高強(qiáng)β鈦合金的研究現(xiàn)狀與發(fā)展趨勢

陳 瑋, 劉運(yùn)璽, 李志強(qiáng)

（1.中國航空制造技術(shù)研究院 科學(xué)技術(shù)委員會，北京 100024；2.中國航空制造技術(shù)研究院 材料應(yīng)用研究部，北京 100024）

鈦合金具有高比強(qiáng)度、比剛度和良好的耐腐蝕性能，滿足飛機(jī)輕量化、長壽命和高可靠性的設(shè)計(jì)需求，其應(yīng)用水平已成為衡量飛機(jī)選材先進(jìn)程度的一個(gè)重要標(biāo)志[1-3]。隨著現(xiàn)代飛機(jī)結(jié)構(gòu)引入損傷容限的設(shè)計(jì)理念，對鈦合金也由單純追求高強(qiáng)度逐漸向強(qiáng)度、韌性、疲勞壽命、裂紋擴(kuò)展速率等性能的綜合匹配發(fā)展[4-6]。

中等強(qiáng)度的Ti-6Al-4V仍然是目前應(yīng)用最為廣泛的鈦合金。更高強(qiáng)度的鈦合金有兩類，一類是以Ti-6-22-22S（ Ti-6Al-2Sn-2Zr-2Mo-2Cr-0.2Si） 與TC21（Ti-6Al-2Sn-2Zr-3Mo-2Nb-1Cr-0.2Si）為代表的α/β鈦合金，使用強(qiáng)度在1100 MPa左右，斷裂韌度約 70 MPa·m1/2；另一類是以 Ti-10-2-3（Ti-10V-2Fe-3Al）與 Ti-5553（Ti-5Al-5V-5Mo-3Cr-0.5Fe）為代表的β鈦合金，即通常所說的高強(qiáng)鈦合金，其使用強(qiáng)度為 1100～1250 MPa，斷裂韌度 50～80 MPa·m1/2。

通過改變高強(qiáng)鈦合金的熱加工工藝參數(shù)可對顯微組織進(jìn)行調(diào)控，進(jìn)而獲得不同的性能組合。高強(qiáng)鈦合金的斷裂韌度與抗裂紋擴(kuò)展性能通常隨著強(qiáng)度的升高而下降。對于關(guān)鍵承力結(jié)構(gòu)來說，發(fā)生失穩(wěn)斷裂的最小缺陷尺寸與（KIC/σYS）2成正比[5]，如果不能在提高屈服強(qiáng)度（σYS）的同時(shí)提高斷裂韌度（KIC），材料發(fā)生突然斷裂的風(fēng)險(xiǎn)將大幅增加。因此，高強(qiáng)鈦合金需要滿足強(qiáng)度與韌性的匹配，才能夠在應(yīng)用中提高飛機(jī)零件的結(jié)構(gòu)效率，實(shí)現(xiàn)更大的減重效果。

本文首先介紹β鈦合金的概念及其成分設(shè)計(jì)方法，并簡述其組織調(diào)控原則；然后回顧β鈦合金的發(fā)展歷程，以及不同時(shí)期美國、俄羅斯（蘇聯(lián)）、中國研發(fā)的典型合金及其應(yīng)用，重點(diǎn)闡述β鈦合金的顯微組織調(diào)控方法、重要工藝參數(shù)及其影響，并以目前應(yīng)用最為廣泛的5種高強(qiáng)β鈦合金為例討論工藝-組織-性能的關(guān)系；最后，從成本與性能兩個(gè)方面分析β鈦合金面臨的挑戰(zhàn)與機(jī)遇，并對未來的發(fā)展趨勢進(jìn)行展望。

1 β鈦合金概述

1.1 β 鈦合金的概念

β鈦合金的名稱來源于其成分中含有的大量β相穩(wěn)定元素，它們能夠擴(kuò)大β相區(qū)或降低β相轉(zhuǎn)變溫度[7-8]。這些元素分為同晶型和共析型兩類。同晶型β相穩(wěn)定元素主要包括V、Mo、Nb、Ta等，它們在β相中有較大的固溶度，起到強(qiáng)化作用，并且降低合金的β相轉(zhuǎn)變溫度；共析型β相穩(wěn)定元素包括 Cr、Mn、Fe、Si等，在高溫時(shí)有一定固溶度，緩冷或時(shí)效后析出α相以及相應(yīng)的有序相，如TiCr2。選擇不同的合金化元素與熱加工工藝參數(shù)可對β鈦合金的顯微組織進(jìn)行調(diào)控，從而獲得期望的強(qiáng)度、韌性以及疲勞性能的組合。

由于β相穩(wěn)定元素對相區(qū)影響的連續(xù)性，α/β鈦合金與β鈦合金的區(qū)分沒有嚴(yán)格的界線。β鈦合金淬火到室溫不發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，而是產(chǎn)生一個(gè)亞穩(wěn)態(tài)的β相，因此定義Mo當(dāng)量（[Mo]Eq）[9]來表示β穩(wěn)定元素含量對馬氏體轉(zhuǎn)變的影響程度：

式中元素含量單位為質(zhì)量分?jǐn)?shù)（%，下同）。式（1）中每個(gè)元素前的系數(shù)反映其在淬火過程中保留β相的能力。

式（2）為 Al當(dāng)量（[Al]Eq）的計(jì)算公式[9]，反映其中各α穩(wěn)定元素保留α相的能力。

一般來說，Mo當(dāng)量低于10%的合金被稱為富β型α/β鈦合金與近β鈦合金，8%～30%之間的被稱為亞穩(wěn)β鈦合金，30%以上的被稱為穩(wěn)定β鈦合金[10]。圖1列出了多種β鈦合金的Mo當(dāng)量，并與常用α/β鈦合金進(jìn)行比較。表1中列出了典型β鈦合金的強(qiáng)度水平及其應(yīng)用。

圖1 典型β鈦合金Mo當(dāng)量Fig. 1 Molybdenum equivalent values of typical β Ti alloys

絕大部分β鈦合金加入Al元素對其中的α相進(jìn)行固溶強(qiáng)化，這樣也能夠降低合金的密度與成本。Al元素可促進(jìn)α相的形成并提高相變點(diǎn)，對于需要在相變點(diǎn)以下進(jìn)行熱加工的合金來說是一個(gè)優(yōu)勢。V和Mo是最常用的同晶型β穩(wěn)定元素，它們的穩(wěn)定能力強(qiáng)并且在凝固過程中不容易偏析，成本也較低，但V的缺點(diǎn)是高溫抗氧化能力不足，因此在高溫環(huán)境下使用的這類合金（如β-21S）中沒有加入[11]。在共析型β穩(wěn)定元素中，F(xiàn)e和Cr是效果最好且成本較低的固溶強(qiáng)化元素，在冷卻過程中促進(jìn) β→TixMy+ α 的相轉(zhuǎn)變[7]；但是，F(xiàn)e和 Cr元素?cái)U(kuò)大了凝固過程中的糊狀區(qū)域，造成真空自耗熔煉過程中更大的過冷度與偏析傾向，而這種偏析在后續(xù)的均質(zhì)化處理中難以消除[12-13]。對于β鈦合金大型鑄錠來說，F(xiàn)e和Cr元素的含量通常不超過2%和6%，并且在凝固過程中需要更精確的控制[14-15]，例如用于起落架等大型鍛件的Ti-10-2-3（Ti-10V-2Fe-3Al）與 Ti-5553（Ti-5Al-5V-5Mo-3Cr-0.5Fe）合金。

盡管有一些爭議，β鈦合金被普遍接受的定義是：含有足夠量β穩(wěn)定元素而可以將β相區(qū)的組織在淬火后保留至室溫的鈦合金[7]。后文主要討論航空領(lǐng)域中應(yīng)用最廣的高強(qiáng)β鈦合金，通常為近β型或亞穩(wěn)β型鈦合金。

表1 典型β鈦合金的強(qiáng)度水平與應(yīng)用Table 1 Strength levels and applications of typical β Ti alloys

1.2 β 鈦合金的主要特點(diǎn)

相比于最常用的Ti-6Al-4V合金，β鈦合金的相變點(diǎn)通常低100～200 ℃，因此可選擇更低的溫度進(jìn)行熱加工。圖2給出3種β鈦合金的流變應(yīng)力隨溫度的變化情況。與Ti-6Al-4V相比，Ti-10V-2Fe-3Al的流變應(yīng)力低，在鍛造過程中更容易成形[16]。

圖2 典型β鈦合金的流變應(yīng)力Fig. 2 Flow stresses of typical β-Ti alloys

固溶時(shí)效是β鈦合金最常用的熱處理方法，能夠在β相基體中析出細(xì)小的α片晶進(jìn)行強(qiáng)化（圖3），兩相界面有效地阻礙了位錯(cuò)滑移，提高了合金的強(qiáng)度[17]。采用不同的固溶與時(shí)效溫度、冷卻速率可對α片晶的尺寸、形貌、分布及體積分?jǐn)?shù)進(jìn)行調(diào)節(jié)，進(jìn)而調(diào)控合金的各項(xiàng)力學(xué)性能[18-19]，某些β合金的抗拉強(qiáng)度可達(dá)1500 MPa以上。值得一提的是，在Mo當(dāng)量處于一定范圍時(shí)，合金中可能產(chǎn)生的亞穩(wěn)ω相與β′相會促進(jìn)平面滑移，降低合金的塑性與疲勞強(qiáng)度。在對β鈦合金進(jìn)行時(shí)效處理時(shí)，提高溫度并延長時(shí)間可避免這兩種相的形成[7]，同時(shí)有助于降低力學(xué)性能的分散性[20]。

圖3 固溶時(shí)效態(tài)Ti-5553顯微組織[21]Fig. 3 Microstructure of Ti-5553 in STA（solution treated and aged）condition[21]

可強(qiáng)化性是β鈦合金的一個(gè)重要指標(biāo)，反映了對過飽和β相時(shí)效強(qiáng)化的能力。在淬火過程中需要避免α相的析出與α′馬氏體的形成，這要求合金中的β穩(wěn)定元素在一定含量以上，并且不能使β相變點(diǎn)降低過多而影響時(shí)效強(qiáng)化的效果[21]。此外，對于較厚的零件來說，淬火時(shí)表面與中心部位的冷卻速率有很大差異，“可強(qiáng)化性”反映了保留β相所需的局部最小冷卻速率以及時(shí)效強(qiáng)化的效果，而“淬透性”從工程應(yīng)用的角度定義能夠?qū)嵤┕倘軙r(shí)效強(qiáng)化的最大零件厚度?？蓮?qiáng)化性通常用TTT圖來表示，圖4展示了5種常用β鈦合金的時(shí)效動力學(xué)差異，其中Ti-5553[22]與Ti-10-2-3[23]在幾分鐘內(nèi)即開始了 β 相的分解，β-21S[24]、β-C[25]、Ti-15-3[26]則需要更長的時(shí)間，這也反映了為何Ti-5553與 Ti-10-2-3可用于大型鍛件，而 β-21S、β-C、Ti-15-3通常用于緊固件與薄板[27]。

圖4 典型β鈦合金時(shí)效過程中首次析出α相的時(shí)間[27]Fig. 4 TTT curves for initial α phase precipitation in typical β Ti alloys[27]

2 β鈦合金的發(fā)展歷程

β鈦合金的發(fā)展始于20世紀(jì)50年代，最早由美國學(xué)者Jaffee作為一個(gè)獨(dú)立的體系提出[28]。進(jìn)入60年代后，為了提升性能，多種針對壓力容器、導(dǎo)彈發(fā)動機(jī)等軍事需求的β鈦合金出現(xiàn)[29]，其中最成功的是B-120VCA（Ti-13V-11Cr-3Al）。該合金具有較高的β同晶元素V以及共析元素Cr，在固溶時(shí)效后能達(dá)到較高的強(qiáng)度，被大量應(yīng)用于SR-71黑鳥偵察機(jī)的機(jī)身結(jié)構(gòu)中，包括蒙皮、框、梁、隔板、機(jī)翼、起落架、緊固件等部位[30-31]。此后，B-120VCA合金進(jìn)一步用于制造多種飛機(jī)作動系統(tǒng)的彈簧[32]。然而，B-120VCA合金的缺點(diǎn)是組織穩(wěn)定性和一致性較差，材料中易形成脆性的Cr化合物，因此性能更穩(wěn)定的 β-C（Ti-3Al-8V-6Cr-4Mo-4Zr）取代了B-120VCA成為首選的彈簧用鈦合金。同期，蘇聯(lián)采用Mo替代V，研制出BT15（Ti-3Al-7Mo-11Cr）以及 Ti-3Al-6V-5Mo-11Cr合金，其性能與B-120VCA相當(dāng)。中國也發(fā)展了與B-120VCA、BT15相似的 TB2（Ti-5Mo-5V-8Cr-3Al）合金用于彈性元件、緊固件等。

20世紀(jì)70年代，美國在B-120VCA的基礎(chǔ)上開 發(fā) 了 β-Ⅲ （Ti-11.5Mo-6Zr-4.5Sn）、 Ti-1Al-8V-5Fe、Ti-8V-8Mo-2Fe-3Al，以及 β-C（Ti-3Al-8V-6Cr-4Mo-4Zr）、Ti-10-2-3（Ti-10V-2Fe-3Al）、Ti-15-3（Ti-15V-3Cr-3Sn-3Al）等應(yīng)用較為廣泛的幾種合金[33-34]。其中 β-C 合金用于緊固件、彈簧（圖 5（a））；Ti-10-2-3合金作為鍛件或板材用于起落架、艙門、接頭等部位；Ti-15-3合金作為薄板用于B-1B轟炸機(jī)中超過250個(gè)零件，如波紋板、緊固件等。此外，它在波音777的系統(tǒng)管路中也有應(yīng)用（圖5（b））。同期，蘇聯(lián)在BT15的基礎(chǔ)上開發(fā)了BT22（Ti-5Al-5V-5Mo-1Fe-1Cr） 、 BT22U（ Ti-3Al-5V-5Mo-1Fe-1Cr）、BT32（Ti-2Al-8.5V-8.5Mo-1.5Cr-1.5Fe）三種新型高強(qiáng)亞穩(wěn)β鈦合金。其中BT22合金在各型飛機(jī)（如伊爾76）機(jī)體與起落架等大型主承力結(jié)構(gòu)上獲得廣泛應(yīng)用。中國在美、蘇體系β鈦合金的基礎(chǔ)上進(jìn)行了改進(jìn)，研制出 TB3（Ti-3.3Al-10Mo-8V-1Fe）以及 TB4（Ti-4Al-7Mo-10V-2Fe-1Zr）合金。

圖5 β鈦合金在航空中的應(yīng)用 （a）Ti-15-3彈簧（大）與β-C彈簧（中、?。唬╞）Ti-15-3管路；（c）β-21S發(fā)動機(jī)尾椎；（d）波音787主起落架上的Ti-5553零件Fig. 5 Applications of β-Ti alloys （a）Ti-15-3 spring（large）；β-C spring（medium and small）；（b）Ti-15-3 environmental control system duct；（c）β-21S plug for the Trent engine；（d）Ti-5553 parts on Boeing-787 main landing gear.

20世紀(jì) 90年代，美國又發(fā)展了 β-21S（Ti-15Mo-2.7Nb-3Al-0.2Si） 、 β-LCB（ Ti-4.5Fe-6.8Mo-1.5Al）、β-CEZ（Ti-5Al-2Sn-2Cr-4Mo-4Zr-1Fe）、Ti-13Nb-13Zr等幾種新型β鈦合金[34]，其成分設(shè)計(jì)原則是降低Cr含量并采用Zr、Sn元素對基體進(jìn)行強(qiáng)化。β-21S的抗氧化性與成形性較好，作為箔材用于制造鈦基復(fù)合材料，同時(shí)，它對飛機(jī)液壓油具有很好的耐腐蝕性[11，32，35-37]，用于制造 Trent系列發(fā)動機(jī)的尾椎（圖5（c））。90年代末，俄羅斯VSMPO公司在BT22合金的基礎(chǔ)上研制出Ti-5553（Ti-5Al-5V-5Mo-3Cr-0.5Fe） 與 Ti-55531（ Ti-5Al-5V-5Mo-3Cr-1Zr）[38-39]，這兩種合金是最新獲得應(yīng)用的β鈦合金，其強(qiáng)度與韌性稍優(yōu)于Ti-10-2-3，已作為鍛件用于波音 787的起落架（圖 5（d））以及空客A380機(jī)翼/吊掛接頭。

目前在航空領(lǐng)域應(yīng)用最廣泛的5種高強(qiáng)β鈦合金包括Ti-10-2-3、Ti-5553、Ti-15-3、β-C、β-21S[38-41]。其他新研制的 β 鈦合金（如 β-CEZ、β-Ⅲ、β-LCB）[7，42-44]多采用Fe作為β穩(wěn)定元素，其目的是降低材料成本，但難以撼動以上5種主干β鈦合金在航空市場中的地位。

3 高強(qiáng)β鈦合金的組織性能調(diào)控

3.1 顯微組織類型及其熱加工方法

3.1.1 β 轉(zhuǎn)變組織

如圖6（a）所示，β鈦合金的均質(zhì)化（階段Ⅰ）與熱變形（階段Ⅱ）可在β轉(zhuǎn)變溫度以上（β相區(qū)）或以下（α/β相區(qū)）進(jìn)行。在α/β相區(qū)進(jìn)行熱變形有利于后續(xù)再結(jié)晶（固溶）（階段Ⅲ）時(shí)獲得較小的β晶粒。在β單相區(qū)固溶后的冷卻速率決定了β晶界上α層的厚度與連續(xù)程度。然而，即使是在快速冷卻條件下（600 ℃/min），連續(xù)的α層仍然無法避免。隨后在α/β相區(qū)熱處理（階段Ⅳ）可獲得β轉(zhuǎn)變組織（圖6（b））。這個(gè)過程中，連續(xù)α層的毗鄰區(qū)域會形成一個(gè)無析出相區(qū)，造成了局部性能的弱化。

圖6 β轉(zhuǎn)變組織的工藝過程及顯微組織 （a）工藝過程示意圖[7]；（b）Ti-10-2-3的β轉(zhuǎn)變組織，圖中可見連續(xù)的晶界α相及其附近的無析出相區(qū)Fig. 6 Processing route and microstructure of β annealed microstructure （ a） schematic diagram of processing route[7]；（b）typical microstructure of β annealed Ti-10-2-3，in which continuous grain-boundary α layer and adjacent precipitatefree-zone can be observed

對于高強(qiáng)β鈦合金來說，其β轉(zhuǎn)變溫度與α相體積分?jǐn)?shù)較高，在α/β相區(qū)進(jìn)行最終熱處理（階段Ⅳ）時(shí)通常分兩步（圖6（a））。高溫退火（階段Ⅳa）首先析出較粗的α片狀體，隨后在500～600 ℃左右時(shí)效（階段Ⅳb），細(xì)小的α片晶形成。α片晶越多，對合金的強(qiáng)化效果越好。由于能夠形成的α片狀體與α片晶的總體積分?jǐn)?shù)一定，高溫退火影響了剩余的α片晶體積分?jǐn)?shù)，進(jìn)而對強(qiáng)度產(chǎn)生重要影響。

3.1.2 β變形組織與跨相區(qū)變形組織

相比β退火組織，β變形組織的工藝過程省略了固溶再結(jié)晶（階段Ⅲ），如圖7（a）所示。在β相區(qū)熱變形及冷卻的過程中，β晶界上形成的α層保留了局部變形的形貌。最終的α層可能是連續(xù)且彎曲的（圖7（b）），也可能由于局部再結(jié)晶而斷開（圖7（c））。由于β晶界是很強(qiáng)的非均勻形核點(diǎn)，β變形組織中幾乎無法避免α層的形成。需要指出的是，在β相區(qū)的變形時(shí)間應(yīng)盡可能縮短，且需要較高的冷卻速率。

跨相區(qū)變形過程從β相區(qū)開始并在α/β相區(qū)結(jié)束（圖8（a）），其目的是將連續(xù)的晶界α層轉(zhuǎn)變?yōu)殒湢瞀辆Я＃▓D8（b））。在跨相區(qū)變形過程中，連續(xù)的α層在β晶界上形成，經(jīng)歷變形后再結(jié)晶成為球狀α晶粒，這個(gè)過程要求在α/β相區(qū)較短的時(shí)間內(nèi)完成，因此也對溫度、變形速率等工藝參數(shù)的控制提出了更嚴(yán)格的要求。獲得理想組織的關(guān)鍵是控制合金在α/β相區(qū)（階段Ⅱ的后期）中的變形參數(shù)，使得α相有足夠的時(shí)間在β晶界上形成，但又必須避免α相在β晶粒內(nèi)部的析出，否則會導(dǎo)致晶粒內(nèi)部的α相成為球狀而不是理想的片狀。此外，在β相區(qū)的時(shí)間也不應(yīng)過長而導(dǎo)致已變形的β晶粒再結(jié)晶。

圖7 β變形組織的工藝過程及顯微組織 （a）工藝過程示意圖[7]；（b）連續(xù)的晶界α層示意圖；（c）斷開的晶界α層示意圖Fig. 7 β processing route and microstructure （a）processing route[7]；（b）schematic diagram of continuous grain boundary of α layer；（c）schematic diagram of broken grain boundary of α layer

圖8 跨相區(qū)變形工藝過程及顯微組織 （a）工藝過程示意圖[7]；（b）晶界處項(xiàng)鏈狀α晶粒示意圖Fig. 8 Through-transus processing route and microstructure （a）processing route[7]；（b）schematic diagram of necklace-like α grains

在變形過程中控制晶粒尺寸、形狀及其一致性對于保證力學(xué)性能的穩(wěn)定性是非常重要的。晶界附近的應(yīng)變通常比晶粒內(nèi)部大，晶界附近發(fā)生再結(jié)晶時(shí)，由于晶粒內(nèi)部變形量不足而只處于動態(tài)回復(fù)階段。因此，在β相區(qū)變形容易產(chǎn)生大小不一的晶粒，這種組織不均勻性很難在后續(xù)的熱處理過程中消除[16]。針對每個(gè)合金建立熱加工圖并進(jìn)行鍛造過程數(shù)值模擬有助于在零件制造時(shí)選擇合適的變形參數(shù)。

3.1.3 雙態(tài)組織

在雙態(tài)組織高強(qiáng)β鈦合金的加工過程中（圖 9（a）），均質(zhì)化（階段Ⅰ）后的冷卻速率是一個(gè)關(guān)鍵控制參數(shù)，如果冷卻速率太低，會在β晶界產(chǎn)生粗大的連續(xù)α層，隨后的α/β相區(qū)變形（階段Ⅱ）與再結(jié)晶（固溶）（階段Ⅲ）很難將其消除。由于變形中形成的等軸初生α相（αp）的間距決定了β晶粒的尺寸，而再結(jié)晶溫度又影響著αp的體積分?jǐn)?shù)，因此β晶粒的尺寸受再結(jié)晶溫度的控制。值得一提的是，雙態(tài)組織中的β晶粒足夠小，晶界上連續(xù)α層對力學(xué)性能的影響幾乎可以忽略（圖9（b）），因此再結(jié)晶（階段Ⅲ）后的冷卻速率并非關(guān)鍵控制參數(shù)。退火（階段Ⅳa）過程中形成較粗的α片狀體，它的體積分?jǐn)?shù)由本階段退火溫度與再結(jié)晶溫度的溫差控制。最后的時(shí)效（階段Ⅳb）過程參數(shù)決定了細(xì)小α片晶的形貌，進(jìn)而影響β鈦合金的強(qiáng)度。由于能夠形成的α片狀體與α片晶的總體積分?jǐn)?shù)一定，形成α片晶的最大體積分?jǐn)?shù)受到退火過程（階段Ⅳa）的影響。雙態(tài)組織是很多高強(qiáng)β鈦合金零件的服役狀態(tài)，如Ti-10-2-3與Ti-5553，其顯微組織將在下節(jié)中展示。

圖9 雙態(tài)組織的工藝過程及顯微組織 （a）工藝過程示意圖[7]；（b）雙態(tài)組織示意圖Fig. 9 Bi-modal processing route and microstructure （a）processing route[7]；（b）schematic diagram of bi-modal microstructure

3.2 典型 β 鈦合金的組織性能

3.2.1 顯微組織對力學(xué)性能的影響

表2總結(jié)了3.1中討論的幾種顯微組織特征與β鈦合金屈服強(qiáng)度、塑性、高周疲勞、疲勞裂紋擴(kuò)展門檻值、斷裂韌度、蠕變性能的定性關(guān)系。表2第一行表示連續(xù)α層對β轉(zhuǎn)變組織力學(xué)性能的影響；第二行比較了兩者都具有連續(xù)α層的雙態(tài)組織與β轉(zhuǎn)變組織的力學(xué)性能；第三、四行顯示了非再結(jié)晶組織對力學(xué)性能的影響，分別比較了非再結(jié)晶組織與β轉(zhuǎn)變組織、雙態(tài)組織的力學(xué)性能，其中L方向是指測試應(yīng)力的方向平行于β晶粒的長軸。L方向的性能通常較好，并且是工程應(yīng)用中最受關(guān)注的。

關(guān)于β鈦合金顯微組織與力學(xué)性能關(guān)系的討論，參考文獻(xiàn)中有詳細(xì)論述[7，34，45]。以下介紹 5種典型高強(qiáng)β鈦合金的組織性能及應(yīng)用。

3.2.2 Ti-10V-2Fe-3Al（Ti-10-2-3，TB6）

Ti-10-2-3由TIMET公司在20世紀(jì)70年代開發(fā)，目的是獲得比Ti-6Al-4V更優(yōu)異的強(qiáng)度、塑性、斷裂韌度等綜合性能[46-47]。在B-120VCA合金之后，Ti-10-2-3是航空領(lǐng)域中應(yīng)用最為廣泛的β鈦合金[12-13，20，48-51]。從 80 年代起，波音 757 機(jī)身結(jié)構(gòu)中開始使用Ti-10-2-3合金，其抗拉強(qiáng)度達(dá)到1240 MPa，斷裂韌度達(dá)到44 MPa·m1/2。除了內(nèi)外筒，波音777起落架的所有主要部件都使用了Ti-10-2-3，每架飛機(jī)減重 270 kg[7，39]。隨后，Ti-10-2-3在各類軍用/民用飛機(jī)上獲得應(yīng)用，例如直升機(jī)旋翼中的圓盤、套筒鍛件，其強(qiáng)度水平雖然在1100 MPa左右，但高周疲勞極限達(dá)到 650 MPa（R= -1）[33]。

表2 β鈦合金顯微組織參數(shù)與力學(xué)性能之間的定性關(guān)系[7]Table 2 Qualitative correlations between microstructural parameters and mechanical properties for β titanium alloys[7]

Ti-10-2-3中2%的Fe元素提升了可強(qiáng)化性；3%的Al元素也對α相起到了很好的強(qiáng)化效果；O含量控制在0.13%以下保證了合金在較高強(qiáng)度水平下的斷裂韌度[48-49，52]。由于較多Fe元素的存在，合金熔煉過程中存在的偏析傾向（β斑）可能導(dǎo)致力學(xué)性能的不穩(wěn)定，但可通過對熔煉與熱處理過程的嚴(yán)格控制來避免[15，48]。

Ti-10-2-3具有較好的熱處理響應(yīng)與較低的流變應(yīng)力，使得大型復(fù)雜結(jié)構(gòu)的精確成形成為可能，大幅減少了后續(xù)的機(jī)械加工[48-49，53]。鍛造通常采用跨相區(qū)變形，鍛造在β相區(qū)開始并在相變點(diǎn)以下10～25 ℃結(jié)束。由于不含有Mo、Nb等擴(kuò)散較慢的元素，Ti-10-2-3的再結(jié)晶效果較好。初生α相的球化程度不足會導(dǎo)致塑性較低，而過量則會導(dǎo)致斷裂韌度下降，因此，在α/β相區(qū)中20%左右的鍛造變形量可獲得塑性和斷裂韌度較好的匹配[48-49]。選擇不同的固溶時(shí)效熱處理制度，抗拉強(qiáng)度可在965～1241 MPa之間調(diào)節(jié)[53]。典型的顯微組織如圖10所示。

由于熱處理過程中Ti-10-2-3合金淬透深度的限制，零件的最大厚度不能超過76 mm。水淬通常會導(dǎo)致零件中較高的殘余應(yīng)力，給機(jī)械加工過程中零件精度的保證帶來困難。在495～525 ℃退火8 h并空冷可消除部分殘余應(yīng)力。

圖10 Ti-10-2-3雙態(tài)組織Fig. 10 Bi-modal microstructure of Ti-10-2-3

3.2.3 Ti-5Al-5V-5Mo-3Cr-0.5Fe（Ti-5553）

Ti-5553由波音與 VSMPO公司在20世紀(jì)90年代開發(fā)，在BT-22合金成分的基礎(chǔ)上降低了Fe含量并提高了Cr含量，獲得了更好的組織均勻性與可強(qiáng)化性，淬透性也更高，其固溶時(shí)效態(tài)的強(qiáng)度水平在1240MPa左右[33]，主要用于飛機(jī)重要承力結(jié)構(gòu)，如波音787起落架?？湛团cVSMPO聯(lián)合開發(fā)了一個(gè)相似的成分Ti-5Al-5V-5Mo-3Cr-1Zr（Ti-5553），已用于空客A380的機(jī)翼吊掛結(jié)構(gòu)，其使用強(qiáng)度水平在1100 MPa左右。

相比于Ti-10-2-3，Ti-5553中較少的Fe元素降低了偏析傾向，因此熔煉效率大幅提升，開坯通常在α/β相區(qū)進(jìn)行[50]，鍛造與熱處理工藝窗口也更寬。實(shí)驗(yàn)表明，水淬與空冷均可獲得無連續(xù)α層的組織，即使是在0.25 ℃/s的冷卻速率下也可完全保留β相[54]。對于厚度150 mm以下的零件，固溶后空冷即可達(dá)到足夠的冷卻速率，時(shí)效后可獲得的強(qiáng)度也高于Ti-10-2-3。Ti-5553的典型熱處理制度主要有：α/β 固溶-時(shí)效與 β 固溶-緩冷-時(shí)效。在經(jīng)過跨相區(qū)變形-α/β固溶-時(shí)效的顯微組織中（雙態(tài)組織），10%～20%的球狀初生α相與細(xì)小的α片晶均勻分布在基體中（圖11（a）），材料的強(qiáng)度達(dá)到1240 MPa，斷裂韌度約 33 MPa·m1/2，主要用于起落架。β轉(zhuǎn)變組織（固溶-緩冷-時(shí)效）具有很高的α片層體積分?jǐn)?shù)（圖 11（b）），其抗拉強(qiáng)度約 1080 MPa，但斷裂韌度可達(dá)65 MPa·m1/2以上，主要用于機(jī)身結(jié)構(gòu)[54-57]。

圖11 Ti-5553顯微組織 （a）雙態(tài)組織；（b）β轉(zhuǎn)變組織[57]Fig. 11 Ti-5553 microstructure （a）bi-modal microstructure；（b）β annealed microstructure[57]

3.2.4 Ti-15Mo-3Al-2.7Nb-0.2Si（β-21S，TB8）

為了滿足高溫使用環(huán)境，VSMPO公司在20世紀(jì)80年代開發(fā)了β-21S合金，其工作溫度可達(dá)540 ℃。該合金因所有合金元素的總質(zhì)量分?jǐn)?shù)約為21而得名[11]。β-21S在成分設(shè)計(jì)時(shí)沒有加入抗氧化性不足的V元素，是第一個(gè)能耐熱液壓油腐蝕的β鈦合金[37]。β-21S已用于空客A330發(fā)動機(jī)艙附近的塞子、噴嘴和整流罩等部件，替代原有的410鋼和IN-625高溫合金。同時(shí)，該合金也用于波音777的襯套和噴管，替代IN-625合金實(shí)現(xiàn)了減重164 kg[40]。作為鈑金零件，β-21S可替代強(qiáng)度水平相當(dāng)于1Cr18Ni9Ti的不銹鋼，用于飛機(jī)液壓系統(tǒng)、蜂窩、燃油箱、緊固件、液壓管路等。

β-21S經(jīng)過三次真空自耗熔煉以及鍛造、軋制后形成4 mm厚的板帶，再進(jìn)一步軋制到不同厚度的薄板使用，其冷加工變形量可達(dá)到75%[11]。較小的β晶粒有助于提高合金的塑性。β-21S通常在815～900 ℃進(jìn)行固溶，提高冷卻速率可降低晶界連續(xù)α層的厚度，但無法完全避免其形成。α相析出過程的影響因素包括固溶后的冷卻速率、時(shí)效升溫速率、時(shí)效溫度、時(shí)效時(shí)間，以及冷加工儲存的變形能。AMS4897中規(guī)定了兩個(gè)強(qiáng)度等級的時(shí)效制度。固溶后采用595 ℃/8 h的單重時(shí)效可獲得1034 MPa的抗拉強(qiáng)度[27]。如果合金將在高溫環(huán)境下使用，采用695 ℃/8 h+650 ℃/8 h的雙重時(shí)效可提高合金的熱穩(wěn)定性，但其強(qiáng)度下降到862 MPa[27]。在695 ℃/8 h的第一重時(shí)效是為了析出20%～30%的α片狀體并增加β基體中Mo、Nb元素的含量，因此合金的組織更穩(wěn)定[24，58]；在650 ℃/8 h的第二重時(shí)效析出細(xì)小的α片晶起到強(qiáng)化作用。典型β-21S合金的顯微組織如圖12所示。

圖12 固溶時(shí)效態(tài)β-21S顯微組織[7]Fig. 12 β-21S microstructure in STA condition[7]

3.2.5 Ti-3Al-8V-6Cr-4Mo-4Zr（β-C，TB9）

β-C合金是由美國RMI公司在20世紀(jì)60年代開發(fā)的高強(qiáng)β鈦合金，具有較好的耐腐蝕性[32]。合金在成分設(shè)計(jì)時(shí)考慮了力學(xué)性能、可加工性、成本等多種因素。β-C合金的用量較小，主要應(yīng)用于飛機(jī)的彈簧、緊固件中，替代鋼彈簧可減重70%[32-33]。β-C合金通常采用真空自耗與等離子弧熔煉，隨后進(jìn)行鍛造、軋制或擠壓成形。熱加工溫度通常在795 ℃，但也可以進(jìn)行冷加工。冷彎、冷拉、冷軋是常用的生產(chǎn)彈簧與緊固件的工藝。

β-C合金的固溶溫度在790～925 ℃之間，時(shí)效溫度/時(shí)間為 470～620 ℃/4～12 h，在這期間需要避免ω相與TiCr2等脆性相的形成。為了保證較厚材料的組織均勻性，可采用雙時(shí)效熱處理制度，首先在420～460 ℃進(jìn)行預(yù)時(shí)效，形成β′亞穩(wěn)相，隨后在較高溫度的時(shí)效中以β′形核成為α相，這樣可以改善組織均勻性并獲得理想的強(qiáng)度[42，59-60]。例如，美國Cherry公司用于抽芯鉚釘?shù)摩?C絲材強(qiáng)度達(dá)到1370 MPa以上。典型的固溶時(shí)效態(tài)β-C絲材顯微組織如圖13所示。

3.2.6 Ti-15V-3Cr-3Al-3Sn（Ti-15-3，TB5）

Ti-15-3是TIMET與Lockheed于20世紀(jì)70年代研發(fā)的，它優(yōu)良的冷成形性顯著降低了制造成本并方便了零件的現(xiàn)場維護(hù)[61]。Ti-15-3中較少的共析元素降低了熔煉過程中的偏析傾向，但較差的時(shí)效敏感性（圖4）將它的產(chǎn)品限制在了薄板、帶材等形式上[34，62]。此外，良好的可焊接性也使Ti-15-3便于管材的制造。Ti-15-3最早應(yīng)用于B-1B轟炸機(jī)后機(jī)艙結(jié)構(gòu)約100個(gè)零件中，替代了較難成形的Ti-6Al-4V。在波音777中，它替代純鈦?zhàn)鳛榭刂乒苈?，?shí)現(xiàn)每架飛機(jī)減重 64 kg[35，63]。

圖13 固溶時(shí)效態(tài)β-C絲材顯微組織Fig. 13 β-C microstructure in STA condition

固溶時(shí)效態(tài)Ti-15-3的典型顯微組織如圖14所示。在Ti-15-3時(shí)效過程中，α析出相的主要形核點(diǎn)是滑移帶中的位錯(cuò)亞結(jié)構(gòu)，因此前序變形過程對時(shí)效后的顯微組織有重要影響，增大變形量可提高拉伸強(qiáng)度并促進(jìn)α相析出[45，63-66]。在400 ℃以下進(jìn)行預(yù)時(shí)效可形成ω相前驅(qū)體，使得后續(xù)形成的α相片晶更均勻[62]。優(yōu)化熱處理工藝對于獲得理想的性能至關(guān)重要，隨著時(shí)效溫度的升高，Ti-15-3合金強(qiáng)度下降而塑性上升。

圖14 固溶時(shí)效態(tài)Ti-15-3顯微組織[65]Fig. 14 Ti-15-3 microstructure in STA condition[65]

4 高強(qiáng)β鈦合金的發(fā)展趨勢

4.1 新材料與新工藝開發(fā)

性能和成本是材料技術(shù)發(fā)展永恒的兩大驅(qū)動力，針對高強(qiáng)β鈦合金新成分與新工藝的開發(fā)一直在進(jìn)行。近年來，西北有色金屬研究院、北京航空材料研究院、寶鈦、西北工業(yè)大學(xué)等單位以“臨界鉬當(dāng)量條件下的多元強(qiáng)化”為原則，研制了具有與Ti-5553同級別或更高強(qiáng)度的β鈦合金，如TB19（Ti-3Al-5Mo-5V-4Cr-2Zr）、 TB20（Ti-3.5Al-5Mo-4V-2Cr-2Zr-2Sn-1Fe）、 TB17（Ti-4.5Al-6.5Mo-2Cr-2.6Nb-2Zr-1Sn）、TB15（Ti-4Al-5V-5Mo-6Cr）、M28（Ti-4Al-5V-5Mo-6Cr-1Nb）、Ti-7333（Ti-7Mo-3Al-3Cr-3Nb）等[67-72]。其中，TB15、TB17、M28、Ti-7333在固溶時(shí)效后抗拉強(qiáng)度可達(dá)1350 MPa，同時(shí)斷裂韌度達(dá)到50 MPa·m1/2以上，目前正在進(jìn)一步開展合金成分與加工工藝的優(yōu)化，達(dá)到強(qiáng)度、塑性、韌性、疲勞性能的綜合匹配，以滿足飛機(jī)主承力結(jié)構(gòu)的損傷容限設(shè)計(jì)要求，降低應(yīng)用風(fēng)險(xiǎn)。

增材制造技術(shù)在過去的十年里獲得了飛速發(fā)展，航空工業(yè)制造院采用電子束選區(qū)熔化方法制備了Ti-4Al-5V-5Mo-6Cr-1Nb合金接頭零件（圖15），并初步研究了熱處理對材料組織性能的影響。然而，由于增材制造工藝近凈成形的特點(diǎn)，零件無法再進(jìn)行變形加工，嚴(yán)重限制了顯微組織的調(diào)控方式。如何針對增材制造工藝參數(shù)及后續(xù)熱處理制度進(jìn)行設(shè)計(jì)，并建立無損檢測方法與標(biāo)準(zhǔn)，是發(fā)揮增材制造技術(shù)優(yōu)勢，獲得具有理想組織性能的高強(qiáng)β鈦合金的關(guān)鍵。

圖15 電子束選區(qū)熔化Ti-4Al-5V-5Mo-6Cr-1Nb合金接頭Fig. 15 EBM Ti-4Al-5V-5Mo-6Cr-1Nb joint

4.2 挑戰(zhàn)與機(jī)遇

在過去的20年里，高強(qiáng)β鈦合金的用量并未有明顯增長。已應(yīng)用的合金牌號里最新的仍然是20世紀(jì)90年代開發(fā)的Ti-5553。主要的原因有兩方面：

（1）成本因素

β鈦合金中含有的Mo、V、Cr等元素的價(jià)格較高。同時(shí)，為避免元素偏析，降低熔煉速率導(dǎo)致鑄錠成本的上升。相比于Ti-6Al-4V合金，復(fù)雜的鍛造與熱處理工藝及更窄的工藝窗口也增加了高強(qiáng)β鈦合金零件的成本。更為重要的是，現(xiàn)有的幾種合金已占領(lǐng)高強(qiáng)β鈦合金的利基市場，一種新合金的認(rèn)證通常需要花費(fèi)大量的時(shí)間與經(jīng)費(fèi)，如果不是因?yàn)樾阅艿拇蠓嵘蛘咝掠猛镜陌l(fā)現(xiàn)（例如耐高溫與液壓油腐蝕的β-21S合金），從成本效益的角度來說是不值得投入的。此外，較低的產(chǎn)量也是β鈦合金成本居高不下的重要原因。

（2）性能因素

對于β鈦合金來說，高強(qiáng)度通常帶來的是較低的塑性和斷裂韌度，而飛機(jī)主承力結(jié)構(gòu)的損傷容限設(shè)計(jì)理念要求各項(xiàng)性能的匹配。目前尚未找到很好的辦法能夠在保持高強(qiáng)度的條件下提高斷裂韌度并降低疲勞裂紋擴(kuò)展速率。從飛機(jī)設(shè)計(jì)及維護(hù)的角度來說，寧可犧牲部分強(qiáng)度也要保證材料的損傷容限。軍用飛機(jī)對材料損傷容限的要求更高，因此較少使用高強(qiáng)β鈦合金，尤其是在承力構(gòu)件上。高強(qiáng)度帶來的另一個(gè)問題是對缺陷的敏感性。為保證安全，對材料化學(xué)成分與顯微組織均勻性、表面與內(nèi)部質(zhì)量的要求，以及服役過程中的檢測與維護(hù)要求大幅提高。這也是為何高強(qiáng)β鈦合金更多的用在體積較小或非主承力構(gòu)件上，如緊固件、彈簧、尾椎等。對于起落架等大型鍛件來說，局部變形量、冷卻速率的差異會導(dǎo)致時(shí)效效果的不同，進(jìn)而引起性能的不穩(wěn)定。為保證性能，采用保守的熱處理工藝參數(shù)（如更高的溫度與更長的時(shí)間）帶來了成本的上升。

以上兩點(diǎn)為 β-LCB、β-III、β-CEZ 等合金難以獲得應(yīng)用的原因。然而，這些挑戰(zhàn)對于未來β鈦合金的發(fā)展方向具有一定的指導(dǎo)意義。開發(fā)同時(shí)具有更高強(qiáng)度與損傷容限性能的β鈦合金面臨巨大困難，而發(fā)現(xiàn)具有優(yōu)良工藝適應(yīng)性與魯棒性的β鈦合金成分是另一個(gè)重要目標(biāo)，例如更小的偏析傾向、更寬的鍛造/熱處理窗口、更好的可切削性。此外，在保證較高強(qiáng)度的前提下，開發(fā)具有更高斷裂韌度與更低裂紋擴(kuò)展速率的新一代β鈦合金，也是飛機(jī)損傷容限設(shè)計(jì)理念指出的方向。

過去，基于經(jīng)驗(yàn)的合金研發(fā)過程成本高、周期長。近年來，材料基因組工程的提出從根本上改變了材料的設(shè)計(jì)方法[73-74]，基于熱力學(xué)與動力學(xué)的材料集成計(jì)算技術(shù)大幅提升了合金研發(fā)的效率，這將會是新型高強(qiáng)β鈦合金成分-工藝-組織-性能全流程開發(fā)的加速器。

5 結(jié)語

從飛機(jī)誕生的第一天起，設(shè)計(jì)師就致力于選用更輕、更強(qiáng)的材料來提高飛機(jī)的性能、可靠性與經(jīng)濟(jì)性。雖然目前高強(qiáng)β鈦合金只占航空鈦合金總用量的很小一部分，但它滿足了需要高比強(qiáng)度、耐腐蝕性、良好成形性的飛機(jī)特定結(jié)構(gòu)的需求，將繼續(xù)在減重方面發(fā)揮重要作用。新一代高強(qiáng)β鈦合金的研制與應(yīng)用依賴于基于現(xiàn)有合金性能的改進(jìn)與成本的降低，這不僅是技術(shù)性問題，也是經(jīng)濟(jì)性問題。