一、研究目的

針對(duì)航空工業(yè)對(duì)國(guó)產(chǎn) Ti-6Al-4V 鈦合金性能穩(wěn)定性提出的更高要求，本文系統(tǒng)比較了兩種國(guó)內(nèi)廠家鍛坯（I、II）在“退火"和“固溶+時(shí)效"兩種典型熱處理制度下的微觀組織演變與力學(xué)性能差異，旨在為實(shí)際生產(chǎn)中的熱處理工藝優(yōu)化提供數(shù)據(jù)支撐和理論依據(jù)。

二、試驗(yàn)方案

1. 原材料

• 規(guī)格：350 mm×120 mm×120 mm 鍛件；

• 化學(xué)成分：兩家 Al 6.29/6.41 %、V 4.25/4.23 %，其余雜質(zhì)含量相近但 II 的 Fe、O 略高。

2. 熱變形

• 雙錐鐓粗：950 °C/1 h 保溫→一次鐓粗至 30 mm，獲得徑向梯度變形（中部 ε≈70 %，邊部 ε≈30 %）。

3. 熱處理制度

• 退火：730 °C×2 h AC；

• 固溶時(shí)效：950 °C×1 h WQ + 680 °C×4 h AC。

4. 表征方法

• OM、SEM：α 相形貌、β 轉(zhuǎn)變組織含量；

• 室溫拉伸：Φ5 mm 標(biāo)準(zhǔn)圓棒，ε?=1×10?3 s?1；

• 斷口觀察：韌窩、解理及裂紋擴(kuò)展特征。

三、組織演變（按狀態(tài)展開(kāi)）

1. 鍛態(tài)

鍛坯 I

– 動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，初生 α 相等軸均勻（≈20 µm）；

– β 轉(zhuǎn)變組織體積分?jǐn)?shù)高，呈典型雙態(tài)組織（α+β）。

鍛坯 II

– α 相尺寸略小但分布不均，中部仍保留部分扁平狀；

– β 轉(zhuǎn)變組織含量低，α/β 界面密度小。

2. 退火態(tài)（730 °C）

鍛坯 I

– 退火溫度低于再結(jié)晶溫度，組織變化有限，僅 α 相等軸度輕微提高；

– β 相分布基本不變。

鍛坯 II

– 儲(chǔ)存能較高，730 °C 下回復(fù)與球化顯著，中部扁平 α 相消失；

– 整體均勻性大幅提升，β 相彌散度增加。

3. 固溶時(shí)效態(tài)

兩鍛坯

– 初生 α 相部分溶解→β 相增加；

– 時(shí)效析出細(xì)針狀次生 α_s，厚度 50–200 nm，長(zhǎng)度 1–3 µm；

差異

– 鍛坯 II 次生 α_s 體積分?jǐn)?shù)高 8–10 %，片層更細(xì)；

– β 相晶粒尺寸 I≈8 µm，II≈5 µm，Hall–Petch 強(qiáng)化貢獻(xiàn)更大。

四、力學(xué)性能（取中部平均值）

變化規(guī)律

• 退火后：I 強(qiáng)度微升（+8/+5 MPa），塑性↑；II 強(qiáng)度提升明顯（+25/+29 MPa），塑性略降。

• 固溶時(shí)效后：兩鍛坯強(qiáng)度均再提升 30–40 MPa；II 因細(xì)晶+高次生 α_s 強(qiáng)化，最終 σ_b 反超 I 5 MPa，且保持 δ≈15 %，強(qiáng)塑匹配最佳。

五、斷口特征

• 鍛態(tài) I：平整，淺韌窩→低塑性；II：深韌窩→高韌性。

• 退火態(tài)：I 韌窩加深且均勻；II 韌窩變淺，出現(xiàn)局部撕裂脊。

• 固溶時(shí)效：兩鍛坯韌窩尺寸進(jìn)一步減小，但數(shù)量密度高，呈現(xiàn)均勻微孔聚集型韌性斷裂，塑性差異縮小。

六、結(jié)論與建議

1. 不同廠家 Ti-6Al-4V 對(duì)同一熱處理制度響應(yīng)差異顯著，最佳工藝必須“因料制宜"。

2. 鍛坯 I 初始組織已較均勻，退火即可滿足一般航空鍛件要求；若追求極限強(qiáng)度，可采用“950 °C/1 h WQ + 680 °C/4 h AC"。

3. 鍛坯 II 初始均勻性較差，730 °C 退火可顯著改善組織；若繼續(xù)固溶時(shí)效，可獲得更高強(qiáng)度（σ_b≈1047 MPa）且塑性損失甚微，適用于高載荷主承力件。

4. 生產(chǎn)現(xiàn)場(chǎng)應(yīng)建立“化學(xué)成分-初始組織-熱處理窗口"數(shù)據(jù)庫(kù)，實(shí)現(xiàn)鍛坯批次差異化熱處理，確保國(guó)產(chǎn) Ti-6Al-4V 力學(xué)性能的穩(wěn)定與提升。