鈦及鈦合金憑借其密度低、比強度高、耐腐蝕性好、無磁性、焊接性能好等眾多優異性能，廣泛應用于航空、航天、艦船、化工等領域[1-7]。BT14是原蘇聯材料研究院于20世紀50年代末研制的一種低鋁當量的(α+β)型鈦合金，Kβ系數為0.34，名義成分為Ti4.5Al-3Mo-1V。BT14是一種高強高韌鈦合金，可通過熱處理進行強化，且具備較好的焊接性能和加工性能，美國也有類似合金成分的鈦合金Ti-431(名義成分Ti-4Al-3Mo-1V)。該合金已列入OTC和AMS等標準進行工業生產，可用于制作長期使用的結構件、高壓容器等零件。目前，國內關于BT14合金的研究主要集中在軋制工藝對顯微組織與力學性能影響、熱處理溫度對組織與力學性能影響、應力松弛行為及微觀機理研究等方面[8-10]。而關于BT14合金在熱處理中不同冷卻方式條件下所發生的微觀組織演變及力學性能變化規律的研究，至今尚鮮見文獻報道。

材料的微觀組織狀態對其力學性能有著顯著影響，理想的微觀組織狀態可顯著提高構件的服役性能。在成分和成形工藝確定的情況下，通過不同的熱處理制度使鈦合金獲得不同的組織形貌、相含量、相組成等，進而達到調整性能的目的。本文通過對BT14合金鍛件進行不同冷卻方式的熱處理試驗，獲得了BT14合金顯微組織和力學性能的變化規律，并揭示了該規律存在的內部機理，為實現該合金鍛件強度、塑性和沖擊韌性的合理匹配奠定基礎。

1、試驗材料及方法

試驗所用材料為真空自耗電弧爐兩次熔煉制備的BT14鈦合金鑄錠，采用差熱分析法測得該鑄錠的(α+β)/β相變點為967℃。鑄錠經β相區50%以上鐓拔變形，兩相區80%以上變形后鍛造成φ85mm的鍛棒，其化學成分見表1。熱處理前棒材的組織見圖1，由圖1可知BT14合金鍛棒為雙態組織，由初生α相和β相組成，其中初生α相呈橢圓狀。

從鍛棒上切取金相和力學性能試樣，將試樣放入MS-1200XA箱式高溫電爐中，按照表2所示的熱處理工藝進行處理。熱處理后在SINTECH20/G材料試驗機上測試室溫拉伸性能，拉伸試樣為標距段直徑5mm，長度為30mm的國標試樣。室溫沖擊在ZBC2302-B擺錘式沖擊試驗機上進行，試樣為高和寬10mm、長55mm的V形缺口夏比沖擊試樣。采用金相顯微鏡、掃描電鏡和透射電鏡對試樣熱處理前后顯微組織結構進行觀察分析。

2、結果與討論

2.1冷卻速率對顯微組織的影響

圖2為BT14合金在不同熱處理制度下的顯微組織。由圖2(a)可以看出:BT14合金熱處理空冷后組織為典型雙態組織，與原始鍛態顯微組織相比，兩相區保溫空冷后其初生α相發生長大，并其形狀明顯發生等軸化。圖2(b)為BT14合金退火爐冷后的顯微組織，由于冷卻速率變慢，初生α相進一步長大，體積分數明顯增大，其微觀組織由雙態組織轉變為完全等軸組織。BT14合金的淬火組織如圖2(c)所示，由于冷卻速率較快，原始鍛態組織中的部分橢圓狀初生α相來不及等軸化，因此初生α相呈橢圓狀和等軸狀混合分布，而β轉變基體中的次生α相由于冷卻速率過快來不及析出，以細小的針狀馬氏體α'的形式析出，由于針狀馬氏體α'尺寸太小，而且與β相的光學襯度較小，因此在光學顯微鏡下無法觀察到，可在隨后的透射電鏡下得到證實(圖5a)。而經過500℃×6h時效處理后，大部分初生α相由橢圓狀轉變為球狀，數量急劇減少，β相中的馬氏體α'轉變為尺寸極細小次生α相，由于襯度相差不大，光學顯微鏡下幾乎看不清其詳細形貌特征，如圖2(d)所示。

2.2冷卻速率對力學性能的影響

圖3為不同熱處理工藝的BT14合金棒材拉伸性能和沖擊韌性。從圖3可以看出，不同冷卻方式對棒材的力學性能影響顯著。與原始試樣(未經熱處理的試樣)相比，熱處理后空冷的試樣強度變化不大，塑性和沖擊韌性有所提升。經爐冷的試樣的強度呈降低趨勢，抗拉強度Ｒm由890MPa下降到802MPa，屈服強度Ｒp0.2由970MPa下降到871MPa，伸長率、斷面收縮率和沖擊韌性呈上升趨勢，伸長率A由15.5%上升到19.8%，斷面收縮率Z由59.5%上升到65.0%，沖擊韌性由266.7kJ/m2上升到304.2kJ/m2。淬火的試樣強度有所上升，塑性變化不大，但沖擊韌性顯著降低。經固溶時效熱處理后，棒材的強度最高，Ｒm和Ｒp0.2分別達到了1327和1219MPa，但伸長率和斷面收縮率僅為10.8%和42.3%，沖擊韌性也為幾組熱處理試樣最低，僅為114.2kJ/m²。這是因為:對于α+β鈦合金來說，由于α相的強度顯著低于β相，初生α相更容易發生滑移變形，因此，在塑性變形過程中，主要通過α相的變形來協調，有效降低了應力的集中程度，從而抑制了裂紋的過早萌生[11]。由圖2(a)和圖2(b)可以看到，初生α相的比例隨著冷卻速率的降低而增加，等軸化程度提高，晶粒尺寸變大，這種球化程度升高的初生α相組織形貌會使棒材的塑性提高，強度有所下降[12]。棒材淬火后形成了β亞穩相和α'馬氏體相，馬氏體相內部含有大量位錯，隨著馬氏體相的增加，表現出強度上升塑性下降的趨勢[13]。經時效處理后，亞穩定的相發生分解，β轉中分布著大量細小的α相組織，這種彌散的(α+β)相可使合金顯著強化，但塑性進一步降低[14]。

隨著熱處理過程中冷卻速率的增加合金的沖擊韌性降低的主要原因是:冷卻速率較快時會產生大量α'馬氏體相，馬氏體相含有大量位錯，沖擊韌性不高，隨后的時效過程析出的細小的α相組織對裂紋擴展的阻礙和偏轉作用差，其沖擊韌性最差[15]。冷卻速率較慢時次生α相由細小針狀長大成棒狀，在沖擊試驗過程中充當裂紋形核中心和擴展通道的α/β相界面積減少，合金抵抗裂紋形成和擴展的能力增強，故沖擊韌性顯著提高[16]。

2.3拉伸試樣斷口SEM觀察

圖4為棒材保溫后經不同冷卻方式的室溫拉伸試樣斷口的宏觀和微觀形貌。由宏觀斷口形貌可以看出，拉伸斷口呈杯錐狀，均由纖維區(Ⅰ)、放射區(Ⅱ)和剪切唇(Ⅲ)3個區域組成，斷面有明顯的縮頸現象，屬于韌性斷裂，表明材料在幾種熱處理方式后的塑性良好。由材料纖維區的微觀斷口形貌可以看到，材料在經過不同熱處理后，拉伸斷口的形貌均以韌窩為主，且存在韌窩空洞，爐冷后材料韌窩相對較大，塑性相對較好。淬火和固溶時效后材料宏觀形貌有波浪狀撕裂棱，斷口表面高低不平，韌窩較淺且尺寸較小，但仍具備塑性斷裂特征，與空冷和爐冷試樣相比，材料的塑性性能相對較差。

2.4拉伸試樣TEM觀察

圖5所示為BT14合金淬火態和500℃×6h時效后拉伸試樣的頸縮區TEM組織形貌明場相，均由初生α相和針狀顯微組織組成。由圖5(b)和5(e)可以看出，變形過程中兩個試樣的初生α相內均發生了位錯滑移變形，無明顯差別，并非造成強度不同的主要原因。淬火時，由β相中析出α相的過程來不及進行，形成馬氏體α'，并且馬氏體內部有密集的位錯，如圖5(c)所示。鈦合金的馬氏體不像鋼的馬氏體那樣強烈地提高合金的強度和硬度，變形過程中位錯可輕松切過，對合金有較小的強化作用[17]。從圖5(f)可以看出，合金經時效后，馬氏體等過渡相轉變為彌散的α+β組織，細小彌散分布的針狀次生α相交叉排列，變形過程中位錯不能輕易繞過，具有很高的強化效應。因此，合金的強度升高，塑性下降。

3、結論

1)在相同熱處理溫度下，冷卻速率較慢時初生α相明顯長大，微觀組織由雙態組織轉變為等軸組織，冷卻速率較快時，初生α相呈長條和等軸狀混合分布，次生α相來不及析出，以馬氏體α'形式析出，在隨后的時效過程中轉變為尺寸極細小的次生α相;

2)經過940℃熱處理后，不同冷卻方式對室溫拉伸強度的影響規律是:固溶時效最高，水淬、空冷次之，爐冷最低;對塑性的影響不明顯，斷口均呈韌性斷裂特征，具有良好的塑性;水淬和固溶時效后沖擊韌性較差，爐冷最高。

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（注，原文標題：冷卻速率對BT14鈦合金組織及性能的影響）