CN115537598A - 一种宽温域可调控线性低热膨胀钛铌合金及其制备方法 - Google Patents
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Abstract
本发明公开了一种宽温域可调控线性低热膨胀钛铌合金及其制备方法，本发明制备的钛铌合金由纯钛和纯铌两种元素组成，其中Nb的含量为21.5％‑22.5％原子百分比，其余都是Ti；该材料具有以下三个特性：一是材料沿轧制方向的热膨胀系数(CTE)调控范围在‑3.18×10‑6/℃到+3.38×10‑6/℃之间；二是热膨胀性能为线性热膨胀，即热膨胀曲线近似为直线；三是材料使用温度范围在‑100‑300℃之间，且循环受热后，可恢复初始长度；另外，本发明制备方法采用真空自耗电极电弧熔炼技术，可大幅提高单次熔炼的铸锭质量，单次可熔炼20Kg以上合金铸锭，适合工业化生产，降低材料加工成本。
Description
技术领域
本发明属于合金材料领域，具体为一种宽温域可调控线性低热膨胀钛铌合金及其制备方法。
背景技术
热膨胀系数是材料热物理性能的重要参数，它表征材料受到温度变化而发生的几何尺寸变化。而在光学仪器、航空航天、微电子器件等精密仪器中应用的结构部件，既对尺寸稳定性具有极为严苛的要求，又要承受各种极端的热寒温度。但实际中该类结构部件受冷热变形而破坏原有精度的现象广泛存在。例如，天文望远镜镜筒由于热胀冷缩而降低主副镜之间的位置精度，从而削弱成像质量；卫星经历的昼夜温差高达数百摄氏度，巨大的温度变化可引发太阳能电池与基板发生非协调热变形而剥落；空间站天线支架过大的热变形会导致天线形状发生变化而影响与地面的通信质量；航空器的航拍相机支座舱必须保持极小热变形以保证空间相机的成像精度；在计算机芯片、信息存储设备中，封装材料或引线框架的热变形可能造成信息失真或传输失败等故障。由此可见，精密仪器等所用结构部件在温度剧烈变化服役环境下，存在以下三类必须高度重视的热膨胀问题：(1)热膨胀过大引发结构丧失原本设计功能；(2)非协调热变形使构件分离而破坏结构的完整性；(3)热应力过高导致材料发生屈服、疲劳等失效破坏。因此使用热膨胀系数可精确调控的材料于精密仪器等部件中将可以使上述热膨胀问题得到有效的控制，而设计可调控的热膨胀系数(CTE，coefficient of thermal expansion)对于保证材料的可靠性和功能性则是重中之重。
绝大部分固体材料都遵循“热胀冷缩”这个自然界普遍规律，即温度升高时会发生几何尺寸增大的正膨胀，其本质是温度升高促使晶格非简谐振动加剧，由于原子作用势的不对称特征而导致质点平均间距变大。但是由于热膨胀性能对常规工程材料的成分和微观组织变化不敏感，因此实现定制化热膨胀的技术手段受到了严重制约。
目前也发现少数陶瓷、氧化物、铁电铁磁材料、铁镍合金等材料由于一些微观物理机理而表现出反常的低膨胀或负膨胀性能。负膨胀材料为控制工程构件的热膨胀性能提供了有效途径，向零膨胀和可控膨胀迈进方面起到重要作用，将具有负热膨胀性能的材料与其他正膨胀材料复合后可实现调节热膨胀系数的目的，进而解决由于热膨胀系数不匹配引起的诸多问题。但是上述材料大多数是非金属的、特定化学成分的脆性化合物，且难以通过塑性变形进行加工制造，因此限制了其广泛应用。例如，由于陶瓷和氧化物材料较低的断裂韧性以及机械加工难度大等缺点而很难将其应用在承载结构设计中；铁电铁磁材料只在一定的温度范围内具有低膨胀特性；调控热应变的铁镍合金虽然已得到很多应用，但仍存在强度低、易腐蚀的缺点，并且其低膨胀温度区间较窄，只能通过成分设计来获得约在0.2×10-6-2×10-6/℃之间变化的较窄CTE调节区间；加之现有的陶瓷、合金等负、低膨胀材料密度较高，因而暂时难以同时满足热膨胀可调控、轻量化、易加工和耐腐蚀等需求。
近年来国内外学者发现的一类新的韧性钛合金可以克服上述限制。这类钛合金是含有Nb等β相稳定元素的二元或多元固溶体合金，除了具有轻质、耐蚀等性能，其合金全部或大部分由正交晶体结构的α"物相组成，并且在特定的成分范围内形成的α"物相可表现出强烈的各向异性和极大的膨胀或收缩率。因此含α"物相的钛合金从传统受控热膨胀材料中脱颖而出，其主要原因包括三个：1)α"物相内部巨大的晶格膨胀或收缩率，其晶面CTE数值分布范围高达-95×10-6/℃至+164×10-6/℃；2)良好的室温塑性变形能力，例如，允许超过90％的轧制变形量；3)可在较宽的成分范围内形成α"物相。利用α"物相内部部分晶面的负膨胀特性，用负膨胀抵消基体的正膨胀，通过控α"物相的含量获得可调控热膨胀系数性能。
目前关于可调控热膨胀α"类型钛铌合金的研究几乎大都集中在淬火和形变诱发α"马氏体钛合金，合金中α"物相主要通过淬火或冷变形得到α"马氏体组织，因而合金设计思路受限于材料组成成分设计和通过冷变形进行微观织构调控两方面。更重要的是，由上述设计思路得到的可调控热膨胀钛合金存在两方面的不足，一是冷变形α"马氏体组织稳定性较低，材料在受热超过100℃～150℃之后，会发生α"→β切变型马氏体相变，巨大的相变应变和α"相内部本征热应变叠加后，材料会表现出显著的非线性负热膨胀行为，即不同温度下的瞬时CTE数值一直发生变化；二是由于温度升高发生α"→β切变型马氏体相变以后，在再次慢速降温的过程中，大部分的β相不会转为为α"马氏体，材料的初始和最终物相组成不同，材料长度不会恢复初始长度。因此在需要材料表现出稳定的CTE及可逆弹性应变的场合，这两方面的不足使材料的使用温度范围限定在100℃～150℃以内。
申请号CN201610298528.0的发明专利公开了一种具有近零热膨胀特性钛合金材料的制备方法，得到了直接在单一合金中而不是通过正负热膨胀材料复合的近零膨胀特性钛合金材料，该方法首先让材料处于β相状态，通过施加冷变形(冷轧)，让材料大部分转变为具有择优取向的α"相，通过控制冷变形量(3％～10％压下量的冷轧)，调整α"相的含量，处于恰好能抵消其他物相热膨胀的状态，得到近零膨胀的钛合金。但是利用这种相变机制获得的零膨胀不仅温区窄，只有约几十度，并且稳定性较低，多次热循环后，零膨胀性能容易衰退。此外，升降温过程中存在热应变滞后现象，因此工程应用范围有限。
申请号CN202011361309.5的发明专利公开了一种具有可调控负热膨胀的钛铌形状记忆合金及其制备方法，包括以下步骤：(1)根据合金成分，以Ti、Nb和TiO2为原料配制合金；(2)将配好的原料置于磁搅拌真空非自耗电弧炉中反复熔炼，得到成分均匀的铸锭；(3)将铸锭900℃～1000℃热锻成棒材，变形量为70％～80％，经850℃～950℃、30min～60min固溶处理后淬火冷却，得到β+α″相组成；(4)车削去除棒材表面的氧化皮，然后在室温下进行92％～95％的冷形变加工。该方法首先让材料处于全部是α"物相组成状态，通过冷变形加工使材料内部的晶体发生扭转，形成强织构，让具有负膨胀能力的晶面排列趋于一致。通过控制冷变形量调节晶体扭转量，存在一个平衡的状态，可以使受热收缩的晶面的负热膨胀抵消其他受热膨胀的晶面的正膨胀，得到了在25℃～300℃的温度范围具有-33.0×10-6/K～-2.0×10-6/K的可调节负热膨胀系数的钛铌合金。申请号202011366964.X的发明专利公开了一种负热膨胀系数可调的钛铌合金的制备方法，该方法在申请号CN202011361309.5的方法基础上，又通过在300℃～304℃下进行0min～150min的预时效处理，减少起到负膨胀作用的α"相的含量，进而调控热膨胀系数，得到了在25℃～300℃的温度范围具有-33.0×10-6/K～-0.9×10-6/K的可调节CTE的钛铌合金。但是这两篇专利中的合金热膨胀曲线是显著非线性的，也就是说不同温度点的瞬时CTE不断变化，难以满足实际工程中通常需要的稳定CTE的使用需求。
发明内容
有鉴于现有技术的上述缺陷，本发明的第一目的在于提供一种宽温域可调控线性低热膨胀钛铌合金，其CTE处于较低的正CTE和负CTE区间内，可涵盖近零CTE，兼具热膨胀曲线近似直线和适用温度范围宽的特点，解决现有可调控热膨胀系数钛合金两方面的问题：一是热膨胀曲线呈非线性，瞬时CTE波动范围较大，不同温度点热膨胀特性不同，二是使用温度低，温度上限通常受到热弹马氏体相变温度限制，循环受热温度超过100℃～150℃后，材料会产生永久收缩，无法完全恢复初始长度。
本发明的第二目的在于提供一种宽温域可调控线性低热膨胀钛铌合金制备方法，改制备方法产量高，适合工业化生产。
为实现本发明第一目的，本发明采用如下技术方案：
一种宽温域可调控线性低热膨胀钛铌合金，由纯钛和纯铌两种元素组成，其中Nb的含量为21.5％-22.5％原子百分比，其余都是Ti。
进一步地，所述的宽温域可调控线性低热膨胀钛铌合金的热膨胀系数调控范围在-3.18×10-6到+3.38×10-6/℃之间。
进一步地，所述的宽温域可调控线性低热膨胀钛铌合金的温度-应变关系热膨胀曲线呈近似直线。
进一步地，所述的宽温域可调控线性低热膨胀钛铌合金的使用温度范围在-100-300℃之间。
为实现本发明第二目的，本发明采用如下技术方案：
一种宽温域可调控线性低热膨胀钛铌合金制备方法，依次包括如下步骤：采用真空自耗电极电弧熔炼技术进行多次熔炼；高温均匀化扩散处理，消除元素偏析；热锻；热轧；固溶处理和淬火处理；冷轧；短时热处理。
优选的，所述熔炼的次数为5次。
优选的，所述高温均匀化扩散处理的温度为1000-1050摄氏度。
优选的，所述高温均匀化扩散处理的时间为24小时。
优选的，所述热锻的温度为900-1000摄氏度。具体可热锻为方坯。
优选的，所述热轧的温度为650-750摄氏度。具体可热轧为厚板。
优选的，所述固溶处理的温度为900摄氏度，时间为15-20分钟，淬火介质为水。
优选的，所述室温冷轧的变形量为40％-60％。
优选的，所述短时热处理的温度为350-450摄氏度，保温时间为20-40分钟。
本发明原理，本发明采用多次真空自耗电极电弧熔炼技术制备母合金铸锭，采用温均匀化退火处理消除元素偏析，采用热锻、热轧工艺制备厚板板坯，采用固溶及淬火处理使材料由高温β相全部转变为淬火α"马氏体物相，采用冷轧工艺使板坯内部晶粒发生扭转并形成强织构，采用短时热处理使冷变形淬火α"马氏体组织发生两阶段转变，第一阶段由淬火α"马氏体经过切变型相变全部转变为β相，第二阶段从β相中经过扩散型相变析出一定体积分数的等温α"物相，在两阶段的相变过程中，新生物相与母相之间存在惯习关系，经冷变形所得强织构特性被部分继承，最终析出的等温α"物相表现出一定程度的择优取向特征，且等温α"物相中呈现择优取向的晶面CTE数值为负数，即具有负膨胀能力的晶面排列趋于一致。因此，利用受热收缩的晶面的负膨胀抵消其他受热膨胀的晶面的正膨胀，使材料在宏观尺度上表现出低膨胀性能，并且通过调节短时热处理的温度和时间，可以控制等温α"物相的体积分数，使材料CTE的调控范围处于-3.18×10-6到+3.38×10-6/℃之间。除此特点以外，有别于淬火α"马氏体较低的热稳定温度上限(100℃～150℃)，等温α"物相的热稳定温度上限大幅提升至300℃，仅当溶质元素的扩散过程被高温激活后(激活温度大于300℃)，等温α"物相的结构才会被改变，由于等温α"物相较宽的存在温度区间，材料可在-100℃-300℃之间使用。需要特别指出的是，受限于现阶段测试条件，本申请所述使用温度下限为-100℃，在低于-100℃的温度范围，在理论层面可预测材料仍会表现出低膨胀性，但真实CTE数据有待开展超低温测试。
与现有技术相比，本发明的有益效果如下：
1、本发明获得的可调控低热膨胀系数钛铌合金具有以下三个特性：一是材料沿轧制方向的热膨胀系数CTE调控范围在-3.18×10-6到+3.38×10-6/℃之间；二是热膨胀性能为线性热膨胀，即热膨胀曲线近似为直线；三是材料使用温度范围在-100-300℃之间，循环受热后，可恢复初始长度。。
2、本发明采用真空自耗电极电弧熔炼工艺，可大幅提高单次熔炼的铸锭质量，单次可熔炼20Kg以上合金铸锭，适合工业化生产，降低材料加工成本。
附图说明
图1为本发明实施例1所得材料热膨胀曲线(温度-应变关系)图；
图2为本发明实施例1所得材料热膨胀曲线(应变/温度-时间关系)图；
图3为本发明实施例1所得材料内部等温α"物相显微形貌(高角环形暗场扫描透射)图；
图4为本发明实施例1所得材料室温XRD图；
图5为本发明实施例1所得材料变温XRD图；
图6为本发明实施例1所得材料等温α"物相(020)晶面热应变曲线(温度-晶格应变)图；
图7为本发明实施例2所得材料热膨胀曲线(温度-应变关系)图；
图8为本发明实施例2所得材料热膨胀曲线(应变/温度-时间关系)图；
图9为本发明实施例2所得材料内部等温α"物相显微形貌(高角环形暗场扫描透射)图；
图10为本发明实施例2所得材料室温XRD图；
图11为本发明实施例2所得材料变温XRD图；
图12为本发明实施例2所得材料等温α"物相(020)晶面热应变曲线(温度-晶格应变)图；
图13为本发明实施例1、实施例2、对比例1和对比例2所得材料热膨胀曲线对比(温度-应变关系)图；
图14为实施例1、实施例2、对比例1和对比例2所得材料热膨胀曲线对比(温度/应变-时间关系)图。
具体实施方式
下面将结合本发明实施例，对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
下面通过具体实施例进行说明。
实施例1：
一种宽温域可调控线性低热膨胀钛铌合金，其制备方法，依次包括如下步骤：
步骤S1：采用真空自耗电极电弧熔炼技术进行5次熔炼；
步骤S2：铸锭经过1050摄氏度高温均匀化扩散处理24小时，消除元素偏析；
步骤S3：铸锭热锻为方坯，热锻温度为900摄氏度；
步骤S4：方坯热轧为厚板，热轧温度为650摄氏度；
步骤S5：厚板进行固溶处理和淬火处理，固溶处理的温度为900摄氏度，时间为15分钟，淬火介质为水；
步骤S6：淬火处理后的厚板在室温进行冷轧，冷轧变形量为40％；
步骤S7：将冷轧板进行短时热处理，短时热处理温度为350摄氏度，保温时间为40分钟。
经过上述制备，得到了由纯钛和纯铌两种元素组成的钛铌合金，其中Nb的含量为21.5％原子百分比，其余都是Ti。所得材料的温度-应变关系热膨胀曲线如图1所示，应变/温度-时间关系热膨胀曲线如图2所示，材料内部等温α"析出相显微形貌(高角环形暗场扫描透射)图如图3所示，材料室温XRD测试结果如图4所示，材料变温XRD测试结果如图5所示，材料内部具有负膨胀特性的等温α"物相(020)晶面热应变曲线如图6所示。
实施例2：
一种宽温域可调控线性低热膨胀钛铌合金，其制备方法，依次包括如下步骤：
步骤S1：采用真空自耗电极电弧熔炼技术进行5次熔炼；
步骤S2：铸锭经过1000摄氏度高温均匀化扩散处理24小时，消除元素偏析；
步骤S3：铸锭热锻为方坯，热锻温度为900摄氏度；
步骤S4：方坯热轧为厚板，热轧温度为750摄氏度；
步骤S5：厚板进行固溶处理和淬火处理，固溶处理的温度为900摄氏度，时间为15分钟，淬火介质为水；
步骤S6：淬火处理后的厚板在室温进行冷轧，冷轧变形量为60％；
步骤S7：将冷轧板进行短时热处理，短时热处理温度为450摄氏度，保温时间为20分钟。
经过上述制备，得到了由纯钛和纯铌两种元素组成的钛铌合金，其中Nb的含量为22.5％原子百分比，其余都是Ti。所得材料的温度-应变关系热膨胀曲线如图7所示，应变/温度-时间关系热膨胀曲线如图8所示，材料内部等温α"析出相显微形貌(高角环形暗场扫描透射)图如图9所示，材料室温XRD测试结果如图10所示，材料变温XRD测试结果如图11所示，材料内部具有负膨胀特性的等温α"物相(020)晶面热应变曲线如图12所示。具体地，因Nb元素在材料晶内、晶界扩散速率存在差异，材料内部存在两种晶体结构对称性相同但成分不同的等温α"物相，两者均为正交晶体结构但晶格常数存在差异，且两种等温α"物相(020)晶面都具有负膨胀特性，两种(020)晶面的热应变曲线如图12所示。
对比例1：
一种宽温域可调控线性低热膨胀钛铌合金，其制备方法与实施例1相比只有步骤S1-4，没有步骤S5-7，其余设置与实施例1均相同。也就是说对比例1所得材料为实施例1中经过步骤S1-4所得的热轧态钛铌合金材料。该热轧态钛铌合金材料的温度-应变关系热膨胀曲线如图13中曲线4所示，应变/温度-时间关系热膨胀曲线如图14中曲线4所示。
对比例2：
一种宽温域可调控线性低热膨胀钛铌合金，其制备方法与实施例2相比只有步骤S1-6，没有步骤S7，其余设置与实施例2均相同。也就是说对比例2所得材料为实施例2中经过步骤S1-6所得的冷轧态钛铌合金材料。该冷轧态钛铌合金材料的温度-应变关系热膨胀曲线如图13中曲线1所示，应变/温度-时间关系热膨胀曲线如图14中曲线1所示。
测试分析
本申请中材料热膨胀性能测试使用梅特勒托利多TMA841e热机械分析仪，测试过程中温度变化速率为3℃/min；材料微观组织分析采用赛默飞Talos F200C透射电子显微镜使用高角环形暗场扫描透射模式采集图像；材料物相组成及晶格热应变分析采用配备原位升温腔体的理学Rigaku Smartlab X射线衍射仪。
实施例1所得材料的温度-应变关系热膨胀曲线如图1所示，可见实施例1所得材料的温度-应变关系热膨胀曲线近似呈直线型，且其在-100至300摄氏度区间内热膨胀系数CTE为-3.18×10-6/℃，其CTE绝对值大幅低于纯钛CTE(8.36×10-6/℃)，由此可知，实施例1所得材料受热表现出线性低热膨胀性能。实施例1所得材料的应变/温度-时间关系热膨胀曲线如图2所示，在0-8000s内，温度从-100至300摄氏度变化时，材料应变量从0到-0.13％，在8000-16000s内，温度从300至-100摄氏度变化时，材料应变量从-0.13％到0，由此可见，实施例1所得材料经历一个热循环后，材料长度可恢复初始状态。实施例1所得材料的显微组织如图3所示，可见在基体上弥散析出了细小的针状物相。实施例1所得材料的室温物相组成如图4所示，可见材料由两种晶体结构的物相构成，基体为β相，析出相为等温α"相。实施例1所得材料中等温α"析出相和β相基体中择优取向晶面在加热过程中的热应变演变过程如图5所示，等温α"析出相和β相的2个衍射峰呈现出相反的偏移趋势，其中随着温度的升高等温α"析出相向右(衍射角度变大)方偏移，β相向左(衍射角度变小)方偏移。具体地，根据布拉格公式：λ＝2·dspace·sinθ，dspace为晶面间距，θ为衍射峰峰值角度，可知晶面间距和衍射峰峰值角度呈反比例关系，温度升高后，β相衍射峰向低角度移动，表明其晶面出现正膨胀(晶面间距增加)，等温α"相衍射峰向高角度移动，表明其晶面出现负膨胀(晶面间距减小)。实施例1所得材料中等温α"相中表现出负热膨胀的晶面指数为(020)α"，其晶格热应变随温度变化关系如图6所示，以0℃时的晶面间距为基准，温度升高到300℃时，晶格应变数值为-1.47％，这些等温α"相中(020)α"晶面的受热收缩起到抵消β相基体受热膨胀的作用，在此实施例1中，负膨胀效应大于正膨胀，材料在宏观尺度上表现出负热膨胀，但CTE绝对值较低，属于低膨胀范畴。
实施例2所得材料的温度-应变关系热膨胀曲线如图7所示，可见实施例2所得材料的温度-应变关系热膨胀曲线近似呈直线型，且其在-100至300摄氏度区间内热膨胀系数CTE为3.38×10-6/℃，其CTE绝对值大幅低于纯钛CTE(8.36×10-6/℃)，由此可知，实施例2所得材料受热表现出线性低热膨胀性能。实施例2所得材料的应变/温度-时间关系热膨胀曲线如图8所示，在0-8000s内，温度从-100至300摄氏度变化时，材料应变量从0到0.14％，在8000-16000s内，温度从300至-100摄氏度变化时，材料应变量从0.14％到0，由此可见，实施例2所得材料经历一个热循环后，材料长度可恢复初始状态。实施例2所得材料的显微组织如图9所示，可见在基体上弥散析出了针状析出相，晶界上析出了更大尺寸条状物相。实施例2所得材料的室温物相组成如图10所示，可见材料由两种晶体结构的物相构成，基体为β相，析出相为等温α"相。实施例2所得材料中等温α"析出相和β相基体中择优取向晶面在加热过程中的热应变演变过程如图11所示，因Nb元素在材料晶内、晶界扩散速率存在差异，存在两种晶体结构对称性相同但成分不同的等温α"物相，在本实施例2中被分别定义为α"1(分布于晶界)和α"2(分布于晶内)，两者均为正交晶体结构但晶格常数存在差异，等温α"相和β相的衍射峰呈现出相反的偏移趋势。根据布拉格公式：λ＝2·dspace·sinθ，dspace为晶面间距，θ为衍射峰峰值角度，可知晶面间距和衍射峰峰值角度呈反比例关系，温度升高后，β相衍射峰向低角度移动，表明其晶面出现正膨胀(晶面间距增加)，等温α"相衍射峰向高角度移动，表明其晶面出现负膨胀(晶面间距减小)。实施例2所得材料中等温α"相中表现出负热膨胀的晶面指数为(020)α"，α"1和α"2的晶格热应变随温度变化关系如图12所示，以0℃时的晶面间距为基准，温度升高到300℃时，α"1和α"2的晶格应变数值分别为-0.37％和-0.74％，这些等温α"相中(020)α"晶面的受热收缩起到抵消β相基体受热膨胀的作用，在此本实施例2中，负膨胀效应小于正膨胀，材料在宏观尺度上表现出正热膨胀，但CTE绝对值较低，属于低膨胀范畴。
综合实施例1和实施例2来看，通过调整(步骤S2-7)高温均化扩散处理温度、热轧温度、冷轧变形量以及短时热处理可以调控钛铌合金在-100至300摄氏度区间内沿轧制方向的热膨胀系数由负到正，即-3.18×10-6到+3.38×10-6/℃，且热膨胀性能为线性低热膨胀，并且循环受热后，可恢复初始长度。
对实施例1、实施例2、对比例1和对比例2所得材料热膨胀曲线进行对比，其中温度-应变关系如图13所示，温度/应变-时间关系如图14所示。由图13可知，对比例1也是实施例1中步骤S1-4所得热轧态钛铌合金的温度-应变关系热膨胀曲线，通过曲线可得该材料在-100至300摄氏度区间的热膨胀系数较高，CTE数值为7.89×10-6/℃。由此可见，本申请中工艺步骤S5-7对钛铌合金在-100至300摄氏度区间内沿轧制方向获得线性低热膨胀性能是必要工艺步骤。
图13中还有对比例2也是实施例2中步骤S1-6所得热轧态钛铌合金的温度-应变关系热膨胀曲线，通过曲线可知该材料在-100至300摄氏度区间CTE数值随温度升高而持续变化，可发现在-100至100摄氏度区间内，材料温度-应变曲线近似线性，但温度超过100摄氏度之后，材料会表现出显著的非线性负热膨胀行为，即热膨胀曲线为弧线，不同温度材料瞬时CTE一直发生变化，并且在图14中可见对比例2所得材料经历一个热循环后，材料长度无法恢复初始状态，即产生永久变形，这对材料的工程应用是不利的。由此可见，本申请中工艺步骤S7对钛铌合金在-100至300摄氏度区间内沿轧制方向获得可复现的线性低热膨胀性能至关重要。
综上所述，本发明方法通过真空自耗电极电弧技术处理、高温均化扩散处理、热轧处理、冷轧处理以及短时热处理等处理，得到了宽温域且具有由负到正宽区间可线性调控低热膨胀系数的钛铌合金，该钛铌合金的使用温度为-100至300摄氏度，热膨胀系数由负到正为-3.18×10-6到+3.38×10-6/℃，其热膨胀性能为线性热膨胀，并且循环受热后，可恢复初始长度。
以上所述，仅为本发明较佳的具体实施方式，但本发明的保护范围并不局限于此，任何熟悉本技术领域的技术人员在本发明揭露的技术范围内，根据本发明的技术方案及其发明构思加以等同替换或改变，都应涵盖在本发明的保护范围之内。
Claims (10)
1.一种宽温域可调控线性低热膨胀钛铌合金，其特征在于，由纯钛和纯铌两种元素组成，其中Nb的含量为21.5％-22.5％原子百分比，其余都是Ti。
2.根据权利要求1所述的宽温域可调控线性低热膨胀钛铌合金，其特征在于，所述的宽温域可调控线性热膨胀钛铌合金的热膨胀系数调控范围在-3.18×10-6到+3.38×10-6/℃之间。
3.根据权利要求1所述的宽温域可调控线性低热膨胀钛铌合金，其特征在于，所述的宽温域可调控线性低热膨胀钛铌合金的使用温度范围在-100-300℃之间。
4.根据权利要求1所述的宽温域可调控线性低热膨胀钛铌合金，其特征在于，所述的宽温域可调控线性低热膨胀钛铌合金的温度-应变关系热膨胀曲线呈直线型。
5.一种如权利要求1所述的宽温域可调控线性低热膨胀钛铌合金的制备方法，其特征在于，依次包括如下步骤：采用真空自耗电弧技术进行多次熔炼；高温均匀化扩散处理，消除元素偏析；热锻；热轧；固溶处理和淬火处理；室温冷轧；短时热处理。
6.根据权利要求5所述宽温域可调控线性低热膨胀钛铌合金制备方法，其特征在于，所述高温均匀化扩散处理的温度为1000-1050摄氏度，时间为24小时。
7.根据权利要求5所述宽温域可调控线性低热膨胀钛铌合金制备方法，其特征在于，所述热锻的温度为900-1000摄氏度；所述热轧的温度为650-750摄氏度。
8.根据权利要求5所述宽温域可调控线性低热膨胀钛铌合金制备方法，其特征在于，所述固溶处理的温度为900摄氏度，时间为15-20分钟，所述淬火处理的淬火介质为水。
9.根据权利要求5所述宽温域可调控线性低热膨胀钛铌合金制备方法，其特征在于，所述室温冷轧的变形量为40％-60％。
10.根据权利要求5所述宽温域可调控线性低热膨胀钛铌合金制备方法，其特征在于，所述短时热处理的温度为350-450摄氏度，保温时间为20-40分钟。
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