基于多梯度冷却制度调控机理探究940℃固溶处理下BT14钛合金锻件微观相变演化、晶粒形貌演变规律及其对室温拉伸性能、冲击韧性与断裂行为的耦合影响机制

钛及钛合金凭借其密度低、比强度高、耐腐蚀性好、无磁性、焊接性能好等众多优异性能，广泛应用于航空、航天、舰船、化工等领域。BT14是原苏联材料研究院于20世纪50年代末研制的一种低铝当量的(α+β)型钛合金，Kβ系数为0.34，名义成分为Ti-4.5Al-3Mo-1V。BT14是一种高强高韧钛合金，可通过热处理进行强化，且具备较好的焊接性能和加工性能，美国也有类似合金成分的钛合金Ti-431(名义成分Ti-4Al-3Mo-1V)。该合金已列入OTC和AMS等标准进行工业生产，可用于制作长期使用的结构件、高压容器等零件。目前，国内关于BT14合金的研究主要集中在轧制工艺对显微组织与力学性能影响、热处理温度对组织与力学性能影响、应力松弛行为及微观机理研究等方面[8-10]。而关于BT14合金在热处理中不同冷却方式条件下所发生的微观组织演变及力学性能变化规律的研究，至今尚鲜见文献报道。

材料的微观组织状态对其力学性能有着显著影响，理想的微观组织状态可显著提高构件的服役性能。在成分和成形工艺确定的情况下，通过不同的热处理制度使钛合金获得不同的组织形貌、相含量、相组成等，进而达到调整性能的目的。本文通过对BT14合金锻件进行不同冷却方式的热处理试验，获得了BT14合金显微组织和力学性能的变化规律，并揭示了该规律存在的内部机理，为实现该合金锻件强度、塑性和冲击韧性的合理匹配奠定基础。

1、试验材料及方法

试验所用材料为真空自耗电弧炉两次熔炼制备的BT14钛合金铸锭，采用差热分析法测得该铸锭的(α+β)/β相变点为967℃。铸锭经β相区50%以上镦拔变形，两相区80%以上变形后锻造成∅85mm的锻棒，其化学成分见表1。热处理前棒材的组织见图1,由图1可知BT14合金锻棒为双态组织,由初生α相和β相组成，其中初生α相呈椭圆状。

表1 BT14合金的化学成分(质量分数，%)

从锻棒上切取金相和力学性能试样，将试样放入MS-1200XA箱式高温电炉中，按照表2所示的热处理工艺进行处理。热处理后在SINTECH20/G材料试验机上测试室温拉伸性能，拉伸试样为标距段直径5mm，长度为30mm的国标试样。室温冲击在ZBC2302-B摆锤式冲击试验机上进行，试样为高和宽10 mm、长55 mm的V形缺口夏比冲击试样。采用金相显微镜、扫描电镜和透射电镜对试样热处理前后显微组织结构进行观察分析。

表2 BT14合金热处理工艺

2、结果与讨论

2.1 冷却速率对显微组织的影响

图2为BT14合金在不同热处理制度下的显微组织。由图2[a]可以看出:BT14合金热处理空冷后组织为典型双态组织，与原始锻态显微组织相比，两相区保温空冷后其初生α相发生长大，并其形状明显发生等轴化。图2[b]为BT14合金退火炉冷后的显微组织，由于冷却速率变慢，初生α相进一步长大，体积分数明显增大，其微观组织由双态组织转变为完全等轴组织。BT14合金的淬火组织如图2[c]所示，由于冷却速率较快，原始锻态组织中的部分椭圆状初生α相来不及等轴化，因此初生α相呈椭圆状和等轴状混合分布，而β转变基体中的次生α相由于冷却速率过快来不及析出，以细小的针状马氏体α'的形式析出，由于针状马氏体α'尺寸太小，而且与β相的光学衬度较小，因此在光学显微镜下无法观察到，可在随后的透射电镜下得到证实[图5a]。而经过500℃×6h时效处理后，大部分初生α相由椭圆状转变为球状，数量急剧减少，β相中的马氏体α'转变为尺寸极细小次生α相，由于衬度相差不大，光学显微镜下几乎看不清其详细形貌特征，如图2[d]所示。

2.2 冷却速率对力学性能的影响

图3为不同热处理工艺的BT14合金棒材拉伸性能和冲击韧性。从图3可以看出，不同冷却方式对棒材的力学性能影响显著。与原始试样(未经热处理的试样)相比，热处理后空冷的试样强度变化不大，塑性和冲击韧性有所提升。经炉冷的试样的强度呈降低趋势，抗拉强度Rm由890 MPa下降到802 MPa，屈服强度Rp0.2由970 MPa下降到871 MPa,伸长率、断面收缩率和冲击韧性呈上升趋势，伸长率A由15.5%上升到19.8%，断面收缩率Z由59.5%上升到65.0%，冲击韧性由266.7 kJ/m²上升到304.2 kJ/m²。淬火的试样强度有所上升，塑性变化不大，但冲击韧性显著降低。经固溶时效热处理后，棒材的强度最高，Rm和Rp0.2分别达到了1327和1219 MPa，但伸长率和断面收缩率仅为10.8%和42.3%，冲击韧性也为几组热处理试样最低，仅为114.2 kJ/m²。这是因为:对于α+β钛合金来说，由于α相的强度显著低于β相，初生α相更容易发生滑移变形，因此，在塑性变形过程中，主要通过α相的变形来协调，有效降低了应力的集中程度，从而抑制了裂纹的过早萌生。由图2[a]和图2[b]可以看到，初生α相的比例随着冷却速率的降低而增加，等轴化程度提高，晶粒尺寸变大，这种球化程度升高的初生α相组织形貌会使棒材的塑性提高，强度有所下降。棒材淬火后形成了β亚稳相和α'马氏体相，马氏体相内部含有大量位错，随着马氏体相的增加，表现出强度上升塑性下降的趋势。经时效处理后，亚稳定的相发生分解，β转中分布着大量细小的α相组织，这种弥散的(α+β)相可使合金显著强化，但塑性进一步降低[14]。

2.3 拉伸试样断口SEM观察

图4为棒材保温后经不同冷却方式的室温拉伸试样断口的宏观和微观形貌。由宏观断口形貌可以看出,拉伸断口呈杯锥状,均由纤维区[I]、放射区[II]和剪切唇[III]3个区域组成，断面有明显的缩颈现象，属于韧性断裂，表明材料在几种热处理方式后的塑性良好。由材料纤维区的微观断口形貌可以看到，材料在经过不同热处理后，拉伸断口的形貌均以韧窝为主，且存在韧窝空洞，炉冷后材料韧窝相对较大，塑性相对较好。淬火和固溶时效后材料宏观形貌有波浪状撕裂棱，断口表面高低不平，韧窝较浅且尺寸较小，但仍具备塑性断裂特征，与空冷和炉冷试样相比，材料的塑性性能相对较差。

随着热处理过程中冷却速率的增加合金的冲击韧性降低的主要原因是:冷却速率较快时会产生大量α'马氏体相，马氏体相含有大量位错，冲击韧性不高，随后的时效过程析出的细小的α相组织对裂纹扩展的阻碍和偏转作用差，其冲击韧性最差。冷却速率较慢时次生α相由细小针状长大成棒状，在冲击试验过程中充当裂纹形核中心和扩展通道的α/β相界面积减少，合金抵抗裂纹形成和扩展的能力增强，故冲击韧性显著提高。

2.4 拉伸试样TEM观察

图5所示为BT14合金淬火态和500℃×6h时效后拉伸试样的颈缩区TEM组织形貌明场相，均由初生α相和针状显微组织组成。由图5[b]和5[e]可以看出，变形过程中两个试样的初生α相内均发生了位错滑移变形，无明显差别，并非造成强度不同的主要原因。淬火时，由β相中析出α相的过程来不及进行，形成马氏体α'，并且马氏体内部有密集的位错，如图5[c]所示。钛合金的马氏体不像钢的马氏体那样强烈地提高合金的强度和硬度，变形过程中位错可轻松切过，对合金有较小的强化作用。从图5[f]可以看出，合金经时效后，马氏体等过渡相转变为弥散的α+β组织，细小弥散分布的针状次生α相交叉排列，变形过程中位错不能轻易绕过，具有很高的强化效应。因此，合金的强度升高，塑性下降。

3、结论

在相同热处理温度下，冷却速率较慢时初生α相明显长大，微观组织由双态组织转变为等轴组织，冷却速率较快时，初生α相呈长条和等轴状混合分布，次生α相来不及析出，以马氏体α′形式析出，在随后的时效过程中转变为尺寸极细小的次生α相；

经过940℃热处理后，不同冷却方式对室温拉伸强度的影响规律是：固溶时效最高，水淬、空冷次之，炉冷最低；对塑性的影响不明显，断口均呈韧性断裂特征，具有良好的塑性；水淬和固溶时效后冲击韧性较差，炉冷最高。

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（注，原文标题：冷却速率对BT14钛合金组织及性能的影响_郭伟）