钛及钛合金凭借其密度低、比强度高、耐侵蚀性好、无磁性、焊接机能好等众多优异机能，，，宽泛利用于航空、航天、舰船、化工等领域[1-7]。
。。BT14是原苏联资料钻研院于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Ti4.5Al-3Mo-1V。
。。BT14是一种高强高韧钛合金，，，可通过热处置进行强化，，，且具备较好的焊接机能和加工机能，，，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等尺度进行工业出产，，，可用于制作持久使用的结构件、高压容器等零件。
。。目前，，，国内关于BT14合金的钻研重要集中在轧制工艺对显微组织与力学机能影响、热处置温度对组织与力学机能影响、应力松弛行为及微观机理钻研等方面[8-10]。
。。而关于BT14合金在热处置中分歧冷却方式前提下所产生的微观组织演变及力学机能变动法规的钻研，，，至今尚鲜见文件报道。
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资料的微观组织状态对其力学机能有着显著影响，，，梦想的微观组织状态可显著提高构件的服役机能。
。。在成分和成形工艺确定的情况下，，，通过分歧的热处置制度使钛合金获得分歧的组织描摹、相含量、相组成等，，，进而达到调整机能的主张。
。。本文通过对BT14合金锻件进行分歧冷却方式的热处置试验，，，获得了BT14合金显微组织和力学机能的变动法规，，，并揭示了该法规存在的内部机理，，，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。
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1、试验资料及步骤

试验所用资料为真空自耗电弧炉两次熔炼制备的BT14钛合金铸锭，，，选取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%以上变形后铸造成φ85mm的锻棒，，，其化学成分见表1。
。。热处置前棒材的组织见图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。
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从锻棒上切取金相和力学机能试样，，，将试样放入MS-1200XA箱式高温电炉中，，，依照表2所示的热处置工艺进行处置。
。。热处置后在SINTECH20/G资料试验机上测试室温拉伸机能，，，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10mm、长55mm的V形缺口夏比冲击试样。
。。选取金相显微镜、扫描电镜和透射电镜对试样热处置前后显微组织结构进行观察分析。
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2、了局与会商

2.1冷却速度对显微组织的影响

图2为BT14合金在分歧热处置制度下的显微组织。
。。由图2(a)能够看出:BT14合金热处置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相发成长大，，，并其状态显著产生等轴化。
。。图2(b)为BT14合金退火炉冷后的显微组织，，，由于冷却速度变慢，，，初生α相进一步长大，，，体积分数显著增大，，，其微观组织由双态组织转变为齐全等轴组织。
。。BT14合金的淬火组织如图2(c)所示，，，由于冷却速度较快，，，原始锻态组织中的部门椭圆状初生α相来不及等轴化，，，因而初生α相呈椭圆状和等轴状混合散布，，，而β转变基体中的次生α相由于冷却速度过快来不及析出，，，以藐小的针状马氏体α'的大局析出，，，由于针状马氏体α'尺寸太小，，，并且与β相的光学衬度较小，，，因而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时效处置后，，，大部门初生α相由椭圆状转变为球状，，，数量急剧削减，，，β相中的马氏体α'转变为尺寸极藐小次生α相，，，由于衬度相差不大，，，光学显微镜下险些看不清其具体描摹特点，，，如图2(d)所示。
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2.2冷却速度对力学机能的影响

图3为分歧热处置工艺的BT14合金棒材拉伸机能和冲击韧性。
。。从图3能够看出，，，分歧冷却方式对棒材的力学机能影响显著。
。。与原始试样(未经热处置的试样)相比，，，热处置后空冷的试样强度变动不大，，，塑性和冲击韧性有所提升。
。。经炉冷的试样的强度呈降低趋向，，，抗拉强度Ｒm由890MPa降落到802MPa，，，屈服强度Ｒp0.2由970MPa降落到871MPa，，，伸长率、断面收缩率和冲击韧性呈上升趋向，，，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266.7kJ/m2上升到304.2kJ/m2。
。。淬火的试样强度有所上升，，，塑性变动不大，，，但冲击韧性显著降低。
。。经固溶时效热处置后，，，棒材的强度最高，，，Ｒm和Ｒp0.2别离达到了1327和1219MPa，，，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置试样最低，，，仅为114.2kJ/m²。
。。这是由于: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相更容易产生滑移变形，，，因而，，，在塑性变形过程中，，，重要通过α相的变形来协调，，，有效降低了应力的集中水平，，，从而克制了裂纹的过早萌生[11]。
。。由图2(a)和图2(b)能够看到，，，初生α相的比例随着冷却速度的降低而增长，，，等轴化水平提高，，，晶粒尺寸变大，，，这种球化水平升高的初生α相组织描摹会使棒材的塑性提高，，，强度有所降落[12]。
。。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，，，随着马氏体相的增长，，，阐发出强度上升塑性降落的趋向[13]。
。。经时效处置后，，，亚不变的相产生分化，，，β转平散布着大量藐小的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]。
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随着热处置过程中冷却速度的增长合金的冲击韧性降低的重要原因是:冷却速度较快时会产生大量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藐小的α相组织对裂纹扩大的故障和偏转作用差，，，其冲击韧性最差[15]。
。。冷却速度较慢时次生α相由藐小针状长大成棒状，，，在冲击试验过程中充任裂纹形核中心和扩大通道的α/β相界面积削减，，，合金抵抗裂纹形成和扩大的能力加强，，，故冲击韧性显著提高[16]。
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2.3拉伸试样断口SEM观察

图4为棒材保温后经分歧冷却方式的室温拉伸试样断口的宏观和微观描摹。
。。由宏观断口描摹能够看出，，，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，，，断面有显著的缩颈景象，，，属于韧性断裂，，，批注资料在几种热处置方式后的塑性优良。
。。由资料纤维区的微观断口描摹能够看到，，，资料在经过分歧热处置后，，，拉伸断口的描摹均以韧窝为主，，，且存在韧窝浮泛，，，炉冷后资料韧窝相对较大，，，塑性相对较好。
。。淬火和固溶时效后资料宏观描摹有波浪状扯破棱，，，断口理论凹凸不平，，，韧窝较浅且尺寸较小，，，但仍具备塑性断裂特点，，，与空冷和炉冷试样相比，，，资料的塑性机能相对较差。
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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组织描摹明场相，，，均由初生α相和针状显微组织组成。
。。由图5(b)和5(e)能够看出，，，变形过程中两个试样的初生α相内均产生了位错滑移变形，，，无显著差距，，，并非造成强度分歧的重要原因。
。。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[17]。
。。从图5(f)能够看出，，，合金经时效后，，，马氏体等过渡相转变为弥散的α+β组织，，，藐小弥散散布的针状次生α订交叉分列，，，变形过程中位错不能等闲绕过，，，拥有很高的强化效应。
。。因而，，，合金的强度升高，，，塑性降落。
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3、结论

1)在一样热处置温度下，，，冷却速度较慢时初生α相显著长大，，，微观组织由双态组织转变为等轴组织，，，冷却速度较快时，，，初生α相呈长条和等轴状混合散布，，，次生α相来不及析出，，，以马氏体α'大局析出，，，在随后的时效过程中转变为尺寸极藐小的次生α相;

2)经过940℃热处置后，，，分歧冷却方式对室温拉伸强度的影响法规是:固溶时效最高，，，水淬、空冷次之，，，炉冷最低;对塑性的影响不显著，，，断口均呈韧性断裂特点，，，拥有优良的塑性;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：：冷却速度对BT14钛合金组织及机能的影响）