钛合金等温锻件热处理-组织-性能一体化调控：七种先进热处理路径对十二种牌号钛合金多目标性能优化的系统综述与工艺选择准则

钛合金具有低密度、高比强度、优异的耐腐蚀性和高温稳定性，已广泛应用于航空航天、海洋工程及生物医疗等高端制造领域[1-3]。其中，超塑性成形(SPF)作为钛合金复杂零件制造的关键技术,可在低流动应力下一次成形具有复杂形状的钛合金[4]。该技术不仅能够在高温环境下承受热负载，同时兼顾轻量化设计要求，从而有效提升飞行器的推重比与燃油效率[5]。据统计,全球约80%的钛合金产量用于航空航天领域[6]。以美国为例，钛合金在战斗机机身结构材料中占比达34%，钛合金在民用飞机上的使用量为10%~15%，集中用于机身框架、机翼蒙皮及承重部件等关键部位[7]。钛合金在航空领域的应用主要取决于变形和热处理过程中形成的微观结构[8]。然而，限制钛合金更广泛应用的主要问题是其室温成形困难[9]。这主要归因于其密排六方(HCP)α相滑移系有限导致的延展性不足，以及较高弹性模量引起的明显回弹效应[10]。为克服成形困难，等温锻造技术成为实现钛合金复杂结构整体近净成形的常用手段[11]。该技术基于钛合金在高温下的超塑性行为[12]，能够在低流动应力下完成复杂大型结构件的一步成形[13]。同时，该技术不仅提高成形精度，还显著缩短整个制造周期，并有效降低残余变形水平[14]。通常，超塑性流动发生在晶粒尺寸小于10μm的多晶材料中，最佳成形参数为温度约为0.5Tm(熔点),应变速率范围在10⁻⁵s⁻¹至10⁻²s⁻¹[8]。通过该工艺，钛合金可实现在航空发动机中的广泛应用。如图1所示，该技术已用来制备航空用的钛合金部件，如航空发动机的机匣、叶盘、叶片、鼓筒等[15-16]。由此可见，超塑成形理论与等温锻造工艺的结合，不仅充分发挥了钛合金的性能优势，还为复杂构件的精密成形奠定了重要基础[17]。

在钛合金复杂锻造工艺应用的过程中，等温锻造工艺作为关键的近净成形手段，对其组织控制与性能调控能力极为关键。等温锻造可有效实现晶粒细化与组织均匀化，显著提高钛合金的强度和塑性[18]。如图2所示，典型钛合金等温锻造流程包括:将坯料加热至目标锻造温度后，置于预热至相同温度的模具中，以较低应变速率成形[19]。成形后需依次进行热处理强化、表面喷砂(形成防氧化层)和探伤检测,合格后方可入库。李凯等[20]通过20MN等温锻液压机设备将规格为90mm×140mm的棒材成功加工为复杂锻件。经双重退火可获得初生α相含量30%~50%的均匀双态组织。该工艺采用低变形速率，可有效降低温度梯度对材料性能的不利影响[21]。另外，等温锻造通过动态再结晶机制细化晶粒至1.9μm，既降低温度梯度引起的残余应力，又使网篮组织均匀性提高40%以上，显著增强材料强度和耐磨性[21-22]。研究表明，与传统模锻相比，等温锻件可减轻质量约64%,机加工余量降低超70%,加工周期缩短约5倍,且可取消多焊接缝结构，提高了关键载荷部位的紧固可靠性[17]。值得注意的是，相比于传统锻造，等温锻造还能促进晶界α2相析出，使Ti600(Ti-6Al-2.8Sn-4Zr-0.4Mo-0.4Si-0.1Y)/Ti-2Al-Nb异种接头强度提高18%,伸长率提升约150%[23]。另外,通过将等温锻造应用于β锻造能得到组织分布均匀的网篮组织,从而推动钛合金在双转子航空发动机中的工程化应用[24]。Jiang等[25]通过等温锻造工艺成功制备出具有复杂结构的钛合金机翼构件。相较常规成形件，等温锻造机翼力学性能显著提升，材料利用率达50%,更好满足航空航天精锻需求。综上所述，对接传统热锻工艺，等温锻造不仅为复杂航空航天的整体成形提供了有效的解决路径，也为异种钛合金结构连接性能的增强开辟了新方向，使其在双转子发动机等高端装备制造中展现出重大应用价值[26]。

等温锻造后的热处理工艺可减少甚至消除锻造过程中因塑性变形大、热分布不均匀、相变、加工硬化或动态软化而引起的不均匀组织，调整显微组织形貌，保证在高温气氛和长期应力下工作时力学性能的优越性和稳定性。Yang等[27]对BT25(Ti-6.5Al-2Sn-4Zr-4Mo-1W-0.2Si)钛合金在990℃下进行等温锻造,该研究表明在等温锻造后进行热处理(1000℃×2h+540℃×6h)可有效地实现初生α相的等轴化和组织均匀化。此外，已有研究表明在等温锻造后进行双重退火工艺(900℃×1h+600℃×6h)可实现塑性和断裂韧性的提升[28]。该技术特别适合对性能要求极高的难变形合金零部件，如大型钛合金多肋部件[29]。与等温锻造不同，非等温锻造过程中温度波动较大，这导致了模具与物料接触区域的应变和温度较低，造成了组织的显著差异。由于非等温锻造中温度的剧烈变化，容易产生不均匀的残余应力，需要较长且复杂的热处理工艺以实现组织均匀化并消除组织缺陷。在热处理过程中，像双重退火等工艺虽然能够改善塑性和断裂韧性，但整体的性能一致性相对较差。Zhang等[30]采用非等温锻造后在870、770和670℃下分别进行非等温锻造，在770和670℃下进行热处理，结果表明，热处理后的钛合金组织不均匀，等轴α相仍然呈现拉长状态。研究证实在非等温锻造下核心区的应变和温度值相对较高，对动态再结晶过程影响显著[31]。在这种工艺中，需要通过复杂的热处理来弥补组织的不均匀性，适合对性能要求相对中等的零部件生产。为了满足航空航天等领域对钛合金部件的高性能需求，即使采用了等温锻造工艺，依然需要通过精确控制热处理过程中的参数来调节α/β相的比例和形貌[32]。研究表明，采用双重工艺(750~800℃、空冷+550~650℃、空冷)可有效消除95%以上的残余应力，显著提升航空发动机盘件的尺寸稳定性[32]。因此，精确控制热处理参数对优化组织和提升综合性能至关重要[21]。王晓晨等[33]对β相区变形的TC21(Ti-6Al-2Sn-2Zr-3Mo-1Cr-2Nb-Si)钛合金锻件进行了多种热处理制度的组织和性能对比研究。单纯形变热处理组织不均匀;强韧化处理形成交错片层α相的网篮组织，强度较高;淬火+时效处理实现强塑性最佳匹配;等温退火虽降低强度但显著改善塑性。因此，淬火+时效工艺是TC21钛合金较为理想的热处理工艺。此外，该工艺已成功应用于工程实践，如美国F-22战机的大型钛合金框梁结构。采用TC4(Ti-6Al-4V)和Ti-6-22-22S合金,经β相区热处理后，结构件损伤容限能力显著提高[34]。因此，优化热处理工艺参数成为衔接等温锻造与最终性能调控的关键技术环节。

本文聚焦于等温锻造后钛合金锻件的热处理工艺,重点分析温度、保温时间和冷却速率等关键参数对其显微组织演变和力学性能的影响规律。通过解析现有热处理工艺，探索精密化热处理技术，实现钛合金性能的精准调控，提升其在航空航天等关键领域的工程适用性与服役安全性。此外，本文还探讨了钛合金热处理工艺的未来发展趋势，为相关研究和工程应用提供理论指导和参考。

1、等温锻造钛合金的热处理工艺与组织调控机制

1.1 温度对组织演变的影响

锻件形状不同，对锻造温度要求各异。温度过高会导致晶粒粗化而降低材料性能;温度过低则因变形抗力增加而易使锻件产生裂纹。因此，不同形状的钛合金锻件，其热处理工艺也有所差异。王巧云等[35]采用800℃退火(空冷)工艺,成功制备出重量约120kg的TC4钛合金大型锻件,其高温力学性能符合国家标准。该研究同时指出钛合金的变形抗力随变形速度的增加而快速升高，在动态下的塑性仅为静态下的二分之一。因此，大型复杂件更适合采用等温锻造，在降低成形负荷的同时提高组织均匀性。国内早期采用等温锻造工艺，将Φ160mm的TC4钛合金棒材在970℃下完成预锻和终锻。首批锻件的热处理工艺为970℃×1h、空冷+539℃×8h、空冷;第二批锻件的热处理工艺为968℃×1h、空冷+539℃×8h、空冷。锻件的热处理工艺如图3所示[36]。结果显示热处理后显微组织更均匀，初生α相含量明显降低，且高温拉伸性能、持久性能和蠕变性能均优于标准要求[36]。此外,Cheng等[37]对含凸耳、轴承孔、肋板和翼型的复杂钛合金机翼件进行了等温锻造模拟。该锻件呈非对称结构，且各部分尺寸差异显著。由于局部变形特征差异大且材料流动路径复杂，易产生充填不足、颈缩和折叠等缺陷;模拟表明,较低压机速度可获得更好填充效果;当温度控制在900~950℃时,可获得较好的组织均匀性和综合力学性能。综上所述，钛合金锻件的形状和尺寸差异决定了其对锻造和热处理温度的特定要求。

温度通过控制片层α相的体积分数、厚度与初生α相的含量和尺寸，显著影响钛合金的强度、塑性与断裂韧性。当锻造温度较低且热处理首次处理温度与等温锻造温度的差值增大时，时效过程中次生α相易发生粗化。李凯等[20]针对TC11(Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si)钛合金设计了两种热处理制度(表1),研究了双重退火对其组织和性能的影响,研究表明，当高温退火温度低于等温锻造温度时，次生α相明显粗化，且粗化程度随温差增大而加剧。其组织形貌如图4所示[20]。进一步分析发现，β转变含量与强度呈正相关，而次生α相尺寸与合金强度呈负相关。Chen等[38]基于TC6(Ti-6Al-2.5Mo-1.5Cr-0.5Fe-0.3Si)钛合金体积划分建立了预制件3D模型,并采用Deform软件进行等温锻造的数值模拟及热处理工艺研究。其成形过程如图5所示[38]。结果表明，叶片锻件经双重退火后，当二次退火温度从550℃升高至620℃时，虽然抗拉强度降低但伸长率有所提高。在固定二次退火温度条件下，一次退火温度从830℃升高至850℃可提高抗拉强度，但会降低伸长率。Li等[39]对TA15(Ti-45Al-10Nb)钛合金实施高低温组合热处理(HLT),其工艺参数为950℃×100min、水淬+800℃×8h、空冷。水淬处理为等轴α相的形核和生长提供了驱动力，从而提高了其体积分数。在HLT过程中，等轴α相发生聚集、合并和球化,晶粒尺寸增大而纵横比减小,表明晶粒趋于等轴化且分布更均匀。HLT处理还调控了片状α相的体积分数和厚度，使其满足三态显微组织要求(含50%~60%片状α相)。该热处理制度显著提高了TA15钛合金在室温和高温下的抗拉强度与屈服强度,同时保持良好的伸长率和断面收缩率。

表1 等温锻造与双重退火工艺参数及性能表征[20]

在高温条件下，材料表现出较高的断裂韧性，能够有效抑制裂纹扩展。Shi等[40]系统研究模具温度(900~940℃)、锻造温度(900~990℃)及应变速率(5.5×10⁻⁴s⁻¹和1×10⁻²s⁻¹)对TC21钛合金组织和性能的影响，在630t液压机上对TC21钛合金实施60%压缩变形后，采用900℃×1h、空冷+590℃×4h、空冷的热处理工艺，研究表明，当热处理温度高于β转变点时，形成粗大的α板条和细小的次生α片层;低于β转变点时，则为等轴α相与片层α相混合的双态组织。固溶的冷却速率决定α板条的尺寸,时效析出的次生α片层通过强化β基体,从而提升合金强度与硬度。因而,均匀的双态组织既有等轴组织塑性高,又有网篮组织断裂韧性好的特点。为验证双态组织对性能的提升效果，夏春林等[41]经过1016℃下固溶和700℃下时效后得到双态组织的整体叶盘。叶盘的不同位置的组织如图6所示[41]。从图6可以看出，相比于棒材原料，整体叶盘锻件的初生α相进一步减少，条状的次生α相析出较多，次生α相可阻碍位错滑移和攀移，从而提高Ti60钛合金的强度和韧性。

加热温度显著影响冷却后β转变组织的含量。加热温度升高促进β相含量增加，从而提高冷却后β转变组织的比例。Tian等[42]在应变速率1×10⁻³s⁻¹,995℃的等温锻造条件下，施加75%变形量制备了TC4钛合金锻件(相变点约975℃)。显微组织呈现晶内长条状α相、短棒状/等轴状α相、晶界α相及束状/聚合状β转变组织。热处理后的组织如图7所示[42]。相比锻态组织,热处理显著提高了β相的体积分数。其中，在热处理工艺为940℃×1h、水冷+550℃×5h、空冷下的增幅最大。显微组织对比表明,810℃×1h、空冷处理下的粗片状α相含量最高。在940℃×1h、空冷+550℃×5h、空冷的工艺下可获得最高球化α相含量。在热处理工艺为940℃×1h、水冷+550℃×5h、空冷处理时，片状α相的含量最少且其厚度最小。机理分析表明，940℃加热使α相溶入β相，空冷时α相重新析出，未转变β相形成β转变组织;水冷则通过快速冷却抑制α相析出，促进β相马氏体转变或残留β组织形成。加热温度与β相含量及冷却后β转变组织量呈正相关;相同温度下，冷却速率越快越抑制α相析出，β转变组织比例越高。综上所述，加热温度与β相含量及β转变组织量呈正相关关系。因而，采用940℃×1h、水冷+550℃×5h、空冷的热处理工艺可实现钛合金锻件强度与塑性的良好匹配。

工业生产中，热处理温度显著影响钛合金的强度、韧性与塑性。初次退火温度升高，有助于提升强度但会降低塑性;二次退火温度升高则导致强度下降而塑性改善。孙兴等[43]基于航空叶片服役要求，系统研究了TC6钛合金(相变点1005℃)双重退火工艺参数与组织性能的关联性。实验采用相变点为1005℃的TC6钛合金棒材，经等温模锻制成叶片样品。初次退火设置为830~880℃梯度温度(保温1h,空冷),二次退火设置为600℃×2h、空冷,以此构建工艺参数对比体系。结果表明，二次退火温度不变时，初次退火温度越高，拉伸强度越大，但塑性略有下降。保持初次退火参数恒定，将二次退火温度调整为550、600和620℃进行对比研究。测试表明，二次退火温度升高会导致强度下降而塑性提升。此外，该研究还对叶片锻件经850℃×1h、空冷+600℃×2h、空冷工艺处理的试样开展显微组织表征。金相观察显示，榫头、叶身和叶尖部位的α相含量超过50%，形貌以细小短棒状和球状为主，分布均匀。经力学性能测试，榫头、叶身、叶尖部位的抗拉强度分别达到1180、1183和1171MPa;冲击韧性分别为45.0、46.4和48.2J/cm²;有限疲劳极限的循环加载次数均大于1×10⁷。在400℃下，抗拉强度可达899MPa，持久寿命均大于50h。该热处理路径可显著提升叶片综合性能，具备良好工程应用价值。张永强等[44]对比研究了TC18钛合金从β相区开始进行热处理(890℃×0.5h→750℃×2h→570℃×4h、空冷)与双重退火(830℃×2h→750℃×2h→570℃×4h、空冷)对其塑韧性能的影响。结果表明，从β相区开始进行热处理虽提高强度，但由于粗大β晶粒形成和裂纹沿α/β界面扩展，导致"β脆性"现象，显著降低塑性。相比之下，双重退火略微降低强度，却有效提升韧性与塑性。其组织更均匀，变形过程中滑移分布广泛，且网状结构抑制了位错局部聚集，有利于延缓空洞形成，改善断裂前的塑性。

综上所述，热处理工艺需结合锻件形貌和锻造温度科学设计，这是实现组织均匀和性能稳定的关键。温度调控直接影响片层α相的体积分数和厚度、初生α相的尺寸与含量以及β转变组织的比例，从而决定材料的强度、塑性和韧性。若次生α相尺寸过大,会导致合金强度下降;而在高温条件下快速水淬则有利于等轴α相的形核与长大，显著提升其体积分数。总体而言，高温退火有助于提高强度但降低塑性，低温退火则改善塑性但牺牲部分强度。因此，获得高性能合金的关键在于保持足够比例的β转变组织,并控制次生α相细小且分布均匀。为平衡强度与塑性，等温锻造后宜采用双重退火工艺。

1.2 保温时间对组织均匀性与性能的影响

高温下，延长保温时间有助于α相的形貌由片层状转变为等轴状。这一转变可提高球化分数，从而增强材料强度。相比之下，低温保温时间的延长会促使次生α相增厚，进而降低抗蠕变性能。总体而言，保温时间的增加容易引发组织粗化。Xu等[45]以Ti-17(Ti-5Al-2Sn-2Zr-4Mo-4Cr)合金为对象，系统研究了其静态球化行为。热处理温度设置为820、840和860℃;保温时间分别为10min、30min、1h、2h、4h和8h。如图8所示[45],合金在β相变点以上进行热处理时，组织为完全片层状的α相结构。在820℃条件下,α相形貌出现变化,但多数α相仍维持高长宽比且α-β界面光滑，球化程度较低。840和860℃下组织演变趋势相似。保温时间越长，片层α相的球化程度越高且厚度增加。特别是820℃处理8h后，组织接近完全球化。因而，延长保温时间可加速α相从片层状向球状转变。不同温度对应的球化过程所需保温时间存在差异，球化速度也与温度密切相关。820℃时需较长时间才能实现球化;而在840和860℃下，球化速度明显加快。Zhao等[46]研究了β型阻燃钛合金在540℃×100h热暴露下的组织变化。图9[46]为在540℃×100h热暴露后3组热处理条件下合金的力学性能。1号实验样品条件为820℃×30min、水冷+600℃×5h、水冷;2号实验样品条件为910℃×30min、水冷+560℃×5h、空冷;3号实验样品条件为820℃×30min、水冷+600℃×5h、空冷;对比发现1号的综力学性能相较其他两组的更优异。此外，研究结果发现，晶内析出粗大Ti₅Si₃和α相显著降低热稳定性，甚至引发脆性断裂。若Ti₅Si₃在晶界不连续析出，蠕变性能改善;若析出连续且粗大，则抗蠕变能力显著下降。此外，等温锻造的蠕变作用会诱发粗大α相析出，同样削弱蠕变抗力。Xie等[47]对等温锻造后的双相钛合金盘件进行了热处理，处理工艺为960℃保温1h后空冷，随后在500℃下分别保温100、200和500h后空冷。研究结果表明，随着热暴露时间的延长，片层α相(αₛ)的厚度逐渐增加。这一现象归因于αₛ在热处理过程中从β相中析出,并与其形成一定的取向关系。其透射电镜(TEM)图像如图10所示[47],在长期热暴露条件下,αₛ发生了逐步的并聚与长大过程，同时伴随着αₛ/β界面面积的减少，导致αₛ粗化现象的显著增强。由此可见，在高温下延长保温时间可以增加初生α相(αₚ)的体积分数，提高材料的强度;而第二次低温下时效的保温时间的延长，则是导致析出次生α相的厚度增加，导致抗蠕变性能降低。

1.3 热处理工艺对组织与性能的协同调控分析

1.3.1 不同冷却方式对组织形貌与性能的影响

等温锻造后,钛合金的最终性能主要取决于冷却方式和热处理制度。冷却速率作为调控手段,影响初生α相的含量、形貌与分布,也决定次生α相的结构、厚度与排列，从而改变合金的强度、塑性与韧性。李雪飞等[48]比较了两种热处理工艺对等温锻造后的TB6(Ti-10V-2Fe-3Al)钛合金的组织和性能影响,一种工艺为直接水淬后进行时效处理,另一种为空冷后进行固溶+时效处理,显微组织如图11所示[48]。结果表明，水淬显著提升了钛合金的断裂韧性，冷却速度差异导致组织演变的不同。水淬样品中等轴α相尺寸细小(图11a),空冷样品中等轴α相明显粗大(图11b);水淬样品的β基体中几乎无次生α相析出(图11a1),而空冷后则有明显的次生α相析出(图11b1)。此外,水淬+时效的次生α相分布较为无序，但仍具与空冷+固溶时效相当的强度与塑性，同时韧性更优，工艺更简洁，效率更高。因而，提高冷却速率可提升初生α相含量,细化被拉长的晶粒,有利于力学性能提升。

冷却方式在等温锻造钛合金的组织调控中起着关键作用，决定了后续热处理的效果与力学性能。苏化冰等[49]研究了TC4钛合金在不同冷却方式下的组织演变规律及其对冲击韧性的影响，如图12所示[49]。具体热处理参数见表2,锻件几何尺寸及取样位置示意见图12(a)。样品分别在938、948和958℃锻造后，采用空冷、风冷和水冷处理。图12(b，c)显示，在938℃锻造后，冷却速度越快，初生α相平均尺寸越小。水冷样品的初生α相最小，且变形拉长特征更加明显，说明冷却速率显著影响α相形貌(图12b和12c)。在热处理制度上，缓慢冷却(如炉冷)促进初生α相的粗化与次生α相的增厚,有利于提高冲击韧性。图12(e)表明,800℃炉冷样品具有最高的冲击韧性，晶粒尺寸最大、α相含量最高。相反，固溶+时效处理虽提升强度，但初生α相减少，冲击性能下降。图12(d)揭示了α相含量与冲击韧性呈正相关，说明组织调控是性能优化的核心机制。Zhang等[50]通过多向等温锻造结合水淬，研究了TC4钛合金的组织演化与性能变化，其结果如图13所示[50],经过水淬后的样品组织均匀、晶粒得到细化，且硬度、拉伸强度和伸长率相较于原料均得到提升。此外，Yang等[27]在BT25钛合金上进行锻造实验。采用6300kN四柱液压机，在60%变形量和1×10⁻²s⁻¹应变速率下锻造后空冷,可获得1217MPa的抗拉强度、14.2%的伸长率和57.2MPa·m¹/²的断裂韧性。杨合等[51]在多道次等温近β锻造过程中比较了风冷、炉冷和空冷3种冷却方式。研究结果表明，冷却速度对相组成影响不大，但对晶粒尺寸及次生α相的形貌有显著影响。炉冷条件下，组织中形成了粗大等轴晶粒和较厚的片层α相;而空冷则促使细小针状α相的生成。

表2 TC4钛合金的热处理工艺

后续热处理工艺的选择将直接影响冷却过程中α相的析出行为。经过炉冷处理的试样中，初生α相不仅数量达到峰值，而且呈现出典型的粗大等轴形貌，这种组织结构最有利于冲击韧性的提升。针对高强度应用需求，建议采用水冷配合适当的热处理工艺，通过晶粒细化实现材料强化。对冲击韧性要求高的应用场景中，建议优先采用缓冷结合时效的热处理路径。

1.3.2 主流热处理工艺的评述

综合前面的讨论，等温锻造钛合金多采用"固溶处理+时效"的热处理工艺。其中，高载荷部件(如航空发动机叶片、火箭接头等)是指承受动态/循环应力或极限载荷的关键构件，其服役条件要求材料兼具高强度与高韧性(如特定屈服强度-韧性匹配标准)。为实现这一目标，等温锻造过程中需通过热-力耦合作用诱发动态再结晶，并结合阶梯温度控制工艺，在有效消除残余应力的同时优化α/β相比例，提升综合力学性能。张会等[52]对TC11钛合金叶片进行等温校正处理后，采用"950℃×1h、真空退火+530℃×6h时效"工艺。结果表明，处理后α相等轴率达到82%，次生α相厚度控制在0.8μm以下，残余应力消除率超过90%，型面翘曲量稳定在±0.15mm范围内。王家宣等[53]对Ti-1023合金进行"760℃×2h、水淬+520℃×8h时效"处理。β相基体中析出的0.5~1.2μm等轴α相使合金在保持1280MPa抗拉强度的同时获得8.5%的伸长率。姚泽坤等[54]将Ti-17合金热处理参数优化为800℃×4h、风冷+620℃×8h时效，经该工艺处理后，合金室温抗拉强度达到1210MPa,400℃高温强度保持1032.5MPa,较常规工艺提高18%。此外，艾云龙等[55]研究表明采用"970℃×1h、水淬+560℃×2h时效"的热处理工艺后，Ti-6Al-7Nb合金的强度提升9.6%，硬度提高7.9%,但塑性下降44.8%;相比之下,采用750℃×1h、空冷处理可使强度下降0.9%、硬度下降10.4%，但断后伸长率提高6.3%。研究还表明，通过粉末冶金-锻造-热处理全流程协同控制，可实现β晶粒纳米化与α相弥散强化的协同效应。赵张龙等[56]提出三次等温锻造联合热处理(800℃×4h、水淬+635℃×8h时效)的工艺使TC17粉末合金伸长率提高至16%，断面收缩率增幅达40%。透射电镜观察证实，β晶粒从50μm细化至8μm,并析出平均尺寸80nm的纳米α相，使屈服强度提升至1170MPa，较传统铸锻工艺提高15%。

在优化冷却方式的基础上，配合退火工艺的精确调控，可实现对初生α相和次生α相的协同控制，进而提升材料强度与塑性的综合性能。采用高温-低温双级退火工艺可精确调控两类α相的比例分布,可最终实现强度与塑性的协同优化。多区域异质构件是指通过梯度热处理(如分区控温、局部时效等)使不同区域呈现差异化微观组织与力学性能的复合构件,适用于需要同时满足多重服役条件的复杂部件(如航空发动机风扇叶盘、异种材料焊接结构等)。王晓燕等[57]对TC18(Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe)钛合金的研究表明，提高高温退火温度会显著减少初生α相含量,同时增加次生片状α相数量,导致合金强度上升但塑性下降。采用"830℃×2h、炉冷+570℃×4h、空冷"双重退火处理后TC18合金等温锻件的显微组织和综合力学性能较好。在异种合金连接的多区域异质构件中，涂唯坚等[58]研究了电子束焊接Ti-22Al-25Nb/TC11异种合金的热处理工艺,该合金经1045℃等温锻造(应变速率10⁻²s⁻¹,变形量40%)后空冷，分别对两侧实施梯度热处理。Ti-22Al-25Nb合金侧的热处理工艺为960℃×1.5h、空冷+800℃×6h、空冷，TC11合金侧的热处理工艺为530℃×6h、空冷。结果显示，焊缝抗拉强度达到1025MPa，性能表现优异。刘莹莹等[59]研究表明电子束焊接、近等温锻造和梯度热处理后的Ti-24Al-15Nb-1.5Mo/TC11双合金盘，其焊缝高温强度优于TC11合金，但室温拉伸性能存在明显波动。采用梯度热处理(Ti₃Al侧:1020℃×1h、空冷+815℃×1h、空冷;TC11合金侧950℃×1h、空冷+530℃×7h、空冷)后,50%变形双合金盘焊缝至TC11合金热影响区的晶界α相仍未完全消除。透射电镜分析表明，焊缝区簇状α相的形成与近等温锻造和梯度热处理过程中Al、Nb元素从α₂相的析出行为密切相关。因此，空冷工艺在异种合金连接区域的组织梯度调控中显示出独特优势。

热处理工艺中采用的退火工艺显著影响α相和β相的演变过程，进而决定钛合金的最终力学性能。等温热处理采用较高保温温度配合阶段缓冷，促进β相充分分解，可有效提升钛合金的塑性和热稳定性。然而受限于合金中β稳定元素含量较低，材料强度出现一定程度的下降。杨涛等[60]采用四组真空热处理方案，系统比较了传统等温退火与双重退火对TC6钛合金风扇转子叶片组织和性能的影响。传统等温退火(S1)采用880℃空冷处理，虽然形成较多初生α相，但次生α相形貌不规则，导致强度偏低。双重退火组(S2、S3、S4)则采用第一阶段温度递减的两段热处理工艺,第一阶段分别为880(S2)、840(S3)和810℃(S4),第二阶段加热至高于第一阶段温度。S2组的初生α相减少，次生α相呈交叉编织状，室温及高温强度提升约5%，但塑性和疲劳性能下降。降低第一阶段处理温度导致初生α相含量增加，次生α相片层细化，塑性和疲劳性能相应改善。研究证实，初生α相含量与再结晶程度共同调控着强度与塑性的平衡关系。虽然细化次生α相有助于提高强度，但未完全转变的带状初生α相限制了整体强度提升。相关室温和高温拉伸性能测试结果见图14[60]。通过精确调控α/β相比例和优化次生α相形貌,可显著提升TC6钛合金锻造叶片的综合性能，为其在压气机叶片领域的应用奠定理论基础。

除常规退火与多路径热处理外，研究人员还重点关注普通退火的组织稳定性以及氢化处理对钛合金微观组织的调控作用。其中，承力结构件(如飞机框架、起落架支撑部件等)通常指在静态或准静态载荷下服役的结构部件，其核心要求是长期组织稳定性与高温抗蠕变性能，同时需兼顾良好的强度-塑性匹配。研究表明，采用普通退火(850℃×2h、空冷)的TC6钛合金飞机承力构件,在300℃/5000h服役条件下仍表现出优异的组织稳定性。该合金的高温拉伸、持久及蠕变性能达到与等温退火和双重退火处理相当的水平。300℃/5000h热暴露后，普通退火TC6钛合金锻件的力学性能未发生明显劣化[61]。该工艺已在F-22战斗机β相区热处理的TC4钛合金框梁结构件中获得成功应用。氢化热处理的引入可通过氢诱导β相稳定化显著降低热加工温度,配合后续真空退火可形成性能优异的双态组织。Huang等[62]对TC4钛合金进行1023K×2h氢化预处理后实施等温锻造,成功制备出航空发动机叶片。氢化处理具体流程为:真空环境下通入氩气建立惰性气氛,升温至1023K保温2h并通入氢气，随后随炉冷却至室温。锻造后,叶片经1023K真空退火4h并随炉冷却,最终形成稳定双态组织。相关显微组织与力学性能表征结果见图15[62]。未经氢化处理的样品组织主要由短杆状α相组成,表现出良好的强韧性匹配。氢化处理后叶片形成细密的篮网组织,主要由等轴α相、针状α相及β相构成。显微组织的显著细化在提高强度的同时保持了良好的韧性。统计结果表明，氢化处理后β相体积分数从15%提升至28%。经过1023K×4h的真空退火后，材料形成"等轴α相+针状α相+少量β相"的典型双态组织。最终，其室温与高温拉伸强度均提升约11%,性能指标完全满足航空发动机叶片的服役需求。

基于上述对冷却方式和热处理工艺的分析，可以进一步归纳不同热处理工艺对锻造后钛合金组织和性能的调控作用机制。固溶+时效处理通过热激活促进再结晶，使α相形成细小弥散的等轴组织，同时通过次生α相的均匀析出实现强韧化，适用于高强韧服役工况。双重退火和梯度退火通过多阶段温度调控，可精确调节初生α相与次生α相的比例和形貌，特别适用于优化复杂构件内部组织的均匀性。缓冷+退火通过促进初生α相的粗化和片层α相的有序生长来显著提升冲击韧性，但会牺牲部分强度;而氢化处理则利用氢来稳定β相;在确保组织细化的同时有效降低锻造温度，结合真空退火可获得由等轴α相、针状α相及β相组成的细晶双态组织,为高强轻量化构件提供了低能耗制备方案。综上所述，高承载部件优选固溶时效/氢化处理,常规承力结构件适宜缓冷退火，多区异质域构件则需梯度热处理结合空冷以协调局部组织差异。

2、钛合金复杂构件的热处理挑战与先进工艺探索

2.1 当前热处理工艺面临的关键挑战

尽管当前钛合金在高温变形及成形工艺研究领 域已取得显著进展[63] ,但仍面临多重挑战亟待解决。 特别是在复杂构件等温锻造成形后的热处理工艺设 计与组织预测方面存在较大挑战。 通过有限元软件可以精确模拟温度场和应力场分布,为热处理工艺优化提供理论依据[64] 。 Mosleh 等[9]提出了一种集成方法,该方法包含材料特性分析、流动行为建模、有限元模拟和实验验证等多个环节,成功实现了 TC4 钛合金的超塑性成形。 研究结果表明,改进的 Johnson-Cook 模型结合人工神经网络(ANN)能够准确描述材料流动行为,有效预测成形参数并优化工艺。 成形后的钛合金晶粒保持等轴状且组织均匀,验证了该集成模型在 TC4 钛合金超塑性成形中的适用性和优势。此外,数值模拟方法还可以揭示热处理过程中热应力演化和相变机制,为相关理论机制的建立提供支撑。分子动力学和相场模拟等方法已逐步应用于显微组织演变研究[65] 。 例如,孙虹烨等[66] 采用分子动力学模拟 TC4 钛合金拉伸-剪切行为。 研究发现,采用固溶处理结合时效的热处理工艺可以提高 TC4 钛合金的拉伸和剪切强度,且最大拉伸强度与固溶温度呈正相关关系。 该研究为深入理解 TC4 钛合金微观结构与力学性能之间的关系提供了新的视角。 谢本昌等[65]基于 Ansys 软件建立 TC4 钛合金焊接-PWHT过程模型。 结果表明,焊后热处理促使焊缝区域的马氏体向次生 β 相转变,残余应力降低 60%,实现了组织优化和应力控制的协同效应。 为满足复杂构件组织调控的需求,当前研究正致力于将等温锻造过程与冷却路径进行耦合模拟。 Teixeira 等[67] 基于 JMAK模型,成功构建了航空发动机轴盘的空冷过程模型。图 16 为冷却后轴盘不同位置的显微组织分布及光学显微组织[67] 。 预测了不同区域的 α 相形态分布(图 16a)。 模拟结果与金相观察吻合良好,A 点(表面附 近)观察到少量的晶界 α 相和较多的魏氏体 ( 图 16b);如图 16(c)所示,点 B 与点 C 类似的位置(轴 盘核心),观察到较多的晶界 α 相和魏氏体。 然而, 现有模型尚未考虑等温锻造引起的塑性变形效应,组 织演变预测仍存在局限。 因此,未来的模拟研究需要 进一步耦合热加工应变历史和后续冷却路径,以提高组织预测的准确性。 如图 17 所示,与传统热处理技术相比,未来通过结合新兴热处理技术(如微波加热、深冷处理、低温真空退火) 和智能化热处理装备(如多轴机械臂),有望构建面向性能目标的数字化工艺设计体系,推动钛合金热处理技术向高性能、高效率和智能化方向发展。

2.2 新兴热处理技术的发展现状与潜力分析

2.2.1 微波辅助热处理的多场耦合机制与工程化应用

为突破传统热处理工艺在能效、组织均匀性和可控性方面的局限，未来钛合金等温锻造热处理研究应重点关注多能场耦合、智能工艺控制和绿色制造技术的协同应用。多能场协同调控技术因其可精确控制材料组织与性能，正成为钛合金热处理领域的重要发展方向[68]。与传统加热方式相比,微波技术(MW)具有热效率高、能耗低、升温速率快及显著细化组织等优势。具体而言，该烧结技术优于常规烧结，可有效促进致密化、细化晶粒并改善综合力学性能[69-71]。除烧结外，MW技术还被用于金属间化合物的合成[72],以及在诱导等离子体的帮助下对钛粉末或块体钛进行渗氮[73]。Luo等[74]开发的微波加热工艺实现了对钛粉的高效均匀加热，制备的CP-Ti、TC4及Ti-10V-2Fe-3Al等合金具有95%以上的理论密度。所得材料的拉伸性能优于常规烧结制品，且对原始粉末粒径和压制压力表现出显著敏感性。微波技术已渗透冶金全流程,涵盖矿石预处理、干燥、湿法冶金等关键环节[75]。图18为微波加工系统的基本构型与能场耦合机制，明确其在钛及金属材料处理中的优势[75]。此外，邵健[76]通过在TC4钛合金棒材的表面涂覆微波吸收剂,控制Al₂O₃与SiC的质量之比为3:2,成功实现了棒材的快速热处理。研究结果显示，微波热处理可显著细化晶粒，使材料强度较常规热处理明显提高。因此，采用微波混合加热技术时，需优化吸收剂(如SiC、木炭和石墨粉)选择，调控微波功率、处理时间和频率等参数，并设计高效谐振腔，以实现快速、节能、环保的高质量处理[77]。综上所述，微波技术在等温锻造钛合金热处理领域具有广阔的应用前景。

2.2.2 深冷处理技术在等温锻造钛合金显微组织调控中的强化作用

除微波辅助处理外，深冷处理(DCT)作为一种新型热处理技术,在钛合金等温锻后组织性能调控方面同样具有显著优势。DCT处理是一种以液氮为介质的低温热处理技术，主要通过引发晶格收缩与残余应力场构建，实现显微组织优化与性能提升。Kang等[78]对TC4合金多次深冷处理后发现，其抗拉强度、硬度及耐磨性均明显提升，强化机制主要归因于低角度晶界与亚晶界协同作用下的微观细化效应。DCT引发的内应力促进短棒状α相破碎并转变为细颗粒状,有效提升晶粒细化程度。Gu等[79]进一步研究表明,DCT与时效处理联用可驱动亚稳β相向稳定相转变,减少β相体积分数,并诱导位错网络与孪晶生成,使TC4合金塑性提高22.7%,且强度下降不超过5.5%,实现性能均衡优化。Vijayakumar等[80]研究了不同低温处理时间对TC4样品韧性的影响,结果显示,处理24和36h的TC4样品韧性分别提高5.3%和8.3%。Liu等[81]针对近β钛合金(Ti55531)开展研究,其工艺流程、显微组织变化和力学性能如图19所示。深冷处理可使平均晶粒尺寸由2.35μm减小至1.68μm,同时α相体积分数由18.62%提升至21.37%。板条状α相在深冷作用下形貌转变为平行排列，宽度减小。EBSD分析显示织构强度降低、位错密度升高、组织均匀性增强(图19d~19j)。该工艺处理后的材料硬度最大提升12.9%至385.5HV3(图19k);同时，拉伸强度与伸长率分别提高6.8%与8.0%(图19l),这充分证明了DCT对近β钛合金的强韧化效果。此外，DCT还能有效细化晶粒、诱发高密度位错与孪晶形成，增强材料疲劳性能。Sun等[82]在77K环境下进行疲劳实验，观察到大量不同形态的孪晶形成，有效提升退火态钛合金的疲劳强度。综上所述，深冷-时效复合处理为提升TC4合金塑性提供了高效的热处理方案。因此，DCT与等温锻造的协同应用，有望进一步拓展钛合金的性能边界和应用领域。

2.2.3 低温真空热处理技术的工艺优势

低温真空热处理可显著降低金属热变形风险,尤其适用于复杂结构件[83]。当温度超过800℃时,钛合金表面氧化膜会发生分解,氧原子向晶格内部扩散可能引发断裂，因此必须严格控制热处理环境中的氧含量[84]。因此，目前钛合金生产多采用氩气保护气氛进行热处理[85]。通过低温热处理调控钛合金相变过程，可获得细小均匀的α相组织，从而改善材料在单调和循环载荷下的力学性能[86]。Wang等[83]研究显示,无氧化热处理可使TC4钛合金强度提高的同时伸长率增加26%,其拉伸性能达到800℃高温退火处理的水平。该工艺能促进β相析出，产生第二相强化作用。当热处理工艺为550℃×4h时,TC4钛合金的综合性能较好，极限拉伸强度、屈服强度和伸长率分别为1220MPa、917MPa和11.6%。因而发展自动化的可控气氛热处理技术，有助于提高工艺稳定性并保持材料性能。

3、总结与展望

随着航空航天高速发展，对钛合金等温锻件性能提出越来越高的要求，热处理技术在其组织调控及性能改善中发挥了重要作用，国内外已有成果表明:

首次高温退火配合水淬可以提升钛合金的强度;二次低温时效退火采用空冷可改善钛合金的塑性;首次高温退火+水淬，第二次低温退火+空冷工艺可有效平衡强度与塑性;

在高温下延长保温时间可以增加初生α的体积分数,提高材料的强度;而第二次低温时效保温时间的延长，导致抗蠕变性能降低;

随冷却速率提升，显著提升钛合金的强度，但冲击韧性则有所下降;而缓冷能显著优化冲击韧性;

固溶结合时效工艺通过α相弥散分布与等轴化实现强韧协同,适用于高强高韧需求;双重退火与梯度退火通过阶梯式温度调控初生/次生α相比例，优化复杂构件组织均匀性;缓冷退火提升冲击韧性但需权衡强度损失;氢化处理结合真空退火提供低能耗解决方案;高载荷部件优先采用固溶结合时效或氢化处理，承力结构件选择缓冷退火，多区域异质构件则需梯度热处理结合空冷以协调局部组织差异。

展望未来，建议钛合金等温锻件的热处理研究进一步聚焦于数值模拟与实际工艺的调控机制,并深入探索微波场、深冷技术及低温真空等新型热处理技术的应用潜力，进一步加强热处理对钛合金等温锻件组织与性能的改善。

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（注，原文标题：热处理工艺对钛合金等温锻件组织演变及性能影响的研究进展_黄巍巍）