高強度高彈性鈦合金的研究進展

肖文龍, 付 雨, 王俊帥, 趙新青, 馬朝利

（北京航空航天大學 材料科學與工程學院，北京 100191）

鈦及鈦合金具有高比強度、耐腐蝕、低彈性模量、超彈性和形狀記憶等特點，在航空、航天、化工、武器裝備和生物醫療等領域得到了廣泛的應用[1-5]。通過合金成分設計和熱-機械處理微觀組織優化，鈦合金的力學性能和功能特性可以在很寬的范圍內調控。與鋼鐵材料相比，鈦合金優良的力學性能和彈性性能，使其成為緊固件和彈簧等元器件重要的結構材料，在航空航天等領域發揮著重要作用[6-9]。然而，鈦合金的高強度和功能特性往往是一對魚和熊掌不可兼得的矛盾體，如何兼具優異的力學性能和功能特性一直是先進鈦合金研發的重點。經過數十年的發展，新型鈦合金的研發取得了一定進展，鈦合金的強度和彈性性能匹配有了明顯提高。本文簡要回顧高強度高彈性鈦合金的發展現狀，介紹新型高強度高彈性鈦合金成分設計和組織設計方法，并概述本課題組基于該方法開展的研究工作，對其發展趨勢進行展望。

1 高強度高彈性鈦合金的發展現狀

金屬材料的彈性變形能力受屈服強度和彈性模量的影響，拉伸線彈性極限（ε0.2）大多低于1%[10]。傳統鈦合金的強度根據合金牌號不同在400～1500 MPa范圍內，彈性模量介于 50～120 GPa之間，遠低于鋼（約210 GPa），彈性變形能力約為鋼的2倍[2，11]。鈦合金的高強度和低彈性模量賦予其優異的彈性變形能力，作為結構功能一體化材料在航空航天領域得到廣泛應用[12]。20世紀50年代，美國首次在B-52轟炸機上使用Ti-6Al-4V（若非特別說明，本文均指質量分數）制造的鈦合金螺栓，由此開啟了鈦合金緊固件在航空航天領域的應用[7]。隨著航空航天和武器裝備的不斷輕量化要求，輕質高強度高彈性鈦合金逐漸部分取代了傳統30CrMoSiA鋼在緊固件中的應用，提高了裝備使用安全性與可靠性[7]。目前常用的α+β和β型鈦合金的抗拉強度基本為1000 MPa級，如Ti-6Al-4V、Ti-3Al-5Mo-4.5V、Ti-5Mo-5V-8Cr-3Al和 Ti-15Mo-3Al-2.7Nb-0.3Si（β 21S）等[12]。自 20 世紀 70 年代起，麥道公司開始使用Ti-13V-11Cr-3Al制造民用飛機用彈簧，替代彈簧鋼實現減重70%[13]。隨后，洛克希德、波音和空客等開始使用β鈦合金材料制造起落架上下鎖、液壓回程和飛機控制等彈簧部件，代表性合金有Ti-15V-3Cr-3Al-3Sn和Ti-3Al-8V-6Cr-4Mo-4Zr（β-C），其彈性模量約為104 GPa，抗拉強度為1300～1450 MPa[14]。國內應用的典型牌號有TB2、TB3和TB5等[13]。目前彈簧和緊固件使用的α+β和β型鈦合金一般采用α+β兩相態組織以獲得高強度，同時彈性模量（90～120 GPa）也較高，導致彈性性能較低，難以滿足先進飛行器對于高強度高彈性材料的使用需求[12，14]。β型Ti-45Nb合金作為鉚釘專用材料，在國內外航空航天產品中獲得了應用。該合金具有低彈性模量，塑性和冷加工成型性好等優點，但強度特別是屈服強度低，強度與彈性性能的匹配較差[15]。

從20世紀90年代開始，為了降低醫用鈦合金的彈性模量，人們開發了一系列低彈性模量亞穩β型鈦合金，如Ti-29Nb-13Ta-4.6Zr和Ti-35Nb-5Ta-7Zr等，獲得了更佳的彈性性能[2]，但此類鈦合金為醫療領域開發，強度低，難以滿足航空緊固件和彈簧用鈦合金對高強度和高彈性的使用需求。2003年，日本豐田中央研究院開發了綜合性能優異的多功能鈦合金（橡膠金屬），典型成分為Ti-23Nb-0.7Ta-2Zr-1.2O（原子分數%），該合金經90%冷軋變形后強度可達1200 MPa，彈性模量為55 GPa，彈性極限高達約2.5%，顯示出優異的高強度和高彈性匹配，并且該合金在較寬的溫度范圍內具有恒彈性[16]。中國科學院金屬材料研究所開發的亞穩β型合金Ti-24Nb-4Zr-8Sn（Ti-2448）同樣顯示出優異的彈性性能，具有低至42 GPa的彈性模量和高達3.3%的彈性應變，經固溶時效處理后亦具有優異的高強度和高彈性匹配[17-18]。橡膠金屬和Ti-2448是先進高強度高彈性鈦合金的典型代表，預示著鈦合金能實現高強度和高彈性匹配，其優異的性能依賴于巧妙的成分設計及合適的制備工藝。

2 高強度高彈性的實現途徑

高強度高彈性材料的主要特征參數有抗拉強度和彈性極限，彈性極限可用彈性容許應變（elastic admissible strain）近似代替，即屈服強度（YS）與彈性模量（E）的比值（YS/E）[11，19]。彈性容許應變表征金屬材料的強度和彈性性能的匹配性，其值越大，彈性變形能力越強。如圖1所示，提高金屬材料的彈性性能主要方法有：（1）提高屈服強度，即在保持彈性模量提高幅度不大的前提下大幅提高屈服強度，獲得額外彈性變形能力；（2）降低彈性模量，利用低彈性模量獲得高的彈性變形能力。

圖1 鈦合金實現高強度和高彈性的途徑Fig. 1 Schematic illustration of achieving high strength and high elasticity in Ti alloys

圖2 總結了一些常用緊固件和彈簧用鈦合金以及典型低彈性模量β型鈦合金的屈服強度和彈性容許應變值。由圖2可以看出，常用的鈦合金如Ti-5Mo-5V-8Cr-3Al等通過α相析出強化獲得很高的強度，但是其彈性容許應變大多低于1.3%。α相析出強化顯著提高強度，但難以避免地提高了彈性模量，對彈性性能提升不大[12，20]。β單相鈦合金如Ti-45Nb和Ti-15Mo等雖然具有較低的彈性模量，但是屈服強度較低，彈性容許應變低于1%；而橡膠金屬和Ti-2448憑借高強度和低彈性模量，分別實現了高達2.5%和3.3%的彈性極限。由此可見，通過成分設計和微觀組織調控，β型鈦合金的強度和彈性性能匹配可以在很寬的范圍內變化。

3 高強度高彈性鈦合金的研究進展

圖2 常見鈦合金的屈服強度與 YS/E 值[11，16，18，21-24]Fig. 2 Yield strength and elastic admissible strain of some typical Ti alloys[11，16，18，21-24]

鈦合金中β相具有較低的彈性模量，可以獲得較高的彈性性能，但β相的彈性模量與結構穩定性有關。目前，通過成分設計調控β穩定性可實現鈦合金相組成和彈性性能的預測和調控，進而實現低彈性模量、超彈性和形狀記憶效應等彈性性能[25-27]。同時，利用熱-機械處理調控晶粒大小、相組成和組織形貌等，可以對合金的強度和塑性等力學性能進行優化。成分設計和熱-機械處理組織調控是目前研發高強度高彈性鈦合金的主要手段。

3.1 成分設計

目前常用的低彈性模量、超彈性和形狀記憶高彈性鈦合金成分設計方法主要有基于分子軌道計算的d-電子合金設計法和平均價電子濃度法。

3.1.1 d-電子合金設計法

基于DV-Xα Cluster分子軌道計算的d-電子合金設計法由日本學者Morinaga等在1988年首先提出[28]，主要利用兩個重要的電子軌道參數：（合金元素與Ti元素的共價鍵結合能，代表元素間的結合能力）和（合金元素與Ti元素的d軌道結合能，與元素的原子半徑和電負性有關）進行低彈性模量鈦合金成分設計[29-31]。和由公式（1）計算獲得：

2006年，Abdel-Hady等總結了β型鈦合金的β相穩定性和彈性性能與和間的關系，如圖3所示[30]。和值位于β/β+ω相界線附近的合金β穩定性低，可能具備低彈性模量，且彈性模量隨著和值的增大而呈現減小趨勢，如圖中藍色箭頭所示。這就預示著具有高和值，且位于β/β+ω相界線附近的鈦合金將可以獲得更低的彈性模量。基于d-電子合金設計法，人們設計了一系列低彈性模量鈦合金，如Ti-29Nb-13Ta-4.6Zr（E= 65 GPa）[29]、橡膠金屬（E= 55 GPa）[16]、Ti-31Nb-6Zr-5Mo（E= 44 GPa）[32]和 Ti-34Nb-25Zr（E= 62 GPa）[33]等。根據合金元素M添加對Ti的和值的影響關系圖[34]，添加具有高和值的Nb、Ta和Zr元素將有利于獲得低彈性模量，如Ti-11Nb-38Zr的彈性模量低至38 GPa[35]。此外，利用-圖還可以對合金的相組成和應力加載下的變形方式進行預測?？刂坪辖鸪煞质怪挥贛s=RT（馬氏體相變開始溫度等于室溫）界線和β/β+ω相界線之間時，可產生應力誘發α″馬氏體相變，可能獲得超彈性和形狀記憶效應[36]。

通過計算合金元素M對Ti的和值的影響進行低彈性模量鈦合金設計時，未考慮合金元素間的相互作用，并且該方法不能預測合金的強度，而低彈性模量的獲得往往會犧牲強度。Plaine等利用d-電子合金法設計制備的Ti-29Nb-13Ta-4.6Zr彈性模量為42 GPa，但低β穩定性導致非常低的應力誘發馬氏體相變臨界力[37]。為了兼顧高強度，除了控制合金成分使之位于低彈性模量區域外，還利用α相析出調控β基體穩定性和抑制應力誘發馬氏體相變，克服β固溶態下強度低的缺點[38]。為此，Plaine等對固溶態Ti-29Nb-13Ta-4.6Zr進行冷軋加低溫短時退火處理（400 ℃/20 min）析出細小的針狀彌散α相使屈服強度提高至920 MPa，獲得了2%的彈性變形能力，但伸長率僅為3%左右[37]。本課題組利用d-電子理論設計的Ti-8Nb-2Fe-0.2O在亞穩β基體析出超細等軸α獲得了1.32%的YS/E值，且屈服強度和伸長率分別為976 MPa和21%[19]。α析出使剩余β基體富β穩定元素，這就意味著可以通過析出α相調控β基體穩定性，進而優化合金的彈性性能。調控α析出相的形貌、大小、數量和由此帶來的β基體穩定性變化對獲得綜合性能優異的高強度高彈性鈦合金至關重要。基于d-電子理論的成分設計和熱-機械處理組織調控，我們設計制備了高強度高彈性Ti-15Nb-5Zr-4Sn-1Fe（Ti-15541）合金。合金成分位于-圖中的馬氏體相區，如圖4（d）所示。β固溶（ST）態屈服強度低，彈性模量較高（79 GPa），彈性變形能力小。在α+β兩相區熱軋和退火處理（RA）析出大量等軸超細α后，β基體穩定性提高。經EDS元素分析發現β基體在-圖中的位置變為β/β+ω相界線右側，如圖4（d）紅色箭頭所示，基體穩定性的提高抑制了馬氏體和ω相變。該合金的本征低β穩定性保證了析出大量α后β基體仍保持在低穩定性狀態，因此彈性模量從ST態的79 GPa降低至61 GPa，屈服強度提高至912 MPa，獲得1.68%的彈性極限，伸長率約18%。由此可見，利用d-電子合金設計法設計低穩定性的亞穩β或α+β兩相鈦合金，通過熱-機械處理析出超細等軸α調控β基體穩定性使基體成分位于-圖的β/β+ω相界線附近，可以獲得兼具高強度和高彈性的鈦合金。在此狀態下，由低穩定性的β基體提供低彈性模量，超細等軸α相提供高強度，且還能獲得高塑性。

圖4 Ti-15541合金 （a）β固溶水冷得到的微觀組織；（b）α+β兩相區熱軋和退火處理得到的微觀組織；（c）不同熱處理狀態拉伸曲線；（d） 和值Fig. 4 Ti-15541 alloy （a）microstructure of alloy treated by β solution；（b）microstructure of the alloy treated by hot rolling and annealing；（c）tensile stress-strain curves under different heat treatment conditions；（d）positions in - map

式中：ei和ai分別為元素i的價電子數和原子分數。

圖5為Ti-M二元合金的彈性模量和相組成隨值的變化情況圖。由圖5看出，隨值的增加，β穩定性提高，相組成由 α′逐漸過渡到α″+β+ω，在值高于4.20以上時將β相穩定至室溫[18]。彈性模量隨值提高呈現“W”型趨勢變化[40]，在 α′/（α″+β+ω）和（α″+β+ω）/β 相界處由于高彈性模量的α′和ω被抑制，出現彈性模量極小值。第一性原理計算發現，當為4.20～4.24時，可將低穩定性的β相穩定至室溫，獲得低彈性模量[39]?；诜ㄔO計的低彈性模量鈦合金的值大部分位于4.20～4.25之間，如橡膠金屬（= 4.24）[16]、Ti-34Nb-25Zr（= 4.24）[33]和 Ti-23Nb-1Ta-2Hf-1.2O（= 4.24）[41]。 在為 4.08附 近 ，即α′/（α″+β+ω）交界處亦出現彈性模量低谷，如Ti-13Nb-13Zr（= 4.08，E= 64～70 GPa）[42]和Ti-10Nb-2Mo-4Sn（= 4.08，E= 41 GPa）[43]。此外，在高彈性模量的為4.08～4.20區間，添加Zr、Sn等元素抑制ω相能獲得超低彈性模量，如Ti-2448（= 4.15，E= 42 GPa）和 Ti-19Nb-1.5Mo-4Zr-8Sn（= 4.14，E= 39 GPa）[18]。利用平均價電子濃度控制合金成分使之位于可能出現低彈性模量的區間，可實現低彈性模量鈦合金的成分設計。

圖5 Ti-M二元合金彈性模量與值的關系示意圖[18]Fig. 5 Relationship between Young’s modulus and value of Ti-M binary alloy[18]

研究發現，α穩定元素氧能有效地抑制馬氏體相變和ω相變，實際表現為β穩定元素[45-48]。此外，氧有很強的間隙固溶強化作用，對鈦合金獲得高強度和高彈性有益，但進行電子參數、和的計算時未將氧元素考慮在內。氧的β穩定作用會使含氧鈦合金在圖上的位置右移。這就預示著，若鈦合金的值位于圖5的彈性模量低谷左側，添加適量的氧后實際位置將右移至彈性模量低谷處，可能實現高強度和低彈性模量。我們利用基于平均價電子濃度的鈦合金設計方法，設計制備了Ti-32Nb和Ti-32Nb-0.5O合金。Ti-32Nb的平均價電子濃度（）為4.195，如圖6所示，相組成為β和α″馬氏體，彈性模量和屈服強度分別為65 GPa和325 MPa。添加0.5%氧后，Ti-32Nb-0.5O合金快冷淬火條件下馬氏體相變被抑制，室溫下為單一β 相（圖6），彈性模量降低至 56 GPa，強度（958 MPa）和塑性（伸長率27%）均大幅提高。結果表明，氧的β穩定作用使Ti-32Nb-0.5O在圖6中的實際位置右移至低彈性模量低谷處，同時實現降低彈性模量和提高強度。利用氧元素添加改變值和氧元素的間隙固溶強化作用，可獲得新型高強度高彈性含氧鈦合金。根據合金種類和成分的不同，氧添加存在臨界含量，超過臨界含量后合金變脆，需要嚴格控制氧含量[49-50]。此外，無法精確計算含氧鈦合金的電子參數，難以通過理論方法精確指導成分設計，在后續研究中需考慮氧的β穩定作用對電子參數的計算進行修正。

3.1.3 氧元素的作用

氧在鈦合金中可以產生很強的固溶強化作用，顯著提高強度，但通常降低塑性，甚至使合金變脆[51-53]。在純鈦和Ti-6Al-4V中，當氧含量超過0.4 %時，合金呈現脆性斷裂[54]。在工業生產中，氧常被視為有害的雜質元素，希望盡可能避免出現[49，55]。氧在α和β相中均具有很高的固溶度，在某些β型鈦合金中，氧含量超過0.5 %依然具有較好的塑性，因此氧元素開始被作為一種強化元素應用到新型β鈦合金的設計中[16，56-57]。2003年，高氧含量多功能橡膠金屬的出現，使得氧在合金中的作用受到進一步關注，用氧元素合金化發展了含氧的高強度高彈性鈦合金[16]。Kim等在 Ti-22Nb（原子分數%）中添加2%（原子分數）的氧，獲得了抗拉強度1.37GPa，彈性極限大于3%[52]。Ti-30Nb-12Zr隨氧含量從0.08增加至0.5%（質量分數），彈性模量僅增加5 GPa，而抗拉強度從 545 MPa提高至995 MPa[58]。Ti-29Nb-13Ta-4.6Zr添加 0.7%（質量分數）的氧可將強度大幅提高至1000 MPa以上，而彈性模量保持在較低水平（75 GPa）[56，59]。（TiZrHfNb）98O2通過添加氧強度提升 48.5%[55]，Ti-23Nb-1Ta-2Hf-1.2O（原子分數%）可以達到抗拉強度1077 MPa和彈性極限 2.3%[41]，Ti-35Nb-2Ta-3Zr-0.32O屈服強度為 1050 MPa，YS/E值為 1.9%[60]。表1總結了部分含氧高強度高彈性鈦合金的力學性能。

圖6 Ti-32Nb和Ti-32Nb-0.5O合金 （a）Ti-32Nb的微觀組織；（b）Ti-32Nb-0.5O的微觀組織；（c）XRD；（d）拉伸曲線Fig. 6 Ti-32Nb and Ti-32Nb-0.5O alloys（a）microstructure of Ti-32Nb alloy；（b）microstructure of Ti-32Nb-0.5O alloy；（c）XRD patterns；（d）tensile stress-strain curves

表1 部分含氧高強度高彈性鈦合金的力學性能Table 1 Summary of many oxygen-containing Ti alloys with high strength and high elasticity

研究結果表明，含氧鈦合金高強度來源于氧元素產生的強間隙固溶強化和氧與位錯的交互作用，高彈性是由于氧元素抑制了宏觀應力誘發馬氏體相變，形成納米疇（nanodomain）、富氧團簇或拉伸非線彈性（nonlinear elasticity）等[53，55-56，58，68]。對于β穩定性較低的鈦合金，變形過程中容易出現應力誘發馬氏體相變，導致極低的屈服強度[69]。由于氧對β相有穩定作用，其添加會有效地提高合金的屈服強度，從而獲得高強度和高彈性的同時匹配。但是由于氧原子難以直接被觀察到，關于氧在不同鈦合金中發揮的作用仍有待深入研究。例如：氧在鈦合金中的分布形式以及與哪些因素有關；氧對合金的強化機制除間隙原子固溶強化外是否還有其他的表現方式等。2018年，北京科技大學呂昭平等在TiZrHfNb高熵合金中添加2%（原子分數）氧，發現氧原子在Ti、Zr原子周圍富集形成納米尺度的富氧團簇，對位錯產生釘扎作用和促使位錯發生交滑移，使合金塑性變形均勻化，實現強度和塑性的同時提高[55]。在其他的鈦合金中，氧是否會產生類似的作用，值得進一步深入研究，這將有助于開發高性能的含氧鈦合金。

我們基于平均價電子濃度，在彈性模量的兩個低谷處設計了一系列Ti-Nb-O三元合金，分別為Ti-15Nb-xO（= 4.08）、Ti-32Nb-xO（= 4.20）和 Ti-38Nb-xO（= 4.24），利用氧含量調控具有不同穩定性的β基體。在低Nb含量的Ti-15Nb中（圖7（a）），氧含量的提高未改變相組成，0.5%的氧添加大幅提高強度同時保持較低的彈性模量，但合金的塑性較差。在高Nb含量的亞穩β基體中，獲得了優異的力學性能。氧元素抑制了Ti-32Nb淬火過程中產生的馬氏體和ω相變，大幅提高強度和塑性，并降低了彈性模量（圖7（b））。在Ti-38Nb中，0.5%氧添加抑制了拉伸過程應力誘發馬氏體相變，屈服強度提高至1141 MPa，彈性模量僅為52 GPa，高強度和低彈性模量產生2.19%的彈性極限，表現出優異的綜合力學性能（圖7（c））。由此可見，在合適的β基體中添加適量氧可以開發高強度、高彈性和高塑性的鈦合金。

圖7 不同成分的Ti-Nb-O三元合金的拉伸曲線Fig. 7 Tensile stress-strain curves of Ti-Nb-O alloys

目前，關于高強度高彈性含氧鈦合金的研究主要集中于強度、塑性和彈性性能，而針對其疲勞性能、斷裂韌度、耐腐蝕性能等的報道較少。此外，鑒于氧元素在α和β兩相中的固溶度均較大，如何通過調控制備工藝使氧元素分布達到理想狀態仍有待進一步研究。

3.2 微觀組織調控

利用電子理論進行低彈性模量鈦合金成分設計難以兼顧高強度，人們通常采用熱-機械處理進一步調控析出強化和細晶強化，克服因低β穩定性而導致的低強度[25，70-71]。

3.2.1 析出相調控

單一β相可以獲得低彈性模量，α相以及亞穩ω相可以有效提高合金的強度，但會增加彈性模量且降低塑性。通過熱-機械處理調控相組成將可能同時獲得高強度和高彈性，其關鍵在于控制β基體穩定性獲得高彈性和高塑性，并調控α相形貌、大小、數量和分布獲得高強度。對亞穩β鈦合金進行劇烈塑性變形引入大量晶界和位錯等結構因子（structural factor）抑制應力誘發α″馬氏體相變和ω相的形成，然后進行低溫短時時效析出彌散納米α相，可以大幅提高亞穩β鈦合金的屈服強度，獲得彈性極限大于2%的優異彈性性能[25，72-75]。北京航空航天大學趙新青等通過冷軋加低溫短時退火在亞穩β基體析出細小彌散針狀α相，獲得了一系列超低彈性模量高強度鈦合金[25，43，76-77]。低溫短時退火析出α相未使β基體成分偏聚，獲得了優異的彈性變形能力，但屈服強度一般低于850 MPa。β固溶后時效處理大幅提高屈服強度至1200 MPa以上，但降低塑性和提高彈性模量[20，78]。α相析出伴隨元素再分配[38]，可利用α相析出對β基體的穩定性和變形行為進行調控。針狀α相導致塑性較差[79]，而等軸α+β雙相組織則具有良好的強塑性匹配[19]。利用熱-機械處理在亞穩β基體中析出超細等軸α，將有望獲得高強度、高彈性和高塑性。

本課題組對基于電子理論設計的Ti-15541合金在兩相區熱軋后進行球化退火，獲得了兼具高強度和高彈性匹配的α+β雙相合金。合金先在α+β兩相區進行熱軋析出α相，同時細化組織，隨后分別在 750 ℃、700 ℃、650 ℃和620 ℃再結晶退火，獲得等軸超細α相并調控β基體穩定性。如圖8所示，隨退火溫度的降低，α相含量增多，晶粒尺寸減小。不同α相含量影響基體穩定性和變形行為，基體穩定性隨α數量增加而提高，無熱ω和應力誘發馬氏體相變被逐漸抑制，所以屈服強度提高，彈性模量降低（圖9）。最終在620 ℃退火后獲得低彈性模量（61 GPa）、高屈服強度（912 MPa）和高彈性（彈性極限1.68%）。3.2.2 晶粒細化

圖8 不同退火溫度下Ti-15541合金的微觀組織Fig. 8 Microstructures of Ti-15541 alloy annealed at various temperatures （a）750 ℃；（b）700 ℃；（c）650 ℃；（d）620 ℃

圖9 不同退火溫度下Ti-15541合金 （a）拉伸應力-應變曲線；（b）力學性能Fig. 9 Ti-15541 alloy annealed at various temperatures （a）tensile stress-strain curves；（b）mechanical properties

晶粒尺寸對材料的物理和化學性能具有顯著影響。晶粒細化可以引入大量的晶界，提高合金的強度[80]。彈性模量是衡量材料原子間結合力的本征物理性能，對晶粒尺寸變化不敏感。因此，晶粒細化是獲得高強度和高彈性的一種有效手段。近年來，國內外學者利用劇烈塑性變形（SPD）如等通道轉角擠壓（ECAP）、高壓扭轉（HPT）和累積疊軋（ARB）等方法制備超細晶組織，獲得比粗晶合金性能優異的高強度高彈性鈦合金[80-83]。

Valiev等利用ECAP等手段獲得了納米純鈦，其強度可以達到1100 MPa以上，遠高于粗晶狀態[84]。Zherebtsov等采用多向鍛造的方法制備的晶粒尺寸為150～500 nm的超細晶TC4合金的室溫強度可以達到1400 MPa，高于傳統熱處理獲得的粗晶TC4合金（約 1100 MPa）[63]。對于 α鈦合金和 α+β兩相鈦合金，晶粒細化程度與強度的關系大致符合Hall-Petch關系，但是對β鈦合金尤其是亞穩β鈦合金，晶粒細化過程中往往還會帶來相組成的變化，從而導致出現復雜的強化結果。郝玉林等通過高度局域化的非均勻塑性變形，獲得了平均晶?？尚∮?0 nm的Ti2448合金[85]，但與粗晶合金相比，納米晶Ti2448合金的硬度和強度只有少量提升，與納米晶純鈦和TC4合金強度的提升程度差別很大。這意味著通過晶粒細化提高β鈦合金強度與合金本身的結構穩定性密切相關。除此之外，亞穩β鈦合金在制備超細晶過程中，會對α″、ω等亞穩相產生影響從而使得合金的性能發生特殊變化。Panigrahi等對Ti-16.1Nb進行HPT處理后，獲得尺寸為100 nm左右的超細晶組織，但同時存在大量應力誘發高硬脆性ω相，導致合金彈性模量迅速升高[86]。Kent等對 Ti-25Nb-3Zr-3Mo-2Sn進行 ARB處理，獲得的超細晶組織在保持較低模量的同時，強度大幅度提高，但是由于出現應力誘發α″馬氏體，塑性明顯下降[75]。另外，晶粒尺寸的劇烈變化還會引起鈦合金尤其是亞穩β鈦合金變形機制的變化。在Ti-20V-2Nb-2Zr合金中，細化晶粒引起的強度提升主要是由晶粒尺寸的減小對應力誘發{332} ＜ 113 ＞ 孿晶的抑制作用引起[87]。而亞穩β鈦合金常出現的應力誘發馬氏體相變臨界應力與晶粒尺寸的關系同樣并不符合Hall-Petch公式。Jiang等[88]對TiZr40Al15進行多道次軋制加退火再結晶獲得0.5 μm到500 μm的不同晶粒尺寸，發現隨著晶粒尺寸的減小，應力誘發馬氏體相變臨界應力不斷增大。Cai等[89]對Ti-16V-3.5Al-3Sn合金的研究發現，在晶粒尺寸由1.3 μm增大到30 μm的過程中，臨界應力先減小后增大，呈U字形。目前針對超細晶乃至納米晶范圍的亞穩β鈦合金的變形機制研究還較少。我們對Ti-38Nb-0.2O合金進行冷軋后退火處理，獲得了一系列不同晶粒尺寸，研究了合金屈服行為的晶粒尺寸效應。應力誘發馬氏體相變臨界應力（SIM）與滑移臨界應力不同，隨著晶粒尺寸的增大，其數值先增大后減小，如圖10所示。亞穩β鈦合金強度與晶粒尺寸，尤其是1 μm以下的超細晶之間的定量關系不符合線性關系，有待進一步深入研究。

圖10 Ti-38Nb-0.2O合金應力誘發馬氏體相變臨界應力（a）和位錯滑移臨界應力（b）與晶粒尺寸的關系Fig. 10 Changes of triggering stress for SIM （a） and slip （b） as a function of grain size in Ti-38Nb-0.2O alloy

晶粒細化是獲得高強度高彈性鈦合金的潛在手段。但是由于合金穩定性的不同，晶粒細化帶來的強化效果及方式不盡相同。因此，對于不同鈦合金中晶粒尺寸、合金穩定性、變形機制三者之間依賴關系的研究將會有助于更好的開發制備高強度高彈性鈦合金。

4 結束語

高強度高彈性鈦合金在航空、航天和國防武器裝備等領域具有重要的應用前景。為滿足不斷提高的性能要求，突破高強度和高彈性難以同時滿足的固有制約，在傳統鈦合金設計及制備的基礎上，本課題組采用基于成分設計和微觀組織調控的合金開發方法，以d-電子合金設計法和平均價電子濃度法為依據，選取合適的合金元素及種類并添加適量的氧元素，進行成分設計。針對設計得到不同合金種類，利用熱-機械處理方法，調控α相強化和β基體穩定性及晶粒尺寸制備得到高強度高彈性鈦合金。目前的研究表明超細晶組織結構相比于粗