钛合金棒材组织均匀性调控技术突破：TC4/TC11/TA10大规格棒材锻造-热处理全流程工艺优化与性能提升

钛合金棒材作为航空航天、化工、海洋工程等领域的核心结构材料，其组织均匀性与力学性能直接决定装备的可靠性与服役寿命。随着高端装备向 “轻量化、高温化、高可靠性” 方向发展，钛合金棒材面临三大技术挑战：一是大规格棒材（直径≥200mm）热处理过程中，因冷却速度差异导致边部与心部组织性能不均，如 TC11 钛合金棒材心部 α 相含量比边部高 15%~20%，抗拉强度相差可达 80MPa 以上；二是特种工况下性能定制化需求，如航天紧固件用 TC4 钛合金需兼具高强度（σb≥1100MPa）与抗蠕变能力，而化工用 TA10 钛合金则需优先保证耐腐蚀性与塑性；三是组织缺陷的 “遗传性” 问题，如 TC11 合金原始坯料中的长条 α 相，经多火次锻造仍难以完全消除，直接影响疲劳性能。

当前钛合金棒材研究已形成 “工艺 - 组织 - 性能” 协同调控体系。固溶时效工艺通过调控次生 α 相形态，可实现强度与塑性的精准匹配，例如 TC4 钛合金经 960℃固溶 + 550℃时效后，去除心部试样的抗拉强度可达 1169MPa，满足 GJB 2219-1994 标准要求；精锻工艺则通过细化晶粒改善组织均匀性，TA10 钛合金经 2 镦 2 拔锻造后，横向（T 向）初生 α 相等轴化程度提升 30%，抗拉强度提高 20~30MPa。此外，高温蠕变性能研究为钛合金棒材的服役安全提供保障，TC4 钛合金在 400℃、340MPa 应力下，稳态蠕变速率比 240MPa 时提高 5 倍以上，需通过应力 - 时间曲线确定安全服役区间。

本文基于 5 篇核心文献，系统整合 TC4、TC11、TA10 三种典型钛合金棒材的成形工艺参数、组织演化规律与性能调控机制，重点分析锻造 - 热处理全流程对组织缺陷的抑制作用，揭示冷却速度、变形量、时效制度对力学性能的影响规律，并建立不同应用场景下的性能评价体系。通过梳理关键技术节点，为钛合金棒材的工程化生产提供数据支撑，助力高端钛合金棒材的国产化替代与性能突破。

1、典型钛合金棒材的成分特性与应用场景

钛合金棒材的性能差异源于合金元素的精准调控，不同牌号因 α 稳定元素（Al）与 β 稳定元素（Mo、V、Ni）含量不同，呈现出独特的相变特性与力学行为，需根据应用场景进行针对性选择。本节基于文献 1（TC4）、文献 2（TA10）、文献 3（TC11）的核心数据，构建钛合金棒材的成分 - 性能 - 应用匹配体系。

1.1 成分与相变特性

钛合金的 β 转变温度（相变点）是确定热加工工艺的核心依据，其值主要由 Al 与 β 稳定元素的平衡关系调控。三种典型钛合金的成分与相变参数如表 1 所示：

由表 1 可见，TC4 与 TC11 为 α+β 型钛合金，适用于高强度场景：TC4 因 V 含量较高（4%），塑性与抗疲劳性能更优，常用于航天紧固件；TC11 则因 Mo 含量增加（3.5%），热稳定性提升，可在 500~550℃长期服役，适用于航空发动机叶片。TA10 为近 α 型钛合金，Mo 与 Ni 的添加使其在含氯介质中耐蚀性比纯钛高 5~10 倍，是化工领域的首选材料。

1.2 力学性能需求与应用匹配

不同领域对钛合金棒材的性能要求差异显著，需通过工艺优化实现 “性能定制”。三种钛合金的典型力学性能及应用场景如表 2 所示：

注：σb 为抗拉强度，δ 为断后延伸率，Z 为断面收缩率，HV 为维氏硬度，αk 为冲击韧性。

从表 2 可见，航天领域对强度要求最严苛，TC4 紧固件需通过固溶时效去除心部组织缺陷，才能满足 σb≥1100MPa 的标准；化工领域优先保证塑性与耐腐蚀性，TA10 钛合金的断后延伸率需≥20%，以避免焊接与安装过程中开裂；航空发动机叶片则需平衡室温与高温性能，TC11 合金 500℃高温强度需保持室温强度的 70% 以上，同时具备足够的冲击韧性抵抗振动载荷。

2、钛合金棒材成形工艺与组织调控技术

钛合金棒材的组织均匀性依赖锻造与热处理工艺的协同优化。锻造通过破碎铸态组织、细化晶粒为后续性能调控奠定基础，热处理则通过相变机制实现组织与性能的定型。本节基于文献 1、2、4 的工艺数据，构建典型钛合金棒材的成形工艺体系。

2.1 锻造工艺：组织细化与缺陷抑制

锻造工艺的核心目标是消除铸态组织缺陷（如疏松、枝晶偏析），通过控制变形量与变形温度，实现晶粒细化与组织均匀化。不同钛合金的锻造工艺参数与组织调控效果如表 3 所示：

2.1.1 锻造工艺对组织缺陷的抑制作用

TC11 合金的长条 α 相是典型的遗传性缺陷，文献 4 研究表明：原始坯料中长条 α 相的形成与铸锭组织粗大相关，若铸锭晶粒尺寸超过 200μm，锻造后易残留长条 α 相。通过 “β 热处理 + 精锻” 组合工艺可有效改善该问题：

β 热处理：1020℃保温 1h 后水淬，利用马氏体相变细化组织，淬透层深度达 25~30mm，边部 β 亚稳组织占比提高 40%；

精锻优化：在 α+β 相变温度以下（950℃）进行多火次小变形量锻造（单火变形量 20%），长条 α 相通过 “断裂 - 再结晶” 过程转化为短棒状，长度从 0.15mm 缩短至 0.06mm，满足 GJB494-88 标准要求。

2.1.2 锻造方向对各向异性的影响

TA10 钛合金棒材存在明显的力学性能各向异性，文献 2 通过对比横向（T 向）与纵向（L 向）性能发现：

组织差异：T 向初生 α 相呈均匀等轴状（直径 5~8μm），L 向因金属流动方向一致，部分 α 相呈短棒状（长径比 2~3）；

性能差异：T 向抗拉强度（510MPa）比 L 向（489MPa）高 21MPa，而 L 向断后延伸率（23%）比 T 向（21%）高 2 个百分点；

调控措施：通过 “交叉锻造”（每火次旋转 90°）打破织构，使 T 向与 L 向抗拉强度差异缩小至 10MPa 以内，满足化工管道对性能均匀性的要求。

2.2 热处理工艺：性能定制化调控

热处理是钛合金棒材性能定型的关键环节，通过固溶时效、退火等工艺，可调控 α 相形态与分布，实现强度、塑性、抗蠕变性能的精准匹配。

2.2.1 固溶时效工艺（TC4/TC11）

固溶时效通过 “高温固溶 + 低温析出” 机制，利用次生 α 相的弥散强化作用提高强度。两种合金的工艺参数与性能对比如表 4 所示：

TC4 钛合金心部性能劣化机制：文献 1 研究发现，直径 25mm 的 TC4 棒材固溶时，心部冷却速度（5~10℃/s）仅为边部（50~80℃/s）的 1/10，导致：

心部次生 α 相粗化（厚度 3~5μm），比边部厚 2~3 倍，弥散强化效果减弱；

心部保留更多亚稳定 β 相，室温拉伸时易发生塑性变形，整体试样（含心部）的 σb 仅为 1083MPa，比去除心部试样低 86MPa，不符合 GJB 2219-1994 标准（σb≥1100MPa）。

2.2.2 退火工艺（TA10）

TA10 钛合金因近 α 型特性，需通过退火消除锻造应力，稳定组织。文献 2 采用 820℃×1.5h 空冷退火工艺，实现两大优化：

组织稳定：初生 α 相含量从锻造后的 65% 降至 55%，β 转变组织（含次生 α 相）占比提高 10%，避免服役过程中相变导致的尺寸变化；

性能平衡：退火后硬度稳定在 203~210HV，断后延伸率保持 21%~23%，满足化工领域对塑性与耐腐蚀性的双重需求。

2.3 有限元模拟与工艺优化

随着数字化技术发展，有限元模拟已成为钛合金棒材工艺优化的重要工具。文献 3 针对 Φ200mm×1300mm 的 TC11 大规格棒材，采用 Deform-3D 软件模拟热处理过程：

温度场模拟：预测出炉后 10min 内，边部温度从 970℃降至 600℃，而心部仍保持 850℃，温差达 250℃，为分段冷却工艺提供依据；

组织场模拟：通过 JMAK 模型预测 α 相析出动力学，心部 α 相析出量比边部多 18%，与实验结果（17.5%）误差小于 3%；

工艺优化：基于模拟结果，采用 “先空冷 3min + 水雾冷却” 的分段工艺，使心部与边部 α 相含量差异缩小至 5% 以内，抗拉强度差异从 80MPa 降至 30MPa。

3、钛合金棒材关键力学性能及调控机制

钛合金棒材的力学性能由组织形态主导，等轴 α 相决定塑性与疲劳性能，条状 / 针状 α 相提供强度，β 转变组织则平衡热稳定性。本节基于文献 1、3、5 的实验数据，揭示组织与强度、冲击韧性、高温蠕变性能的内在关联。

3.1 室温力学性能：强度与塑性的平衡

3.1.1 组织形态对强度的影响

TC4 钛合金：固溶时效后，次生 α 相的弥散强化作用是强度提升的核心。文献 1 中，去除心部的 TC4 试样因次生 α 相呈细密网状（间距 1~2μm），位错运动受阻，σb 达 1169MPa；而含心部试样的次生 α 相粗化（间距 5~6μm），σb 仅 1083MPa，强度降低 7.9%。

TC11 钛合金：沿直径方向，边部以细针状次生 α 相为主（长度 5~8μm），σb=950MPa；心部因 α 相粗化（长度 15~20μm）且含量增加，σb 降至 870MPa，同时塑性从 δ=15% 提升至 δ=18%，呈现 “强度降低 - 塑性提升” 的权衡关系（文献 3）。

3.1.2 冲击韧性的调控机制

冲击韧性依赖组织的抗裂纹扩展能力，TC11 钛合金的冲击韧性从边部的 32J/cm² 降至心部的 25J/cm²，原因如下（文献 3）：

裂纹萌生：心部粗大 α 相（直径 10~12μm）为裂纹提供形核位点，萌生能量比边部低 20%；

裂纹扩展：边部细密的 α 相网络使裂纹扩展路径曲折，扩展阻力比心部高 30%；

调控措施：通过添加 0.1% Si 元素，促进 β 相内析出细小硅化物（尺寸 50~100nm），阻碍裂纹扩展，心部冲击韧性提升至 29J/cm²，改善效果达 16%。

3.2 高温力学性能与蠕变行为

3.2.1 TC11 合金的高温强度

TC11 合金作为航空发动机用材料，需在 500℃保持较高强度。文献 3 研究表明：

温度影响：500℃时，边部高温抗拉强度为 680MPa，比室温（950MPa）降低 28.4%；心部为 600MPa，比室温（870MPa）降低 31.0%，心部强度衰减更显著；

组织稳定性：高温下，边部细针状 α 相不易粗化，而心部粗大 α 相发生 Ostwald 熟化，尺寸从 15μm 增至 25μm，导致强度进一步下降。

3.2.2 TC4 合金的高温蠕变性能

TC4 钛合金在 400℃的蠕变行为直接决定航天紧固件的服役安全，文献 5 通过多应力蠕变试验（240~340MPa），揭示其蠕变规律：

蠕变阶段特征：

初始阶段（I 阶段）：应力越高，蠕变加速期越短，340MPa 时 I 阶段仅持续 2h，而 240MPa 时持续 8h；

稳态阶段（II 阶段）：稳态蠕变速率与应力呈指数关系，σ=340MPa 时速率为 2.5×10⁻⁵/h，是 σ=240MPa（5×10⁻⁶/h）的 5 倍；

残余变形控制：在规定 0.1% 残余变形下，340MPa 应力对应的安全服役时间仅为 10h，而 240MPa 时可达 100h，需根据实际应力选择服役周期；

蠕变机制：通过透射电镜观察，低应力（≤280MPa）下以位错滑移为主，高应力（≥300MPa）下出现晶界滑动，导致蠕变速率急剧增加。

3.3 各向异性与性能均匀性

TA10 钛合金棒材的各向异性源于锻造过程中的织构形成，文献 2 通过 EBSD 分析发现：

织构特征：L 向存在 {0001}<11-20 > 基面织构，T 向织构强度降低 40%，导致 T 向与 L 向的 Schmid 因子差异达 0.2；

性能差异：T 向屈服强度（410MPa）比 L 向（338MPa）高 21.3%，而 L 向断面收缩率（36%）比 T 向（35%）高 2.8%；

改善措施：采用 “等温锻造”（820℃保温 1h，变形速率 5mm/s），通过动态再结晶消除织构，使 T 向与 L 向的屈服强度差异缩小至 5MPa，满足化工管道对性能均匀性的要求。

4、钛合金棒材常见缺陷与控制策略

钛合金棒材在生产过程中，因材料特性与工艺参数不当，易产生组织缺陷（如长条 α 相、晶粒粗大）与性能不均问题。本节基于文献 3、4、5 的研究，分析缺陷成因并提出针对性控制策略。

4.1 组织缺陷：长条 α 相与晶粒粗大

4.1.1 长条 α 相的形成与抑制

长条 α 相是 TC11 合金的典型缺陷，文献 4 研究表明其成因与控制策略如下：

成因：

铸锭组织粗大：Φ700mm TC11 铸锭的原始 β 晶粒尺寸达 500~800μm，锻造时易形成长条 α 相；

冷却速度过慢：β 热处理后炉冷，冷却速度≤5℃/s，α 相沿 β 晶界析出并长大，形成长度≥0.1mm 的长条状；

控制策略：

铸锭细化：采用 “三火次开坯”，每火次变形量≥30%，将铸锭晶粒细化至 100~150μm；

快速冷却：β 热处理后采用空冷（冷却速度 15~20℃/s）或水雾冷却，抑制 α 相长大，长条 α 相长度控制在 0.06mm 以下。

4.1.2 大规格棒材晶粒粗大

直径≥200mm 的 TC11 棒材心部易出现晶粒粗大，文献 3 中的心部晶粒尺寸达 80~100μm，比边部（30~40μm）大 2~3 倍，成因与控制策略：

成因：

心部变形量不足：轧制过程中，心部金属流动困难，变形量比边部低 15%~20%，再结晶不充分；

热处理保温过长：970℃保温 2h，心部温度持续高于边部，晶粒发生静态长大；

控制策略：

多火次小变形量轧制：采用 “5 火次轧制”，单火变形量 15%~20%，确保心部变形量≥70%；

缩短保温时间：将 970℃保温时间从 2h 缩短至 1.5h，心部晶粒尺寸控制在 50~60μm，与边部差异缩小至 20μm 以内。

4.2 性能不均：边部与心部差异

4.2.1 冷却速度差异导致的性能不均

TC4 与 TC11 大规格棒材均存在边部与心部性能不均，以 TC4（Φ25mm）为例（文献 1）：

成因：固溶水冷时，边部冷却速度（80℃/s）远高于心部（10℃/s），导致心部次生 α 相粗化，强化效果减弱；

性能差异：心部 σb=1080MPa，比边部（1162MPa）低 7.1%；冲击韧性心部 = 45J/cm²，比边部（55J/cm²）低 18.2%；

控制策略：

分段冷却：水冷 10s 后转入油冷，降低边部与心部的冷却速度差异（从 70℃/s 降至 20℃/s）；

局部补热：对心部进行感应补热（温度保持 600~650℃），促进次生 α 相均匀析出，性能差异缩小至 5% 以内。

4.2.2 热处理工艺优化

针对 TC11 棒材（Φ200mm）的性能不均问题，文献 3 提出 “梯度时效” 工艺：

工艺参数：530℃时效时，边部保温 6h，心部通过感应加热保持 550℃保温 4h；

作用机制：心部高温短时效促进次生 α 相细化，边部低温长时效确保 α 相充分析出；

优化效果：心部 σb 从 870MPa 提升至 910MPa，与边部（950MPa）差异从 80MPa 降至 40MPa；高温（500℃）强度心部从 600MPa 提升至 640MPa，改善效果达 6.7%。

4.3 蠕变失效与安全服役

TC4 钛合金棒材在高温服役中易因蠕变失效，文献 5 通过断裂分析发现：

失效特征：340MPa 应力下，蠕变断裂位置位于试样中部，断口存在大量沿晶裂纹，晶界氧化严重；

失效机制：高温下晶界扩散加剧，氧元素沿晶界渗透，形成脆化层（厚度 1~2μm），导致沿晶断裂；

防护策略：

表面涂层：采用 Al₂O₃-SiO₂涂层，氧扩散系数降低 1 个数量级，蠕变断裂时间延长 3 倍；

成分优化：添加 0.5% Nb 元素，提高晶界结合力，400℃、340MPa 下的蠕变断裂时间从 50h 延长至 80h。

5、总结与展望

5.1 核心结论

工艺 - 组织 - 性能关联体系：

锻造工艺通过控制变形量与温度，可消除铸态缺陷，TA10 钛合金经 2 镦 2 拔后，T 向初生 α 相等轴化程度达 80%，抗拉强度提高 21MPa；

固溶时效工艺通过调控次生 α 相形态，实现强度定制，TC4 钛合金去除心部后 σb 达 1169MPa，满足航天紧固件标准；

大规格棒材需通过分段冷却与梯度时效，平衡边部与心部性能，TC11 棒材性能差异可从 80MPa 缩小至 40MPa。

关键性能调控机制：

室温强度依赖次生 α 相的弥散强化，TC4 合金次生 α 相厚度从 5μm 减至 1μm，σb 提高 89MPa；

高温蠕变性能与 α 相稳定性相关，TC4 合金在 400℃、240MPa 下，稳态蠕变速率仅为 5×10⁻⁶/h，适用于长期服役；

冲击韧性由 α 相分布均匀性决定，TC11 合金心部 α 相粗化导致冲击韧性降低 22%，需通过细晶化改善。

缺陷控制技术：

长条 α 相通过 “β 热处理 + 精锻” 组合工艺可消除，TC11 合金长条 α 相长度从 0.15mm 缩短至 0.06mm；

性能不均通过分段冷却与梯度时效解决，TC4 棒材边部与心部性能差异缩小至 5% 以内；

蠕变失效通过表面涂层与成分优化抑制，TC4 合金蠕变断裂时间延长 3 倍。

5.2 未来展望

智能化工艺开发：开发 “工艺 - 组织 - 性能” 一体化智能调控系统，基于机器学习预测不同工艺下的组织性能，如通过 LSTM 模型预测 TC4 合金时效后的 σb，误差≤3%。

新型钛合金研发：针对高温服役需求，研发 Ti-6Al-4V-Y 合金，添加 0.3% Y 元素提高晶界稳定性，500℃蠕变强度提升 10%~15%。

近净成形技术：发展 “增材制造 + 精锻” 复合工艺，TC11 合金棒材材料利用率从 60% 提升至 85%，生产成本降低 20%。

微观组织模拟：基于晶体塑性理论，建立 TC4 合金蠕变过程中的位错运动模型，预测不同应力下的稳态蠕变速率，为安全服役提供理论支撑。

参考文献

[1] 吴晨，马保飞，肖松涛，等。航天紧固件用 TC4 钛合金棒材固溶时效后的组织与性能 [J]. 金属热处理，2021, 46 (11):166-169.

[2] 张起，张明玉，乔恩利，等. TA10 钛合金棒材组织与力学性能研究 [J]. 科技创新与应用，2022 (26):86-89.

[3] 李敏娜，吴晨，马保飞，等。大规格 TC11 钛合金棒材热处理后组织与性能分布规律性研究 [J]. 钛工业进展，2022, 39 (1):14-18.

[4] 董长升，李渭清，蔡建明。精锻及热处理工艺对 TC11 钛合金棒材显微组织的影响 [J]. 稀有金属，2004, 28 (1):286-288.

[5] 李荣，张雪华，武晶晶，等. TC4 钛合金棒材的高温蠕变性能 [J]. 理化检验 - 物理分册，2017, 53 (1):14-16.

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