CN108893630A - 一种高强耐腐蚀钛合金及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供了一种高强耐腐蚀钛合金及其制备方法，本发明提供的钛合金按质量含量计，包括Al 5.5～6.5％、V 5.5～6.5％、Sn 1.5～2.5％、Cu 0.35～1.0％、Fe 0.35～1.0％、Zr(0,50％]和余量的Ti。本发明严格控制各元素的含量，Zr与Ti易形成无限固溶体，起到固溶强化的作用；由于Zr作为钝化金属相对于Ti的致钝电位更负，钝化能力更强，更易在合金表面生成钝化膜，合金在多种腐蚀介质中的耐腐蚀性能均得到提升。实验结果表明，本发明提供的高强耐腐蚀钛合金的与对比合金相比较，在氯化钠溶液中的抗腐蚀能力提升幅度达58.29％。

Description

一种高强耐腐蚀钛合金及其制备方法

技术领域

本发明涉及钛合金技术领域，特别涉及一种高强耐腐蚀钛合金及其制备方法。

背景技术

钛合金以其高比强度、高比模量、耐腐蚀等一系列优势，具有广泛的应用优势，在海洋工程、航空航天、生物医学、冶金、化工、轻工等诸多领域均得到重视。

钛合金以其所具有的较高强度、良好的成型性能和焊接性能，多采用板材冲压加工成薄壁型零件，并经过焊接制成飞机蒙皮及前进气罩帽等构件的方式，在航空航天工业中得到广泛应用。但是，传统钛合金多通过变形强化手段对材料进行强化，不仅制备方式繁琐，传统钛合金的强度和耐腐蚀性难以满足现阶段工业生产和国防事业的发展需求。

发明内容

有鉴于此，本发明的目的在于提供一种高强耐腐蚀钛合金及其制备方法。本发明提供的钛合金具有良好的耐腐蚀性和较高强度；本发明中的钛合金无需经过变形处理，在铸态条件下强度和耐腐蚀性就可以满足现阶段工业生产和国防事业发展要求。

本发明提供了一种高强耐腐蚀钛合金，按质量含量计，按质量含量计，包括Al 5.5～6.5％、V 5.5～6.5％、Sn 1.5～2.5％、Cu 0.35～1.0％、Fe 0.35～1.0％、Zr(0,50％]和余量的Ti。

优选的，所述高强耐腐蚀钛合金包括Al 5.5～6.5％、V 5.5～6.5％、Sn1.5～2.5％、Cu 0.35～1.0％、Fe 0.35～1.0％、Zr 10～40％和余量的Ti。

优选的，所述高强耐腐蚀钛合金由亚稳β相和板条状α′马氏体相共同组成的网篮组织组成；所述板条状α′马氏体相的宽度为2.1～11.2μm。

本发明还提供了上述技术方案所述的高强耐腐蚀钛合金的制备方法，包括以下步骤：

(1)将合金原料熔炼后得到铸态合金坯；

(2)将所述步骤(1)得到的铸态合金坯进行退火处理，得到退火态坯；

(3)将所述步骤(2)得到的退火态坯进行固溶处理，得到高强耐腐蚀钛合金。

优选的，所述步骤(1)中熔炼为真空电弧熔炼，所述真空电弧熔炼的温度为2000～2500℃。

优选的，所述步骤(1)中熔炼反复进行5次以上。

优选的，所述步骤(2)中退火处理的保温温度为700～800℃，退火处理的保温时间为2～3h，退火处理的冷却方式为随炉冷。

优选的，所述步骤(2)退火处理的保温过程和步骤(3)中固溶处理的保温过程独立地在保护气氛下进行。

优选，所述步骤(3)中固溶处理的保温温度根据合金原料中锆含量确定，每含1wt.％的Zr保温温度自890～930℃降低2～2.5℃。

优选的，所述步骤(3)中固溶处理的保温温度为800～910℃，固溶处理的保温时间为30～60min，固溶处理的冷却方式为水淬。

本发明提供了一种高强耐腐蚀钛合金，按质量含量计，包括Al 5.5～6.5％、V 5.5～6.5％、Sn 1.5～2.5％、Cu 0.35～1.0％、Fe 0.35～1.0％、Zr(0,50％]和余量的Ti。本发明严格控制各元素的含量，在本发明中，Zr与Ti易形成无限固溶体，固溶进Ti基体的Zr元素即起到固溶强化的作用；钛合金中的锆元素易在腐蚀介质中形成锆的氧化物能有效改善钛合金的钝化膜的结构性能，显著提高钛合金的耐腐蚀性能，随合金中锆含量的增加，合金的钝化电流密度逐渐减小，合金由均匀腐蚀逐渐转变为局部腐蚀。钛合金中加入Zr元素能显著改善钛合金的耐腐蚀性能钛合金中加入Zr后在表面形成的ZrO₂能改善合金的氧化物保护膜层，从而提高合金抗腐蚀的能力；同时，由于Zr作为钝化金属相对于Ti的致钝电位更负，钝化能力更强，更易在合金表面生成钝化膜，合金在多种腐蚀介质中的耐腐蚀性能均得到提升。实验结果表明，本发明提供的高强耐腐蚀钛合金的与相同处理工艺获得的对比合金(Ti-5.5Al-5.5V-1.5Sn-0.35Cu-0.35Fe)相比较，在氯化钠溶液中的抗腐蚀能力提升幅度高达58.29％。

附图说明

图1为实施例1制得的钛合金的金相光学显微图；

图2为实施例2制得的钛合金的金相光学显微图；

图3为实施例3制得的钛合金的金相光学显微图；

图4为实施例4制得的钛合金的金相光学显微图；

图5为实施例5制得的钛合金的金相光学显微图；

图6为对比例1制得的钛合金的金相光学显微图；

图7为本发明拉伸性能测试用拉伸试样尺寸图。

具体实施方式

本发明提供了本发明提供了一种高强耐腐蚀钛合金，按质量含量计，包括Al 5.5～6.5％、V 5.5～6.5％、Sn 1.5～2.5％、Cu 0.35～1.0％、Fe 0.35～1.0％、Zr(0,50％]和余量的Ti。

本发明提供的高强耐腐蚀钛合金，按质量含量计，包括Al 5.5～6.5％，优选为5.8～6.5％，更优选为6.0～6.4％。在本发明中，所述Al是一种廉价但对钛合金强化效果明显的α相稳定元素，可以大幅提高钛合金的比强度；同时Al元素是Ti的α型稳定元素，在Ti合金中具有相对较高的溶解度，同时它还可以显著提高Ti合金的比强度和比刚度。

本发明提供的高强耐腐蚀钛合金，按质量含量计，包括V 5.5～6.5％，优选为5.8～6.5％，进一步优选为6.0～6.4％。在本发明中，所述V属于同晶型β稳定元素，使合金形成β相的能力增强。

本发明提供的高强耐腐蚀钛合金，按质量含量计，包括Sn 1.5～2.5％，优选为1.8～2.5％，进一步优选为2.0～2.4％。在本发明中，所述Sn在α/β-Ti中的溶解度较高，且Sn降低了合金对氢脆的敏感性，并与Zr一起对合金起到补充强化作用。

本发明提供的高强耐腐蚀钛合金，按质量含量计，包括Cu 0.35～1.0％，优选为0.4～1.0％，进一步优选为0.5～0.85％，更优选为0.6～0.7％。

本发明提供的高强耐腐蚀钛合金，按质量含量计，包括Fe 0.35～1.0％，优选为0.4～1.0％，进一步优选为0.75～0.9％。在本发明中，Sn元素在锆合金中属于α稳定元素，提高α→β相转变温度，提高α相的稳定性；而Fe元素和Cu元素是β稳定元素，降低α→β相转变温度。因此在这三种元素的共同作用下，材料的力学性能提高。同时锆的晶型与钛的相应晶型组成连续的固溶体系列。

本发明提供的高强耐腐蚀钛合金，按质量含量计，包括Zr(0,50％]，进一步优选为Zr 10～40％，优选为20～40％，进一步优选为30～35％。在本发明中，Zr与Ti具有相同的最外层电子排布方式和相似的力学及物化性能，并且无论是高温的β相(BCC)还是低温的α相(HCP)，它们均形成无限固溶体，固溶进Ti基体的Zr元素即起到固溶强化的作用，TiZr合金具有相对较低的熔点，易于熔炼并且能够有效降低熔炼过程中的吸氧量和吸氢量；同时由于Zr元素的添加会引起晶格畸变，这些缺陷会导致在形核过程中，形核点增多，形核的密度增加，起到晶粒细化到作用；Zr固溶到Ti基体中，提升了合金的强度与耐腐蚀性能，使其在大多数酸、碱、盐的介质中均有优异的耐蚀能力，且Zr的生物相容性优良；Zr元素的添加，不仅可以通过固溶强化、细晶强化机制提升合金的力学性能，优化合金显微组织，增强合金的耐腐蚀性能，还能适当降低合金相转变温度。

本发明提供的高强耐腐蚀钛合金，按质量含量计，除上述各元素外，包括余量的Ti。

在本发明中，所述高强耐腐蚀钛合金优选由亚稳β相和板条状α′马氏体相共同组成的网篮组织组成；所述板条状α′马氏体相的宽度优选为2.1～11.2μm，进一步优选为3～5μm；板条得到细化，耐腐蚀钛合金的强韧性得以提高。

本发明还提供了上述技术方案所述的高强耐腐蚀钛合金的制备方法，包括以下步骤：

(1)将合金原料熔炼后得到铸态合金坯；

(2)将所述步骤(1)得到的铸态合金坯进行退火处理，得到退火态坯；

(3)将所述步骤(2)得到的退火态坯进行固溶处理，得到高强耐腐蚀钛合金。

本发明将合金原料熔炼后得到铸态合金坯。本发明对所述合金原料的种类没有特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的钛合金熔炼的合金原料以能得到目标组分的钛合金为准。在本发明中，所述合金原料优选包括海绵钛、海绵锆、纯铝、纯铌和纯钽。本发明对各种合金原料的比例没有特殊的限定，能够使最终合金成分满足要求即可。

在本发明中，所述熔炼优选为真空电弧熔炼，所述真空电弧熔炼的温度优选为2000～2500℃，更优选为2200～2400℃，最优选为2250～2300℃；所述熔炼的时间优选为3～5min，更优选为4min。在本发明中，所述真空电弧熔炼的真空度优选为0.04～0.05MPa，在一定氩气条件下进行。当采用真空电弧熔炼时，本发明优选先将炉腔内真空度抽至9×10^{- 3}Pa以下，再通入氩气气体；所述氩气的通入量以满足电弧熔炼用电离气体的量即可。本发明对所述真空电弧熔炼的具体实施方式没有特殊要求，采用本领域技术人员所熟知的即可。本发明采用先抽真空再通入氩气的方式首先能够避免Ti与Zr在高温的情况下，大量吸氢吸氧吸氮，发生氧化，还能为电弧熔炼提供电离气体。

本发明在熔炼时，熔炼液向固态转变的过程中β相优先形核长大，得到β相坯体，为后续退火处理及固溶处理生成的α′马氏体相转变提供基础。

在本发明中，所述熔炼优选反复进行5次以上，进一步优选为6～10次，熔炼后得到铸态合金坯。在本发明中，当反复进行熔炼时，所述熔炼优选在真空电弧熔炼炉中的进行；具体的：将金属原料在电弧熔炼炉中进行熔炼，得到熔炼液；随后冷却得到铸坯，再翻转铸坯后进行熔炼，再次得到熔炼液，再次冷却熔炼液，得到铸坯，以此反复5次以上，确保得到的铸态坯成分均匀。

所述熔炼前，本发明优选将所述合金原料进行超声清洗；本发明对所述超声清洗的具体实施方式没有特殊要求，采用本领域技术人员所熟知的即可。

得到的铸态合金坯后，本发明将所述铸态合金坯进行退火处理，得到退火态坯。在本发明中，所述退火处理的保温温度优选为700～800℃，进一步优选为750～790℃；所述退火处理的保温时间优选为2～3h，进一步优选为2.2～2.8h，更优选为2.5h；所述退火处理的冷却方式优选为随炉冷。在本发明中，所述退火处理的保温过程优选在保护气氛下进行，所述保护气氛具体为氩气保护气氛。在本发明中，所述退火处理，能够有效消除熔炼过程中形成的残余应力及消除部分显微缺陷，使合金成分进一步均匀化，提高合金加工性能的同时也提高了合金耐腐蚀性；退火处理过程中，由于退火温度为α相转变温度上限，合金铸态组织中的α+β相回复并二次长大，少量β相转变为α相。

得到退火态坯后，本发明将所述退火态坯进行固溶处理，得到高强耐腐蚀钛钛合金。在本发明中，所述固溶处理的保温温度根据合金原料中锆含量确定，优选每含1wt.％的Zr保温温度自890～930℃降低2～2.5℃，进一步的，每含1wt.％的Zr保温温度自920℃降低2～2.5℃。

在本发明中，所述固溶处理的保温温度优选为800～910℃，进一步优选为825～900℃，更优选为850～875℃。在本发明中，所述固溶处理的保温时间优选为30～60min，进一步优选为35～55min，更优选为45～50min。在本发明中，所述固溶处理的冷却方式优选为水淬。本发明对所述固溶处理的具体实施方式没有特殊要求，采用本领域技术人员所熟知的实施方式即可。在本发明中，所述固溶处理的保温过程优选在保护气氛下进行，所述保护气氛具体为氩气保护气氛。在本发明中，所述固溶处理过程获得可以产生强化效果的α′马氏体相；并且α′马氏体相组织更为细小，可以提高合金强度；该固溶处理过程，保温温度为β相区温度，退火后合金相全转化为β相，在随后的淬火过程中，由于较快的冷却速率，保留了大量β相，少量α′马氏体相从原始β相中析出，最终得到了α′+β双相钛合金。

固溶处理后，本发明优选去除固溶态钢去除表面氧化皮，得到耐腐蚀钛合金。在本发明中，所述冷却的方式优选为随炉冷却；本发明优选采用打磨的方式去除表面氧化皮。

为了进一步说明本发明，下面结合实施例对本发明提供的高强耐腐蚀钛合金及其制备方法进行详细地描述，但不能将它们理解为对本发明保护范围的限定。

实施例1

按合金成分Ti-10Zr-5.5Al-5.5V-1.5Sn-0.35Cu-0.35Fe(质量百分比)配料，称取原料(总重为100g)海绵锆10g，纯铝5.5g、高纯钒5.5g和高纯锡颗粒1.5g、铜0.35g，纯铁0.35g，余量为工业级海绵钛浸于无水乙醇中，超声波清洗后风干，置入非自耗真空电弧熔炼炉的水冷铜坩埚中，炉腔内的真空度要抽到9×10^-3Pa以下，电弧熔炼前充入高纯氩气作为保护气(真空度达到0.04～0.05MPa)后，熔炼过程中进行磁悬浮搅拌使熔炼液混合均匀，每次熔炼时电弧温度大约为2500℃左右，熔炼时间约为3分钟左右，每次熔炼完毕后冷却得到铸锭，再对铸锭进行翻转处理进行熔炼，以此熔炼-浇铸铸锭反复熔炼及翻转铸锭7次以保证最终获取的铸锭成分均匀；每次熔炼后将铸锭翻转后均在砂轮上打磨掉表面氧化层并用酒精清洗。

随后将合金铸锭放入真空/气氛管式炉中进行退火处理，控制退火处理的保温温度为800℃，保温时间为120min，之后随炉冷却至室温。

然后取出合金铸锭放入真空/气氛管式炉(SK-G06143天津市中环实验电炉有限公司)中，充入保护气氩气后进行固溶处理：重新加热至900℃，在900℃保温30min，然后从管式炉中取出并迅速进行水淬。

待合金锭完全冷却后取出，细致的打磨掉合金锭表面的氧化层，并将其洗净风干，得到耐腐蚀钛合金。

对该实施例得到的钛合金进行金相组织观察，结果如图1所示，可见板条状α′马氏体相在原始β晶粒内析出，且板条状α′马氏体相较为粗大，原始β相晶粒较为粗大。

实施例2

按合金成分Ti-20Zr-5.8Al-5.8V-1.8Sn-0.50Cu-0.50Fe(质量百分比)配料，称取原料(总重为100g)海绵锆20g，纯铝5.8g、高纯钒5.8g和高纯锡颗粒1.8g、铜0.50g，纯铁0.50g，余量为工业级海绵钛浸于无水乙醇中，超声波清洗后风干，置入非自耗真空电弧熔炼炉的水冷铜坩埚中，炉腔内的真空度要抽到9×10^-3Pa以下，电弧熔炼前充入高纯氩气作为保护气(真空度达到0.04～0.05MPa)后，熔炼过程中进行磁悬浮搅拌使熔炼液混合均匀，每次熔炼时电弧温度大约为2500℃左右，熔炼时间约为3分钟左右，每次熔炼完毕后冷却得到铸锭，再对铸锭进行翻转处理进行熔炼，以此熔炼-浇铸铸锭反复熔炼及翻转铸锭7次以保证最终获取的铸锭成分均匀；每次熔炼后将铸锭翻转后均在砂轮上打磨掉表面氧化层并用酒精清洗。

随后将合金铸锭放入真空/气氛管式炉中进行退火处理，控制退火处理的保温温度为780℃，保温时间为120min，之后随炉冷却至室温。

然后取出合金铸锭放入真空/气氛管式炉(SK-G06143天津市中环实验电炉有限公司)中，充入保护气氩气后进行固溶处理：重新加热至875℃，在875℃保温30min，然后从管式炉中取出并迅速进行水淬。

待合金锭完全冷却后取出，细致的打磨掉合金锭表面的氧化层，并将其洗净风干，得到耐腐蚀钛合金。

对该实施例得到的钛合金进行金相组织观察，结果如图2所示，可见板条状α′马氏体相在原始β晶粒内析出，且板条状α′马氏体相较为粗大，随着Zr的添加α′马氏体相发生细化，原始β相晶粒较为粗大，未观察到原始β晶界。

实施例3

按合金成分Ti-30Zr-6.1Al-6.1V-2.1Sn-0.65Cu-0.65Fe(质量百分比)配料，称取原料(总重为100g)海绵锆30g，纯铝6.1g、高纯钒6.1g和高纯锡颗粒2.1g、铜0.65g，纯铁0.65g，余量为工业级海绵钛浸于无水乙醇中，超声波清洗后风干，置入非自耗真空电弧熔炼炉的水冷铜坩埚中，炉腔内的真空度要抽到9×10^-3Pa以下，电弧熔炼前充入高纯氩气作为保护气(真空度达到0.04～0.05MPa)后，熔炼过程中进行磁悬浮搅拌使熔炼液混合均匀，每次熔炼时电弧温度大约为2500℃左右，熔炼时间约为3分钟左右，每次熔炼完毕后冷却得到铸锭，再对铸锭进行翻转处理进行熔炼，以此熔炼-浇铸铸锭反复熔炼及翻转铸锭7次以保证最终获取的铸锭成分均匀；每次熔炼后将铸锭翻转后均在砂轮上打磨掉表面氧化层并用酒精清洗。

随后将合金铸锭放入真空/气氛管式炉中进行退火处理，控制退火处理的保温温度为750℃，保温时间为120min，之后随炉冷却至室温。

然后取出合金铸锭放入真空/气氛管式炉(SK-G06143天津市中环实验电炉有限公司)中，充入保护气氩气后进行固溶处理：重新加热至850℃，在850℃保温30min，然后从管式炉中取出并迅速进行水淬。

待合金锭完全冷却后取出，细致的打磨掉合金锭表面的氧化层，并将其洗净风干，得到耐腐蚀钛合金。

对该实施例得到的钛合金进行金相组织观察，结果如图3所示，可见，板条状α′马氏体相在原始β晶粒内析出，且板条状α′马氏体相随着Zr的添加α′马氏体相发生进一步细化，原始β相晶粒较为粗大，未观察到原始β晶界。

实施例4

按合金成分Ti-40Zr-6.3Al-6.3V-2.3Sn-0.80Cu-0.80Fe(质量百分比)配料，称取原料(总重为100g)海绵锆40g，纯铝6.3g、高纯钒6.3g和高纯锡颗粒2.3g、铜0.80g，纯铁0.80g，余量为工业级海绵钛浸于无水乙醇中，超声波清洗后风干，置入非自耗真空电弧熔炼炉的水冷铜坩埚中，炉腔内的真空度要抽到9×10^-3Pa以下，电弧熔炼前充入高纯氩气作为保护气(真空度达到0.04～0.05MPa)后，熔炼过程中进行磁悬浮搅拌使熔炼液混合均匀，每次熔炼时电弧温度大约为2500℃左右，熔炼时间约为3分钟左右，每次熔炼完毕后冷却得到铸锭，再对铸锭进行翻转处理进行熔炼，以此熔炼-浇铸铸锭反复熔炼及翻转铸锭7次以保证最终获取的铸锭成分均匀；每次熔炼后将铸锭翻转后均在砂轮上打磨掉表面氧化层并用酒精清洗。

随后将合金铸锭放入真空/气氛管式炉中进行退火处理，控制退火处理的保温温度为730℃，保温时间为120min，之后随炉冷却至室温。

然后取出合金铸锭放入真空/气氛管式炉(SK-G06143天津市中环实验电炉有限公司)中，充入保护气氩气后进行固溶处理：重新加热至825℃，在825℃保温30min，然后从管式炉中取出并迅速进行水淬。

待合金锭完全冷却后取出，细致的打磨掉合金锭表面的氧化层，并将其洗净风干，得到耐腐蚀钛合金。

对该实施例得到的钛合金进行金相组织观察，结果如图4所示，可见，板条状α′马氏体相在原始β晶粒内析出，板条状α′马氏体相随着Zr的添加α′马氏体相发生进一步细化，原始β相晶粒细化明显，且观察到大量的完整原始β晶界。

实施例5

按合金成分Ti-50Zr-6.5Al-6.5V-2.5Sn1Cu-1Fe(质量百分比)配料(以前文所给范围为准)，称取原料(总重为100g)海绵锆50g，纯铝6.5g、高纯钒6.5g和高纯锡颗粒2.5g、铜0.1g，纯铁1.0g，余量为工业级海绵钛浸于无水乙醇中，超声波清洗后风干，置入非自耗真空电弧熔炼炉的水冷铜坩埚中，炉腔内的真空度要抽到9×10^-3Pa以下，电弧熔炼前充入高纯氩气作为保护气(真空度达到0.04～0.05MPa)后，熔炼过程中进行磁悬浮搅拌使熔炼液混合均匀，每次熔炼时电弧温度大约为2500℃左右，熔炼时间约为3分钟左右，每次熔炼完毕后冷却得到铸锭，再对铸锭进行翻转处理进行熔炼，以此熔炼-浇铸铸锭反复熔炼及翻转铸锭7次以保证最终获取的铸锭成分均匀；每次熔炼后将铸锭翻转后均在砂轮上打磨掉表面氧化层并用酒精清洗。

随后将合金铸锭放入真空/气氛管式炉中进行退火处理，控制退火处理的保温温度为700℃，保温时间为120min，之后随炉冷却至室温。

然后取出合金铸锭放入真空/气氛管式炉(SK-G06143天津市中环实验电炉有限公司)中，充入保护气氩气后进行固溶处理：重新加热至800℃，在800℃保温30min，然后从管式炉中取出并迅速进行水淬。

待合金锭完全冷却后取出，细致的打磨掉合金锭表面的氧化层，并将其洗净风干，得到耐腐蚀钛合金。

对该实施例得到的钛合金进行金相组织观察，结果如图5所示，可见，细小的板条状α′马氏体相在原始β晶粒内析出，板条状α′马氏体相随着Zr的添加α′马氏体相发生进一步细化，原始β相晶粒细化明显，且观察到大量的完整原始β晶界。

综合对比图1～5可知，本发明实施例所得钛合金由亚稳β相和板条状α′马氏体相共同组成的网篮组织组成，网篮组织整体得到细化。

对比例1

按照实施例1的方式制备合金组成为Ti-5.5Al-5.5V-1.5Sn-0.35Cu-0.35Fe钛合金。对该对比例得到的钛合金进行金相组织观察，结果如图6所示。

与对比试样的金相图相比，实施例1金相图和对比试样的金相图相比，有了明显的晶粒细化，从对比试样的金相中，只能看到条状组织，在实施例1金相图中可以看到明显的晶粒，且在晶粒中存在着板条状组织。实施例2的金相图与实施例1的金相图相比晶粒明显细化，晶界密度增高，细晶强化使得材料的力学性能得到改善；实施例3的金相图与实施例2的金相图相比，晶粒进一步细化。实施例4的金相图与实施例3的金相图相比较，板条之间的距离减小，且板条本身也变得更为细小。晶粒也更小。材料的力学性能增加。与之前四个实施例的金相图相比，实施例5得到的钛合金组织最为细小，随着Zr含量的增加，细化效果显著，从而其力学性能得到提升。

用线切割分别将实施例1～5和对比例1制得的钛合金切出如图7所示的拉伸试样，进行拉伸试验，由此获得其力学性能相关数据，测试结果如表1所示。

表1实施例1～5和对比例1得到的钛合金的力学性能测试及晶粒尺寸结果

由表1可知，本发明得到的钛合金中由板条状α′马氏体相组成的网篮组织使得合金的屈服强度、抗拉强度均得到了极大的改善，相比对比合金屈服强度提升幅度达31％，抗拉强度提升幅度达16.6％。

同时分别将实施例1～5制得的钛合金用线切割切出尺寸为10mm×10mm×2mm的耐腐蚀试验试样，每块钛合金锭切出5个试样，确保实验的可重复性。并将试样的六个面用SiC砂纸打磨至3000#后进行抛光，然后清洗并用冷风吹干其表面。在实验开始前，在天平上测量试样的原始质量，每个试样称量三次，取平均值以保证其准确性，并作好相应记录。以GB10124-1988为依据，按照国标在浓度为5mol/L的HCL溶液中保持恒温25℃浸泡10天，每两天换一次新溶液，并将试样在酒精中用超声波清洗15min，用天平称重，记录重量的变化，腐蚀10天后，失重数据如表2所示。由此获得该种材料的腐蚀方面的性能数据。

表2实施例1～5和对比例1得到的钛合金的耐腐蚀试验测试结果

由表2可知，本发明中，Zr含量的增加使其抗腐蚀性能更加优异，与相同处理工艺获得的对比合金(Ti-5.5Al-5.5V-1.5Sn-0.35Cu-0.35Fe)相比较，在氯化钠溶液中的抗腐蚀能力提升幅度达58.29％。

由以上实施例可以看出，本发明通过控制各元素的含量，抗拉强度和屈服强度均得到大幅度提升；锆在腐蚀介质中形成锆的氧化物能有效改善钛合金的钝化膜的结构性能，显著提高钛合金的耐腐蚀性能，随合金中锆含量的增加，合金的钝化电流密度逐渐减小，合金由均匀腐蚀逐渐转变为局部腐蚀。钛合金中加入Zr元素能显著改善钛合金的耐腐蚀性能钛合金中加入Zr后在表面形成的ZrO₂能改善合金的氧化物保护膜层，从而提高合金抗腐蚀的能力。本发明得到的钛合金在在氯化钠溶液中的抗腐蚀能力也得到显著提升，该合金具有优良的抗腐蚀性能,在潮湿环境和海水介质中工作。

以上所述仅是本发明的优选实施方式，并非对本发明作任何形式上的限制。应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。

Claims (10)

1.一种高强耐腐蚀钛合金，按质量含量计，包括Al 5.5～6.5％、V 5.5～6.5％、Sn 1.5～2.5％、Cu 0.35～1.0％、Fe 0.35～1.0％、Zr(0,50％]和余量的Ti。

2.根据权利要求1所述的高强耐腐蚀钛合金，其特征在于，所述高强耐腐蚀钛合金包括Al 5.5～6.5％、V 5.5～6.5％、Sn 1.5～2.5％、Cu 0.35～1.0％、Fe 0.35～1.0％、Zr 10～40％和余量的Ti。

3.根据权利要求1或2所述的高强耐腐蚀钛合金，其特征在于，所述高强耐腐蚀钛合金由亚稳β相和板条状α′马氏体相共同组成的网篮组织组成；所述板条状α′马氏体相的宽度为2.1～11.2μm。

4.权利要求1～3任意一项所述的高强耐腐蚀钛合金的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：

(1)将合金原料熔炼后得到铸态合金坯；

(2)将所述步骤(1)得到的铸态合金坯进行退火处理，得到退火态坯；

(3)将所述步骤(2)得到的退火态坯进行固溶处理，得到高强耐腐蚀钛合金。

5.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(1)中熔炼为真空电弧熔炼，所述真空电弧熔炼的温度为2000～2500℃。

6.根据权利要求4或5所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(1)中熔炼反复进行5次以上。

7.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(2)中退火处理的保温温度为700～800℃，退火处理的保温时间为2～3h，退火处理的冷却方式为随炉冷。

8.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(2)退火处理的保温过程和步骤(3)中固溶处理的保温过程独立地在保护气氛下进行。

9.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(3)中固溶处理的保温温度根据合金原料中锆含量确定，每含1wt.％的Zr保温温度自890～930℃降低2～2.5℃。

10.根据权利要求4或9所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(3)中固溶处理的保温温度为800～910℃，固溶处理的保温时间为30～60min，固溶处理的冷却方式为水淬。