大規(guī)格損傷容限鈦合金TC4-DT的研制及應用

陳聯(lián)國，王文盛，朱知壽，趙勇，黃建云，張海，彭富華

1. 中國航空工業(yè)成都飛機設計研究所，成都 610091

2. 西部超導材料科技股份有限公司，西安 710012

3. 北京航空材料研究院，北京 100095

4. 中國航空工業(yè)成都飛機工業(yè)(集團)有限責任公司，成都 610091

鈦合金比強度高、耐高溫、耐腐蝕、焊接性能優(yōu)異，是飛機結(jié)構的重要材料。隨著鈦合金材料和制造技術的發(fā)展，鈦合金廣泛用于現(xiàn)代飛機結(jié)構，以減輕重量，提高壽命[1-2]。美國的F-15、F/A-18E/F和F-22飛機的鈦合金用量分別達到結(jié)構重量的32%、21%和39%[3-4]。

第三代戰(zhàn)斗機結(jié)構廣泛采用普通退火的鈦合金，如F-15主要采用Ti-6Al-4V，蘇-27主要采用BT20，品種有棒材、絲材、鍛件和板材等。鍛件通常采用普通退火，典型的顯微組織為等軸組織或雙態(tài)組織，塑性和疲勞性能較好，但斷裂韌度較低，裂紋擴展速率較高[5-7]。

Nalla等對Ti-6Al-4V鈦合金的雙態(tài)組織和片層組織的裂紋擴展路徑和斷裂表面的金相進行了分析，見圖1[8]。從圖中可以看出雙態(tài)組織的裂紋擴展路徑平直，片層組織的裂紋擴展路徑曲折，裂紋擴展消耗的能量更多，因此，片層組織的損傷容限性能優(yōu)于雙態(tài)組織。為了提高裂紋擴展抗力，損傷容限鈦合金通常在β轉(zhuǎn)變溫度以上熱處理以獲得片層組織[9]。

為了滿足損傷容限設計要求，A380飛機的發(fā)動機掛架采用了β退火的Ti-6Al-4V，與α+β相區(qū)退火相比，極大地提升了斷裂韌度，降低了裂紋擴展速率[10]。

圖1 2種組織在近門檻值附近的裂紋擴展路徑[8]

降低間隙元素的含量也是提高損傷容限性能的重要途徑。與傳統(tǒng)的Ti-6Al-4V相比，Ti-6Al-4V ELI鈦合金的間隙元素C、O、N和雜質(zhì)元素Fe的最大允許含量顯著降低，如氧含量的最大值從0.20%降至0.13%。這會降低一些強度，但可顯著提高韌性。另外，Al、V元素含量的控制范圍縮小，上限的降低是為了提高韌性，下限的提高是為了保留一定的強度水平[11-12]。

新一代戰(zhàn)斗機結(jié)構采用耐久性和損傷容限的設計思想。為了滿足輕重量和長壽命的要求，結(jié)構大量采用鈦合金。其中，中等強度的損傷容限鈦合金TC4-DT約占鈦合金總量的一半，是全機用量最大的鈦合金。與TC4相比，合金元素的控制范圍更窄，碳、氮、氫、氧等間隙元素的含量更低，在β轉(zhuǎn)變溫度以上熱處理以獲得片層組織，適當降低強度和塑性，獲得裂紋擴展抗力大幅提升[13-14]，廣泛用于機體主承力結(jié)構。飛機所需材料規(guī)格大，鍛件厚度和投影面積大，要求材料的成分、組織和性能波動小。為此，在大規(guī)格棒材與鍛坯的成分與組織控制、大型鍛件的顯微組織及其均勻性控制、制造過程控制、疲勞強化等方面開展了研究。

1 大規(guī)格棒材與鍛坯的成分與組織控制

1.1 超大型鑄錠的熔煉

研制大規(guī)格損傷容限鈦合金棒材和鍛坯，需要成分均勻的8 t超大型鑄錠。相對于之前的 5 t 鑄錠，鑄錠的單重和直徑增加，將產(chǎn)生3個方面的影響：① 散熱條件變差，熔池加深；② 電磁攪拌效率降低，鑄錠凝固柱狀晶加長；③ 熔池的表面積增加，易揮發(fā)元素揮發(fā)嚴重。這些因素都會導致鑄錠的成分均勻性變差。因此，控制鑄錠成分均勻性的關鍵要素，一是降低易揮發(fā)元素的揮發(fā)速度，二是控制鑄錠中各元素的宏觀偏析[15]。根據(jù)數(shù)值模擬與試驗結(jié)果，提出了超低間隙鈦合金的純凈化熔煉技術。

易揮發(fā)元素控制：以Al元素為例，控制其揮發(fā)的主要途徑是控制液面的溫度和高溫液相停留時間[16]。針對液面溫度控制，進行了多個不同熔煉電流下的熔池溫度場的數(shù)值模擬，如圖2所示。通過對比不同溫度下鑄錠的成分分布，確定最佳熔煉電流。

宏觀偏析控制：鑄錠的成分與凝固組織密切相關，可以通過調(diào)整穩(wěn)弧周期和熔煉速度等工藝參數(shù)來控制鑄錠的宏觀組織，提升鑄錠的成分均勻性。圖3為不同穩(wěn)弧周期下的2種典型凝固組織的晶粒形貌，測試其典型位置的成分，建立成分與凝固組織的對應關系。圖3(a)中鑄錠邊緣的柱狀晶長度約8 cm，對應的穩(wěn)弧周期為20 s；圖3(b)中鑄錠邊緣的柱狀晶長度約為12 cm，對應的穩(wěn)弧周期為40 s時。說明穩(wěn)弧周期越長，柱狀晶長度增加，因為穩(wěn)弧周期越長，固液界面前沿單向流動的時間越長，對枝晶尖端的沖刷減弱，有利于枝晶生長。另外，通過數(shù)值模擬，確定凝固組織的分布與熔煉速度的對應關系，如圖4所示。圖中紅色區(qū)域為等軸晶分布的位置，綠色區(qū)域為柱狀晶分布的位置。可以看出熔速越大，鑄錠心部的等軸晶分布區(qū)域越大。這是因為熔速增大，熔池加深，糊狀區(qū)內(nèi)溫度梯度減小，等軸晶易形成；熔速減小，熔池變淺，糊狀區(qū)溫度梯度增大，柱狀晶更易形成，等軸晶減少。通過控制上述2個關鍵工藝參數(shù)，減小擴散層厚度，提高成分過冷度，枝晶的生長速度加快，晶界偏析減弱，控制凝固組織，提升鑄錠成分的均勻性。

圖3 不同工藝下凝固組織晶粒形貌

圖4 不同工藝方案下鑄錠的凝固組織分布

經(jīng)過2個大型鑄錠的熔煉試驗，從第3個大型鑄錠開始，連續(xù)5個鑄錠主控元素的同錠差為Al≤0.10%、V≤0.08%、O≤0.02%，與熔煉工藝優(yōu)化前的同錠差Al≤0.30%、V≤0.20%、O≤0.03%相比，降低30%以上。

1.2 大規(guī)格鈦合金鍛坯與棒材的鍛造

生產(chǎn)損傷容限鈦合金大規(guī)格鍛坯和棒材的中間坯料單重增至4 t左右。坯料越大，控制坯料均勻變形的難度越大，坯料局部區(qū)域承受集中、過大的變形容易產(chǎn)生“細晶亮帶”組織[17-19]，變形不足，組織細化不夠，又會造成坯料性能降低。因此，針對不同的鍛造方式開展變形數(shù)值模擬及工藝試驗。

圖5為采用數(shù)值模擬獲得的大單重坯料在2種 鍛造方式下的應變。圖5(a)為鍛造過程中坯料出現(xiàn)單鼓的情況，坯料主要變形區(qū)在心部，與砧子接觸的兩端為變形死區(qū)，其變形量低于其他區(qū)域。圖5(b)為鍛造過程中坯料出現(xiàn)雙鼓的情況，變形主要集中在坯料的兩端，心部的變形量低于其他區(qū)域。

圖5 大單重坯料在2種鍛造方式下的應變

坯料經(jīng)過單鼓變形后，坯料中部的組織見圖6。 可以看出位于坯料橫截面心部以及變形剪切帶區(qū)域的組織比其他區(qū)域的組織更細小，變形死區(qū)和難變形區(qū)的組織細化程度很低。中心的晶粒尺寸在1～3 mm左右，邊緣的晶粒尺寸在5～15 mm左右，均勻性較差。

圖6 單鼓變形后坯料縱向中部的低倍組織

根據(jù)鍛造數(shù)值模擬和試驗結(jié)果，研究出一種“高低高低”加熱循環(huán)鍛造和特種鐓拔鍛造方法。“高低高低”加熱循環(huán)鍛造是一種將坯料加熱到相變點以上和以下的溫度分別鍛造，利用再結(jié)晶原理，使坯料晶粒得到充分細化和均勻化的方法。特種鐓拔鍛造將傳統(tǒng)的鐓粗工藝拆分成多個工步，有的整體鐓粗，有的局部鐓粗，這種鐓粗方式的易變形區(qū)不完全集中在坯料心部，可減少坯料在鐓粗過程的應變集中，有效防止雙鼓或單鼓的形成，避免多火次鍛造后坯料局部區(qū)域累積變形量過大而產(chǎn)生“細晶亮帶”組織，提高大單重坯料的組織均勻性[20]。鍛造后坯料的應變分布模擬結(jié)果見圖7，實物坯料中部的組織見圖8。從圖中可以看出，坯料中心到邊緣的晶粒尺寸在3～6 mm左右，與圖6相比，坯料的組織均勻性得到了大幅提升。

圖7 優(yōu)化后坯料的應變

圖8 優(yōu)化后坯料縱向的低倍組織

2 大型鍛件的顯微組織及其均勻性控制

2.1 大型鍛件的顯微組織

為了獲得損傷容限鈦合金所需的片層組織，鍛件在β轉(zhuǎn)變溫度以上熱處理，采用兩次退火。一次退火：加熱到β轉(zhuǎn)變溫度以下某個溫度后保溫，再隨爐升溫至β轉(zhuǎn)變溫度以上，保溫一段時間后冷卻到室溫；二次退火：加熱至β轉(zhuǎn)變溫度以下某個溫度，保溫一段時間后冷卻到室溫。在β轉(zhuǎn)變溫度以上熱處理，鍛件的顯微組織應為片層組織，可能存在少量的初生α相。但在早期研制過程中，發(fā)現(xiàn)部分鍛件存在多種顯微組織，在大厚度鍛件的心部甚至出現(xiàn)雙態(tài)組織，見圖9。

圖9 鍛件中的顯微組織

鍛件在熱處理后存在初生α相，是由于該處的溫度沒有達到β轉(zhuǎn)變溫度之上或保溫時間過短。在給定熱處理溫度后，鍛件的厚度直接影響保溫時間的長短。為了讓鍛件心部達到設定的溫度，厚度越大，所需的保溫時間越長。若保溫時間過長或溫度過高，又會導致鍛件晶粒粗大，塑性急劇下降。對厚度差異大的鍛件(早期研制過程中，有的鍛件最大厚度和最小厚度之差達200 mm，厚度比超過4)，熱處理時難以兼顧最厚和最薄處，導致最厚處的心部溫度不夠或保溫時間過短，最薄處保溫時間過長，所以，在同一鍛件上出現(xiàn)了片層組織和雙態(tài)組織。

2.2 顯微組織的均勻性控制

針對大厚度損傷容限鈦合金鍛件熱處理后存在不同顯微組織的問題，主要從2個方面進行研究和控制。

熱處理工藝優(yōu)化研究：設計了多種厚度的試驗件和階梯厚度試驗件，進行了加熱溫度窗口對鍛件的顯微組織以及性能的影響研究。結(jié)果表明，按規(guī)定的加熱溫度和加熱系數(shù)進行熱處理，厚度不超過150 mm且最大與最小厚度之比小于2倍的階梯厚度試驗件心部的初生α相含量均可控制在規(guī)定的范圍內(nèi)。同時，對β轉(zhuǎn)變溫度的測試與判定方法進行細化和統(tǒng)一，增加了一次退火時對工件溫度的監(jiān)控，提高加熱爐的精度要求。

控制鍛件熱處理前的厚度范圍：為了降低熱處理時工件上的溫度差，提出了鍛件熱處理前的厚度分級控制方案，將所有鍛件在熱處理前的最大等效截面厚度和最小等效截面厚度控制在150 mm以下的3個范圍內(nèi)。鍛件設計時無法滿足要求的，應進行機械加工，達到規(guī)定的厚度范圍后，再進行熱處理。這樣，鍛件熱處理時的最大等效厚度和厚度差大幅下降。如某主梁鍛件，最大厚度和最小厚度之差降至80 mm，厚度比降至2以下。不同厚度范圍內(nèi)的鍛件，第2次退火的熱處理制度相同，第1次退火的加熱溫度也基本一致，主要差異在于第1次退火的保溫時間。保溫時間(min)=加熱系數(shù)(推薦0.3 min/mm)×鍛件最大有效厚度(mm)，鍛件越厚，保溫時間越長。規(guī)定鍛件的厚度范圍，是為了熱處理后鍛件最大厚度處的心部組織能夠完全轉(zhuǎn)變，最薄處不因保溫時間過長而晶粒粗大，塑性急劇下降。

在熱處理工藝優(yōu)化研究的基礎上，通過控制鍛件熱處理前的厚度范圍，細化了β轉(zhuǎn)變溫度的測試與判定方法，優(yōu)化一次退火的工藝，鍛件熱處理后均為片層組織，典型的組織見圖10。從圖中可見看出，低倍晶粒較為清晰、均勻，顯微組織為片層組織，不含初生α相，滿足鍛件規(guī)定的組織要求。

圖10 典型的低倍和顯微組織

3 制造過程控制

3.1 鍛件的組織和性能波動

對前期小批交付的損傷容限鈦合金大厚度鍛件的拉伸性能進行了統(tǒng)計。剔除組織不合格部分，拉伸強度波動最大的供應商，其抗拉強度Rm和規(guī)定塑性延伸強度Rp0.2的變異系數(shù)CV分別為3.0%和4.3%，少數(shù)檢測結(jié)果低于鍛件規(guī)范的要求。這說明，該供應商生產(chǎn)的鍛件性能波動較大，需要采取措施。

鍛件性能的波動有3個方面的主要原因：一是原材料的波動，如合金元素、氧含量等；二是制造過程的波動，如工藝參數(shù)波動、設備波動等；三是試驗檢測的誤差。

3.2 制造過程的一致性控制

為了降低損傷容限鈦合金的性能波動，除了增加部分敏感元素的波動控制、統(tǒng)一部分檢測參數(shù)外，為了提高原材料和鍛件制造過程的一致性，主要從固化控制過程、過程檢驗與統(tǒng)計、對供應商的評估與審查等3個方面進行控制，方案見圖11。

固化控制過程：設計方不僅向供應商提供產(chǎn)品的技術規(guī)范，還提供過程控制規(guī)范及產(chǎn)品的關鍵特性(Key Characteristic, KC)。供應商進行分解和研究，與需方一起，在過程控制文件(Process Control Document, PCD)中規(guī)定控制過程和控制參數(shù)、統(tǒng)計過程控制(Statistical Process Control, SPC)計劃以及更改控制要求。

過程檢驗與統(tǒng)計：增加過程檢驗和統(tǒng)計過程控制。在產(chǎn)品交付前，供應商需檢驗產(chǎn)品的生產(chǎn)過程是否與過程控制文件一致。定期對產(chǎn)品的檢驗結(jié)果和過程檢驗進行統(tǒng)計，對規(guī)定的關鍵特性進行過程能力評估。

對供應商的評估與審查：包括需方對供應商的過程能力評估、周期性審查等內(nèi)容。如果發(fā)現(xiàn)問題，應通知供應商進行整改，或者更改合格供應商目錄或合格產(chǎn)品目錄。

在損傷容限鈦合金的熔煉、鍛造、熱處理等制造過程實施過程控制后，原材料和鍛件性能波動幅度明顯降低。在11爐18塊鍛坯的出廠檢驗結(jié)果中，共有100個縱向抗拉強度Rm數(shù)據(jù)，其變異系數(shù)CV 為1.4%。 鍛件性能波動最大的供應商，其大厚度鍛件的抗拉強度Rm的變異系數(shù)CV由3.0%降至2.1%，規(guī)定塑性延伸強度Rp0.2的變異系數(shù)CV由4.3%降至3.1%。見表1。

圖11 制造過程的一致性控制

表1 某供應商交付的大厚度鍛件的拉伸強度波動

4 疲勞強化

4.1 損傷容限鈦合金的疲勞性能

室溫下，片層組織的裂紋擴展速率明顯低于等軸和雙態(tài)組織，具有良好的損傷容限性能。但片層組織的晶粒粗大，室溫塑性低于網(wǎng)籃、等軸和雙態(tài)組織。無論低周疲勞還是高周疲勞，對同一合金，雙態(tài)組織均具有優(yōu)良的性能，而片層組織的疲勞性能最差[21]。鑒于損傷容限鈦合金的這些特點，需要開展相應的疲勞強化技術研究，以采用合理的疲勞強化技術，優(yōu)化強化工藝參數(shù)，提高關鍵部位的疲勞壽命。

4.2 典型強化技術

針對損傷容限鈦合金，主要開展了激光沖擊、噴丸、冷擠壓和部分新型強化技術及組合強化技術的應用研究。

激光表面沖擊強化研究：針對損傷容限鈦合金主承力框和梁上帶曲度的表面和應力集中區(qū)，開展了沖擊參數(shù)的理論優(yōu)化和典型參數(shù)的試驗優(yōu)化，最后進行了典型結(jié)構參數(shù)的壽命增益對比試驗。結(jié)果表明：對零件轉(zhuǎn)角、底角區(qū)等應力集中部位，激光沖擊強化可明顯提高抗疲勞品質(zhì)，見圖12。從圖中可見看出，沖擊強化后試樣的中值壽命具有明顯增益，圖中采用最小二乘法擬合的曲線也顯示出這種趨勢。由于鈦合金本身的疲勞性能分散性較大，所以，沖擊強化試樣和未沖擊強化試樣的疲勞壽命顯示出較大的分散性是正常的，在低應力水平下尤其明顯。在應力水平為550 MPa時未沖擊端的疲勞壽命分散性較小，可能是因為試樣斷口的晶粒尺寸差異較小、性能剛好落在較小的范圍內(nèi)。

圖12 激光沖擊強化對疲勞壽命的影響

噴丸強化研究：針對主承力框和梁等薄壁零件，采用1.5 mm及以上多種厚度的試驗件，開展了陶瓷丸噴丸強化研究。結(jié)果表明，采用優(yōu)化后的噴丸參數(shù)進行噴丸強化處理，其壽命增益穩(wěn)定在一倍以上。

冷擠壓強化研究：以原有的冷擠壓強化研究為基礎，針對多種孔徑，開展未擠壓試驗件與冷擠壓試驗件的疲勞壽命對比試驗。結(jié)果表明：冷擠壓后的壽命增益均在一倍以上。

5 應 用

損傷容限鈦合金TC4-DT已用于新一代戰(zhàn)斗機的機身、機翼、垂尾、鴨翼和起落架等部位，典型結(jié)構有主承力框、梁、接頭和支座等關鍵及重要零件，主要采用整體鍛件，部分框和梁結(jié)構采用電子束焊接。對耐久性要求高的關鍵部位，如翼身連接孔、耳片以及高應力區(qū)等，應用了冷擠壓、干涉連接、噴丸、激光沖擊和一些新型強化技術，以提高結(jié)構壽命。

所有TC4-DT鈦合金零件，均采用模鍛件加工。模鍛件以棒材或鍛坯為原材料，經(jīng)制坯、模鍛后，視情機加，達到規(guī)定的厚度范圍后再熱處理。大型梁類零件的典型制造流程見圖13。

圖13 大型梁類零件的典型制造流程

6 結(jié) 論

1) 通過降低元素揮發(fā)、控制宏觀偏析等，損傷容限鈦合金大型鑄錠化學成分的同錠差達到Al≤0.10%、V≤0.08%、O≤0.02%。

2) 通過熱處理工藝優(yōu)化、控制鍛件熱處理前的厚度范圍等，大厚度鍛件在β轉(zhuǎn)變溫度以上熱處理后均為片層組織。

3) 通過實施制造過程控制，大規(guī)格原材料和大厚度鍛件的性能波動幅度明顯降低，鍛坯的抗拉強度Rm的變異系數(shù)為1.4%，大厚度鍛件的抗拉強度Rm的變異系數(shù)降至2.1%。

4) 激光沖擊、冷擠壓和噴丸等抗疲勞強化技術對損傷容限鈦合金的壽命增益具有明顯效果，并大量用于實際結(jié)構。