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：

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)。是一種新型的輕質高溫金屬結構材料，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，這嚴重阻礙了合金工業(yè)化應用的征途。

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合了上述兩種結構的優(yōu)點，可實現(xiàn)力學性能的平衡。

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合金進行高溫熱壓縮變形，得到預變形ti-22al-25nb合金試樣；將預變形ti-22al-25nb合金在b2+o兩相區(qū)不同溫度段進行兩次時效。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?shù)臏囟冗M行雙時效，獲得粗板條、細板條、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，進而推動該合金在實際中的應用。

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用。ti2alnb合金板材的制備方法，包括如下步驟：(a)采用ti2alnb預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；(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。本發(fā)明采用ti2alnb預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一步提高，因此，選擇一種適合于提高ti2alnb合金力學性能從而在工程領域中應用的優(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相和細針狀o相。30％變形量時，當軋制面組織中有細針狀o相均勻分布在b2基體相時，材料內部的變形驅動力較小，不足以完全引發(fā)再結晶過程。這會導致部分o相轉變?yōu)榻驙钜越档拖到y(tǒng)的自由能。這種狀態(tài)下的應力較低，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％，再結晶驅動力和應變能增加，更多的o相被拉長或變形為其他形態(tài)，導致近球狀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、細針狀o和基體b2相在內的多相ti2alnb合金，進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熱軋較低，且ti2alnb合金屬于輕質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，一次性進行大變形容易導致合金材料內部產生缺陷，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，避免局部應力集中，改善合金的內部組織結構，減少缺陷的產生，提高材料的質量。

12、由于本發(fā)明的目的在于不過多犧牲室溫強度的基礎上提升合金的塑性，因此合金組織中仍應有適量的針狀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行調控。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)生再結晶和回復，導致合金內部位錯密度減少，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，但再結晶和回復效應占主導地位則會導致塑性增加而強度變化不明顯。第二，熱軋后進行時效處理時，ti2alnb合金中的相變行為和析出相的形成可能不同于預期，這些相變和析出會導致晶粒細化或改善晶界特性，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)生的是微觀結構的調整而不是強化相的析出，針狀o相被保留下來，從而導致塑性增加而強度變化不顯著。最后，熱軋過程中合金內部會產生殘余應力，在時效過程中殘余應力被釋放，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致材料的塑性提高，而強度保持相對穩(wěn)定。

13、綜上，經過o+b2兩相區(qū)中溫區(qū)熱軋?zhí)幚斫Y合后續(xù)兩相區(qū)時效處理。對塊體ti2alnb合金的組織進行了調控，獲得了具有短棒狀o、近球狀o和細小針狀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，隨著軋制過程的進行，短時間內析出的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：可改善應力應變分布、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備磨損。這確保最終軋制產品的高質量和軋制過程的高效性。

16、優(yōu)選地，在進行多道次熱軋前，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力和變形，從而提高軋制質量。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?shù)牡来沃g加入回爐熱處理步驟，可以進一步改善合金的機械性能和微觀結構?；貭t處理可促進再結晶和消除加工硬化，均勻化微觀結構和化學成分，釋放殘余應力，微觀結構優(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析出強化、細化晶粒、均勻化微觀結構?？绽涮峁┝艘粋€適中的冷卻速度，相對于水冷等快速冷卻方法，空冷可以避免熱應力集中和裂紋的產生，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，材料內部的熱應力可以得到逐步釋放，減少殘余應力的積累，避免因應力集中導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，并對其表面進行打磨平整光亮至滿足熱軋條件。開始進行熱軋前，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。