发布日期：2026-6-5 8:16:03
中国钛铁矿储量在全球的占比高达28%，位列 世界第一[1] 。钛和钛合金的应用领域广泛，享有“金 属之王”的称号[2] 。21世纪以来，我国钛业产能持续 提升，已跻身全球先进行列，钛材行业也随之迅猛发 展，迈入了崭新的发展阶段。随着中国提出“2030年 碳达峰、2060年碳中和”的环保目标，钛及其合金已 成为研究的核心方向。在“十四五”规划期间，钛与其 复合材料的研发与应用预计将迎来加速发展的新阶 段[3] 。钛合金具有卓越的强度、出色的耐腐蚀性、较 高的弹性模量和优异的耐高温特性。经过固溶时效 等热处理后，其强度可媲美超高强度钢[4] 。TC系列 钛合金作为使用量最大的钛合金系列，其热处理工 艺灵活性高，且热处理后性能提升显著。本文梳理了 TC系钛合金的研究现状，综述了热处理技术对其 综合性能的优化作用，以期为更高性能的钛合金研 发提供参考。
1、钛合金
钛有两种同素异构晶体，室温下以密排六方结构的α相存在,在高温下可以转化为具有体心立方结构的β相,在某些极端高压状态时可转化为具有简单六方结构的 ω相[5]。按照钛合金退火处理后相的组成对钛合金进行分类,主要分为 α型、 β型和双相的α+β型，分别对应国内以TA、TB和TC为前缀的牌号[6]。TC系α+β型双相钛合金兼具α型与β型合金的特性，不仅具有优异的热处理强化效果，其常温强度及中温耐热性能也十分出色,同时也有着优于单相合金的热加工性能。TC系钛合金的显微组织可归纳为4种类型:在低于β相变点约30~50℃的温度加热和变形可得如图1(a)所示的等轴组织,其拉伸塑性、热稳定性和疲劳强度最佳，但蠕变性能最差。在β相区加热或开始变形，以及在α+β相区变形不充分可得如图1(b)所示的网篮组织,其综合力学性能优良，拉伸塑性优于魏氏组织，断裂韧性、蠕变性能及疲劳裂纹扩展性能优于双态组织。以TC4为例,网篮组织是TC4综合性能最佳的组织[7]。图1(c)为其双态组织，形成于高于β相变点温度下的加热与变形，综合力学性能良好。当加热和变形都在β相区时可得如图1(d)所示的魏氏组织,其塑性、热稳定性和疲劳性能最差[8]。
2、TC系钛合金热处理
TC系列钛合金作为双相钛合金,其力学性能与显微组织有关，适当的热处理工艺可以有效调控显微组织，进而改善TC系合金的力学和加工工艺性能。在不同温度和冷却速率的条件下，钛合金会发生多种相变，形成不同的组织结构。α相和β相的同时存在，使其在较宽温度范围内综合性能优异[6]。热处理不仅可以消除其内部的残余应力，细化晶粒、提高材料的强度和硬度，还可以改善钛合金的塑性和韧性,使其更加适应复杂多变的工作环境[9]。常用合金有TC4、TC6、TC8、TC10、TC11、TC16、TC17、TC18、TC19、TC21等，其中以TC4最为常见，约占TC系钛合金市场用量的40%[10]。
2.1退火
TC系α+β型钛合金的退火多数情况下在α+β相区进行，也有部分是在单相区。退火是钛合金应用最广泛的热处理方式，主要目的是消除内应力，使合金内部组织均匀且稳定，降低硬度、提高塑性，优化微观组织结构，增强整体性能，为后续加工与使用创造有利条件[11]。退火后的TC系钛合金主要由初生α相(αp)和次生α相(αs)组成。TC系钛合金常用的退火工艺有普通退火、等温退火、双重退火、再结晶退火、去应力退火、β退火和真空除氢退火等。
如图2所示，退火温度随β稳定元素含量的增加而降低，而对于具有相同β稳定元素含量的TC系钛合金，退火温度会随铝等α稳定元素含量的升高而增加[6]。王双礼等[12]研究了退火温度对TC4钛合金的影响，整体来看，随着退火温度的增加，合金的强度升高，塑性降低。下文将介绍多种适用于TC系钛合金的退火热处理工艺。
2.1.1去应力退火
TC系钛合金在机械加工后产生的残余应力会导致开裂、弯曲、翘曲等材料破坏现象,因此可在精加工后对其进行去应力退火[13]。去应力退火是一种在减少产品残余应力的同时不会诱发再结晶的热处理工艺[14]。它可以方便、高效地去除残余应力，广泛用于工业生产。去应力退火温度位于两相区中部，通常低于再结晶温度，此工艺不会显著改变原有的片层组织形态。在特定温升区间内，材料抗拉强度显著下降，而其塑性(包括伸长率、断面收缩率)与断裂韧性则同步提升[15-16]。去应力的本质是减少晶格缺陷，通过一段时间的保温，可使内部晶粒产生回复作用。去应力退火后，组织更加均匀，主要由针状 α ′相和该相间的β相组成，晶格畸变、残余应力与缺陷减少，合金密度增大，耐腐蚀性提升[18]。此外，对精密或高表面要求的工件，可采用真空去应力退火防止氧化[16]。
2.1.2普通退火
普通退火，也称完全退火，是一种较为简单易行的热处理工艺，通常在α+β两相区中上部温度进行,主要目的是消除内应力,稳定组织,同时轻微调整α/β相的比例，而对韧性、强度和高温性能的提升效果有限[19]。这种工艺操作相对简单，成本较低，普适性强，生产周期短，适用于常规零件和对性能要求不太高的场合，例如普通紧固件、非关键焊接件、对温度要求不高的飞机结构件,并在常规工业领域(如化工设备、船舶制造)占主导地位。因此,其仍是TC系钛合金大规模生产的基础工艺。
2.1.3再结晶退火
再结晶退火是退火时发生再结晶的工艺，其选取再结晶和相变点温度之间的温度进行，以避免引发不必要的相变，并释放组织内的变形储存能[17]。该工艺通过逐渐加热至再结晶温度及以上，消除冷加工或热加工后的加工硬化现象，促进晶粒重新形核与生长，形成新的无应变晶粒，核心是通过晶粒重塑消除加工硬化，可用于后续恢复材料的塑性、韧性，改善加工性能。钛合金的再结晶与形核生长发生在变形组织上，变形组织在再结晶时会出现细小的等轴组织,α相的溶解过程与β相的形成过程也会发生再结晶[20]。王晓亮等[21]研究表明，当退火温度高于再结晶温度后，初生α相减少，而细小弥散分布的次生α相增多，材料的冲击韧性也随之提高。此外，再结晶退火的温度较高，如TC4的β相转变点为(995±15)℃，而其再结晶退火温度为780~950℃，因此需精确控温以触发再结晶过程[22]。对于普通退火，温度较低，如TC4的退火温度为650~780℃，以缓慢冷却为主，可避免相变。
2.1.4β退火
去应力退火、普通退火、再结晶退火、β退火这4种工艺的区别主要在于退火的温度，且退火的温度区间依次提高。β退火是合金在β相变点以上适当温度进行的退火[14]。为提升钛合金的损伤容限性，β退火是主要的技术选择之一，经此处理获得的片层组织,相较于α+β区常规热处理产生的等轴或双态组织，展现出更优的断裂韧性及抗疲劳裂纹扩展性能[23]。钛合金片层组织的主要结构特征参数包括a/β相相对含量、β晶粒尺寸、a集束尺寸以及a片层厚度，它们与β退火的工艺参数、热变形的变形量和变形速率有关。例如，对于TC4，随着β退火温度在 T β +10～50℃的范围内提高, β晶粒尺寸不断长大,高于此范围后,合金强度、塑性降低明显[15]。
上述4种工艺的性能改善程度随温度升高而增大，这一规律在众多论文的梯度退火试验中均被观察到。王俭等[24]研究表明，退火温度升高促使 α片层粗化(厚度增加),且在冲击载荷下,片层厚度越大，位错的穿透抗力越强，从而提升材料的冲击性能。王晓亮等[21]对TC11的热处理试验表明，提高普通退火的温度，合金强度呈现先升后降的趋势，后期下降幅度较小，并在950℃退火时获得最佳的准静态力学性能。此外，如图3所示，TC4钛合金经不同温度退火后，其显微组织均以初生α相和次生α相为主，但初生α相的占比随退火温度上升而缩减，合金强度升高而塑性降低。经检测可得980℃退火的合金屈服强度与抗拉强度最高且塑性最差[12]。
TC16的微观组织如图4所示，随退火温度的增高，晶粒不断变大，初生 α相从细针状和球状混合变为片层状和球状混合，最后变为细片状;且可测得TC16的强度呈现随退火温度升高而先升高后降低的趋势，塑性和硬度则持续降低[20]。又如图5与图6所示，随着TC6的退火温度升高，800~840℃退火空冷后的组织逐渐等轴化为等轴组织，强度随之下降。如图5(c)所示,880℃退火空冷后为双态组织,β相中有次生 α相析出,合金强度提升至最大、塑性略小，温度进一步升高后，组织发生粗化，合金强度随之下降，一旦退火温度高于相变点(965±5)℃,将形成魏氏组织，材料强塑性急剧劣化。此外，960℃空冷后，部分初生 α相得以保留，而在 1000 ∘C空冷则形成细小 α集束与粗大β晶粒,此组织转变使强度得以提升，但塑性明显降低[25]。总的来说，可以观察到一个TC系列α+β型双相钛合金退火热处理的常见组织变化过程，即退火过程中会发生 α相和β相的回复和再结晶,初生 α相会粗化且占比减少，β相会有次生 α相析出并不断变大。
结合上述试验案例,从微观组织的演变过程可以观察到TC系钛合金的性能变化与温度变化之间的联系，且适用于后文部分热处理工艺。
首先，等轴状初生 α相是裂纹萌生和扩展的通道,可以协调金属变形并提高塑性与韧性,而次生 α相可以优化强度和硬度[20]。再者,在热加工(如锻造、轧制)过程中,提供塑性和韧性的等轴状初生 α相的晶粒取向趋于择优排列,某些滑移系的临界分切应力降低，从而更易被激活。所以等轴状初生 α相可开动的滑移系较多,可起到调节塑性变形的作用[26];加工过程中动态再结晶产生的细小等轴 α晶粒,其晶界也可作为位错源，可促进多滑移系的协同变形。在较低退火温度下，塑性变形遗留的碎化组织将产生回复与再结晶,等轴初生 α相增大,阻碍位错运动的能力有所下降，因而合金的强度较低而塑性较高。在进一步提高退火温度的同时，也提升了扩散速率,在此条件下,等轴化组织增加,而初生α相体积分数则逐渐减少，塑性也不断下降[25]。在较高温度退火时，初生α相含量急剧下降，次生α相则大量生成且趋于细小弥散。在拉伸过程中，此类次生α相成为有效的位错障碍，促使塞积形成，继续位错滑移就会需要更高的外应力，最终实现合金强度的大幅提高[12]。当温度太高，α相完全转变为β相以后，原子扩散与晶粒粗化的速度随温度升高而加快[15]。而粗大β相也会使塑性大幅度降低，因为在拉伸过程中,β相晶界处易诱发孔洞,其快速扩展常引发合金开裂，且强度和塑性的综合性能欠佳。此外，研究表明,位错有效滑移长度、裂纹扩展阻力和裂纹成核阻力是影响合金塑性的主要因素,其中,有效滑移长度由α相形态、α集束大小和β晶粒大小来决定,断裂韧性则受到片层α相的排布方式、β晶粒的大小和晶界α相的连续性的影响[27]。
2.1.5等温退火
等温退火是一种为了稳定合金组织的热处理工艺。在该工艺中，合金在α+β相区高温段被加热，随后通过随炉冷(FC)或转炉冷的方式冷却到一个特定温度范围,并在该温度下保温一定时间,最后空冷(AC)至室温[14]。具体而言,该工艺首先将合金加热至β相变点以下30~100℃的区间，随后进行冷却，并在低于再结晶温度的温区进行保温。这一温区以优异的回复稳定性为特征,能够使β相具有较高的热稳定性,并保留部分亚稳相,最后合金在空气中冷却[19,28]。等温退火通过精确调控α/β相的分布和尺寸，优化合金的综合性能，如疲劳强度和高温稳定性。与前文提到的其他工艺相比，等温退火工艺较为复杂，成本较高，需要严格控温，因此主要以小批量生产为主,适用于对性能有高要求的领域。等温退火保温的核心作用在于驱动β相完全分解并达到稳定状态，从而同步优化TC系钛合金的组织稳定性与综合性能，例如提高塑性、热稳定性及持久强度等。在实际应用中，等温退火可以与再结晶退火结合使用,例如先通过再结晶退火恢复合金的塑性,再通过等温退火优化其性能，以满足复杂服役条件的需求。
齐广霞等[19]研究了TC4合金在(780±10)℃下保温1.5h后空冷的普通退火工艺，以及在(840±10)℃下保温1h后随炉冷至(550±10)℃再保温1.5h后空冷的等温退火工艺的区别。研究发现,随着热处理温度的升高，合金的硬度逐渐下降，同时等温退火的断裂韧性比普通退火更高。并观察到如图7所示的TC4在3种不同状态下的金相组织:普通退火后的显微组织呈现出非再结晶或部分再结晶的特征,此类组织的强度相对较高;而等温退火后得到的则是塑性较好的等轴a+晶间β组织。雷鹏[20]通过试验测得了TC16在不同热处理条件下的性能,结果如表1所示。可见，随着温度的升高，强度先升后降，塑性则因β相体积分数的增加而持续下降。在等温退火工艺下,TC16表现出了更高的强度和更好的综合性能。
表1 TC16钛合金在不同热处理条件下的拉伸性能[20]
Tab.1 Tensile properties of TC16 titanium alloy with different heat treatment
| 退火工艺 | 抗拉强度/MPa | 屈服强度/MPa | A(%) | Z(%) |
| 780℃/3h/FC | 847.12 | 837.43 | 26.20 | 66.82 |
| 800℃/3h/FC | 842.85 | 831.94 | 25.04 | 65.66 |
| 820℃/3h/FC | 844.02 | 827.81 | 23.74 | 65.43 |
| 840℃/3h/FC | 857.70 | 823.06 | 23.60 | 64.95 |
| 860℃/3h/FC | 880.98 | 819.11 | 22.54 | 63.76 |
| 880℃/3h/FC | 878.60 | 791.11 | 18.92 | 40.09 |
| 780℃/3h/FC至550℃再AC | 845.98 | 841.05 | 24.76 | 65.89 |
| 800℃/3h/FC至550℃再AC | 842.08 | 832.25 | 24.52 | 65.43 |
| 820℃/3h/FC至550℃再AC | 838.08 | 815.37 | 26.73 | 62.79 |
| 840℃/3h/FC至550℃再AC | 999.75 | 893.13 | 21.48 | 61.06 |
| 860℃/3h/FC至550℃再AC | 833.55 | 814.76 | 26.23 | 60.06 |
| 880℃/3h/FC至550℃再AC | 868.48 | 794.07 | 19.20 | 45.24 |
雷晓飞等[25]指出，TC6钛合金富含β相稳定元素，热处理温度和冷却速度对其组织与性能有着显著的影响。等温退火是获得稳定性较强的微观组织的有效途径。具体而言，第一阶段加热至880℃,促使变形组织发生充分的回复与再结晶,再结合缓冷促进元素扩散，消除亚稳β相并防止其粗化;第二阶段在再结晶温度以下进行保温,能促使β相分解并达到稳定状态，既保持了合金的强度，又提升了其塑性、韧性及整体稳定性。组织总体上会经历回复、再结晶与晶粒长大的过程，晶粒尺寸、形态及元素分布趋于稳定，从而实现强度、塑性和冲击韧性的优化与匹配。
2.1.6双重退火
双重退火采用两阶段加热的方式，与等温退火的先炉冷再空冷不同，双重退火在每个阶段后都进行空冷。且第一次空冷不需要像等温退火那样降温到一个具体的温度，而是直接降至室温，然后在第二阶段再重新加热。第一阶段温度大概在β相变点以下20~160℃,并进行1h左右的保温;第二阶段控制温度在再结晶温度以下，大概在β相变点以下300~450℃,并进行2~3h的保温。双重退火的第一阶段空冷能够使亚稳定相保留下来，而第二阶段保温时则促使亚稳定相发生分解，并形成更多的弥散相,从而达到强化钛合金的目的[14,17]。且第一次空冷时需避免冷却速度过快导致晶粒粗大化。双重退火的第二阶段晶粒长大不显著，其本质是时效处理，有助于强化相在晶内或晶界上的析出，从而优化综合力学性能。TC系列α+β型钛合金的等温退火和双重退火的第一阶段温度比普通退火高，并会促进再结晶的发生;第二阶段温度则与去应力退火的温度范围一致。双重退火能够调控 α和 β相的形貌、尺寸和分布状况,提高微观组织的稳定性,并优化材料的抗蠕变性能和断裂韧性。普通退火后的组织由细小的初生 α相和β相组成;而双重退火和等温退火后的组织则由初生 α相、次生 α相和β相组成。与普通退火和等温退火相比，材料经双重退火后具有更高的强度但塑性稍差。冲击韧性从高到低依次为普通退火、等温退火、双重退火[29]。
在第一阶段的首次退火中，相的变化与前面提到的普通退火和再结晶退火等相似。随着温度的升高，初生 α相不断减少， β晶界逐渐清晰， β相的体积分数不断增大，越来越多的次生 α相从β相基体上析出并粗化[30]。潘光永等[31]对TC21进行了双重退火实验,结果表明处理后的组织多为网篮状,部分区域的组织特征保持不变。在a片层间，细小弥散的次生α相析出，产生了弥散强化效果。且随着退火温度的上升，次生α相的尺寸逐渐增大。王晓亮等[21]的研究表明，TC11钛合金经过双重退火后，其室温准静态和动态力学性能均优于普通退火;随着第一次退火温度的升高，合金的室温强度呈现先下降后上升的趋势，其伸长率变化规律与之相反，而断面收缩率则表现出近似线性增加的特征。孙宗帅[28]研究了不同双重退火温度对TC4的影响，如图8所示。除了前面提到的第一阶段的现象外，还能看到对于第二次退火来说，β相的含量随温度的升高而减少，形成的β相更细小，且其中的片层α相含量也减少。秦飞等[32]对TC11的强化热处理进行了研究，发现TC11经过双重退火处理后，相较于固溶时效工艺,能够保留更高比例的等轴初生α相;同时显著减少细针状α相的含量，从而有效提升材料的塑性性能。
2.1.7真空退火
钛合金具有显著的钝化特性，在高温条件下能够与多种元素和化合物发生反应，特别是过渡元素、氢、铍、硼族、碳族和氮族元素。这些元素会与钛形成金属间化合物和有限固溶体。若大量非金属原子溶入钛合金,会影响钛合金的各种性能[33]。真空热处理是指钛或钛合金在真空条件下进行的热处理，它可以去除氢元素或防止氧、氮、氢等有害气体的污染，例如真空除氢退火、真空去应力退火等[14]。
氢原子较小，容易扩散进钛的晶格而形成间隙固溶体。氢元素被钛基体吸收后，会在材料表面及内部析出氢化物相。当氢浓度积累至临界值时，将导致钛及其合金的脆性显著增加，该现象称为氢脆。值得注意的是，钛与氢的相互作用具有可逆性。为使钛及其合金铸件的含氢量降至安全阈值以下，可采用真空除氢退火进行有效的除氢作业。尤其是对于经过焊接处理的钛合金来说，焊接过程中氢元素难免会进入焊接处，对焊接件的性能产生影响。因此，真空除氢退火是解决这一问题至关重要的工艺。通过真空退火处理，不仅可以释放材料内部的残余应力，还可以去除溶解在晶格间隙中的过饱和氢原子。这弱化了氢原子对位错迁移的钉扎作用，进而诱发材料强度下降与韧性增强的协同效应。这种机制也可使得钛合金焊缝及其熔合线区域的冲击韧性得到显著改善[34]。
真空除氢退火的温度下限需依据氧化膜溶解特性确定。在550℃左右，钛的氧化膜会完全分解，因此该工艺温度需高于此临界值。完成除氢保温阶段后，需立即终止加热并启动冷却流程，期间炉内真空度需维持不低于10-2Pa[34]。此外，温度过高会导致铸件中易挥发元素(如Al、Sn等)发生表面蒸发，引发不可逆的真空腐蚀现象，进而造成合金性能的永久性劣化。
张尧武等[16]进行了TC18真空去应力退火实验，结果表明，该工艺除了能有效消除残余应力外，还提升了材料的伸长率、断面收缩率、冲击韧性和断裂韧性，但屈服强度和抗拉强度有所降低。同时，他们确定了在真空度≤6.7x10~2Pa的条件下，于600~650℃加热1~4h的综合性能霞训腡C18真空去应力退火制度。当温度超过650℃后，α相大幅减少，亚稳β相明显增加，导致强度开始下降。李立凌[35]对压力容器TC4钛合金氩弧焊焊接接头进行了真空去应力退火实验，实验结果表明，按照650℃加热再保温120min并随炉冷却的制度进行真空退火后，TC4接头的塑性较佳，屈服强度较高，但抗拉强度略有下降，整体力学性能较好。魏育君[10]进行了TC4板材的真空退火实验,结果表明:在(800±2)℃下,真空度≤0.02Pa,保温2h的真空退火条件下，可以得到稳定的α+β相网状组织，达到较低的屈服强度和最高的塑性性能，且氢含量降低了约0.009%，去氢效果显著。朱宝辉等[36]研究了热处理工艺对TC4冷轧管的影响，结果表明，真空退火在850℃时，塑性最好，断后伸长率达到20.7%;而普通退火在800℃时，塑性最好，断后伸长率达到19.0%。因此，真空退火在提升塑性方面效果更佳。
2.2固溶、时效与淬火
固溶时效热处理也称为强化热处理。固溶处理可以减少热加工过程中的组织不均匀性[37],调整组织形态并形成过饱和固溶体，时效处理则可进一步强化这一效果[38]。时效处理是最有效的钛合金热处理强化手段[39]。为获得较好塑性下的高强度，固溶处理的温度通常设定在α+β两相区或略低于β转变温度(Tβ-(30~100)℃)的范围内，保温后再通过快速冷却得到马氏体α'和α"相,以及β相等亚稳相[14]。时效处理是在较低温度下长时间保温，使亚稳态β相分解成较小尺寸的片层状、细条状次生α相等第二相粒子，最后再空冷至室温，以达到强化的效果[28]。对于TC系α+β型双相钛合金,时效处理的温度范围通常在450~600℃,保温时间为2~6h甚至更长[40]。固溶处理得到的亚稳相在时效阶段的强化效果排序为:亚稳β相>α'相>α"相[4]。时效的效果也与这些亚稳相的含量等因素有关，例如，亚稳β相含量越高或稳定性越差时，时效的强化效果就越好。较低时效温度下析出的不整齐的细条状次生α相，比温度较高时得到的大量整齐的细片层状次生α相具有更好的强化效果[42]。普通退火、等温退火、双重退火、固溶时效处理对强度提升的效果依次增强，而对塑性的提升效果则依次减弱。固溶时效处理的第一、二阶段的温度区间与前文所述的等温退火、双重退火相近;双重退火与固溶时效处理相比，主要区别在于第一次保温后的冷却方式不同，前者是空冷或随炉冷，后者为水冷或油冷，即冷却速度不同。除此之外，双重退火的第二阶段保温时间通常比固溶时效处理的短。
钛合金淬火形成的马氏体并不像钢那样具有非常显著的强化作用[43],因此,相较于单纯的淬火处理，淬火时效与固溶时效的应用更为普遍。值得注意的是,在部分文章中,固溶热处理的定义仅包含以一定高温加热让可溶组分融入固溶体的部分，上述的“固溶+时效”在这部分文章中称作“固溶淬火+时效”或“淬火+时效”[8,40];也有文献将固溶时效与淬火时效进行了明确区分[42];还有部分文献将“高温加热+保温”和较慢冷却工艺结合后表述为固溶[44];而大部分文献则是将“高温加热+保温”与快速冷却结合后统称为“固溶”，高温加热的温度则称为固溶温度[45]。为保持术语一致性，本文后续采用的“固溶”定义均包含快速冷却过程。虽然固溶与淬火的工艺比较相似,但仍略有区别。淬火是先用高于相变点 T β 的温度加热材料，再进行10~30min的较短时间保温以防止晶粒粗化，然后进行水淬或油淬等极快冷却，来诱发非扩散的切变性质的马氏体或类马氏体相变;并获得马氏体a'相、亚稳β相等非平衡相,以提高硬度和强度，但会产生较大的内应力且通常单独使用。固溶处理作为时效处理的前置工艺,常用1~2h的较长保温时间来确保元素均匀溶解[14],溶解合金元素后快速冷却，抑制析出以获得过饱和固溶体，且内应力较小。此外，在相变点以下淬火可获得双态组织或等轴组织，在相变点以上淬火可获得细片层或网篮状组织，但易导致晶粒粗大脆化[46]。
同晓乐等[38]研究了固溶时效处理对TC16的影响，发现经时效处理后，β相转变组织出现，大量交错排列的次生α相析出，这些组织结构通过阻碍位错滑移显著提升变形抗力，进而强化材料强度。高温固溶+时效处理后的组织中，较大的片层状集束对形变的滑移产生阻碍，导致位错在α/β相界面迁移受阻并诱发局部应力集中，从而提升了强度。还发现，冲击韧性与冲击吸收功随固溶温度的升高而增大，时效处理后则减小。顾晓辉等[40]对TC4进行了时效处理试验，结果表明，随着时效温度的升高，组织不断粗化;随着时效温度的降低,组织变得愈发弥散细小;随着淬火温度的增加，淬火+时效处理后，强度先增后减，塑性和韧性持续降低;淬火温度相同时，时效温度升高则强度降低，塑性和冲击韧性先升高后降低。朱宝辉等[47]对TC10钛合金棒材进行了固溶时效研究后发现，强度随固溶温度的升高而升高，断裂伸长率等塑性指标则降低;与固溶处理相比，时效处理后，强度明显提高，塑性略有减小，且随时效温度的升高,断裂伸长率显著增大,合金的强度降低，塑性和冲击韧性整体上先升高后降低。王锴等[48]对TC4螺栓紧固件进行了固溶时效实验,发现经过固溶处理后，初生α相的数量与尺寸减小，而针状次生α相的数量增多,且初生α相存在即将溶解的状态;经过固溶时效处理后,初生α相转变成大晶粒β相中分布较为均匀的片层组织,且硬度分布也更为均匀。秦飞等进行了TC11的强化热处理工艺研究，研究表明，TC11经固溶时效处理后产生的针状次生α相含量多于经双重退火处理的，因此固溶时效处理后的强度可以高于双重退火处理。方秀荣等[49]对固溶时效处理的TC4进行了基于数值模拟法的残余应力优化试验后发现，固溶时效处理的工艺参数对锻件残余应力的影响程度由高至低依次为固溶温度、时效时间、时效温度、固溶时间。除了上述提到的传统淬火方式外，还有延时淬火、感应加热淬火、等温淬火等淬火方式。首先，延时淬火是一种通过预冷处理降低热应力的工艺方法，其操作流程为:工件在浸入水或油等冷却介质实施快速冷却前，先在空气环境中进行短暂的降温。例如，吴晨等[50]对TC4进行了固溶+延时淬火和固溶时效+延时淬火的对比实验。结果表明:随着延时淬火时间的增加，固溶和固溶时效处理后TC4丝材的显微组织中的初生α相不断减少，β转变相持续增多，晶粒尺寸增大，同时塑性增大，强度和韧性减小。然后，表面感应加热淬火是基于电磁感应原理，通过交变磁场在工件表层激发出涡流使其快速升温，随后进行冷却处理的淬火方式。该工艺可在表面形成高硬度耐磨层及有益的残余压应力场，同时维持芯部原有的具备良好塑韧性的组织结构，实现表层强化与基体性能的协同优化。简仕超[51]研究了TC4在感应淬火后的组织和性能变化。结果表明，高频感应加热后，材料内部形成显微组织梯度分布特征，表现为等轴初生α相由芯部至表层的含量梯度递减;梯度层的厚度随加热时间的增加而提升，显微硬度整体上增加，从表层至芯部则不断减少。再者，等温淬火就是在高温加热后，在一个较低温度下保温一段时间后再进行快速冷却，该工艺多用在钢等材料的热处理中，在钛合金的热处理中不常见。宋静雯等[43]对TC21进行了900℃保温0.5h固溶+600~60℃等温保温1h后水冷的等温淬火试验。结果表明，等温保温温度从600℃到400℃范围内，次生α相的宽度逐渐减小，强度和硬度也随之增加，在温度>400℃后其宽度几乎不再变化，300℃或400℃时可得到强度与塑性综合性能最好的组织;同时可知,随着等温淬火温度的增加，TC21的伸长率和断面收缩率逐渐提高。
2.3多重热处理
多重热处理包括双重固溶+时效、固溶+双重时效、固溶+退火+时效、退火+固溶+时效和三重退火等[39]。多重热处理能够更准确地调整α相的占比和形貌，可在上文提到的热处理工艺基础上进一步提升钛合金的综合性能[52]。
双重固溶+时效的工艺是首先在β相变点附近的温度进行固溶加热，通过快速冷却形成初生α相与亚稳组织(马氏体或针状α相)的混合结构。二次固溶采用低于首次固溶的温度进行加热，然后空冷以促使亚稳组织转化为厚度一定的片层α相,最终形成“初生α相+片层α相+残留β相”的三相复合组织，也称三态组织。此工艺中时效的目的与固溶时效中的相同，即通过低温保温+空冷来析出次生强化相,进一步提升材料的强度与热稳定性。该工艺通过分阶段的温度与时间调控，更精准地优化初生α相比例以及片层α相与β相的形貌与比例,实现强度、塑性和高温性能的协同提升[39,42]。张贵华等[53]研究了双重固溶+时效对TC4-DT的影响，结果表明，前两次热处理的温度影响等轴α相的含量，随着前两重温度的升高，等轴α相不断减少;在TC4-DT高温变形后进行940℃/1h/WQ+920℃/1h/WQ+820℃/1.5h/AC的热处理工艺,出现三态组织,由约20%的等轴α相,50%~60%的网篮态的条状α相,以及剩下的β转变基体组成。同时发现，此工艺形成的网篮组织中，交错排列的α集束细化了组织，一次次生条状α相之间还存在着更为细小的二次次生条状 α相,得到了较小的纵横比。
固溶+双重时效的热处理广泛应用于高强韧钛合金。其固溶处理的目标与常规的固溶时效中的固溶阶段相同。双重时效中的首次时效温度通常设计得比标准时效温度低，首次时效时， α相难以形核，但形成的β'或相为α相的形核提供了高密度的形核核心位置;二次时效处理采用标准时效温度参数,促使α相体积分数增加且实现尺寸细化与空间分布均匀弥散化，进而获得更好的综合力学性能[37,39,42]。魏晨[37]对TC11/TC17线性摩擦焊接头进行固溶+双重时效热处理性能试验，结果表明，此工艺热处理后的摩擦焊接头具有比固溶时效更加均匀细小的组织，断口为韧性断裂，冲击韧性显著提高，是相对来说最理想的热处理工艺。刘馨宇[54]对TC4进行了固溶+双重时效热处理试验，发现析出相由次生α相及短棒状或亮白色颗粒状次生β相共同构成;二次时效形成的α/β相界面阻碍位错滑移，增加位错阻力，提升综合力学性能，这属于第二相强化和细晶强化;TC4可在900℃/1h/WQ+250℃/6h/AC+540℃/4h/AC的多重热处理工艺参数下获得最佳的综合力学性能。
其他多重热处理的研究现状如下:王惠梅等[52]对TC4进行了高温退火+固溶+时效的三重热处理实验，发现等轴α相含量的高低主要由一重热处理决定，温度低则含量增加;还发现热处理温度在双相区温度的三重热处理可得到与前文相似的三态组织，并在950℃/1h/AC+950℃/1h/油冷+560℃/4h/AC的三重热处理工艺参数下得到最佳综合力学性能匹配关系。另外发现，空冷相较于油冷虽能使组织更弥散、次生α相更厚，但力学性能的优化不如油冷。Ye等[55]在对TC21进行固溶+退火+时效的三重热处理后发现，β基体上析出众多细小弥散的时效α相，强度相比于固溶+退火得到明显提高，塑性小幅度提高。陈楚等[56]对超塑压缩TC21进行了三重退火热处理试验，发现三重退火热处理相较于双重退火，网篮更细密;降低二次退火温度，可显著减小析出的针状α相的尺寸，使网篮更细密。周建伟等[57]对TC21棒材进行了三重热处理试验，发现二重热处理温度对网篮组织有较大影响，随着温度的上升，片层状α相的长度和含量减少，厚度略微增加，强度增加而塑性降低;并得到TC21棒材较好的三重热处理工艺，即990℃/1h/AC+870℃/1h/AC+590℃/4h/AC。朱深亮等[58]对超塑变形TC21进行了三重热处理试验，发现随着变形温度和二重热处理温度的升高，针状α相析出量和尺寸增加，网篮组织愈发明显。
2.4化学热处理
钛合金因摩擦系数较高且耐磨性能不足，其抗磨损能力较钢材及耐热合金降低约40%,在接触界面易发生材料黏着并诱发摩擦腐蚀现象。钛合金的耐腐蚀性在氧化性环境中表现优异，而在还原性环境中则较差。另外，TC系列双相钛合金在α相和β相之间存在电位差，会产生原电池反应，导致金属腐蚀。为改善TC系列钛合金的性能，可采用化学热处理、电镀、热扩散、等离子体、电子束和热喷涂等表面改性技术，其中化学热处理尤为关键，因其操作简单、成本较低，广泛应用于金属的强化[59]。对钛的硬度影响较大的元素包括氮、氧、碳、铁、钴及硅等，其中氮和氧的影响最为显著。化学热处理工艺通过渗氮、渗氧、渗碳、渗硼或渗金属等方法，将目标元素激活为原子或离子态，在热力学驱动或电场辅助下渗透至钛合金表层并梯度扩散，最终形成具有特定厚度的强化渗层[52]。例如，渗氮处理是将钛合金在氮气或氮气+氢气的气氛中加热处理，可得到硬度高、稳定、导热性好、耐磨性好和耐腐蚀的TiN或Ti2N硬质渗层。钛合金的渗氮处理还包括盐浴渗氮、气体渗氮、离子注人渗氮、双层辉光等离子渗氮、表面激光渗氮、真空渗氮等[60]。化学热处理的过程与钢铁材料的热处理具有相似机理，通过改变表面成分与组织结构，可使钛合金表面硬度提升至800~1200HV，耐磨性增强60%~80%，并在维持氧化介质耐蚀性的同时，显著提升其在还原性环境中的抗腐蚀能力，从而综合解决TC系钛合金的关键性能缺陷。李海斌等[61]对TC4进行了渗氮、渗碳及碳氮共渗三种表面改性化学热处理，发现这三种方法所形成的硬质陶瓷层使合金表层的显微硬度提高了4倍，并能有效延缓空蚀现象，显著改善了钛合金的耐空蚀性能，其中渗氮处理的效果最为显著，提高了5.8倍。李育霖等[59]通过将TC4在10%氧气与90%氮气的混合气氛中进行化学热处理，得到了由TiO2和TiN构成的与基体结合良好的涂层，并在800℃进行处理时获得了良好的耐磨性、最佳硬度和耐腐蚀性，腐蚀电流密度降低了两个数量级。
2.5形变热处理
钛合金的形变热处理，也称为热机械处理，是一种将锻造、轧制、挤压等塑性变形处理与热处理结合在同一工艺周期不同阶段的综合工艺。通过在α+β两相区或特定温度范围内进行热变形加工,将片层状马氏体转化为等轴状组织或双态组织,实现了强度与延展性的平衡，同时提升了疲劳强度和耐腐蚀性，显著优化了材料的综合力学性能与组织均匀性[37,39]。形变热处理的核心机制在于利用塑性变形阶段产生的高密度晶体缺陷(如位错、晶界畸变)与相变过程进行协同作用。即在变形过程中形成稳定的晶格扭曲，通过后续热处理对这些微观缺陷进行定向调控，细化组织，抑制再结晶;并在晶体缺陷富集状态下触发更高效的相变响应，为α相提供大量的析出形核点，以促进析出相的形成。最终获得相较于常规热处理工艺更显著的强化效果，同时也能同步改善材料的位错钉扎能力与组织稳定性。
塑性变形与热处理工艺的搭配较为灵活。等轴状α相和片层状α相对力学性能有着显著影响，而在两相区热变形是获得等轴状α相的有效方法[63]，同时可以调控合金的塑性与疲劳强度;时效处理则是获得片层状 α相的有效方法,可用来改善合金的强度与断裂韧性[64]。两者搭配即可实现常见的能够调控综合性能的“两相区温度热轧+时效”的形变热处理。陆彦良等[65]研究表明，形变热处理可放在终锻之后的热校工序中，从而更容易达到预期的组织和性能。也有部分文献将形变热处理分为3类，即高温形变热处理、低温形变热处理和复合形变热处理[66]，其工艺示意图如图9所示[67]。高温形变热处理是指对合金实施热变形并迅速冷却，继而完成常规时效处理的工艺，其效果主要受变形温度、变形量、变形速率以及冷却速度与时效参数等因素制约;低温形变热处理则是先在α+β相区或β单相区进行固溶处理并冷却，随后实施冷变形加工再进行常规时效，由于加工过程在低温条件下完成，材料内部因形变 产生的结构缺陷得以保留而不会发生回复或再结 晶；复合形变热处理则综合了上述两种工艺的特点， 将高温与低温形变处理有机结合[68]。
TC系α+β双相钛合金经“两相区温度热轧+时效”形变热处理后，与常规的固溶时效相比，抗拉强度可提高5%~10%,屈服强度可提升10%~30%[6]。王海等[69]对TC4进行的形变热处理实验表明，在拉伸过程中，应变使亚稳态的转变组织发生转变，增加了伸长率，提高了抗拉强度与屈服强度的比值;91.6%变形量的轧制+830℃淬火+650℃/1h的形变热处理可获得良好的综合力学性能。韩言等[70]指出，形变热处理对TC17综合性能的提升主要来自时效处理时α相的析出，片状α相是其塑韧性重要影响元素。另外，杨荣贵[62]指出，TC17在热轧后立即在600℃时效8h能获得最优的综合力学性能。王政等[71]指出，对TC21超塑拉伸后进行双重退火热处理,可在910℃变形温度下获得最佳超塑性;在双相区超塑变形后在α+β相区进行双重退火可获得双态组织;在β区进行超塑变形并在双相区进行双重退火后可获得网篮组织。张旻等[72]试验发现，对TC4进行三辊轧坯+退火+时效处理后，屈强比可达0.966,远高于普通轧制,可以节省材料,降低质量，优化受载能力。付朝政等[67]对TC4进行了“固溶+形变+时效”的低温形变热处理试验，结果表明，变形程度的增加可使次生α相增多且弥散度增加，从而提高强度和硬度，且此强化效果显著强于常规的固溶时效。
2.6循环热处理
钛合金的循环热处理工艺通过反复进行加热与冷却的循环操作，实现对材料组织结构的精细化调控，其核心要素在于精确调控热处理温度与降温速率[73]。杨荣贵[62]指出，在循环热处理中，TC17的片层组织受反复加热再冷却的热循环作用，导致条状α相破裂，同时促使新生晶粒在晶界处形成成核位点。曾玉金等[74]在对TC21进行965~800℃的循环热处理后发现，β晶粒的尺寸随循环次数累积而持续减小，原始魏氏组织逐渐消解，颗粒状α相和晶界α相出现，且显微硬度逐渐提高。何军利等[75]对TC4进行了先加热至β相区并进行淬火，再加热至α+β相区的循环热处理试验。试验表明，随着循环次数的增加，强度逐渐下降，塑性不断提升。在9次循环热处理后，断面收缩率显著提升，条状α相的长径比不断减小，且出现部分球化现象。陈少华等[76]探讨了循环热处理及形变工艺对TC17钛合金片层组织球化演变的作用机制，发现随着热处理循环次数增加，合金内的条状α相呈递减趋势，同时球状α相占比持续上升，进而使其塑性显著增强，伸长率与断面收缩率均得到提升。另外发现，循环热处理和形变热处理更利于片层状组织的球化。姚梦[77]对TC11进行了循环热处理实验，发现有显著的组织优化效果，条状α相的长径比减小,球化的α相体积分数显著提升;且随着循环次数的增加,强度略有减少,塑性显著增加;在995℃/60min/WQ+循环5次980℃/60 min/AC的工艺参数下，可得到最佳室温综合力学性能。严家印[78]对TC4的激光增材沉积层进行了以“10℃/min加热速率至980℃保温30min+3℃/min冷却速率至900℃保温30min”为循环并在结束后空冷的循环热处理试验。试验表明，随循环次数增加，针状马氏体a'相慢慢消失，细片状a不断变厚，晶界α束集慢慢消失，针片状晶内α相纵横比不断变小;由魏氏组织不断转向网篮组织,显微硬度呈现系统性降低，组织均匀性持续提升，屈服强度与抗拉强度不断减小，伸长率呈上升态势。
2.7深冷处理
深冷处理总体上是一种操作简单、绿色环保、低成本、不破坏工件且极具发展前景的新型工艺。
深冷处理的主要工艺参数包括保温时间、深冷温度、冷却速率等，它们对材料的影响程度为:深冷温度>冷却速率>保温时间。深冷处理常以液氮为制冷剂,处理温度范围为-130~-196℃,可以优化微观形貌,细化晶粒,增加位错,提升金属材料的硬度、抗拉强度、韧性及尺寸稳定性等性能。深冷处理可作为钛合金常规热处理技术的延伸补充[80],既可作为预处理也可作为后处理，实现与常规热处理的结合，优化钛合金的力学性能、微观组织和残余应力，且不会明显降低其韧性，为热处理工艺提供创新方向。同时，也可将磁场、真空等新型后处理手段与深冷处理结合，创造更丰富的性能调控技术。根据液氮状态的不同，深冷处理方式可分为液体法和气体法[81]。液体法是直接将合金浸入液氮进行深冷，操作简单，设备要求低，但降温速率快，对材料的冲击作用大;气体法是借助深冷容器,让材料与低温氮气相接触,利用液氮汽化的过程吸收热量,并精准地调控降温温度、降温速率及处理时间。另外，深冷处理中金属材料的保温时间通常控制在1~40h内，通过优化保温时间能提高性能优化效率、降低生产成本。
张良等[83]发现，TC4钛合金经深冷处理后内部生成大量位错组织，且表面显微硬度随处理时间延长呈上升趋势。王瑶[84]指出，深冷处理后TC4的部分β相转变为次生α'相，且对该转变有加速作用。王普强等[85]指出，在深冷处理过程中，原始β相逐渐向a'相转变，残余应力随之减少，同时网篮状组织的增加进一步优化了TC4钛合金的微观结构,使其韧性、强度及塑性等综合力学性能得到显著提升。雷达[86]指出，TC4经过退火后，再进行深冷处理可显著提升其抗拉强度和屈服强度，但直接实施深冷处理会因弹性模量突变导致材料内部稳定性下降，反而不利于综合性能的优化。杨三强等[87]将TC4R态钛合金的深冷处理、真空去应力退火和高低温循环热处理进行了组合，发现经过真空去应力退火+深冷处理+高低温循环热处理，残余应力消除率最高，样件的形状精度保持得最好，且发现形状精度保持性与残余应力的消除量呈强正相关。李晓琛等[88]研究发现,TC4的晶粒尺寸随深冷处理时间延长逐渐减小,但深冷保温24h后晶粒尺寸和两相含量与保温12h的无明显差异;且发现,TC4的液氮深冷处理时间不宜超过12h,此时微观组织优化效果最佳,综合性能处于峰值状态。Gu[89]等发现，深冷处理能提高TC4合金的塑性,尤其在650℃时效前实施时,其塑性增幅达22.7%，其机制源于深冷处理引发β相中钒浓度变化,促使亚稳态β相向稳定β相及α相转变,减少β相占比以优化塑性。透射电镜分析进一步表明，深冷处理通过位错运动与相互作用形成位错网络,同时增加位错密度并促进孪晶生成,从而强化材料微观组织。李晓琛等[90]研究发现,TC4轧制态试样经深冷处理后，提高了其内部的冷变形能，使退火过程中的再结晶晶粒比例增加。该研究表明，以“40%变形量常温轧制+12h深冷处理+500℃/1h退火”进行处理，可提高再结晶晶粒比例，促进β相转向α相，精准调控微观组织并大幅提升综合性能，其为对比后最优的组合工艺参数。
3、结论
系统梳理了TC系钛合金的热处理研究现状，涵盖了组织结构对性能的影响规律、多种热处理工艺的处理方法、部分工艺之间的联系与对比、各工艺的特点及其对性能的影响。
(1)TC系钛合金作为α+β型双相钛合金,兼具a型和β型钛合金的优良性能。热处理可显著调控其显微组织与力学性能，涉及的热处理工艺包括退火、固溶、淬火、时效、多重热处理、化学热处理、形变热处理、循环热处理及深冷处理等。其中，退火、淬火等工艺具有多种扩展形式。上述每种工艺均通过精确调控温度与冷却速率，实现了对合金组织与性能的优化。现有研究已取得显著进展，明确了不同热处理工艺对TC系钛合金微观组织和力学性能的影响机制，且工艺配合灵活。例如，多种退火工艺可消除内应力、优化微观组织;固溶与时效处理通过形成过饱和固溶体及析出强化相,显著提升合金强度;多重热处理、循环热处理等则进一步精准调控相组成与分布，实现性能协同优化。此外，也不乏出现将热处理与超低温、磁场、激光等物理场结合,精准调控相变与位错行为的新兴热处理方式。
(2)当前研究仍存在一些不足与挑战。一方面，尽管对各种热处理工艺的性能影响已有一定认识，但在复杂工况下，如何实现多种工艺的协同优化以满足特定性能需求，或不同热处理工艺参数下显微组织特征参数对性能影响的定量关系等，仍需深入探索。另一方面，随着对钛合金性能要求的不断提高，如何在进一步提升强度的同时，避免塑性与韧性的显著降低，是亟待解决的关键问题。
(3)在今后研究中，还需进一步加强多学科交叉研究,结合材料科学、物理冶金学、计算模拟、人工智能等多学科手段，深入探究热处理过程中TC系钛合金的相变机制、原子扩散行为及微观组织演变规律，为热处理工艺的优化提供更坚实的理论基础。此外,可开发新型热处理工艺与技术,如探索先进的表面改性技术与内部组织调控技术的结合，以满足复杂工况下对钛合金性能的多样化需求。最后，要注重钛合金的可持续发展,研发绿色、高效的热处理工艺，降低能源消耗与环境污染，以适应日益严格的环保要求。
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（注，原文标题：TC系钛合金热处理工艺研究现状_闫续中）
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