鈦合金環鍛件作為航空航天、風電、核電等高端裝備的核心承載部件，其性能直接決定裝備的可靠性與服役壽命。例如，航空發動機機匣環件需在500℃以上中溫環境下保持高強韌性，風電法蘭環件需具備優異的抗疲勞性能與尺寸穩定性，而核電用環件則對耐腐蝕性與組織均勻性提出嚴苛要求。隨著裝備向大型化、輕量化方向發展，鈦合金環鍛件已呈現“大直徑、薄壁化、復雜截面”的發展趨勢，如國內已成功軋制Φ15.6m奧氏體不銹鋼環件、Φ9m鋁合金環件，但鈦合金因導熱性差（僅為鋼的1/4）、高溫易氧化、相變敏感等特性，其大型環鍛件的成形仍面臨“裂紋控制難、晶粒均勻性差、尺寸精度低”等技術瓶頸。

當前鈦合金環鍛件研究主要聚焦于成形工藝優化、組織性能調控與缺陷抑制三大方向。現有研究表明，鍛造溫度區間（α+β兩相區或近β區）直接決定環鍛件的組織類型——兩相區成形易獲得等軸α+β組織，兼具高強度與高塑性；近β區成形則形成網籃狀組織，熱強性更優。同時，熱處理工藝（如退火溫度、保溫時間）通過調控次生α相的形態與分布，可顯著改善沖擊韌性等關鍵性能，例如TC4鈦合金退火溫度從700℃提升至850℃時，沖擊韌性可從20J/cm2提升至45J/cm2。然而，不同鈦合金（如TA15、TC6、TC4）的工藝適配性差異較大，需針對具體合金成分與應用場景制定個性化技術方案。

本文基于5篇核心研究文獻，系統整合TA15、TC6、TC4及工業純鈦環鍛件的成形工藝參數、組織演化規律與性能調控機制，重點分析制坯-軋制-熱處理全流程的關鍵技術節點，揭示鍛造溫度、軋制速度、退火制度對環鍛件晶粒尺寸、力學性能的影響規律，并提出大型薄壁鈦環的缺陷控制策略。通過梳理“工藝-組織-性能”的內在關聯，為鈦合金環鍛件的工程化生產提供數據支撐與技術參考，助力高端鈦合金環鍛件的國產化替代。

1、鈦合金環鍛件的材料特性與應用需求

鈦合金環鍛件的性能優勢源于其獨特的成分設計與晶體結構，不同牌號的鈦合金因合金元素（如Al、Mo、V、Cr）含量差異，呈現出不同的相變特性與力學性能，需根據應用場景精準選擇。本節基于文獻1（TA15）、文獻2（TC6）、文獻4（TC4）及文獻5（工業純鈦）的核心數據，梳理典型鈦合金的成分、相變點及力學性能要求，構建材料-需求匹配體系。

1.1典型鈦合金的成分與相變特性

鈦合金的相變點（β轉變溫度）是確定鍛造溫度區間的核心依據，其值主要由Al（α穩定元素）與Mo（β穩定元素）含量調控。

不同牌號鈦合金的成分與相變點參數如表1所示：

由表1可見，TA15因Al當量較高（6.58%），屬于近α型鈦合金，兼具α型合金的熱強性與α+β型合金的工藝塑性；TC6與TC4為典型α+β型鈦合金，通過β穩定元素（Mo、V、Cr）改善熱加工性能；工業純鈦則因無合金元素添加，相變點范圍較寬，塑性優異但強度較低，適用于對強度要求不高的薄壁結構件。

1.2鈦合金環鍛件的力學性能需求

不同應用領域的鈦合金環鍛件對力學性能的要求差異顯著，航空航天領域側重高強韌性與中溫性能，風電領域關注疲勞性能，而裝飾或通用領域則更注重成形精度與成本。基于文獻1、2、4的測試數據，典型鈦合金環鍛件的力學性能指標如表2所示：

注：表中σb為抗拉強度，σ0.2為屈服強度，δ5為斷后伸長率，ψ為面縮率，αk為沖擊韌性，αkv2為V型缺口沖擊功。

從表2可看出，航空用TA15與TC6環鍛件的室溫強度均要求≥950MPa，且需滿足中溫（400~500℃）力學性能；TC4因需應對沖擊載荷，對沖擊韌性（αkv2）的調控尤為關鍵；工業純鈦雖強度較低，但塑性要求更高（δ5≥20%），以適應薄壁件的成形需求。

2、鈦合金環鍛件成形工藝體系與參數優化

鈦合金環鍛件的成形是“制坯-軋制-熱處理”多工序協同的過程，每個環節的參數（如溫度、時間、速度）均直接影響最終產品的組織與性能。本節基于文獻1、2、3、5的工藝數據，構建典型鈦合金環鍛件的成形工藝體系，重點優化制坯溫度、軋制速度與熱處理制度。

2.1制坯工藝：組織預處理與缺陷預防

制坯的核心目標是破碎鑄態組織、均勻成分分布，并為后續軋制提供合格的環坯尺寸。不同鈦合金因相變特性差異，制坯工藝參數需針對性設計。

2.1.1TA15鈦合金制坯工藝

TA15為近α型鈦合金，對鍛造溫度敏感，需在α+β兩相區進行制坯，以避免晶粒粗大。根據文獻1的研究，TA15環鍛件的制坯工藝如下：

加熱參數：加熱溫度945℃（β相變點970~980℃以下25~35℃），保溫120min，確保坯料溫度均勻，避免局部過熱；

成形工序：采用“鐓餅（壓下量30%~40%）→沖孔（孔徑Φ350mm）→擴孔（外徑Φ425mm）→整形”流程，每道工序間控制坯料降溫不超過50℃；

關鍵控制：終鍛溫度＞850℃，避免低溫變形導致裂紋；鍛后空冷，防止β相過度分解。

該工藝下，TA15環坯的低倍組織致密（符合1級標準），顯微組織為破碎的原始β晶界+細小α相，無冶金缺陷（如疏松、夾雜），為后續軋制奠定良好組織基礎。

2.1.2TC6鈦合金雙溫制坯工藝

TC6為α+β型鈦合金，文獻2對比了“兩相區”與“近β區”兩種制坯溫度的效果，工藝參數與組織差異如表3所示：

由表3可見，近β區（950℃）制坯的優勢在于變形抗力降低，材料流動性提升，可提高制坯效率；但需注意：近β區制坯后需快速冷卻，避免β晶粒長大。

2.1.3工業純鈦大型薄壁環制坯工藝

工業純鈦（TA1）因高溫易氧化、導熱性差，其制坯需重點解決氧化與降溫問題（文獻5）：

防氧化措施：制坯前在坯料表層涂覆專用防氧化涂料（如Al?O?-SiO?基涂料），避免加熱時氧擴散形成硬脆層；

分段加熱：室溫→750℃（升溫速率40℃/h），保溫60min（根據坯料尺寸調整）；750℃→980℃（升溫速率70℃/h），保溫90min，確保芯部溫度均勻；

成形控制：采用“鐓低拔高”工藝（鐓粗至原高度的60%，再拔長至工藝高度），避免沖孔時內孔折疊；終鍛溫度≥850℃，鍛后空冷至500℃后緩冷，防止表面裂紋。

該工藝成功制備出Φ945mm×730mm的環坯，用于后續軋制外徑2297mm、壁厚68mm的大型薄壁鈦環。

2.2軋制工藝：尺寸精度與晶粒細化協同

軋制是鈦合金環鍛件實現“直徑擴大、壁厚減薄、截面成形”的核心工序，當前主流工藝為徑軸向軋制（RARR），其參數設計需結合環件尺寸與合金特性。

2.2.1軋制設備與核心參數

徑軸向軋制設備由驅動輥、芯輥、上/下錐輥及導向輥組成（文獻3），驅動輥主動旋轉帶動環件運動，芯輥徑向進給實現壁厚減薄，上/下錐輥軸向進給控制環件高度。典型鈦合金環鍛件的軋制參數如表4所示：

注：定心力為導向輥對環件的抱緊力占環件徑向剛度的百分比，主軋階段需較高定心力保證環件圓度，減速成圓階段降低定心力以消除橢圓。

2.2.2軋制曲線設計：以工業純鈦大型薄壁環為例

大型薄壁鈦環（壁厚≤70mm）軋制易出現“橢圓、波浪變形”，文獻5設計了“初軋-主軋-減速成圓”三段式軋制曲線（圖1）：

初軋階段：芯輥進給速度2~3mm/s，定心力15%~20%，主要消除環坯橢圓與壁厚差，軋制力緩慢上升至800~1000kN；

主軋階段：芯輥進給速度提升至5~7mm/s，定心力降至10%~15%，實現快速壁厚減薄（從162mm減至68mm），軋制力穩定在1200~1500kN；

減速成圓階段：芯輥進給速度降至1~2mm/s，定心力逐漸降至5%以下，通過導向輥微調環件圓度，最終橢圓度≤5mm，滿足設計要求。

2.2.3有限元模擬在軋制工藝優化中的應用

隨著數字化技術發展，有限元模擬已成為軋制工藝優化的重要工具。文獻3總結了近年來的模擬應用成果：

金屬流動模擬：采用Deform-3D軟件模擬TC6環件軋制過程，發現兩相區（930℃）軋制時，金屬徑向流動均勻性優于近β區（950℃），可減少孔型填充不滿缺陷；

溫度場模擬：潘剡等對Φ9m超大型環件進行RARR模擬，發現芯輥進給速度每增加1mm/s，環件溫度升高5~8℃，需通過冷卻系統控制溫度不超過相變點；

應變場模擬：Liang等建立外凹槽截面環件熱力耦合模型，通過響應面法優化毛坯尺寸，使截面填充率從85%提升至98%。

2.3熱處理工藝：組織調控與性能定型

熱處理的核心是通過控制α相的析出與長大，優化環鍛件的力學性能。不同鈦合金的熱處理制度需根據目標性能設計。

2.3.1TA15與TC6的退火工藝

TA15與TC6環鍛件主要用于航空結構件，需通過退火消除鍛造應力，穩定組織：

TA15退火：820℃×2h空冷（文獻1），該工藝可使等軸α相含量保持在30%~40%，β轉變組織均勻分布，室溫強度≥950MPa，沖擊韌性≥55J/cm2；

TC6退火：870℃×1.5h→爐冷至650℃×2h空冷（文獻2），該工藝可使近β區軋制的網籃組織中，條狀α相細化至5~8μm，與兩相區軋制的等軸組織力學性能持平（σb≈955MPa，δ5≈16%）。

2.3.2TC4的退火溫度對沖擊韌性的調控

TC4環鍛件的沖擊韌性對退火溫度敏感，文獻4通過對比700℃、750℃、800℃、850℃四種退火溫度（均保溫1h空冷），揭示其調控機制：

組織演化：700℃退火時，次生α相呈彌散小島狀（直徑2~3μm）；隨溫度升高，次生α相逐漸連接成網狀，850℃時網狀厚度達8~10μm，與初生α相形成交互結構；

沖擊韌性變化：沖擊功（αkv2）從700℃的22J/cm2升至850℃的45J/cm2，提升幅度達104%，原因是網狀次生α相使裂紋擴展路徑曲折（圖2），分枝增多，消耗更多能量；

斷口特征：700℃退火斷口韌窩稀疏（直徑5~10μm），850℃時韌窩數量增加，且大韌窩周圍分布小韌窩（直徑2~5μm），呈典型韌性斷裂特征。

2.3.1工業純鈦的消除應力退火

工業純鈦大型薄壁環因軋制后殘余應力較大，需進行低溫退火（文獻5）：

工藝參數：600±10℃保溫4h，爐冷至300℃以下空冷；

作用效果：殘余應力消除率≥80%，環件圓度誤差從軋制后的8mm降至5mm以下，且晶粒尺寸保持在50~80μm，避免晶粒粗大導致塑性下降。

3、鈦合金環鍛件組織演化規律與性能調控機制

鈦合金環鍛件的“工藝-組織-性能”關系是核心科學問題，不同成形工藝通過改變α相的形態、尺寸與分布，最終影響力學性能。本節基于文獻1、2、4的實驗數據，揭示典型鈦合金的組織演化規律與性能調控機制。

3.1TA15鈦合金：兩相區成形的等軸組織與中溫性能

TA15在α+β兩相區（945℃）成形時，組織演化分為三個階段（文獻1）：

鍛造階段：原始β晶粒在變形作用下破碎，形成不連續的β晶界，同時初生α相（黑色）沿晶界與晶內析出，呈球狀（直徑5~10μm）；

鍛后空冷階段：殘余β相（白色）分解為片狀次生α相，形成“等軸初生α+β轉變組織”（圖3a），其中初生α相含量約35%~40%；

退火階段：820℃退火使次生α相進一步細化，β轉變組織均勻性提升，消除鍛造應力。

該組織的力學性能優勢體現在：

室溫性能：等軸初生α相阻礙位錯運動，使σb≥950MPa；同時，β轉變組織提供塑性，ψ≥48%，實現“強塑匹配”；

中溫性能：500℃時，β轉變組織中的次生α相穩定性高，σb≥650MPa，440MPa載荷下100h未斷，滿足航空發動機機匣的中溫持久要求。

3.2TC6鈦合金：雙溫成形的組織差異與性能趨同

TC6在兩相區（930℃）與近β區（950℃）成形的組織差異顯著，但力學性能相近（文獻2），其機制如下：

3.2.1組織演化差異

兩相區（930℃）：變形時，初生α相（直徑8~12μm）與β相同時發生塑性變形，沿金屬流動方向被拉長后再結晶，形成等軸α+β組織（圖3b），無連續原始β晶界；

近β區（950℃）：變形時，原始β晶粒部分長大（直徑50~80μm），動態析出條狀α相（長度20~30μm），鍛后空冷使條狀α相扭曲，形成網籃狀組織（圖3c），原始β晶界輪廓模糊。

3.2.2力學性能趨同機制

盡管組織形態不同，但兩種工藝的室溫與高溫力學性能差異較小（表5）：

原因在于：

強度貢獻：兩相區的等軸α相與近β區的條狀α相，均通過“位錯阻礙”機制提供強度，且兩種組織的α相體積分數相近（30%~35%）；

塑性補償：兩相區的等軸組織因α相球化，塑性（δ5）更優；近β區的網籃組織因條狀α相交叉分布，面縮率（ψ）更高，實現塑性補償；

斷裂韌性：網籃組織中，條狀α相使裂紋擴展路徑更曲折，斷裂韌性比等軸組織高4.5%，更適用于抗斷裂要求高的場景。

3.3TC4鈦合金：退火溫度對沖擊韌性的調控機制

TC4的沖擊韌性主要由次生α相的形態控制（文獻4），其核心機制如下：

裂紋萌生階段：初生α相（直徑10~25μm）可阻礙裂紋萌生，因初生α相顆粒越多，裂紋萌生所需能量越高；700℃退火時，次生α相彌散分布，對裂紋萌生的阻礙作用弱，沖擊功較低；

裂紋擴展階段：隨退火溫度升高，次生α相形成網狀結構，裂紋擴展時需繞過網狀α相，路徑長度增加（圖4）；850℃時，裂紋擴展路徑比700℃時增加60%以上，消耗更多沖擊能量；

斷口演化：低退火溫度（700℃）時，斷口以“解理面+少量韌窩”為主，呈準解理斷裂；高退火溫度（850℃）時，斷口布滿韌窩，呈典型韌性斷裂，沖擊功顯著提升。

3.4工業純鈦：軋制與熱處理的晶粒控制

工業純鈦大型薄壁環的塑性與尺寸穩定性依賴晶粒均勻性（文獻5）：

軋制細化晶粒：軋制過程中，變形量≥70%時，原始晶粒（直徑100~150μm）被破碎為50~80μm，動態再結晶使晶粒尺寸均勻；

熱處理穩定晶粒：600℃退火時，晶粒無明顯長大（≤90μm），且位錯密度降低，殘余應力消除，環件的塑性（δ5≥20%）與尺寸穩定性（圓度誤差≤5mm）均滿足要求。

4、鈦合金環鍛件常見缺陷與控制策略

鈦合金環鍛件成形過程中，因材料特性與工藝參數不當，易產生外部缺陷（如孔型填充不滿、橢圓）與內部缺陷（如晶粒粗大、氧化裂紋）。本節基于文獻3、5的研究，分析缺陷成因并提出控制策略。

4.1外部缺陷：孔型填充不滿與橢圓變形

4.1.1孔型填充不滿

孔型填充不滿是異形截面環鍛件的典型缺陷，分為“始終未充滿”與“后期分離”兩種類型（文獻3），成因與控制策略如下：

成因：

毛坯尺寸不合理：如凹槽截面環件的毛坯徑向尺寸不足，導致金屬無法填充凹槽；

金屬流動不均：軋制時徑向流動速度低于軸向流動速度，使孔型處金屬不足；

芯輥進給速度過快：導致環件溫度升高，β相增多，金屬流動性下降。

控制策略：

優化毛坯尺寸：采用響應面法設計毛坯，如斜I截面環件的毛坯徑向尺寸需比設計值大5%~8%（文獻3）；

調整軋制參數：芯輥進給速度降低1~2mm/s，延長金屬填充時間；同時，上/下錐輥軸向壓下量增加2~3mm，促進金屬徑向流動；

填充順序優化：先填充難成形區域（如凹槽、臺階），再填充易成形區域，如錐形法蘭環件需先填充錐形面，再填充法蘭面（文獻3）。

4.1.2橢圓變形

橢圓變形在大型薄壁環鍛件中尤為突出（文獻5），成因與控制策略：

成因：

軋制時定心力不足：導向輥對環件的抱緊力不夠，環件旋轉時徑向偏移；

芯輥進給不均：芯輥兩側進給速度差異＞0.5mm/s，導致環件壁厚不均；

環件剛性不足：薄壁環件（壁厚/外徑＜0.03）在軋制力作用下易變形。

控制策略：

分段控制定心力：初軋階段定心力15%~20%，主軋階段10%~15%，減速成圓階段5%~8%，確保環件旋轉穩定；

芯輥進給同步性：采用伺服控制系統，使芯輥兩側進給速度差異≤0.2mm/s；

增加支撐裝置：在軋制薄壁環件時，增加徑向支撐輥，提高環件剛性，減少變形。

4.2內部缺陷：晶粒粗大與氧化裂紋

4.2.1晶粒粗大

晶粒粗大會導致環鍛件塑性與沖擊韌性下降，成因與控制策略（文獻3、5）：

成因：

加熱溫度過高：如TC6近β區軋制溫度超過960℃，β晶粒長大至100μm以上；

保溫時間過長：TA15制坯保溫超過150min，初生α相粗化至15μm以上；

變形量不足：軋制變形量＜50%，無法破碎原始晶粒。

控制策略：

嚴格控制加熱溫度：TA15制坯溫度≤950℃，TC6近β區溫度≤955℃，工業純鈦軋制溫度≤900℃；

優化保溫時間：根據坯料尺寸，保溫時間=（坯料直徑/100）×60min（如Φ140mm坯料保溫84min）；

保證變形量：制坯變形量≥60%，軋制變形量≥70%，通過多火次變形破碎晶粒。

4.2.2氧化裂紋

鈦合金高溫易氧化，形成硬脆的氧化層（TiO?），在變形時易產生裂紋（文獻5），成因與控制策略：

成因：

加熱時無防氧化措施：氧擴散進入鈦基體，形成厚度＞5μm的氧化層；

鍛后冷卻過快：氧化層與基體熱膨脹系數差異大，產生內應力導致裂紋；

變形時氧化層未去除：制坯后氧化層未磨削，軋制時氧化層破碎并引發基體裂紋。

控制策略：

涂覆防氧化涂料：制坯與軋制前，在坯料表面涂覆Al?O?-SiO?涂料，氧化層厚度可控制在＜2μm；

分段冷卻：鍛后先空冷至500℃，再緩冷至室溫，減少熱應力；

中間清理：制坯后磨削表面氧化層（去除厚度≥0.5mm），再進行軋制。

5、總結與展望

5.1核心結論

材料-工藝匹配體系：TA15需在β相變點下20~40℃（940~960℃）成形，獲得等軸α+β組織，滿足中溫性能要求；TC6近β區（950℃）成形可降低變形抗力，且力學性能與兩相區成形持平；TC4通過800~850℃退火，可使沖擊韌性提升至45J/cm2以上；工業純鈦需涂防氧化涂料，分段加熱至980℃制坯，確保薄壁環成形。

成形工藝優化方向：制坯需重點控制加熱速度與輔具預熱，避免氧化與降溫；軋制采用“初軋慢-主軋快-減速成圓”曲線，定心力分段調整，確保尺寸精度；熱處理需根據目標性能設計，如TA15的820℃退火、TC4的850℃退火。

組織-性能調控機制：等軸α相主導強度與塑性平衡，網籃狀組織提升斷裂韌性，網狀次生α相延長裂紋路徑；通過控制α相的形態（球狀、條狀、網狀）與尺寸（5~10μm），可實現鈦合金環鍛件的性能定制。

缺陷控制關鍵技術：孔型填充不滿需優化毛坯尺寸與填充順序，橢圓變形需控制定心力與芯輥同步性，晶粒粗大需嚴格控制加熱溫度與變形量，氧化裂紋需涂防氧化涂料并中間清理。

5.2未來展望

復雜異形截面環鍛件技術突破：針對航空發動機機匣的“L型、臺階型”復雜截面，需開發“制坯-軋制-熱處理”一體化工藝，結合有限元模擬預測金屬流動，實現近凈成形。

微觀組織數字化模擬：當前有限元模擬多聚焦宏觀成形，未來需發展微觀組織模擬技術，如基于晶體塑性理論，預測軋制過程中α相的形核、長大與分布，實現“形性一體化”調控。

智能化軋制裝備開發：開發具備“溫度-應力-組織”實時監測的智能軋環機，通過AI算法動態調整軋制參數（如芯輥進給速度、定心力），減少人為干預，提高產品一致性。

新型鈦合金環鍛件研發：針對風電、核電領域的需求，研發耐疲勞鈦合金（如Ti-6Al-4V-ELI）、耐蝕鈦合金（如Ti-32Mo）的環鍛件，拓展鈦合金環鍛件的應用范圍。

參考文獻

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