钛合金环锻件作为航空航天、风电、核电等高端装备的核心承载部件，其性能直接决定装备的可靠性与服役寿命。例如，航空发动机机匣环件需在500℃以上中温环境下保持高强韧性，风电法兰环件需具备优异的抗疲劳性能与尺寸稳定性，而核电用环件则对耐腐蚀性与组织均匀性提出严苛要求。随着装备向大型化、轻量化方向发展，钛合金环锻件已呈现“大直径、薄壁化、复杂截面”的发展趋势，如国内已成功轧制Φ15.6m奥氏体不锈钢环件、Φ9m铝合金环件，但钛合金因导热性差（仅为钢的1/4）、高温易氧化、相变敏感等特性，其大型环锻件的成形仍面临“裂纹控制难、晶粒均匀性差、尺寸精度低”等技术瓶颈。
当前钛合金环锻件研究主要聚焦于成形工艺优化、组织性能调控与缺陷抑制三大方向。现有研究表明，锻造温度区间（α+β两相区或近β区）直接决定环锻件的组织类型——两相区成形易获得等轴α+β组织，兼具高强度与高塑性；近β区成形则形成网篮状组织，热强性更优。同时，热处理工艺（如退火温度、保温时间）通过调控次生α相的形态与分布，可显著改善冲击韧性等关键性能，例如TC4钛合金退火温度从700℃提升至850℃时，冲击韧性可从20J/cm²提升至45J/cm²。然而，不同钛合金（如TA15、TC6、TC4）的工艺适配性差异较大，需针对具体合金成分与应用场景制定个性化技术方案。
本文基于5篇核心研究文献，系统整合TA15、TC6、TC4及工业纯钛环锻件的成形工艺参数、组织演化规律与性能调控机制，重点分析制坯-轧制-热处理全流程的关键技术节点，揭示锻造温度、轧制速度、退火制度对环锻件晶粒尺寸、力学性能的影响规律，并提出大型薄壁钛环的缺陷控制策略。通过梳理“工艺-组织-性能”的内在关联，为钛合金环锻件的工程化生产提供数据支撑与技术参考，助力高端钛合金环锻件的国产化替代。
1、钛合金环锻件的材料特性与应用需求
钛合金环锻件的性能优势源于其独特的成分设计与晶体结构，不同牌号的钛合金因合金元素（如Al、Mo、V、Cr）含量差异，呈现出不同的相变特性与力学性能，需根据应用场景精准选择。本节基于文献1（TA15）、文献2（TC6）、文献4（TC4）及文献5（工业纯钛）的核心数据，梳理典型钛合金的成分、相变点及力学性能要求，构建材料-需求匹配体系。
1.1典型钛合金的成分与相变特性
钛合金的相变点（β转变温度）是确定锻造温度区间的核心依据，其值主要由Al（α稳定元素）与Mo（β稳定元素）含量调控。
不同牌号钛合金的成分与相变点参数如表1所示：
| 合金牌号 | 名义成分（wt%） | β转变温度（℃） | 合金类型 | 主要强化机制 | 文献来源 |
| TA15 | Ti-6.5Al-2Zr-1Mo-1V | 970~980 | 近α型 | Al固溶强化 | 文献1 |
| TC6 | Ti-6Al-2.5Mo-1.5Cr-0.5Fe-0.3Si | 940~950 | α+β型 | Al固溶+Mo/Cr强化β相 | 文献2 |
| TC4 | Ti-6Al-4V | 990±5 | α+β型 | Al固溶+V稳定β相 | 文献4 |
| 工业纯钛（TA1） | ＞99.5Ti | 900~995 | α型 | 细晶强化 | 文献5 |
由表1可见，TA15因Al当量较高（6.58%），属于近α型钛合金，兼具α型合金的热强性与α+β型合金的工艺塑性；TC6与TC4为典型α+β型钛合金，通过β稳定元素（Mo、V、Cr）改善热加工性能；工业纯钛则因无合金元素添加，相变点范围较宽，塑性优异但强度较低，适用于对强度要求不高的薄壁结构件。
1.2钛合金环锻件的力学性能需求
不同应用领域的钛合金环锻件对力学性能的要求差异显著，航空航天领域侧重高强韧性与中温性能，风电领域关注疲劳性能，而装饰或通用领域则更注重成形精度与成本。基于文献1、2、4的测试数据，典型钛合金环锻件的力学性能指标如表2所示：
| 合金牌号 | 应用场景 | 室温力学性能（退火态） | 高温力学性能（500℃） | 关键性能要求 | 文献来源 |
| TA15 | 航空发动机机匣 | σb≥950MPa，σ0.2≥880MPa，δ5≥17%，ψ≥48%，αk≥55J/cm² | σb≥650MPa，440MPa/100h未断 | 中温持久性能 | 文献1 |
| TC6 | 航空结构件 | σb≥950MPa，σ0.2≥910MPa，δ5≥15%，ψ≥42%，αk≥72J/cm² | 400℃：σb≥720MPa，δ5≥18% | 高温抗拉强度 | 文献2 |
| TC4 | 航空紧固件/医疗 | σb≥900MPa，σ0.2≥820MPa，δ5≥10%，αkv2≥30J/cm² | - | 冲击韧性（抗断裂能力） | 文献4 |
| 工业纯钛 | 大型薄壁法兰 | σb≥500MPa，σ0.2≥300MPa，δ5≥20% | - | 塑性与尺寸稳定性 | 文献5 |
注：表中σb为抗拉强度，σ0.2为屈服强度，δ5为断后伸长率，ψ为面缩率，αk为冲击韧性，αkv2为V型缺口冲击功。
从表2可看出，航空用TA15与TC6环锻件的室温强度均要求≥950MPa，且需满足中温（400~500℃）力学性能；TC4因需应对冲击载荷，对冲击韧性（αkv2）的调控尤为关键；工业纯钛虽强度较低，但塑性要求更高（δ5≥20%），以适应薄壁件的成形需求。
2、钛合金环锻件成形工艺体系与参数优化
钛合金环锻件的成形是“制坯-轧制-热处理”多工序协同的过程，每个环节的参数（如温度、时间、速度）均直接影响最终产品的组织与性能。本节基于文献1、2、3、5的工艺数据，构建典型钛合金环锻件的成形工艺体系，重点优化制坯温度、轧制速度与热处理制度。
2.1制坯工艺：组织预处理与缺陷预防
制坯的核心目标是破碎铸态组织、均匀成分分布，并为后续轧制提供合格的环坯尺寸。不同钛合金因相变特性差异，制坯工艺参数需针对性设计。
2.1.1TA15钛合金制坯工艺
TA15为近α型钛合金，对锻造温度敏感，需在α+β两相区进行制坯，以避免晶粒粗大。根据文献1的研究，TA15环锻件的制坯工艺如下：
加热参数：加热温度945℃（β相变点970~980℃以下25~35℃），保温120min，确保坯料温度均匀，避免局部过热；
成形工序：采用“镦饼（压下量30%~40%）→冲孔（孔径Φ350mm）→扩孔（外径Φ425mm）→整形”流程，每道工序间控制坯料降温不超过50℃；
关键控制：终锻温度＞850℃，避免低温变形导致裂纹；锻后空冷，防止β相过度分解。
该工艺下，TA15环坯的低倍组织致密（符合1级标准），显微组织为破碎的原始β晶界+细小α相，无冶金缺陷（如疏松、夹杂），为后续轧制奠定良好组织基础。
2.1.2TC6钛合金双温制坯工艺
TC6为α+β型钛合金，文献2对比了“两相区”与“近β区”两种制坯温度的效果，工艺参数与组织差异如表3所示：
| 制坯温度 | 温度区间类型 | 加热保温 | 成形工序 | 环坯组织特征 | 变形抗力 | 文献来源 |
| 930℃ | α+β两相区 | 100min | 镦饼→冲孔→扩孔（同TA15） | 初生α相球化（直径10~15μm），无连续β晶界 | 较高 | 文献2 |
| 950℃ | 近β区（相变点+5~10℃） | 100min | 同上，但变形速度可提高20% | 原始β晶界部分破碎，条状α相扭曲 | 较低 | 文献2 |
由表3可见，近β区（950℃）制坯的优势在于变形抗力降低，材料流动性提升，可提高制坯效率；但需注意：近β区制坯后需快速冷却，避免β晶粒长大。
2.1.3工业纯钛大型薄壁环制坯工艺
工业纯钛（TA1）因高温易氧化、导热性差，其制坯需重点解决氧化与降温问题（文献5）：
防氧化措施：制坯前在坯料表层涂覆专用防氧化涂料（如Al₂O₃-SiO₂基涂料），避免加热时氧扩散形成硬脆层；
分段加热：室温→750℃（升温速率40℃/h），保温60min（根据坯料尺寸调整）；750℃→980℃（升温速率70℃/h），保温90min，确保芯部温度均匀；
成形控制：采用“镦低拔高”工艺（镦粗至原高度的60%，再拔长至工艺高度），避免冲孔时内孔折叠；终锻温度≥850℃，锻后空冷至500℃后缓冷，防止表面裂纹。
该工艺成功制备出Φ945mm×730mm的环坯，用于后续轧制外径2297mm、壁厚68mm的大型薄壁钛环。
2.2轧制工艺：尺寸精度与晶粒细化协同
轧制是钛合金环锻件实现“直径扩大、壁厚减薄、截面成形”的核心工序，当前主流工艺为径轴向轧制（RARR），其参数设计需结合环件尺寸与合金特性。
2.2.1轧制设备与核心参数
径轴向轧制设备由驱动辊、芯辊、上/下锥辊及导向辊组成（文献3），驱动辊主动旋转带动环件运动，芯辊径向进给实现壁厚减薄，上/下锥辊轴向进给控制环件高度。典型钛合金环锻件的轧制参数如表4所示：
| 合金牌号 | 环件规格（外径×内径×高度） | 轧制温度（℃） | 芯辊进给速度（mm/s） | 上/下锥辊压下量（mm） | 定心力（%） | 文献来源 |
| TA15 | Φ425×Φ350×80mm | 880~920 | 3~5 | 5~8 | 10~15（主轧） | 文献1 |
| TC6 | Φ500×Φ380×70mm | 850~900 | 4~6 | 4~7 | 8~12（主轧） | 文献2 |
| 工业纯钛 | Φ2297×Φ2161×711mm | 850~900 | 5~7（主轧） | 20~25（总压下量） | 5（减速成圆） | 文献5 |
注：定心力为导向辊对环件的抱紧力占环件径向刚度的百分比，主轧阶段需较高定心力保证环件圆度，减速成圆阶段降低定心力以消除椭圆。
2.2.2轧制曲线设计：以工业纯钛大型薄壁环为例
大型薄壁钛环（壁厚≤70mm）轧制易出现“椭圆、波浪变形”，文献5设计了“初轧-主轧-减速成圆”三段式轧制曲线（图1）：
初轧阶段：芯辊进给速度2~3mm/s，定心力15%~20%，主要消除环坯椭圆与壁厚差，轧制力缓慢上升至800~1000kN；
主轧阶段：芯辊进给速度提升至5~7mm/s，定心力降至10%~15%，实现快速壁厚减薄（从162mm减至68mm），轧制力稳定在1200~1500kN；
减速成圆阶段：芯辊进给速度降至1~2mm/s，定心力逐渐降至5%以下，通过导向辊微调环件圆度，最终椭圆度≤5mm，满足设计要求。
2.2.3有限元模拟在轧制工艺优化中的应用
随着数字化技术发展，有限元模拟已成为轧制工艺优化的重要工具。文献3总结了近年来的模拟应用成果：
金属流动模拟：采用Deform-3D软件模拟TC6环件轧制过程，发现两相区（930℃）轧制时，金属径向流动均匀性优于近β区（950℃），可减少孔型填充不满缺陷；
温度场模拟：潘剡等对Φ9m超大型环件进行RARR模拟，发现芯辊进给速度每增加1mm/s，环件温度升高5~8℃，需通过冷却系统控制温度不超过相变点；
应变场模拟：Liang等建立外凹槽截面环件热力耦合模型，通过响应面法优化毛坯尺寸，使截面填充率从85%提升至98%。
2.3热处理工艺：组织调控与性能定型
热处理的核心是通过控制α相的析出与长大，优化环锻件的力学性能。不同钛合金的热处理制度需根据目标性能设计。
2.3.1TA15与TC6的退火工艺
TA15与TC6环锻件主要用于航空结构件，需通过退火消除锻造应力，稳定组织：
TA15退火：820℃×2h空冷（文献1），该工艺可使等轴α相含量保持在30%~40%，β转变组织均匀分布，室温强度≥950MPa，冲击韧性≥55J/cm²；
TC6退火：870℃×1.5h→炉冷至650℃×2h空冷（文献2），该工艺可使近β区轧制的网篮组织中，条状α相细化至5~8μm，与两相区轧制的等轴组织力学性能持平（σb≈955MPa，δ5≈16%）。
2.3.2TC4的退火温度对冲击韧性的调控
TC4环锻件的冲击韧性对退火温度敏感，文献4通过对比700℃、750℃、800℃、850℃四种退火温度（均保温1h空冷），揭示其调控机制：
组织演化：700℃退火时，次生α相呈弥散小岛状（直径2~3μm）；随温度升高，次生α相逐渐连接成网状，850℃时网状厚度达8~10μm，与初生α相形成交互结构；
冲击韧性变化：冲击功（αkv2）从700℃的22J/cm²升至850℃的45J/cm²，提升幅度达104%，原因是网状次生α相使裂纹扩展路径曲折（图2），分枝增多，消耗更多能量；
断口特征：700℃退火断口韧窝稀疏（直径5~10μm），850℃时韧窝数量增加，且大韧窝周围分布小韧窝（直径2~5μm），呈典型韧性断裂特征。
2.3.1工业纯钛的消除应力退火
工业纯钛大型薄壁环因轧制后残余应力较大，需进行低温退火（文献5）：
工艺参数：600±10℃保温4h，炉冷至300℃以下空冷；
作用效果：残余应力消除率≥80%，环件圆度误差从轧制后的8mm降至5mm以下，且晶粒尺寸保持在50~80μm，避免晶粒粗大导致塑性下降。
3、钛合金环锻件组织演化规律与性能调控机制
钛合金环锻件的“工艺-组织-性能”关系是核心科学问题，不同成形工艺通过改变α相的形态、尺寸与分布，最终影响力学性能。本节基于文献1、2、4的实验数据，揭示典型钛合金的组织演化规律与性能调控机制。
3.1TA15钛合金：两相区成形的等轴组织与中温性能
TA15在α+β两相区（945℃）成形时，组织演化分为三个阶段（文献1）：
锻造阶段：原始β晶粒在变形作用下破碎，形成不连续的β晶界，同时初生α相（黑色）沿晶界与晶内析出，呈球状（直径5~10μm）；
锻后空冷阶段：残余β相（白色）分解为片状次生α相，形成“等轴初生α+β转变组织”（图3a），其中初生α相含量约35%~40%；
退火阶段：820℃退火使次生α相进一步细化，β转变组织均匀性提升，消除锻造应力。
该组织的力学性能优势体现在：
室温性能：等轴初生α相阻碍位错运动，使σb≥950MPa；同时，β转变组织提供塑性，ψ≥48%，实现“强塑匹配”；
中温性能：500℃时，β转变组织中的次生α相稳定性高，σb≥650MPa，440MPa载荷下100h未断，满足航空发动机机匣的中温持久要求。
3.2TC6钛合金：双温成形的组织差异与性能趋同
TC6在两相区（930℃）与近β区（950℃）成形的组织差异显著，但力学性能相近（文献2），其机制如下：
3.2.1组织演化差异
两相区（930℃）：变形时，初生α相（直径8~12μm）与β相同时发生塑性变形，沿金属流动方向被拉长后再结晶，形成等轴α+β组织（图3b），无连续原始β晶界；
近β区（950℃）：变形时，原始β晶粒部分长大（直径50~80μm），动态析出条状α相（长度20~30μm），锻后空冷使条状α相扭曲，形成网篮状组织（图3c），原始β晶界轮廓模糊。
3.2.2力学性能趋同机制
尽管组织形态不同，但两种工艺的室温与高温力学性能差异较小（表5）：
| 成形温度 | 室温性能 | 400℃高温性能 | 断裂韧性K1c（MPa・m^(1/2)） | 文献来源 |
| 930℃ | σb=956MPa，δ5=18.3%，ψ=42.0% | σb=724MPa，δ5=19.1% | 75.2 | 文献2 |
| 950℃ | σb=959MPa，δ5=15.6%，ψ=50.9% | σb=744MPa，δ5=18.1% | 78.6 | 文献2 |
原因在于：
强度贡献：两相区的等轴α相与近β区的条状α相，均通过“位错阻碍”机制提供强度，且两种组织的α相体积分数相近（30%~35%）；
塑性补偿：两相区的等轴组织因α相球化，塑性（δ5）更优；近β区的网篮组织因条状α相交叉分布，面缩率（ψ）更高，实现塑性补偿；
断裂韧性：网篮组织中，条状α相使裂纹扩展路径更曲折，断裂韧性比等轴组织高4.5%，更适用于抗断裂要求高的场景。
3.3TC4钛合金：退火温度对冲击韧性的调控机制
TC4的冲击韧性主要由次生α相的形态控制（文献4），其核心机制如下：
裂纹萌生阶段：初生α相（直径10~25μm）可阻碍裂纹萌生，因初生α相颗粒越多，裂纹萌生所需能量越高；700℃退火时，次生α相弥散分布，对裂纹萌生的阻碍作用弱，冲击功较低；
裂纹扩展阶段：随退火温度升高，次生α相形成网状结构，裂纹扩展时需绕过网状α相，路径长度增加（图4）；850℃时，裂纹扩展路径比700℃时增加60%以上，消耗更多冲击能量；
断口演化：低退火温度（700℃）时，断口以“解理面+少量韧窝”为主，呈准解理断裂；高退火温度（850℃）时，断口布满韧窝，呈典型韧性断裂，冲击功显著提升。
3.4工业纯钛：轧制与热处理的晶粒控制
工业纯钛大型薄壁环的塑性与尺寸稳定性依赖晶粒均匀性（文献5）：
轧制细化晶粒：轧制过程中，变形量≥70%时，原始晶粒（直径100~150μm）被破碎为50~80μm，动态再结晶使晶粒尺寸均匀；
热处理稳定晶粒：600℃退火时，晶粒无明显长大（≤90μm），且位错密度降低，残余应力消除，环件的塑性（δ5≥20%）与尺寸稳定性（圆度误差≤5mm）均满足要求。
4、钛合金环锻件常见缺陷与控制策略
钛合金环锻件成形过程中，因材料特性与工艺参数不当，易产生外部缺陷（如孔型填充不满、椭圆）与内部缺陷（如晶粒粗大、氧化裂纹）。本节基于文献3、5的研究，分析缺陷成因并提出控制策略。
4.1外部缺陷：孔型填充不满与椭圆变形
4.1.1孔型填充不满
孔型填充不满是异形截面环锻件的典型缺陷，分为“始终未充满”与“后期分离”两种类型（文献3），成因与控制策略如下：
成因：
毛坯尺寸不合理：如凹槽截面环件的毛坯径向尺寸不足，导致金属无法填充凹槽；
金属流动不均：轧制时径向流动速度低于轴向流动速度，使孔型处金属不足；
芯辊进给速度过快：导致环件温度升高，β相增多，金属流动性下降。
控制策略：
优化毛坯尺寸：采用响应面法设计毛坯，如斜I截面环件的毛坯径向尺寸需比设计值大5%~8%（文献3）；
调整轧制参数：芯辊进给速度降低1~2mm/s，延长金属填充时间；同时，上/下锥辊轴向压下量增加2~3mm，促进金属径向流动；
填充顺序优化：先填充难成形区域（如凹槽、台阶），再填充易成形区域，如锥形法兰环件需先填充锥形面，再填充法兰面（文献3）。
4.1.2椭圆变形
椭圆变形在大型薄壁环锻件中尤为突出（文献5），成因与控制策略：
成因：
轧制时定心力不足：导向辊对环件的抱紧力不够，环件旋转时径向偏移；
芯辊进给不均：芯辊两侧进给速度差异＞0.5mm/s，导致环件壁厚不均；
环件刚性不足：薄壁环件（壁厚/外径＜0.03）在轧制力作用下易变形。
控制策略：
分段控制定心力：初轧阶段定心力15%~20%，主轧阶段10%~15%，减速成圆阶段5%~8%，确保环件旋转稳定；
芯辊进给同步性：采用伺服控制系统，使芯辊两侧进给速度差异≤0.2mm/s；
增加支撑装置：在轧制薄壁环件时，增加径向支撑辊，提高环件刚性，减少变形。
4.2内部缺陷：晶粒粗大与氧化裂纹
4.2.1晶粒粗大
晶粒粗大会导致环锻件塑性与冲击韧性下降，成因与控制策略（文献3、5）：
成因：
加热温度过高：如TC6近β区轧制温度超过960℃，β晶粒长大至100μm以上；
保温时间过长：TA15制坯保温超过150min，初生α相粗化至15μm以上；
变形量不足：轧制变形量＜50%，无法破碎原始晶粒。
控制策略：
严格控制加热温度：TA15制坯温度≤950℃，TC6近β区温度≤955℃，工业纯钛轧制温度≤900℃；
优化保温时间：根据坯料尺寸，保温时间=（坯料直径/100）×60min（如Φ140mm坯料保温84min）；
保证变形量：制坯变形量≥60%，轧制变形量≥70%，通过多火次变形破碎晶粒。
4.2.2氧化裂纹
钛合金高温易氧化，形成硬脆的氧化层（TiO₂），在变形时易产生裂纹（文献5），成因与控制策略：
成因：
加热时无防氧化措施：氧扩散进入钛基体，形成厚度＞5μm的氧化层；
锻后冷却过快：氧化层与基体热膨胀系数差异大，产生内应力导致裂纹；
变形时氧化层未去除：制坯后氧化层未磨削，轧制时氧化层破碎并引发基体裂纹。
控制策略：
涂覆防氧化涂料：制坯与轧制前，在坯料表面涂覆Al₂O₃-SiO₂涂料，氧化层厚度可控制在＜2μm；
分段冷却：锻后先空冷至500℃，再缓冷至室温，减少热应力；
中间清理：制坯后磨削表面氧化层（去除厚度≥0.5mm），再进行轧制。
5、总结与展望
5.1核心结论
材料-工艺匹配体系：TA15需在β相变点下20~40℃（940~960℃）成形，获得等轴α+β组织，满足中温性能要求；TC6近β区（950℃）成形可降低变形抗力，且力学性能与两相区成形持平；TC4通过800~850℃退火，可使冲击韧性提升至45J/cm²以上；工业纯钛需涂防氧化涂料，分段加热至980℃制坯，确保薄壁环成形。
成形工艺优化方向：制坯需重点控制加热速度与辅具预热，避免氧化与降温；轧制采用“初轧慢-主轧快-减速成圆”曲线，定心力分段调整，确保尺寸精度；热处理需根据目标性能设计，如TA15的820℃退火、TC4的850℃退火。
组织-性能调控机制：等轴α相主导强度与塑性平衡，网篮状组织提升断裂韧性，网状次生α相延长裂纹路径；通过控制α相的形态（球状、条状、网状）与尺寸（5~10μm），可实现钛合金环锻件的性能定制。
缺陷控制关键技术：孔型填充不满需优化毛坯尺寸与填充顺序，椭圆变形需控制定心力与芯辊同步性，晶粒粗大需严格控制加热温度与变形量，氧化裂纹需涂防氧化涂料并中间清理。
5.2未来展望
复杂异形截面环锻件技术突破：针对航空发动机机匣的“L型、台阶型”复杂截面，需开发“制坯-轧制-热处理”一体化工艺，结合有限元模拟预测金属流动，实现近净成形。
微观组织数字化模拟：当前有限元模拟多聚焦宏观成形，未来需发展微观组织模拟技术，如基于晶体塑性理论，预测轧制过程中α相的形核、长大与分布，实现“形性一体化”调控。
智能化轧制装备开发：开发具备“温度-应力-组织”实时监测的智能轧环机，通过AI算法动态调整轧制参数（如芯辊进给速度、定心力），减少人为干预，提高产品一致性。
新型钛合金环锻件研发：针对风电、核电领域的需求，研发耐疲劳钛合金（如Ti-6Al-4V-ELI）、耐蚀钛合金（如Ti-32Mo）的环锻件，拓展钛合金环锻件的应用范围。
参考文献
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[3]李兆通，李亮，景财年，等。大型环锻件轧制研究现状与展望[J].中国铸造装备与技术，2021,56(6):31-37.
[4]都海刚，檀雯，岳旭，等。退火温度对TC4钛合金薄壁环材冲击韧性的影响[J].科技创新与应用，2017(20):62-63.
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