從鍛棒上切取金相和力學(xué)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(jìn)行處理。熱處理后在SINTECH20/G材料試驗(yàn)機(jī)上測(cè)試室溫拉伸性能，拉伸試樣為標(biāo)距段直徑5mm，長(zhǎng)度為30mm的國(guó)標(biāo)試樣。室溫沖擊在ZBC2302-B擺錘式?jīng)_擊試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，試樣為高和寬10 mm、長(zhǎng)55 mm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(duì)試樣熱處理前后顯微組織結(jié)構(gòu)進(jìn)行觀察分析。

表2 BT14合金熱處理工藝

2、結(jié)果與討論

2.1 冷卻速率對(duì)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(tài)組織，與原始鍛態(tài)顯微組織相比，兩相區(qū)保溫空冷后其初生α相發(fā)生長(zhǎng)大，并其形狀明顯發(fā)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(jìn)一步長(zhǎng)大，體積分?jǐn)?shù)明顯增大，其微觀組織由雙態(tài)組織轉(zhuǎn)變?yōu)橥耆容S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(tài)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(zhuǎn)變基體中的次生α相由于冷卻速率過快來不及析出，以細(xì)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(xué)襯度較小，因此在光學(xué)顯微鏡下無法觀察到，可在隨后的透射電鏡下得到證實(shí)[圖5a]。而經(jīng)過500℃×6h時(shí)效處理后，大部分初生α相由橢圓狀轉(zhuǎn)變?yōu)榍驙睿瑪?shù)量急劇減少，β相中的馬氏體α'轉(zhuǎn)變?yōu)槌叽鐦O細(xì)小次生α相，由于襯度相差不大，光學(xué)顯微鏡下幾乎看不清其詳細(xì)形貌特征，如圖2[d]所示。

2.2 冷卻速率對(duì)力學(xué)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(duì)棒材的力學(xué)性能影響顯著。與原始試樣(未經(jīng)熱處理的試樣)相比，熱處理后空冷的試樣強(qiáng)度變化不大，塑性和沖擊韌性有所提升。經(jīng)爐冷的試樣的強(qiáng)度呈降低趨勢(shì)，抗拉強(qiáng)度Rm由890 MPa下降到802 MPa，屈服強(qiáng)度Rp0.2由970 MPa下降到871 MPa,伸長(zhǎng)率、斷面收縮率和沖擊韌性呈上升趨勢(shì)，伸長(zhǎng)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266.7 kJ/m2上升到304.2 kJ/m2。淬火的試樣強(qiáng)度有所上升，塑性變化不大，但沖擊韌性顯著降低。經(jīng)固溶時(shí)效熱處理后，棒材的強(qiáng)度最高，Rm和Rp0.2分別達(dá)到了1327和1219 MPa，但伸長(zhǎng)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114.2 kJ/m2。這是因?yàn)?對(duì)于α+β鈦合金來說，由于α相的強(qiáng)度顯著低于β相，初生α相更容易發(fā)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(xié)調(diào)，有效降低了應(yīng)力的集中程度，從而抑制了裂紋的過早萌生。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(huì)使棒材的塑性提高，強(qiáng)度有所下降。棒材淬火后形成了β亞穩(wěn)相和α'馬氏體相，馬氏體相內(nèi)部含有大量位錯(cuò)，隨著馬氏體相的增加，表現(xiàn)出強(qiáng)度上升塑性下降的趨勢(shì)。經(jīng)時(shí)效處理后，亞穩(wěn)定的相發(fā)生分解，β轉(zhuǎn)中分布著大量細(xì)小的α相組織，這種彌散的(α+β)相可使合金顯著強(qiáng)化，但塑性進(jìn)一步降低[14]。

2.3 拉伸試樣斷口SEM觀察

圖4為棒材保溫后經(jīng)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(qū)[I]、放射區(qū)[II]和剪切唇[III]3個(gè)區(qū)域組成，斷面有明顯的縮頸現(xiàn)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(qū)的微觀斷口形貌可以看到，材料在經(jīng)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(duì)較大，塑性相對(duì)較好。淬火和固溶時(shí)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(duì)較差。

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(shí)會(huì)產(chǎn)生大量α'馬氏體相，馬氏體相含有大量位錯(cuò)，沖擊韌性不高，隨后的時(shí)效過程析出的細(xì)小的α相組織對(duì)裂紋擴(kuò)展的阻礙和偏轉(zhuǎn)作用差，其沖擊韌性最差。冷卻速率較慢時(shí)次生α相由細(xì)小針狀長(zhǎng)大成棒狀，在沖擊試驗(yàn)過程中充當(dāng)裂紋形核中心和擴(kuò)展通道的α/β相界面積減少，合金抵抗裂紋形成和擴(kuò)展的能力增強(qiáng)，故沖擊韌性顯著提高。

2.4 拉伸試樣TEM觀察

圖5所示為BT14合金淬火態(tài)和500℃×6h時(shí)效后拉伸試樣的頸縮區(qū)TEM組織形貌明場(chǎng)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(gè)試樣的初生α相內(nèi)均發(fā)生了位錯(cuò)滑移變形，無明顯差別，并非造成強(qiáng)度不同的主要原因。淬火時(shí)，由β相中析出α相的過程來不及進(jìn)行，形成馬氏體α'，并且馬氏體內(nèi)部有密集的位錯(cuò)，如圖5[c]所示。鈦合金的馬氏體不像鋼的馬氏體那樣強(qiáng)烈地提高合金的強(qiáng)度和硬度，變形過程中位錯(cuò)可輕松切過，對(duì)合金有較小的強(qiáng)化作用。從圖5[f]可以看出，合金經(jīng)時(shí)效后，馬氏體等過渡相轉(zhuǎn)變?yōu)閺浬⒌摩?β組織，細(xì)小彌散分布的針狀次生α相交叉排列，變形過程中位錯(cuò)不能輕易繞過，具有很高的強(qiáng)化效應(yīng)。因此，合金的強(qiáng)度升高，塑性下降。

3、結(jié)論

在相同熱處理溫度下，冷卻速率較慢時(shí)初生α相明顯長(zhǎng)大，微觀組織由雙態(tài)組織轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S組織，冷卻速率較快時(shí)，初生α相呈長(zhǎng)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(shí)效過程中轉(zhuǎn)變?yōu)槌叽鐦O細(xì)小的次生α相；

經(jīng)過940℃熱處理后，不同冷卻方式對(duì)室溫拉伸強(qiáng)度的影響規(guī)律是：固溶時(shí)效最高，水淬、空冷次之，爐冷最低；對(duì)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(shí)效后沖擊韌性較差，爐冷最高。

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（注，原文標(biāo)題：冷卻速率對(duì)BT14鈦合金組織及性能的影響_郭偉）