钛合金比强度高、耐高温、耐腐蚀、焊接性能优异，是飞机结构的重要材料。随着钛合金材料和制造技术的发展，钛合金广泛用于现代飞机结构，以减轻重量，提高寿命^[1-2]。美国的F-15、F/A-18E/F和F-22飞机的钛合金用量分别达到结构重量的32%、21%和39%^[3-4]。

第三代战斗机结构广泛采用普通退火的钛合金，如F-15主要采用Ti-6Al-4V，苏-27主要采用BT20，品种有棒材、丝材、锻件和板材等。锻件通常采用普通退火，典型的显微组织为等轴组织或双态组织，塑性和疲劳性能较好，但断裂韧度较低，裂纹扩展速率较高^[5-7]。

Nalla等对Ti-6Al-4V钛合金的双态组织和片层组织的裂纹扩展路径和断裂表面的金相进行了分析，见图 1^[8]。从图中可以看出双态组织的裂纹扩展路径平直，片层组织的裂纹扩展路径曲折，裂纹扩展消耗的能量更多，因此，片层组织的损伤容限性能优于双态组织。为了提高裂纹扩展抗力，损伤容限钛合金通常在β转变温度以上热处理以获得片层组织^[9]。

为了满足损伤容限设计要求，A380飞机的发动机挂架采用了β退火的Ti-6Al-4V，与α+β相区退火相比，极大地提升了断裂韧度，降低了裂纹扩展速率^[10]。

降低间隙元素的含量也是提高损伤容限性能的重要途径。与传统的Ti-6Al-4V相比，Ti-6Al-4V ELI钛合金的间隙元素C、O、N和杂质元素Fe的最大允许含量显著降低，如氧含量的最大值从0.20%降至0.13%。这会降低一些强度，但可显著提高韧性。另外，Al、V元素含量的控制范围缩小，上限的降低是为了提高韧性，下限的提高是为了保留一定的强度水平^[11-12]。

新一代战斗机结构采用耐久性和损伤容限的设计思想。为了满足轻重量和长寿命的要求，结构大量采用钛合金。其中，中等强度的损伤容限钛合金TC4-DT约占钛合金总量的一半，是全机用量最大的钛合金。与TC4相比，合金元素的控制范围更窄，碳、氮、氢、氧等间隙元素的含量更低，在β转变温度以上热处理以获得片层组织，适当降低强度和塑性，获得裂纹扩展抗力大幅提升^[13-14]，广泛用于机体主承力结构。飞机所需材料规格大，锻件厚度和投影面积大，要求材料的成分、组织和性能波动小。为此，在大规格棒材与锻坯的成分与组织控制、大型锻件的显微组织及其均匀性控制、制造过程控制、疲劳强化等方面开展了研究。

1 大规格棒材与锻坯的成分与组织控制 1.1 超大型铸锭的熔炼

研制大规格损伤容限钛合金棒材和锻坯，需要成分均匀的8 t超大型铸锭。相对于之前的5 t铸锭，铸锭的单重和直径增加，将产生3个方面的影响：①散热条件变差，熔池加深；②电磁搅拌效率降低，铸锭凝固柱状晶加长；③熔池的表面积增加，易挥发元素挥发严重。这些因素都会导致铸锭的成分均匀性变差。因此，控制铸锭成分均匀性的关键要素，一是降低易挥发元素的挥发速度，二是控制铸锭中各元素的宏观偏析^[15]。根据数值模拟与试验结果，提出了超低间隙钛合金的纯净化熔炼技术。

易挥发元素控制：以Al元素为例，控制其挥发的主要途径是控制液面的温度和高温液相停留时间^[16]。针对液面温度控制，进行了多个不同熔炼电流下的熔池温度场的数值模拟，如图 2所示。通过对比不同温度下铸锭的成分分布，确定最佳熔炼电流。

宏观偏析控制：铸锭的成分与凝固组织密切相关，可以通过调整稳弧周期和熔炼速度等工艺参数来控制铸锭的宏观组织，提升铸锭的成分均匀性。图 3为不同稳弧周期下的2种典型凝固组织的晶粒形貌，测试其典型位置的成分，建立成分与凝固组织的对应关系。图 3(a)中铸锭边缘的柱状晶长度约8 cm，对应的稳弧周期为20 s；图 3(b)中铸锭边缘的柱状晶长度约为12 cm，对应的稳弧周期为40 s时。说明稳弧周期越长，柱状晶长度增加，因为稳弧周期越长，固液界面前沿单向流动的时间越长，对枝晶尖端的冲刷减弱，有利于枝晶生长。另外，通过数值模拟，确定凝固组织的分布与熔炼速度的对应关系，如图 4所示。图中红色区域为等轴晶分布的位置，绿色区域为柱状晶分布的位置。可以看出熔速越大，铸锭心部的等轴晶分布区域越大。这是因为熔速增大，熔池加深，糊状区内温度梯度减小，等轴晶易形成；熔速减小，熔池变浅，糊状区温度梯度增大，柱状晶更易形成，等轴晶减少。通过控制上述2个关键工艺参数，减小扩散层厚度，提高成分过冷度，枝晶的生长速度加快，晶界偏析减弱，控制凝固组织，提升铸锭成分的均匀性。

经过2个大型铸锭的熔炼试验，从第3个大型铸锭开始，连续5个铸锭主控元素的同锭差为Al≤0.10%、V≤0.08%、O≤0.02%，与熔炼工艺优化前的同锭差Al≤0.30%、V≤0.20%、O≤0.03%相比，降低30%以上。

1.2 大规格钛合金锻坯与棒材的锻造

生产损伤容限钛合金大规格锻坯和棒材的中间坯料单重增至4 t左右。坯料越大，控制坯料均匀变形的难度越大，坯料局部区域承受集中、过大的变形容易产生“细晶亮带”组织^[17-19]，变形不足，组织细化不够，又会造成坯料性能降低。因此，针对不同的锻造方式开展变形数值模拟及工艺试验。

图 5为采用数值模拟获得的大单重坯料在2种锻造方式下的应变。图 5(a)为锻造过程中坯料出现单鼓的情况，坯料主要变形区在心部，与砧子接触的两端为变形死区，其变形量低于其他区域。图 5(b)为锻造过程中坯料出现双鼓的情况，变形主要集中在坯料的两端，心部的变形量低于其他区域。

坯料经过单鼓变形后，坯料中部的组织见图 6。可以看出位于坯料横截面心部以及变形剪切带区域的组织比其他区域的组织更细小，变形死区和难变形区的组织细化程度很低。中心的晶粒尺寸在1~3 mm左右，边缘的晶粒尺寸在5~15 mm左右，均匀性较差。

根据锻造数值模拟和试验结果，研究出一种“高低高低”加热循环锻造和特种镦拔锻造方法。“高低高低”加热循环锻造是一种将坯料加热到相变点以上和以下的温度分别锻造，利用再结晶原理，使坯料晶粒得到充分细化和均匀化的方法。特种镦拔锻造将传统的镦粗工艺拆分成多个工步，有的整体镦粗，有的局部镦粗，这种镦粗方式的易变形区不完全集中在坯料心部，可减少坯料在镦粗过程的应变集中，有效防止双鼓或单鼓的形成，避免多火次锻造后坯料局部区域累积变形量过大而产生“细晶亮带”组织，提高大单重坯料的组织均匀性^[20]。锻造后坯料的应变分布模拟结果见图 7，实物坯料中部的组织见图 8。从图中可以看出，坯料中心到边缘的晶粒尺寸在3~6 mm左右，与图 6相比，坯料的组织均匀性得到了大幅提升。

2 大型锻件的显微组织及其均匀性控制 2.1 大型锻件的显微组织

为了获得损伤容限钛合金所需的片层组织，锻件在β转变温度以上热处理，采用两次退火。一次退火：加热到β转变温度以下某个温度后保温，再随炉升温至β转变温度以上，保温一段时间后冷却到室温；二次退火：加热至β转变温度以下某个温度，保温一段时间后冷却到室温。在β转变温度以上热处理，锻件的显微组织应为片层组织，可能存在少量的初生α相。但在早期研制过程中，发现部分锻件存在多种显微组织，在大厚度锻件的心部甚至出现双态组织，见图 9。

锻件在热处理后存在初生α相，是由于该处的温度没有达到β转变温度之上或保温时间过短。在给定热处理温度后，锻件的厚度直接影响保温时间的长短。为了让锻件心部达到设定的温度，厚度越大，所需的保温时间越长。若保温时间过长或温度过高，又会导致锻件晶粒粗大，塑性急剧下降。对厚度差异大的锻件(早期研制过程中，有的锻件最大厚度和最小厚度之差达200 mm，厚度比超过4)，热处理时难以兼顾最厚和最薄处，导致最厚处的心部温度不够或保温时间过短，最薄处保温时间过长，所以，在同一锻件上出现了片层组织和双态组织。

2.2 显微组织的均匀性控制

针对大厚度损伤容限钛合金锻件热处理后存在不同显微组织的问题，主要从2个方面进行研究和控制。

热处理工艺优化研究：设计了多种厚度的试验件和阶梯厚度试验件，进行了加热温度窗口对锻件的显微组织以及性能的影响研究。结果表明，按规定的加热温度和加热系数进行热处理，厚度不超过150 mm且最大与最小厚度之比小于2倍的阶梯厚度试验件心部的初生α相含量均可控制在规定的范围内。同时，对β转变温度的测试与判定方法进行细化和统一，增加了一次退火时对工件温度的监控，提高加热炉的精度要求。

控制锻件热处理前的厚度范围：为了降低热处理时工件上的温度差，提出了锻件热处理前的厚度分级控制方案，将所有锻件在热处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个范围内。锻件设计时无法满足要求的，应进行机械加工，达到规定的厚度范围后，再进行热处理。这样，锻件热处理时的最大等效厚度和厚度差大幅下降。如某主梁锻件，最大厚度和最小厚度之差降至80 mm，厚度比降至2以下。不同厚度范围内的锻件，第2次退火的热处理制度相同，第1次退火的加热温度也基本一致，主要差异在于第1次退火的保温时间。保温时间(min)=加热系数(推荐0.3 min/mm)×锻件最大有效厚度(mm)，锻件越厚，保温时间越长。规定锻件的厚度范围，是为了热处理后锻件最大厚度处的心部组织能够完全转变，最薄处不因保温时间过长而晶粒粗大，塑性急剧下降。

在热处理工艺优化研究的基础上，通过控制锻件热处理前的厚度范围，细化了β转变温度的测试与判定方法，优化一次退火的工艺，锻件热处理后均为片层组织，典型的组织见图 10。从图中可见看出，低倍晶粒较为清晰、均匀，显微组织为片层组织，不含初生α相，满足锻件规定的组织要求。

3 制造过程控制 3.1 锻件的组织和性能波动

对前期小批交付的损伤容限钛合金大厚度锻件的拉伸性能进行了统计。剔除组织不合格部分，拉伸强度波动最大的供应商，其抗拉强度R_m和规定塑性延伸强度R_p0.2的变异系数CV分别为3.0%和4.3%，少数检测结果低于锻件规范的要求。这说明，该供应商生产的锻件性能波动较大，需要采取措施。

锻件性能的波动有3个方面的主要原因：一是原材料的波动，如合金元素、氧含量等；二是制造过程的波动，如工艺参数波动、设备波动等；三是试验检测的误差。

3.2 制造过程的一致性控制

为了降低损伤容限钛合金的性能波动，除了增加部分敏感元素的波动控制、统一部分检测参数外，为了提高原材料和锻件制造过程的一致性，主要从固化控制过程、过程检验与统计、对供应商的评估与审查等3个方面进行控制，方案见图 11。

固化控制过程：设计方不仅向供应商提供产品的技术规范，还提供过程控制规范及产品的关键特性(Key Characteristic, KC)。供应商进行分解和研究，与需方一起，在过程控制文件(Process Control Document, PCD)中规定控制过程和控制参数、统计过程控制(Statistical Process Control, SPC)计划以及更改控制要求。

过程检验与统计：增加过程检验和统计过程控制。在产品交付前，供应商需检验产品的生产过程是否与过程控制文件一致。定期对产品的检验结果和过程检验进行统计，对规定的关键特性进行过程能力评估。

对供应商的评估与审查：包括需方对供应商的过程能力评估、周期性审查等内容。如果发现问题，应通知供应商进行整改，或者更改合格供应商目录或合格产品目录。

在损伤容限钛合金的熔炼、锻造、热处理等制造过程实施过程控制后，原材料和锻件性能波动幅度明显降低。在11炉18块锻坯的出厂检验结果中，共有100个纵向抗拉强度R_m数据，其变异系数CV为1.4%。锻件性能波动最大的供应商，其大厚度锻件的抗拉强度R_m的变异系数CV由3.0%降至2.1%，规定塑性延伸强度R_p0.2的变异系数CV由4.3%降至3.1%。见表 1。

4 疲劳强化 4.1 损伤容限钛合金的疲劳性能

室温下，片层组织的裂纹扩展速率明显低于等轴和双态组织，具有良好的损伤容限性能。但片层组织的晶粒粗大，室温塑性低于网篮、等轴和双态组织。无论低周疲劳还是高周疲劳，对同一合金，双态组织均具有优良的性能，而片层组织的疲劳性能最差^[21]。鉴于损伤容限钛合金的这些特点，需要开展相应的疲劳强化技术研究，以采用合理的疲劳强化技术，优化强化工艺参数，提高关键部位的疲劳寿命。

4.2 典型强化技术

针对损伤容限钛合金，主要开展了激光冲击、喷丸、冷挤压和部分新型强化技术及组合强化技术的应用研究。

激光表面冲击强化研究：针对损伤容限钛合金主承力框和梁上带曲度的表面和应力集中区，开展了冲击参数的理论优化和典型参数的试验优化，最后进行了典型结构参数的寿命增益对比试验。结果表明：对零件转角、底角区等应力集中部位，激光冲击强化可明显提高抗疲劳品质，见图 12。从图中可见看出，冲击强化后试样的中值寿命具有明显增益，图中采用最小二乘法拟合的曲线也显示出这种趋势。由于钛合金本身的疲劳性能分散性较大，所以，冲击强化试样和未冲击强化试样的疲劳寿命显示出较大的分散性是正常的，在低应力水平下尤其明显。在应力水平为550 MPa时未冲击端的疲劳寿命分散性较小，可能是因为试样断口的晶粒尺寸差异较小、性能刚好落在较小的范围内。

喷丸强化研究：针对主承力框和梁等薄壁零件，采用1.5 mm及以上多种厚度的试验件，开展了陶瓷丸喷丸强化研究。结果表明，采用优化后的喷丸参数进行喷丸强化处理，其寿命增益稳定在一倍以上。

冷挤压强化研究：以原有的冷挤压强化研究为基础，针对多种孔径，开展未挤压试验件与冷挤压试验件的疲劳寿命对比试验。结果表明：冷挤压后的寿命增益均在一倍以上。

5 应用

损伤容限钛合金TC4-DT已用于新一代战斗机的机身、机翼、垂尾、鸭翼和起落架等部位，典型结构有主承力框、梁、接头和支座等关键及重要零件，主要采用整体锻件，部分框和梁结构采用电子束焊接。对耐久性要求高的关键部位，如翼身连接孔、耳片以及高应力区等，应用了冷挤压、干涉连接、喷丸、激光冲击和一些新型强化技术，以提高结构寿命。

所有TC4-DT钛合金零件，均采用模锻件加工。模锻件以棒材或锻坯为原材料，经制坯、模锻后，视情机加，达到规定的厚度范围后再热处理。大型梁类零件的典型制造流程见图 13。

6 结论

1) 通过降低元素挥发、控制宏观偏析等，损伤容限钛合金大型铸锭化学成分的同锭差达到Al≤0.10%、V≤0.08%、O≤0.02%。

2) 通过热处理工艺优化、控制锻件热处理前的厚度范围等，大厚度锻件在β转变温度以上热处理后均为片层组织。

3) 通过实施制造过程控制，大规格原材料和大厚度锻件的性能波动幅度明显降低，锻坯的抗拉强度R_m的变异系数为1.4%，大厚度锻件的抗拉强度R_m的变异系数降至2.1%。

4) 激光冲击、冷挤压和喷丸等抗疲劳强化技术对损伤容限钛合金的寿命增益具有明显效果，并大量用于实际结构。