本發(fā)明屬于ti合金，具體涉及一種多相塊體ti2alnb合金及其制備方法。

背景技術(shù)：

1、ti2alnb合金具有低密度、高比強度和疲勞強度、較高的高溫強度和蠕變抗力、良好的高溫抗氧化能力、優(yōu)異的抗裂紋擴展能力以及低的熱膨脹系數(shù)。是一種新型的輕質(zhì)高溫金屬結(jié)構(gòu)材料，有望成為替代現(xiàn)役鎳基和鐵基高溫合金用以減輕航空航天系統(tǒng)自重并提高發(fā)動機性能的優(yōu)異金屬間化合物合金。然而ti2alnb合金的室溫本征脆性所導(dǎo)致的成形性能較差、組織精確控制困難問題目前尚未得到系統(tǒng)的解決，這嚴(yán)重阻礙了合金工業(yè)化應(yīng)用的征途。

2、作為一種多元系的金屬間化合物，ti2alnb合金中的各種相(基體b2相、主要強化相o相和α2相)會隨著熱處理溫度或熱加工工藝的改變而發(fā)生相互之間的相轉(zhuǎn)變過程，這使得ti2alnb合金的顯微組織呈現(xiàn)出多樣化的形貌，如等軸組織、板條組織和雙態(tài)組織等。不同狀態(tài)的微觀形貌顯著影響著合金的宏觀力學(xué)性能。含有等軸組織的合金通常具有良好的室溫塑性和韌性，但高溫力學(xué)性能較差；板條組織的存在可以提高ti2alnb合金的蠕變抗力但同時降低了合金的室溫塑性和韌性；雙態(tài)組織在一定程度上結(jié)合了上述兩種結(jié)構(gòu)的優(yōu)點，可實現(xiàn)力學(xué)性能的平衡。

3、公開號為cn108660399a的發(fā)明專利申請公開了一種預(yù)變形ti-22al-25nb合金獲得b2+o/α2多形貌穩(wěn)定組織的方法，將ti-22al-25nb合金進(jìn)行高溫?zé)釅嚎s變形，得到預(yù)變形ti-22al-25nb合金試樣；將預(yù)變形ti-22al-25nb合金在b2+o兩相區(qū)不同溫度段進(jìn)行兩次時效。兩次時效是先高溫時效溫度為940-960℃，時效時間為1-3h，冷卻；低溫時效溫度為650℃-850℃，時效時間為1-12h，冷卻。本發(fā)明是將變形后的ti-22al-25nb合金在o+b2兩相區(qū)適當(dāng)?shù)臏囟冗M(jìn)行雙時效，獲得粗板條、細(xì)板條、針狀o相和等軸o/α2相的多形貌穩(wěn)定組織，從而提高合金的高溫性能，進(jìn)而推動該合金在實際中的應(yīng)用。

4、公開號為cn115971492a的發(fā)明專利申請公開了一種ti2alnb合金板材及其制備方法和應(yīng)用。ti2alnb合金板材的制備方法，包括如下步驟：(a)采用ti2alnb預(yù)合金粉末通過熱等靜壓方式制備ti2alnb合金板坯；(b)軋制得到板材；軋制溫度在ti2alnb合金的o+b2兩相區(qū)或α2+o+b2三相區(qū)范圍內(nèi)；(c)保溫處理后冷卻；保溫處理的溫度在ti2alnb合金的o+b2兩相區(qū)或α2+o+b2三相區(qū)范圍內(nèi)。本發(fā)明采用ti2alnb預(yù)合金粉末熱等靜壓制坯+軋制工藝，并配合一定參數(shù)條件，能夠制備組織均勻細(xì)小的板材，解決了常規(guī)工藝制備的板材存在組織不均勻以及晶粒尺寸粗大等問題。

5、但上述兩項專利強度和塑性有待進(jìn)一步提高，因此，選擇一種適合于提高ti2alnb合金力學(xué)性能從而在工程領(lǐng)域中應(yīng)用的優(yōu)化組織或形態(tài)模式，成為目前亟待解決的問題。

技術(shù)實現(xiàn)思路

1、本發(fā)明提供了一種具有較高強度和塑性的多相塊體ti2alnb合金。

2、本發(fā)明提供了一種多相塊體ti2alnb合金，所述多相塊體ti2alnb合金的組織為o相和b2基體相，所述o相在組織內(nèi)的體積占比為60％-75％；

3、所述o相包括短棒狀o相、近球狀o相和細(xì)針狀o相，所述近球狀o相在o相中的體積占比為35％-75％。

4、優(yōu)選地，所述o相在組織內(nèi)的體積占比為63.97％-71.5％，所述近球狀o相在o相中的體積占比為39.39％-70.45％，針狀o相在o相中的體積占比為5.33％-9.4％。本發(fā)明通過提供合適的o相、近球狀o相和針狀o相占比，使得本發(fā)明提供的ti2alnb合金的抗拉強度為1008-1045mpa，伸長率能夠達(dá)到11％-16％。

5、優(yōu)選地，軋制面的組織為o相和b2基體相，所述o相為短棒狀o相、近球狀o相和細(xì)針狀o相。30％變形量時，當(dāng)軋制面組織中有細(xì)針狀o相均勻分布在b2基體相時，材料內(nèi)部的變形驅(qū)動力較小，不足以完全引發(fā)再結(jié)晶過程。這會導(dǎo)致部分o相轉(zhuǎn)變?yōu)榻驙钜越档拖到y(tǒng)的自由能。這種狀態(tài)下的應(yīng)力較低，允許近球狀o相的形成和維持。

6、優(yōu)選地，軋制面的組織為o相和b2基體相，所述o相為短棒狀o相和近球狀o相。隨著變形量增加到50％和70％，再結(jié)晶驅(qū)動力和應(yīng)變能增加，更多的o相被拉長或變形為其他形態(tài)，導(dǎo)致近球狀o相的含量減少。

7、另一方面，本發(fā)明還提供了一種所述的多相塊體ti2alnb合金的制備方法，包括：

8、(1)對塊體ti-22al-25nb合金進(jìn)行多道次熱軋，總變形量為24％-72％，熱軋溫度為950℃-975℃；

9、(2)將步驟(1)得到的軋制坯料在750℃～850℃溫度下進(jìn)行時效處理得到多相塊體ti2alnb合金。

10、本發(fā)明旨在通過o+b2兩相區(qū)中溫區(qū)熱軋?zhí)幚斫Y(jié)合后續(xù)兩相區(qū)時效處理得到包含短棒狀o、近球狀o、細(xì)針狀o和基體b2相在內(nèi)的多相ti2alnb合金，進(jìn)而在不顯著降低合金室溫強度的前提下提高合金的室溫塑性。

11、本發(fā)明的特點在于ti2alnb合金是在o+b2兩相區(qū)進(jìn)行多道次熱軋?zhí)幚?，由于合金初始狀態(tài)僅含有o相和b2相組織，這使得合金在軋制過程中沒有α2相的參與，且o相并未在軋制過程中溶解，而是和基體b2相協(xié)同變化。由于軋制溫度相對高溫?zé)彳堓^低，且ti2alnb合金屬于輕質(zhì)不易變形合金且合金組織對溫度十分敏感，在高變形條件下容易出現(xiàn)流動不均勻的情況，因此在軋制過程中會受到很大的變形抗力，一次性進(jìn)行大變形容易導(dǎo)致合金材料內(nèi)部產(chǎn)生缺陷，如裂紋、分層等。通過采用多道次熱軋的方法，可以逐步均勻地塑性變形ti2alnb合金，使材料的流動更加均勻，避免局部應(yīng)力集中，改善合金的內(nèi)部組織結(jié)構(gòu)，減少缺陷的產(chǎn)生，提高材料的質(zhì)量。

12、由于本發(fā)明的目的在于不過多犧牲室溫強度的基礎(chǔ)上提升合金的塑性，因此合金組織中仍應(yīng)有適量的針狀o相用以保持強度，同時保存較多數(shù)量的近球狀o相和盡可能連續(xù)分布的基體b2相用以提升塑性。對此，繼續(xù)采取后續(xù)時效過程對合金組織進(jìn)行調(diào)控。時效處理的目的如下：首先，熱軋后的ti2alnb合金在時效過程中會發(fā)生再結(jié)晶和回復(fù)，導(dǎo)致合金內(nèi)部位錯密度減少，這會帶來硬度和強度的下降，但可提升其塑性。盡管時效處理通常是為了析出強化，但再結(jié)晶和回復(fù)效應(yīng)占主導(dǎo)地位則會導(dǎo)致塑性增加而強度變化不明顯。第二，熱軋后進(jìn)行時效處理時，ti2alnb合金中的相變行為和析出相的形成可能不同于預(yù)期，這些相變和析出會導(dǎo)致晶粒細(xì)化或改善晶界特性，從而提高塑性。第三，熱軋30％時合金組織中含有一定量的針狀o相，對應(yīng)著合金元素含量的重新分布和形核位點的飽和，這種分布不適合析出強化相的繼續(xù)形成，時效過程中主要發(fā)生的是微觀結(jié)構(gòu)的調(diào)整而不是強化相的析出，針狀o相被保留下來，從而導(dǎo)致塑性增加而強度變化不顯著。最后，熱軋過程中合金內(nèi)部會產(chǎn)生殘余應(yīng)力，在時效過程中殘余應(yīng)力被釋放，這有助于提高材料的塑性而不會明顯改變其強度。這些因素的相互作用可能導(dǎo)致材料的塑性提高，而強度保持相對穩(wěn)定。

13、綜上，經(jīng)過o+b2兩相區(qū)中溫區(qū)熱軋?zhí)幚斫Y(jié)合后續(xù)兩相區(qū)時效處理。對塊體ti2alnb合金的組織進(jìn)行了調(diào)控，獲得了具有短棒狀o、近球狀o和細(xì)小針狀o所組成的多相o+b2組織，得到了具有良好室溫塑性的塊體ti2alnb合金，同時并未顯著惡化合金的室溫強度，起到了改善塊體ti2alnb合金室溫性能的作用。該熱加工/熱處理工藝方法實施簡單，生產(chǎn)效率高，冷卻方式為空冷，便于工人操作。

14、優(yōu)選地，所述總變形量為30％-70％。當(dāng)熱軋變形量為30％時，合金組織由針狀o相、短棒狀o相、近球狀o相和基體b2相所組成；當(dāng)熱軋變形量為50％和70％時，合金組織由短棒狀o相、近球狀o相和基體b2相所組成。區(qū)別在于后兩者組織中未見針狀o相，其原因為大變形熱軋過程改變了合金的相變點，隨著軋制過程的進(jìn)行，短時間內(nèi)析出的o相發(fā)生了溶解。

15、優(yōu)選地，每道次軋制的變形量為8％-12％。當(dāng)總變形量為30％-70％時，控制每道次軋制變形量為8％-12％的原因在于：可改善應(yīng)力應(yīng)變分布、增強材料的塑性變形能力、減少變形熱和溫度梯度并控制位錯密度，同時便于工藝控制和減少設(shè)備磨損。這確保最終軋制產(chǎn)品的高質(zhì)量和軋制過程的高效性。

16、優(yōu)選地，在進(jìn)行多道次熱軋前，塊體ti-22al-25nb合金在950℃-975℃溫度下保溫25-35min。在熱軋溫度下進(jìn)行一定時間的保溫是為了確保合金材料在整個截面上的溫度均勻化，有助于材料在隨后的軋制過程中受到均勻的應(yīng)力和變形，從而提高軋制質(zhì)量。同時，也可提高軋制工藝的穩(wěn)定性和可控性，并減少材料和設(shè)備的損傷。

17、優(yōu)選地，在多道次熱軋過程中，將每兩道次軋制后得到的軋制坯料在950℃-975℃溫度下保溫8-12min。

18、同時，在適當(dāng)?shù)牡来沃g加入回爐熱處理步驟，可以進(jìn)一步改善合金的機械性能和微觀結(jié)構(gòu)?；貭t處理可促進(jìn)再結(jié)晶和消除加工硬化，均勻化微觀結(jié)構(gòu)和化學(xué)成分，釋放殘余應(yīng)力，微觀結(jié)構(gòu)優(yōu)化和穩(wěn)定。以上使得材料的機械性能更加一致和穩(wěn)定。

19、優(yōu)選地，時效處理的溫度為750℃～850℃，時間為18-24h，冷卻方式為空冷。在該溫度區(qū)間進(jìn)行時效處理并空冷，ti2alnb合金處于o相和b2相共存的區(qū)域，這個溫度區(qū)間可以穩(wěn)定和優(yōu)化合金中o相和b2相的分布，并在一定程度上促進(jìn)析出強化、細(xì)化晶粒、均勻化微觀結(jié)構(gòu)。空冷提供了一個適中的冷卻速度，相對于水冷等快速冷卻方法，空冷可以避免熱應(yīng)力集中和裂紋的產(chǎn)生，保持材料的完整性和韌性。對于某些鈦合金，快速冷卻可能引發(fā)馬氏體轉(zhuǎn)變，而空冷可以避免這種快速相變，保持合金中o相和b2相的穩(wěn)定分布。同時，空冷過程中，材料內(nèi)部的熱應(yīng)力可以得到逐步釋放，減少殘余應(yīng)力的積累，避免因應(yīng)力集中導(dǎo)致的材料開裂和性能降低，也更易于工人操作。

20、優(yōu)選地，用電火花切割機將合金母材切割成規(guī)格為50mm×20mm×10mm的立方狀試樣，并對其表面進(jìn)行打磨平整光亮至滿足熱軋條件。開始進(jìn)行熱軋前，將合金試樣放置于箱式電阻爐中加熱至熱軋溫度，保溫25～35min后進(jìn)行軋制處理。軋輥直徑約為310mm，軋制速度約為390mm/s(角速度：12r/min)，軋制方向為50mm長軸方向，軋制面為50mm×20mm。熱軋變形處理過程分多道次進(jìn)行，每道次的壓下量約為8％～12％，每兩道次之間將合金試樣重新回爐至軋制溫度保溫8～12min，軋制變形量為24％～72％，軋制完成后將合金試樣置于空氣中冷卻至室溫。

21、與現(xiàn)有技術(shù)相比，本發(fā)明的有益效果為：

22、本發(fā)明通過提升o相和近球狀o相的面積占比，使得ti2alnb合金的塑性得到了明顯的提升，同時保留細(xì)針狀o相，使得本發(fā)明提供的ti2alnb合金的強度降低不顯著，從而得到了具有較高強度和塑性的多相塊體ti2alnb合金。