鈦合金等溫鍛件熱處理-組織-性能一體化調控：七種先進熱處理路徑對十二種牌號鈦合金多目標性能優化的系統綜述與工藝選擇準則

鈦合金具有低密度、高比強度、優異的耐腐蝕性和高溫穩定性，已廣泛應用于航空航天、海洋工程及生物醫療等高端制造領域[1-3]。其中，超塑性成形(SPF)作為鈦合金復雜零件制造的關鍵技術,可在低流動應力下一次成形具有復雜形狀的鈦合金[4]。該技術不僅能夠在高溫環境下承受熱負載，同時兼顧輕量化設計要求，從而有效提升飛行器的推重比與燃油效率[5]。據統計,全球約80%的鈦合金產量用于航空航天領域[6]。以美國為例，鈦合金在戰斗機機身結構材料中占比達34%，鈦合金在民用飛機上的使用量為10%~15%，集中用于機身框架、機翼蒙皮及承重部件等關鍵部位[7]。鈦合金在航空領域的應用主要取決于變形和熱處理過程中形成的微觀結構[8]。然而，限制鈦合金更廣泛應用的主要問題是其室溫成形困難[9]。這主要歸因于其密排六方(HCP)α相滑移系有限導致的延展性不足，以及較高彈性模量引起的明顯回彈效應[10]。為克服成形困難，等溫鍛造技術成為實現鈦合金復雜結構整體近凈成形的常用手段[11]。該技術基于鈦合金在高溫下的超塑性行為[12]，能夠在低流動應力下完成復雜大型結構件的一步成形[13]。同時，該技術不僅提高成形精度，還顯著縮短整個制造周期，并有效降低殘余變形水平[14]。通常，超塑性流動發生在晶粒尺寸小于10μm的多晶材料中，最佳成形參數為溫度約為0.5Tm(熔點),應變速率范圍在10??s?1至10?2s?1[8]。通過該工藝，鈦合金可實現在航空發動機中的廣泛應用。如圖1所示，該技術已用來制備航空用的鈦合金部件，如航空發動機的機匣、葉盤、葉片、鼓筒等[15-16]。由此可見，超塑成形理論與等溫鍛造工藝的結合，不僅充分發揮了鈦合金的性能優勢，還為復雜構件的精密成形奠定了重要基礎[17]。

在鈦合金復雜鍛造工藝應用的過程中，等溫鍛造工藝作為關鍵的近凈成形手段，對其組織控制與性能調控能力極為關鍵。等溫鍛造可有效實現晶粒細化與組織均勻化，顯著提高鈦合金的強度和塑性[18]。如圖2所示，典型鈦合金等溫鍛造流程包括:將坯料加熱至目標鍛造溫度后，置于預熱至相同溫度的模具中，以較低應變速率成形[19]。成形后需依次進行熱處理強化、表面噴砂(形成防氧化層)和探傷檢測,合格后方可入庫。李凱等[20]通過20MN等溫鍛液壓機設備將規格為90mm×140mm的棒材成功加工為復雜鍛件。經雙重退火可獲得初生α相含量30%~50%的均勻雙態組織。該工藝采用低變形速率，可有效降低溫度梯度對材料性能的不利影響[21]。另外，等溫鍛造通過動態再結晶機制細化晶粒至1.9μm，既降低溫度梯度引起的殘余應力，又使網籃組織均勻性提高40%以上，顯著增強材料強度和耐磨性[21-22]。研究表明，與傳統模鍛相比，等溫鍛件可減輕質量約64%,機加工余量降低超70%,加工周期縮短約5倍,且可取消多焊接縫結構，提高了關鍵載荷部位的緊固可靠性[17]。值得注意的是，相比于傳統鍛造，等溫鍛造還能促進晶界α2相析出，使Ti600(Ti-6Al-2.8Sn-4Zr-0.4Mo-0.4Si-0.1Y)/Ti-2Al-Nb異種接頭強度提高18%,伸長率提升約150%[23]。另外,通過將等溫鍛造應用于β鍛造能得到組織分布均勻的網籃組織,從而推動鈦合金在雙轉子航空發動機中的工程化應用[24]。Jiang等[25]通過等溫鍛造工藝成功制備出具有復雜結構的鈦合金機翼構件。相較常規成形件，等溫鍛造機翼力學性能顯著提升，材料利用率達50%,更好滿足航空航天精鍛需求。綜上所述，對接傳統熱鍛工藝，等溫鍛造不僅為復雜航空航天的整體成形提供了有效的解決路徑，也為異種鈦合金結構連接性能的增強開辟了新方向，使其在雙轉子發動機等高端裝備制造中展現出重大應用價值[26]。

等溫鍛造后的熱處理工藝可減少甚至消除鍛造過程中因塑性變形大、熱分布不均勻、相變、加工硬化或動態軟化而引起的不均勻組織，調整顯微組織形貌，保證在高溫氣氛和長期應力下工作時力學性能的優越性和穩定性。Yang等[27]對BT25(Ti-6.5Al-2Sn-4Zr-4Mo-1W-0.2Si)鈦合金在990℃下進行等溫鍛造,該研究表明在等溫鍛造后進行熱處理(1000℃×2h+540℃×6h)可有效地實現初生α相的等軸化和組織均勻化。此外，已有研究表明在等溫鍛造后進行雙重退火工藝(900℃×1h+600℃×6h)可實現塑性和斷裂韌性的提升[28]。該技術特別適合對性能要求極高的難變形合金零部件，如大型鈦合金多肋部件[29]。與等溫鍛造不同，非等溫鍛造過程中溫度波動較大，這導致了模具與物料接觸區域的應變和溫度較低，造成了組織的顯著差異。由于非等溫鍛造中溫度的劇烈變化，容易產生不均勻的殘余應力，需要較長且復雜的熱處理工藝以實現組織均勻化并消除組織缺陷。在熱處理過程中，像雙重退火等工藝雖然能夠改善塑性和斷裂韌性，但整體的性能一致性相對較差。Zhang等[30]采用非等溫鍛造后在870、770和670℃下分別進行非等溫鍛造，在770和670℃下進行熱處理，結果表明，熱處理后的鈦合金組織不均勻，等軸α相仍然呈現拉長狀態。研究證實在非等溫鍛造下核心區的應變和溫度值相對較高，對動態再結晶過程影響顯著[31]。在這種工藝中，需要通過復雜的熱處理來彌補組織的不均勻性，適合對性能要求相對中等的零部件生產。為了滿足航空航天等領域對鈦合金部件的高性能需求，即使采用了等溫鍛造工藝，依然需要通過精確控制熱處理過程中的參數來調節α/β相的比例和形貌[32]。研究表明，采用雙重工藝(750~800℃、空冷+550~650℃、空冷)可有效消除95%以上的殘余應力，顯著提升航空發動機盤件的尺寸穩定性[32]。因此，精確控制熱處理參數對優化組織和提升綜合性能至關重要[21]。王曉晨等[33]對β相區變形的TC21(Ti-6Al-2Sn-2Zr-3Mo-1Cr-2Nb-Si)鈦合金鍛件進行了多種熱處理制度的組織和性能對比研究。單純形變熱處理組織不均勻;強韌化處理形成交錯片層α相的網籃組織，強度較高;淬火+時效處理實現強塑性最佳匹配;等溫退火雖降低強度但顯著改善塑性。因此，淬火+時效工藝是TC21鈦合金較為理想的熱處理工藝。此外，該工藝已成功應用于工程實踐，如美國F-22戰機的大型鈦合金框梁結構。采用TC4(Ti-6Al-4V)和Ti-6-22-22S合金,經β相區熱處理后，結構件損傷容限能力顯著提高[34]。因此，優化熱處理工藝參數成為銜接等溫鍛造與最終性能調控的關鍵技術環節。

本文聚焦于等溫鍛造后鈦合金鍛件的熱處理工藝,重點分析溫度、保溫時間和冷卻速率等關鍵參數對其顯微組織演變和力學性能的影響規律。通過解析現有熱處理工藝，探索精密化熱處理技術，實現鈦合金性能的精準調控，提升其在航空航天等關鍵領域的工程適用性與服役安全性。此外，本文還探討了鈦合金熱處理工藝的未來發展趨勢，為相關研究和工程應用提供理論指導和參考。

1、等溫鍛造鈦合金的熱處理工藝與組織調控機制

1.1 溫度對組織演變的影響

鍛件形狀不同，對鍛造溫度要求各異。溫度過高會導致晶粒粗化而降低材料性能;溫度過低則因變形抗力增加而易使鍛件產生裂紋。因此，不同形狀的鈦合金鍛件，其熱處理工藝也有所差異。王巧云等[35]采用800℃退火(空冷)工藝,成功制備出重量約120kg的TC4鈦合金大型鍛件,其高溫力學性能符合國家標準。該研究同時指出鈦合金的變形抗力隨變形速度的增加而快速升高，在動態下的塑性僅為靜態下的二分之一。因此，大型復雜件更適合采用等溫鍛造，在降低成形負荷的同時提高組織均勻性。國內早期采用等溫鍛造工藝，將Φ160mm的TC4鈦合金棒材在970℃下完成預鍛和終鍛。首批鍛件的熱處理工藝為970℃×1h、空冷+539℃×8h、空冷;第二批鍛件的熱處理工藝為968℃×1h、空冷+539℃×8h、空冷。鍛件的熱處理工藝如圖3所示[36]。結果顯示熱處理后顯微組織更均勻，初生α相含量明顯降低，且高溫拉伸性能、持久性能和蠕變性能均優于標準要求[36]。此外,Cheng等[37]對含凸耳、軸承孔、肋板和翼型的復雜鈦合金機翼件進行了等溫鍛造模擬。該鍛件呈非對稱結構，且各部分尺寸差異顯著。由于局部變形特征差異大且材料流動路徑復雜，易產生充填不足、頸縮和折疊等缺陷;模擬表明,較低壓機速度可獲得更好填充效果;當溫度控制在900~950℃時,可獲得較好的組織均勻性和綜合力學性能。綜上所述，鈦合金鍛件的形狀和尺寸差異決定了其對鍛造和熱處理溫度的特定要求。

溫度通過控制片層α相的體積分數、厚度與初生α相的含量和尺寸，顯著影響鈦合金的強度、塑性與斷裂韌性。當鍛造溫度較低且熱處理首次處理溫度與等溫鍛造溫度的差值增大時，時效過程中次生α相易發生粗化。李凱等[20]針對TC11(Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si)鈦合金設計了兩種熱處理制度(表1),研究了雙重退火對其組織和性能的影響,研究表明，當高溫退火溫度低于等溫鍛造溫度時，次生α相明顯粗化，且粗化程度隨溫差增大而加劇。其組織形貌如圖4所示[20]。進一步分析發現，β轉變含量與強度呈正相關，而次生α相尺寸與合金強度呈負相關。Chen等[38]基于TC6(Ti-6Al-2.5Mo-1.5Cr-0.5Fe-0.3Si)鈦合金體積劃分建立了預制件3D模型,并采用Deform軟件進行等溫鍛造的數值模擬及熱處理工藝研究。其成形過程如圖5所示[38]。結果表明，葉片鍛件經雙重退火后，當二次退火溫度從550℃升高至620℃時，雖然抗拉強度降低但伸長率有所提高。在固定二次退火溫度條件下，一次退火溫度從830℃升高至850℃可提高抗拉強度，但會降低伸長率。Li等[39]對TA15(Ti-45Al-10Nb)鈦合金實施高低溫組合熱處理(HLT),其工藝參數為950℃×100min、水淬+800℃×8h、空冷。水淬處理為等軸α相的形核和生長提供了驅動力，從而提高了其體積分數。在HLT過程中，等軸α相發生聚集、合并和球化,晶粒尺寸增大而縱橫比減小,表明晶粒趨于等軸化且分布更均勻。HLT處理還調控了片狀α相的體積分數和厚度，使其滿足三態顯微組織要求(含50%~60%片狀α相)。該熱處理制度顯著提高了TA15鈦合金在室溫和高溫下的抗拉強度與屈服強度,同時保持良好的伸長率和斷面收縮率。

表1 等溫鍛造與雙重退火工藝參數及性能表征[20]

在高溫條件下，材料表現出較高的斷裂韌性，能夠有效抑制裂紋擴展。Shi等[40]系統研究模具溫度(900~940℃)、鍛造溫度(900~990℃)及應變速率(5.5×10??s?1和1×10?2s?1)對TC21鈦合金組織和性能的影響，在630t液壓機上對TC21鈦合金實施60%壓縮變形后，采用900℃×1h、空冷+590℃×4h、空冷的熱處理工藝，研究表明，當熱處理溫度高于β轉變點時，形成粗大的α板條和細小的次生α片層;低于β轉變點時，則為等軸α相與片層α相混合的雙態組織。固溶的冷卻速率決定α板條的尺寸,時效析出的次生α片層通過強化β基體,從而提升合金強度與硬度。因而,均勻的雙態組織既有等軸組織塑性高,又有網籃組織斷裂韌性好的特點。為驗證雙態組織對性能的提升效果，夏春林等[41]經過1016℃下固溶和700℃下時效后得到雙態組織的整體葉盤。葉盤的不同位置的組織如圖6所示[41]。從圖6可以看出，相比于棒材原料，整體葉盤鍛件的初生α相進一步減少，條狀的次生α相析出較多，次生α相可阻礙位錯滑移和攀移，從而提高Ti60鈦合金的強度和韌性。

加熱溫度顯著影響冷卻后β轉變組織的含量。加熱溫度升高促進β相含量增加，從而提高冷卻后β轉變組織的比例。Tian等[42]在應變速率1×10?3s?1,995℃的等溫鍛造條件下，施加75%變形量制備了TC4鈦合金鍛件(相變點約975℃)。顯微組織呈現晶內長條狀α相、短棒狀/等軸狀α相、晶界α相及束狀/聚合狀β轉變組織。熱處理后的組織如圖7所示[42]。相比鍛態組織,熱處理顯著提高了β相的體積分數。其中，在熱處理工藝為940℃×1h、水冷+550℃×5h、空冷下的增幅最大。顯微組織對比表明,810℃×1h、空冷處理下的粗片狀α相含量最高。在940℃×1h、空冷+550℃×5h、空冷的工藝下可獲得最高球化α相含量。在熱處理工藝為940℃×1h、水冷+550℃×5h、空冷處理時，片狀α相的含量最少且其厚度最小。機理分析表明，940℃加熱使α相溶入β相，空冷時α相重新析出，未轉變β相形成β轉變組織;水冷則通過快速冷卻抑制α相析出，促進β相馬氏體轉變或殘留β組織形成。加熱溫度與β相含量及冷卻后β轉變組織量呈正相關;相同溫度下，冷卻速率越快越抑制α相析出，β轉變組織比例越高。綜上所述，加熱溫度與β相含量及β轉變組織量呈正相關關系。因而，采用940℃×1h、水冷+550℃×5h、空冷的熱處理工藝可實現鈦合金鍛件強度與塑性的良好匹配。

工業生產中，熱處理溫度顯著影響鈦合金的強度、韌性與塑性。初次退火溫度升高，有助于提升強度但會降低塑性;二次退火溫度升高則導致強度下降而塑性改善。孫興等[43]基于航空葉片服役要求，系統研究了TC6鈦合金(相變點1005℃)雙重退火工藝參數與組織性能的關聯性。實驗采用相變點為1005℃的TC6鈦合金棒材，經等溫模鍛制成葉片樣品。初次退火設置為830~880℃梯度溫度(保溫1h,空冷),二次退火設置為600℃×2h、空冷,以此構建工藝參數對比體系。結果表明，二次退火溫度不變時，初次退火溫度越高，拉伸強度越大，但塑性略有下降。保持初次退火參數恒定，將二次退火溫度調整為550、600和620℃進行對比研究。測試表明，二次退火溫度升高會導致強度下降而塑性提升。此外，該研究還對葉片鍛件經850℃×1h、空冷+600℃×2h、空冷工藝處理的試樣開展顯微組織表征。金相觀察顯示，榫頭、葉身和葉尖部位的α相含量超過50%，形貌以細小短棒狀和球狀為主，分布均勻。經力學性能測試，榫頭、葉身、葉尖部位的抗拉強度分別達到1180、1183和1171MPa;沖擊韌性分別為45.0、46.4和48.2J/cm2;有限疲勞極限的循環加載次數均大于1×10?。在400℃下，抗拉強度可達899MPa，持久壽命均大于50h。該熱處理路徑可顯著提升葉片綜合性能，具備良好工程應用價值。張永強等[44]對比研究了TC18鈦合金從β相區開始進行熱處理(890℃×0.5h→750℃×2h→570℃×4h、空冷)與雙重退火(830℃×2h→750℃×2h→570℃×4h、空冷)對其塑韌性能的影響。結果表明，從β相區開始進行熱處理雖提高強度，但由于粗大β晶粒形成和裂紋沿α/β界面擴展，導致"β脆性"現象，顯著降低塑性。相比之下，雙重退火略微降低強度，卻有效提升韌性與塑性。其組織更均勻，變形過程中滑移分布廣泛，且網狀結構抑制了位錯局部聚集，有利于延緩空洞形成，改善斷裂前的塑性。

綜上所述，熱處理工藝需結合鍛件形貌和鍛造溫度科學設計，這是實現組織均勻和性能穩定的關鍵。溫度調控直接影響片層α相的體積分數和厚度、初生α相的尺寸與含量以及β轉變組織的比例，從而決定材料的強度、塑性和韌性。若次生α相尺寸過大,會導致合金強度下降;而在高溫條件下快速水淬則有利于等軸α相的形核與長大，顯著提升其體積分數。總體而言，高溫退火有助于提高強度但降低塑性，低溫退火則改善塑性但犧牲部分強度。因此，獲得高性能合金的關鍵在于保持足夠比例的β轉變組織,并控制次生α相細小且分布均勻。為平衡強度與塑性，等溫鍛造后宜采用雙重退火工藝。

1.2 保溫時間對組織均勻性與性能的影響

高溫下，延長保溫時間有助于α相的形貌由片層狀轉變為等軸狀。這一轉變可提高球化分數，從而增強材料強度。相比之下，低溫保溫時間的延長會促使次生α相增厚，進而降低抗蠕變性能。總體而言，保溫時間的增加容易引發組織粗化。Xu等[45]以Ti-17(Ti-5Al-2Sn-2Zr-4Mo-4Cr)合金為對象，系統研究了其靜態球化行為。熱處理溫度設置為820、840和860℃;保溫時間分別為10min、30min、1h、2h、4h和8h。如圖8所示[45],合金在β相變點以上進行熱處理時，組織為完全片層狀的α相結構。在820℃條件下,α相形貌出現變化,但多數α相仍維持高長寬比且α-β界面光滑，球化程度較低。840和860℃下組織演變趨勢相似。保溫時間越長，片層α相的球化程度越高且厚度增加。特別是820℃處理8h后，組織接近完全球化。因而，延長保溫時間可加速α相從片層狀向球狀轉變。不同溫度對應的球化過程所需保溫時間存在差異，球化速度也與溫度密切相關。820℃時需較長時間才能實現球化;而在840和860℃下，球化速度明顯加快。Zhao等[46]研究了β型阻燃鈦合金在540℃×100h熱暴露下的組織變化。圖9[46]為在540℃×100h熱暴露后3組熱處理條件下合金的力學性能。1號實驗樣品條件為820℃×30min、水冷+600℃×5h、水冷;2號實驗樣品條件為910℃×30min、水冷+560℃×5h、空冷;3號實驗樣品條件為820℃×30min、水冷+600℃×5h、空冷;對比發現1號的綜力學性能相較其他兩組的更優異。此外，研究結果發現，晶內析出粗大Ti?Si?和α相顯著降低熱穩定性，甚至引發脆性斷裂。若Ti?Si?在晶界不連續析出，蠕變性能改善;若析出連續且粗大，則抗蠕變能力顯著下降。此外，等溫鍛造的蠕變作用會誘發粗大α相析出，同樣削弱蠕變抗力。Xie等[47]對等溫鍛造后的雙相鈦合金盤件進行了熱處理，處理工藝為960℃保溫1h后空冷，隨后在500℃下分別保溫100、200和500h后空冷。研究結果表明，隨著熱暴露時間的延長，片層α相(α?)的厚度逐漸增加。這一現象歸因于α?在熱處理過程中從β相中析出,并與其形成一定的取向關系。其透射電鏡(TEM)圖像如圖10所示[47],在長期熱暴露條件下,α?發生了逐步的并聚與長大過程，同時伴隨著α?/β界面面積的減少，導致α?粗化現象的顯著增強。由此可見，在高溫下延長保溫時間可以增加初生α相(α?)的體積分數，提高材料的強度;而第二次低溫下時效的保溫時間的延長，則是導致析出次生α相的厚度增加，導致抗蠕變性能降低。

1.3 熱處理工藝對組織與性能的協同調控分析

1.3.1 不同冷卻方式對組織形貌與性能的影響

等溫鍛造后,鈦合金的最終性能主要取決于冷卻方式和熱處理制度。冷卻速率作為調控手段,影響初生α相的含量、形貌與分布,也決定次生α相的結構、厚度與排列，從而改變合金的強度、塑性與韌性。李雪飛等[48]比較了兩種熱處理工藝對等溫鍛造后的TB6(Ti-10V-2Fe-3Al)鈦合金的組織和性能影響,一種工藝為直接水淬后進行時效處理,另一種為空冷后進行固溶+時效處理,顯微組織如圖11所示[48]。結果表明，水淬顯著提升了鈦合金的斷裂韌性，冷卻速度差異導致組織演變的不同。水淬樣品中等軸α相尺寸細小(圖11a),空冷樣品中等軸α相明顯粗大(圖11b);水淬樣品的β基體中幾乎無次生α相析出(圖11a1),而空冷后則有明顯的次生α相析出(圖11b1)。此外,水淬+時效的次生α相分布較為無序，但仍具與空冷+固溶時效相當的強度與塑性，同時韌性更優，工藝更簡潔，效率更高。因而，提高冷卻速率可提升初生α相含量,細化被拉長的晶粒,有利于力學性能提升。

冷卻方式在等溫鍛造鈦合金的組織調控中起著關鍵作用，決定了后續熱處理的效果與力學性能。蘇化冰等[49]研究了TC4鈦合金在不同冷卻方式下的組織演變規律及其對沖擊韌性的影響，如圖12所示[49]。具體熱處理參數見表2,鍛件幾何尺寸及取樣位置示意見圖12(a)。樣品分別在938、948和958℃鍛造后，采用空冷、風冷和水冷處理。圖12(b，c)顯示，在938℃鍛造后，冷卻速度越快，初生α相平均尺寸越小。水冷樣品的初生α相最小，且變形拉長特征更加明顯，說明冷卻速率顯著影響α相形貌(圖12b和12c)。在熱處理制度上，緩慢冷卻(如爐冷)促進初生α相的粗化與次生α相的增厚,有利于提高沖擊韌性。圖12(e)表明,800℃爐冷樣品具有最高的沖擊韌性，晶粒尺寸最大、α相含量最高。相反，固溶+時效處理雖提升強度，但初生α相減少，沖擊性能下降。圖12(d)揭示了α相含量與沖擊韌性呈正相關，說明組織調控是性能優化的核心機制。Zhang等[50]通過多向等溫鍛造結合水淬，研究了TC4鈦合金的組織演化與性能變化，其結果如圖13所示[50],經過水淬后的樣品組織均勻、晶粒得到細化，且硬度、拉伸強度和伸長率相較于原料均得到提升。此外，Yang等[27]在BT25鈦合金上進行鍛造實驗。采用6300kN四柱液壓機，在60%變形量和1×10?2s?1應變速率下鍛造后空冷,可獲得1217MPa的抗拉強度、14.2%的伸長率和57.2MPa·m1/2的斷裂韌性。楊合等[51]在多道次等溫近β鍛造過程中比較了風冷、爐冷和空冷3種冷卻方式。研究結果表明，冷卻速度對相組成影響不大，但對晶粒尺寸及次生α相的形貌有顯著影響。爐冷條件下，組織中形成了粗大等軸晶粒和較厚的片層α相;而空冷則促使細小針狀α相的生成。

表2 TC4鈦合金的熱處理工藝

后續熱處理工藝的選擇將直接影響冷卻過程中α相的析出行為。經過爐冷處理的試樣中，初生α相不僅數量達到峰值，而且呈現出典型的粗大等軸形貌，這種組織結構最有利于沖擊韌性的提升。針對高強度應用需求，建議采用水冷配合適當的熱處理工藝，通過晶粒細化實現材料強化。對沖擊韌性要求高的應用場景中，建議優先采用緩冷結合時效的熱處理路徑。

1.3.2 主流熱處理工藝的評述

綜合前面的討論，等溫鍛造鈦合金多采用"固溶處理+時效"的熱處理工藝。其中，高載荷部件(如航空發動機葉片、火箭接頭等)是指承受動態/循環應力或極限載荷的關鍵構件，其服役條件要求材料兼具高強度與高韌性(如特定屈服強度-韌性匹配標準)。為實現這一目標，等溫鍛造過程中需通過熱-力耦合作用誘發動態再結晶，并結合階梯溫度控制工藝，在有效消除殘余應力的同時優化α/β相比例，提升綜合力學性能。張會等[52]對TC11鈦合金葉片進行等溫校正處理后，采用"950℃×1h、真空退火+530℃×6h時效"工藝。結果表明，處理后α相等軸率達到82%，次生α相厚度控制在0.8μm以下，殘余應力消除率超過90%，型面翹曲量穩定在±0.15mm范圍內。王家宣等[53]對Ti-1023合金進行"760℃×2h、水淬+520℃×8h時效"處理。β相基體中析出的0.5~1.2μm等軸α相使合金在保持1280MPa抗拉強度的同時獲得8.5%的伸長率。姚澤坤等[54]將Ti-17合金熱處理參數優化為800℃×4h、風冷+620℃×8h時效，經該工藝處理后，合金室溫抗拉強度達到1210MPa,400℃高溫強度保持1032.5MPa,較常規工藝提高18%。此外，艾云龍等[55]研究表明采用"970℃×1h、水淬+560℃×2h時效"的熱處理工藝后，Ti-6Al-7Nb合金的強度提升9.6%，硬度提高7.9%,但塑性下降44.8%;相比之下,采用750℃×1h、空冷處理可使強度下降0.9%、硬度下降10.4%，但斷后伸長率提高6.3%。研究還表明，通過粉末冶金-鍛造-熱處理全流程協同控制，可實現β晶粒納米化與α相彌散強化的協同效應。趙張龍等[56]提出三次等溫鍛造聯合熱處理(800℃×4h、水淬+635℃×8h時效)的工藝使TC17粉末合金伸長率提高至16%，斷面收縮率增幅達40%。透射電鏡觀察證實，β晶粒從50μm細化至8μm,并析出平均尺寸80nm的納米α相，使屈服強度提升至1170MPa，較傳統鑄鍛工藝提高15%。

在優化冷卻方式的基礎上，配合退火工藝的精確調控，可實現對初生α相和次生α相的協同控制，進而提升材料強度與塑性的綜合性能。采用高溫-低溫雙級退火工藝可精確調控兩類α相的比例分布,可最終實現強度與塑性的協同優化。多區域異質構件是指通過梯度熱處理(如分區控溫、局部時效等)使不同區域呈現差異化微觀組織與力學性能的復合構件,適用于需要同時滿足多重服役條件的復雜部件(如航空發動機風扇葉盤、異種材料焊接結構等)。王曉燕等[57]對TC18(Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe)鈦合金的研究表明，提高高溫退火溫度會顯著減少初生α相含量,同時增加次生片狀α相數量,導致合金強度上升但塑性下降。采用"830℃×2h、爐冷+570℃×4h、空冷"雙重退火處理后TC18合金等溫鍛件的顯微組織和綜合力學性能較好。在異種合金連接的多區域異質構件中，涂唯堅等[58]研究了電子束焊接Ti-22Al-25Nb/TC11異種合金的熱處理工藝,該合金經1045℃等溫鍛造(應變速率10?2s?1,變形量40%)后空冷，分別對兩側實施梯度熱處理。Ti-22Al-25Nb合金側的熱處理工藝為960℃×1.5h、空冷+800℃×6h、空冷，TC11合金側的熱處理工藝為530℃×6h、空冷。結果顯示，焊縫抗拉強度達到1025MPa，性能表現優異。劉瑩瑩等[59]研究表明電子束焊接、近等溫鍛造和梯度熱處理后的Ti-24Al-15Nb-1.5Mo/TC11雙合金盤，其焊縫高溫強度優于TC11合金，但室溫拉伸性能存在明顯波動。采用梯度熱處理(Ti?Al側:1020℃×1h、空冷+815℃×1h、空冷;TC11合金側950℃×1h、空冷+530℃×7h、空冷)后,50%變形雙合金盤焊縫至TC11合金熱影響區的晶界α相仍未完全消除。透射電鏡分析表明，焊縫區簇狀α相的形成與近等溫鍛造和梯度熱處理過程中Al、Nb元素從α?相的析出行為密切相關。因此，空冷工藝在異種合金連接區域的組織梯度調控中顯示出獨特優勢。

熱處理工藝中采用的退火工藝顯著影響α相和β相的演變過程，進而決定鈦合金的最終力學性能。等溫熱處理采用較高保溫溫度配合階段緩冷，促進β相充分分解，可有效提升鈦合金的塑性和熱穩定性。然而受限于合金中β穩定元素含量較低，材料強度出現一定程度的下降。楊濤等[60]采用四組真空熱處理方案，系統比較了傳統等溫退火與雙重退火對TC6鈦合金風扇轉子葉片組織和性能的影響。傳統等溫退火(S1)采用880℃空冷處理，雖然形成較多初生α相，但次生α相形貌不規則，導致強度偏低。雙重退火組(S2、S3、S4)則采用第一階段溫度遞減的兩段熱處理工藝,第一階段分別為880(S2)、840(S3)和810℃(S4),第二階段加熱至高于第一階段溫度。S2組的初生α相減少，次生α相呈交叉編織狀，室溫及高溫強度提升約5%，但塑性和疲勞性能下降。降低第一階段處理溫度導致初生α相含量增加，次生α相片層細化，塑性和疲勞性能相應改善。研究證實，初生α相含量與再結晶程度共同調控著強度與塑性的平衡關系。雖然細化次生α相有助于提高強度，但未完全轉變的帶狀初生α相限制了整體強度提升。相關室溫和高溫拉伸性能測試結果見圖14[60]。通過精確調控α/β相比例和優化次生α相形貌,可顯著提升TC6鈦合金鍛造葉片的綜合性能，為其在壓氣機葉片領域的應用奠定理論基礎。

除常規退火與多路徑熱處理外，研究人員還重點關注普通退火的組織穩定性以及氫化處理對鈦合金微觀組織的調控作用。其中，承力結構件(如飛機框架、起落架支撐部件等)通常指在靜態或準靜態載荷下服役的結構部件，其核心要求是長期組織穩定性與高溫抗蠕變性能，同時需兼顧良好的強度-塑性匹配。研究表明，采用普通退火(850℃×2h、空冷)的TC6鈦合金飛機承力構件,在300℃/5000h服役條件下仍表現出優異的組織穩定性。該合金的高溫拉伸、持久及蠕變性能達到與等溫退火和雙重退火處理相當的水平。300℃/5000h熱暴露后，普通退火TC6鈦合金鍛件的力學性能未發生明顯劣化[61]。該工藝已在F-22戰斗機β相區熱處理的TC4鈦合金框梁結構件中獲得成功應用。氫化熱處理的引入可通過氫誘導β相穩定化顯著降低熱加工溫度,配合后續真空退火可形成性能優異的雙態組織。Huang等[62]對TC4鈦合金進行1023K×2h氫化預處理后實施等溫鍛造,成功制備出航空發動機葉片。氫化處理具體流程為:真空環境下通入氬氣建立惰性氣氛,升溫至1023K保溫2h并通入氫氣，隨后隨爐冷卻至室溫。鍛造后,葉片經1023K真空退火4h并隨爐冷卻,最終形成穩定雙態組織。相關顯微組織與力學性能表征結果見圖15[62]。未經氫化處理的樣品組織主要由短桿狀α相組成,表現出良好的強韌性匹配。氫化處理后葉片形成細密的籃網組織,主要由等軸α相、針狀α相及β相構成。顯微組織的顯著細化在提高強度的同時保持了良好的韌性。統計結果表明，氫化處理后β相體積分數從15%提升至28%。經過1023K×4h的真空退火后，材料形成"等軸α相+針狀α相+少量β相"的典型雙態組織。最終，其室溫與高溫拉伸強度均提升約11%,性能指標完全滿足航空發動機葉片的服役需求。

基于上述對冷卻方式和熱處理工藝的分析，可以進一步歸納不同熱處理工藝對鍛造后鈦合金組織和性能的調控作用機制。固溶+時效處理通過熱激活促進再結晶，使α相形成細小彌散的等軸組織，同時通過次生α相的均勻析出實現強韌化，適用于高強韌服役工況。雙重退火和梯度退火通過多階段溫度調控，可精確調節初生α相與次生α相的比例和形貌，特別適用于優化復雜構件內部組織的均勻性。緩冷+退火通過促進初生α相的粗化和片層α相的有序生長來顯著提升沖擊韌性，但會犧牲部分強度;而氫化處理則利用氫來穩定β相;在確保組織細化的同時有效降低鍛造溫度，結合真空退火可獲得由等軸α相、針狀α相及β相組成的細晶雙態組織,為高強輕量化構件提供了低能耗制備方案。綜上所述，高承載部件優選固溶時效/氫化處理,常規承力結構件適宜緩冷退火，多區異質域構件則需梯度熱處理結合空冷以協調局部組織差異。

2、鈦合金復雜構件的熱處理挑戰與先進工藝探索

2.1 當前熱處理工藝面臨的關鍵挑戰

盡管當前鈦合金在高溫變形及成形工藝研究領 域已取得顯著進展[63] ,但仍面臨多重挑戰亟待解決。 特別是在復雜構件等溫鍛造成形后的熱處理工藝設 計與組織預測方面存在較大挑戰。 通過有限元軟件可以精確模擬溫度場和應力場分布,為熱處理工藝優化提供理論依據[64] 。 Mosleh 等[9]提出了一種集成方法,該方法包含材料特性分析、流動行為建模、有限元模擬和實驗驗證等多個環節,成功實現了 TC4 鈦合金的超塑性成形。 研究結果表明,改進的 Johnson-Cook 模型結合人工神經網絡(ANN)能夠準確描述材料流動行為,有效預測成形參數并優化工藝。 成形后的鈦合金晶粒保持等軸狀且組織均勻,驗證了該集成模型在 TC4 鈦合金超塑性成形中的適用性和優勢。此外,數值模擬方法還可以揭示熱處理過程中熱應力演化和相變機制,為相關理論機制的建立提供支撐。分子動力學和相場模擬等方法已逐步應用于顯微組織演變研究[65] 。 例如,孫虹燁等[66] 采用分子動力學模擬 TC4 鈦合金拉伸-剪切行為。 研究發現,采用固溶處理結合時效的熱處理工藝可以提高 TC4 鈦合金的拉伸和剪切強度,且最大拉伸強度與固溶溫度呈正相關關系。 該研究為深入理解 TC4 鈦合金微觀結構與力學性能之間的關系提供了新的視角。 謝本昌等[65]基于 Ansys 軟件建立 TC4 鈦合金焊接-PWHT過程模型。 結果表明,焊后熱處理促使焊縫區域的馬氏體向次生 β 相轉變,殘余應力降低 60%,實現了組織優化和應力控制的協同效應。 為滿足復雜構件組織調控的需求,當前研究正致力于將等溫鍛造過程與冷卻路徑進行耦合模擬。 Teixeira 等[67] 基于 JMAK模型,成功構建了航空發動機軸盤的空冷過程模型。圖 16 為冷卻后軸盤不同位置的顯微組織分布及光學顯微組織[67] 。 預測了不同區域的 α 相形態分布(圖 16a)。 模擬結果與金相觀察吻合良好,A 點(表面附 近)觀察到少量的晶界 α 相和較多的魏氏體 ( 圖 16b);如圖 16(c)所示,點 B 與點 C 類似的位置(軸 盤核心),觀察到較多的晶界 α 相和魏氏體。 然而, 現有模型尚未考慮等溫鍛造引起的塑性變形效應,組 織演變預測仍存在局限。 因此,未來的模擬研究需要 進一步耦合熱加工應變歷史和后續冷卻路徑,以提高組織預測的準確性。 如圖 17 所示,與傳統熱處理技術相比,未來通過結合新興熱處理技術(如微波加熱、深冷處理、低溫真空退火) 和智能化熱處理裝備(如多軸機械臂),有望構建面向性能目標的數字化工藝設計體系,推動鈦合金熱處理技術向高性能、高效率和智能化方向發展。

2.2 新興熱處理技術的發展現狀與潛力分析

2.2.1 微波輔助熱處理的多場耦合機制與工程化應用

為突破傳統熱處理工藝在能效、組織均勻性和可控性方面的局限，未來鈦合金等溫鍛造熱處理研究應重點關注多能場耦合、智能工藝控制和綠色制造技術的協同應用。多能場協同調控技術因其可精確控制材料組織與性能，正成為鈦合金熱處理領域的重要發展方向[68]。與傳統加熱方式相比,微波技術(MW)具有熱效率高、能耗低、升溫速率快及顯著細化組織等優勢。具體而言，該燒結技術優于常規燒結，可有效促進致密化、細化晶粒并改善綜合力學性能[69-71]。除燒結外，MW技術還被用于金屬間化合物的合成[72],以及在誘導等離子體的幫助下對鈦粉末或塊體鈦進行滲氮[73]。Luo等[74]開發的微波加熱工藝實現了對鈦粉的高效均勻加熱，制備的CP-Ti、TC4及Ti-10V-2Fe-3Al等合金具有95%以上的理論密度。所得材料的拉伸性能優于常規燒結制品，且對原始粉末粒徑和壓制壓力表現出顯著敏感性。微波技術已滲透冶金全流程,涵蓋礦石預處理、干燥、濕法冶金等關鍵環節[75]。圖18為微波加工系統的基本構型與能場耦合機制，明確其在鈦及金屬材料處理中的優勢[75]。此外，邵健[76]通過在TC4鈦合金棒材的表面涂覆微波吸收劑,控制Al?O?與SiC的質量之比為3:2,成功實現了棒材的快速熱處理。研究結果顯示，微波熱處理可顯著細化晶粒，使材料強度較常規熱處理明顯提高。因此，采用微波混合加熱技術時，需優化吸收劑(如SiC、木炭和石墨粉)選擇，調控微波功率、處理時間和頻率等參數，并設計高效諧振腔，以實現快速、節能、環保的高質量處理[77]。綜上所述，微波技術在等溫鍛造鈦合金熱處理領域具有廣闊的應用前景。

2.2.2 深冷處理技術在等溫鍛造鈦合金顯微組織調控中的強化作用

除微波輔助處理外，深冷處理(DCT)作為一種新型熱處理技術,在鈦合金等溫鍛后組織性能調控方面同樣具有顯著優勢。DCT處理是一種以液氮為介質的低溫熱處理技術，主要通過引發晶格收縮與殘余應力場構建，實現顯微組織優化與性能提升。Kang等[78]對TC4合金多次深冷處理后發現，其抗拉強度、硬度及耐磨性均明顯提升，強化機制主要歸因于低角度晶界與亞晶界協同作用下的微觀細化效應。DCT引發的內應力促進短棒狀α相破碎并轉變為細顆粒狀,有效提升晶粒細化程度。Gu等[79]進一步研究表明,DCT與時效處理聯用可驅動亞穩β相向穩定相轉變,減少β相體積分數,并誘導位錯網絡與孿晶生成,使TC4合金塑性提高22.7%,且強度下降不超過5.5%,實現性能均衡優化。Vijayakumar等[80]研究了不同低溫處理時間對TC4樣品韌性的影響,結果顯示,處理24和36h的TC4樣品韌性分別提高5.3%和8.3%。Liu等[81]針對近β鈦合金(Ti55531)開展研究,其工藝流程、顯微組織變化和力學性能如圖19所示。深冷處理可使平均晶粒尺寸由2.35μm減小至1.68μm,同時α相體積分數由18.62%提升至21.37%。板條狀α相在深冷作用下形貌轉變為平行排列，寬度減小。EBSD分析顯示織構強度降低、位錯密度升高、組織均勻性增強(圖19d~19j)。該工藝處理后的材料硬度最大提升12.9%至385.5HV3(圖19k);同時，拉伸強度與伸長率分別提高6.8%與8.0%(圖19l),這充分證明了DCT對近β鈦合金的強韌化效果。此外，DCT還能有效細化晶粒、誘發高密度位錯與孿晶形成，增強材料疲勞性能。Sun等[82]在77K環境下進行疲勞實驗，觀察到大量不同形態的孿晶形成，有效提升退火態鈦合金的疲勞強度。綜上所述，深冷-時效復合處理為提升TC4合金塑性提供了高效的熱處理方案。因此，DCT與等溫鍛造的協同應用，有望進一步拓展鈦合金的性能邊界和應用領域。

2.2.3 低溫真空熱處理技術的工藝優勢

低溫真空熱處理可顯著降低金屬熱變形風險,尤其適用于復雜結構件[83]。當溫度超過800℃時,鈦合金表面氧化膜會發生分解,氧原子向晶格內部擴散可能引發斷裂，因此必須嚴格控制熱處理環境中的氧含量[84]。因此，目前鈦合金生產多采用氬氣保護氣氛進行熱處理[85]。通過低溫熱處理調控鈦合金相變過程，可獲得細小均勻的α相組織，從而改善材料在單調和循環載荷下的力學性能[86]。Wang等[83]研究顯示,無氧化熱處理可使TC4鈦合金強度提高的同時伸長率增加26%,其拉伸性能達到800℃高溫退火處理的水平。該工藝能促進β相析出，產生第二相強化作用。當熱處理工藝為550℃×4h時,TC4鈦合金的綜合性能較好，極限拉伸強度、屈服強度和伸長率分別為1220MPa、917MPa和11.6%。因而發展自動化的可控氣氛熱處理技術，有助于提高工藝穩定性并保持材料性能。

3、總結與展望

隨著航空航天高速發展，對鈦合金等溫鍛件性能提出越來越高的要求，熱處理技術在其組織調控及性能改善中發揮了重要作用，國內外已有成果表明:

首次高溫退火配合水淬可以提升鈦合金的強度;二次低溫時效退火采用空冷可改善鈦合金的塑性;首次高溫退火+水淬，第二次低溫退火+空冷工藝可有效平衡強度與塑性;

在高溫下延長保溫時間可以增加初生α的體積分數,提高材料的強度;而第二次低溫時效保溫時間的延長，導致抗蠕變性能降低;

隨冷卻速率提升，顯著提升鈦合金的強度，但沖擊韌性則有所下降;而緩冷能顯著優化沖擊韌性;

固溶結合時效工藝通過α相彌散分布與等軸化實現強韌協同,適用于高強高韌需求;雙重退火與梯度退火通過階梯式溫度調控初生/次生α相比例，優化復雜構件組織均勻性;緩冷退火提升沖擊韌性但需權衡強度損失;氫化處理結合真空退火提供低能耗解決方案;高載荷部件優先采用固溶結合時效或氫化處理，承力結構件選擇緩冷退火，多區域異質構件則需梯度熱處理結合空冷以協調局部組織差異。

展望未來，建議鈦合金等溫鍛件的熱處理研究進一步聚焦于數值模擬與實際工藝的調控機制,并深入探索微波場、深冷技術及低溫真空等新型熱處理技術的應用潛力，進一步加強熱處理對鈦合金等溫鍛件組織與性能的改善。

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（注，原文標題：熱處理工藝對鈦合金等溫鍛件組織演變及性能影響的研究進展_黃巍巍）