面向航空航天承力構(gòu)件應(yīng)用：BT14鈦合金熱處理冷卻工藝優(yōu)化（爐冷提升沖擊韌性/固溶時(shí)效提升強(qiáng)度）及組織-性能關(guān)聯(lián)模型構(gòu)建

鈦及鈦合金憑借其密度低、比強(qiáng)度高、耐腐蝕性好、無(wú)磁性、焊接性能好等眾多優(yōu)異性能，廣泛應(yīng)用于航空、航天、艦船、化工等領(lǐng)域[1-7]。BT14是原蘇聯(lián)材料研究院于20世紀(jì)50年代末研制的一種低鋁當(dāng)量的(α+β)型鈦合金，Kβ系數(shù)為0.34，名義成分為T(mén)i4.5Al-3Mo-1V。BT14是一種高強(qiáng)高韌鈦合金，可通過(guò)熱處理進(jìn)行強(qiáng)化，且具備較好的焊接性能和加工性能，美國(guó)也有類(lèi)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(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行工業(yè)生產(chǎn)，可用于制作長(zhǎng)期使用的結(jié)構(gòu)件、高壓容器等零件。目前，國(guó)內(nèi)關(guān)于BT14合金的研究主要集中在軋制工藝對(duì)顯微組織與力學(xué)性能影響、熱處理溫度對(duì)組織與力學(xué)性能影響、應(yīng)力松弛行為及微觀機(jī)理研究等方面[8-10]。而關(guān)于BT14合金在熱處理中不同冷卻方式條件下所發(fā)生的微觀組織演變及力學(xué)性能變化規(guī)律的研究，至今尚鮮見(jiàn)文獻(xiàn)報(bào)道。

材料的微觀組織狀態(tài)對(duì)其力學(xué)性能有著顯著影響，理想的微觀組織狀態(tài)可顯著提高構(gòu)件的服役性能。在成分和成形工藝確定的情況下，通過(guò)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(jìn)而達(dá)到調(diào)整性能的目的。本文通過(guò)對(duì)BT14合金鍛件進(jìn)行不同冷卻方式的熱處理試驗(yàn)，獲得了BT14合金顯微組織和力學(xué)性能的變化規(guī)律，并揭示了該規(guī)律存在的內(nèi)部機(jī)理，為實(shí)現(xiàn)該合金鍛件強(qiáng)度、塑性和沖擊韌性的合理匹配奠定基礎(chǔ)。

1、試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)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(cè)得該鑄錠的(α+β)/β相變點(diǎn)為967℃。鑄錠經(jīng)β相區(qū)50%以上鐓拔變形，兩相區(qū)80%以上變形后鍛造成φ85mm的鍛棒，其化學(xué)成分見(jiàn)表1。熱處理前棒材的組織見(jiàn)圖1，由圖1可知BT14合金鍛棒為雙態(tài)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(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10mm、長(zhǎng)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(duì)試樣熱處理前后顯微組織結(jié)構(gòu)進(jìn)行觀察分析。

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(lái)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(guò)快來(lái)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(wú)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(guò)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890MPa下降到802MPa，屈服強(qiáng)度Ｒp0.2由970MPa下降到871MPa，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266.7kJ/m2上升到304.2kJ/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1219MPa，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114.2kJ/m²。這是因?yàn)?對(duì)于α+β鈦合金來(lái)說(shuō)，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(guò)程中，主要通過(guò)α相的變形來(lái)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(guò)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(huì)使棒材的塑性提高，強(qiáng)度有所下降[12]。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)[13]。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]。

隨著熱處理過(guò)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(guò)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[15]。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(guò)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[16]。

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(guò)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。

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(guò)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(wú)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(guò)程來(lái)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(guò)程中位錯(cuò)可輕松切過(guò)，對(duì)合金有較小的強(qiáng)化作用[17]。從圖5(f)可以看出，合金經(jīng)時(shí)效后，馬氏體等過(guò)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(guò)程中位錯(cuò)不能輕易繞過(guò)，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

1)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(lái)不及析出，以馬氏體α'形式析出，在隨后的時(shí)效過(guò)程中轉(zhuǎn)變?yōu)槌叽鐦O細(xì)小的次生α相;

2)經(jīng)過(guò)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）