CN109112355A - 一种近α相高强耐腐蚀钛合金及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种近α相高强耐腐蚀钛合金及其制备方法，该近α相高强耐腐蚀钛合金，包括Al 2.0～3.5％、V 1.5～3.0％、Si≤0.15％、Zr(0,40％]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，固溶进Ti基体的Zr元素即起到固溶强化的作用；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。实验结果表明，本发明提供的近α相高强耐腐蚀钛合金的与相同处理工艺获得的对比合金相比较，在氯化钠溶液中的抗腐蚀能力提升幅度高达52.67％，屈服强度提升幅度高达41.88％，抗拉强度提升43.97％，并且延伸率保持相当水平。

Description

一种近α相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，特别涉及一种近α相高强耐腐蚀钛合金及其制备方法。

背景技术

钛及钛合金的应用范围广泛，遍及海洋工程、航空航天、生物医学工程、冶金、化工、轻工等诸多领域。随着钛及钛合金被广发应用，如今工业的发展和服役的环境对钛合金性能提出了更苛刻的要求，传统钛合金在强度、抗腐蚀性能方面已经很难达到当下在工程应用的标准，而高强度钛耐蚀合金是目前研究开发和应用的重点方向之一。

例如，中国专利CN97119996.5属于金属热处理的技术领域，通过将钛铝合金铸件首先经热等静压在α相区高温处理，其次进行循环热处理和共析温度等温处理，最后是进行临界温度处理；但该方案需要同时采用熔炼、热等静压和循环热处理技术，工序复杂，成本高。不仅现有钛合金制备方法工艺繁琐，并且以此得到的钛合金强韧性能仍难以满足日益苛刻的工业服役标准，限制广泛应用，需进一步提高其强度，进而拓展钛合金使用性能，扩大其应用范围。

发明内容

有鉴于此，本发明的目的在于提供一种近α相高强耐腐蚀钛合金及其制备方法。本发明提供的钛合金强度具有良好的耐腐蚀性和较高强度，满足工业服役要求。

本发明提供了一种近α相高强耐腐蚀钛合金，按质量含量计，包括Al 2.0～3.5％、V 1.5～3.0％、Si≤0.15％、Zr(0,40％]和余量的Ti。

优选的，所述近α相高强耐腐蚀钛合金包括Al 2.2～3.0％、V 2.2～2.5％、Si≤0.15％、Zr10～25％和余量的Ti。

优选的，所述近α相高强耐腐蚀钛合金的组织为在原始β晶界内交错分布的板条α′马氏体相和板条α马氏体相；所述板条α′马氏体相和板条α马氏体相的平均宽度为2.1～17.3μm。

本发明还提供了上述技术方案所述的近α相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保温处理后变形，得到致密化合金坯；

(3)将所述步骤(2)得到的致密化合金坯进行固溶处理，得到近α相高强耐腐蚀钛合金。

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2400～2500℃。

优选的，所述步骤(1)中熔炼次数在5次以上，每次熔炼时间为3～5min。

优选的，所述步骤(2)中保温处理的温度为750～850℃，时间为40～60min。

优选的，所述步骤(2)中变形方式为轧制变形；所述轧制变形的总变形量为55～60％。

优选的，所述轧制变形为多道次轧制，每道次的变形量为14～16％；

采用多道次轧制时，每道次轧制后，将轧制后合金坯在轧制变形的温度下保温5～10min。

优选的，所述步骤(3)中固溶处理的保温温度为750～850℃，固溶处理的保温时间为3～5min，固溶处理的冷却方式为水淬。

本发明提供了一种近α相高强耐腐蚀钛合金，按质量含量计，包括Al 2.0～3.5％、V 1.5～3.0％、Si≤0.15％、Zr(0,40％]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，固溶进Ti基体的Zr元素即起到固溶强化的作用，少量硅的添加不易产生化合物相，在固溶体中容易在位错处偏聚，阻止位错运动，提升合金强度；并且在固溶度范围内添加Si可以提高耐热性，并且Si可以细化晶粒，产生细晶强化的效果。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；同时，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；其次，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，本发明提供的近α相高强耐腐蚀钛合金的与相同处理工艺获得的对比合金相比较，在氯化钠溶液中的抗腐蚀能力提升幅度高达52.67％，屈服强度提升幅度高达41.88％，抗拉强度提升43.97％，并且延伸率保持相当水平。

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近α相高强耐腐蚀钛合金，按质量含量计，包括Al2.0～3.5％、V 1.5～3.0％、Si≤0.15％、Zr(0,40％]和余量的Ti。

本发明提供的近α相高强耐腐蚀钛合金，按质量含量计，包括Al2.0～3.5％，优选为2.2～3.0％，进一步优选为2.5～2.8％。在本发明中，α稳定元素Al是钛合金中一种典型的强化效果明显的合金元素，且添加Al元素的成本低廉，又能降低合金密度。

本发明提供的近α相高强耐腐蚀钛合金，按质量含量计，包括V1.5～3.0％，优选为1.5～1.8％或2.5～2.8％。在本发明中，β稳定元素V降低了合金的相转变温度，使合金形成β相的能力增强，并增强了合金的淬透性，从而增强了其热处理强化效果，同时还提高了合金高温组织稳定性。在本发明中，Al作为一种α稳定元素，能够极大的提升α→β相转变温度，V作为一种β稳定元素，少量V的添加可适当降低相转变温度，两种元素调整了合金的相组成，使得合金在经过固溶处理后只获得α′马氏体强化相的同时，增强了合金的淬透性。

本发明提供的近α相高强耐腐蚀钛合金，按质量含量计，包括Si≤0.15％，优选≤0.12％，进一步优选为0.05～0.10％。在本发明中，Si与钛的原子尺寸差别较大，少量硅的添加不易产生化合物相，在固溶体中容易在位错处偏聚，阻止位错运动，提升合金强度；并且在固溶度范围内添加Si可以提高耐热性，并且Si可以细化晶粒，产生细晶强化的效果。

本发明提供的近α相高强耐腐蚀钛合金，按质量含量计，包括Zr(0,40％]，优选为10～40％，进一步优选为10～25％，更优选为12～15％。在本发明中，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，进行实现细晶强化；在基体钛中添加了元素Zr，对相变温度影响不大的中性元素Zr与Ti形成无限固溶体，从而实现固溶强化，且Zr的致钝电位较Ti更负，即使在弱氧化条件环境中依然可以发生钝化，提高了表面生成致密氧化膜的能力，提升了其耐腐蚀性能。

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

在本发明中，所述近α相高强耐腐蚀钛合金的组织优选为在原始β晶界内交错分布的板条α′马氏体相和板条α马氏体相；原始β晶界清晰可见。在本发明中，所述板条α′马氏体相和板条α马氏体相的平均宽度优选为2.1～17.3μm，进一步优选为5～15μm。

本发明还提供了上述技术方案所述的近α相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保温处理后变形，得到致密化合金坯；

(3)将所述步骤(2)得到的致密化合金坯进行固溶处理，得到近α相高强耐腐蚀钛合金。

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锆、海绵锆、纯铝、高纯钒和高纯硅。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2400～2500℃，进一步优选为2450～2480℃。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8×10^-3Pa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。在本发明中，所述真空电弧熔炼的电流优选为400～450A，进一步优选为420～435A。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。在本发明中，所述熔炼的次数优选在5次以上，进一步优选为6～10次，熔炼后得到铸态合金坯；每次熔炼的时间优选为3～5min。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，得的铸坯，以此反复5次以上，确保得到的铸态坯成分均匀。

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，为后续固溶处理以获得α′马氏体相提供基础；并且所述熔炼过程能够使得铸态坯成分均匀，有效消除气孔和缺陷。

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。

得到铸态合金坯后，本发明将所述铸态合金坯进行保温处理后变形，得到致密化合金坯。本发明先将铸态合金坯进行保温处理后再进行变形处理，使得变形过程中钛合金锭能够保持较高温度，实现热变形。本发明采用热变形能够优选消除铸造缺陷，密实组织，细化晶粒，提高拉伸强度和塑性，并且可以产生大量位错，可以提高合金在轧制方向上的力学性能。

在本发明中，所述保温处理的温度优选为750～850℃，进一步优选为755～845℃，更优选为780～830℃；所述保温处理的时间优选为40～60min，进一步优选为45～50min。

所述保温处理后，本发明将所述保温后钛合金锭进行变形，得的致密化合金坯。在本发明中，所述变形方式优选为轧制变形，所述轧制变形的总变形量优选为55～60％，进一步优选为57～58％。本发明经保温处理后再进行变形处理，使其发生热变形，使得亚稳β相晶粒细化，并且生成大量位错，有助于提高合金强塑性；本发明采用热轧的方式，能够有效消除铸造缺陷，密实组织，细化晶粒，热轧的过程可以产生大量位错，可以提高合金在轧制方向上的力学性能。

在本发明中，所述轧制变形进一步优选为多道次轧制，每道次的变形量优选为15％；本发明对所述多道次轧制的轧制次数没有特殊要求，以能完成目标变形量即可。本发明进行多道次轧制时，每次轧制后，本发明优选将所述轧制后合金坯在轧制变形的温度下保温5～10min，进一步优选为6～7min。本发明对所述轧制变形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。本发明采用多道次轧制变形的方式，控制单道次变形量，克服α钛合金的热加工阻力，并且实现了晶粒的尽可能细化。

得到致密化合金坯后，本发明将所述致密化合金坯进行固溶处理，得到近α相高强耐腐蚀钛合金。在本发明中，所述固溶处理的保温温度优选为750～850℃，进一步优选为775～820℃，更优选为780～800℃；所述固溶处理的保温时间优选为3～5min，进一步优选为3.5～4min。在本发明中，所述固溶处理的冷却方式优选为水淬，进一步优选在室温水中进行水淬。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，所述固溶处理能够尽可能消除因热变形所导致的残余应力，提高塑性，还能减小热轧变形过程中，变形阶段温度降低，使其重新固溶到α+β两相状态，减少应力，期间会发生部分α相向β相转变，从而保证在提高一定强度的同时具有一定的塑性，更好的调控合金的性能；在保温过程中是存在部分β相的，在随后的淬火处理阶段，残余的β相转变为α′相。

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。本发明采用所述固溶处理，固溶温度低且固溶时间段，在所述固溶处理即可使Zr固溶在合金基体内，并且可以截留部分体力立方结构的亚稳β相，淬火后β相转变为α′马氏体相，从而改善合金的力学性能，提高钛合金的抗拉强度。

本发明仅需在熔炼后进行热变形，再进行简单的固溶处理即可得到强度性能优异的钛合金，不需要再进行退火等热处理手段进行后期处理，方法简单易行。

固溶处理后，本发明优选将固溶态钛合金去除表面氧化皮，得到近α相高强耐腐蚀合金钛合金。本发明优选采用打磨的方式去除表面氧化皮。

本发明结合元素间的共同作用，实现固溶强化，在一定程度上还能够细化晶粒，然后进行热变形，有利于破碎晶粒，使组织晶粒得到进一步细化，还可以消除组织缺陷，使合金强度提高。

为了进一步说明本发明，下面结合实施例对本发明提供的近α相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-1Zr-3Al-3V-0.15Si(质量百分比)配料，取工业级海绵钛92.85g、海绵锆1g、纯铝3g、高纯钒3g和高纯硅0.15g浸于无水乙醇中，超声波清洗后，进行风干，置入非自耗真空电弧熔炼炉的水冷铜坩埚中，铜坩埚内壁要预先做清洁处理并擦拭干净，避免带入其他杂质，炉腔内的真空度要抽到8×10^-3Pa以下，电弧熔炼前充入高纯氩气作为保护气(真空度在0.04～0.05MPa)后，每次熔炼时电弧温度大约为2500℃左右，每次熔炼时间约为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6次以保证最终获取的铸锭成分均匀。

将合金铸锭放入马弗炉中加热到850℃保温40分钟，在此温度下迅速取出在双辊轧机上进行轧制变形，轧制工艺采用多道次轧制变形，每道次的压下量为2mm，每次的轧制变形量为14％，保证总轧制量为65％；其间，每道次轧制后，将其放入马弗炉中加热至相应的轧制温度，并保温5分钟。

在终道次轧制后，还要重新加热至850℃，保温5分钟，然后迅速在室温水中进行淬火处理，等合金板完全冷却后取出，细致的打磨掉合金板表面的氧化层，并将其洗净，制得高强度钛基合金。

对本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，本实施例所制得的钛合金是由粗大的优先生长的α相与从β相中析出的α′马氏体相组成；析出的α′马氏体相网篮组织形成网篮组织。

力学性能测试结果如表1所示，析出的α′马氏体相网篮组织使得合金的强度得到了改善。

实施例2

按合金成分Ti-5Zr-3.2Al-2.6V-0.12Si(质量百分比)配料，取工业级海绵钛89.08g、海绵锆5g、纯铝3.2g、高纯钒2.6g和高纯硅0.12g浸于无水乙醇中，超声波清洗后，进行风干，置入非自耗真空电弧熔炼炉的水冷铜坩埚中，铜坩埚内壁要预先做清洁处理并擦拭干净，避免带入其他杂质，炉腔内的真空度要抽到8×10^-3Pa以下，电弧熔炼前充入高纯氩气作为保护气(真空度在0.04～0.05MPa)后，每次熔炼时电弧温度大约为2500℃左右，每次熔炼时间约为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。

将合金铸锭放入马弗炉中加热到830℃保温45分钟，在此温度下迅速取出在双辊轧机上进行轧制变形，轧制工艺采用多道次轧制变形，每道次的压下量为2mm，每次的轧制变形量为15％，保证总轧制量为57％；其间，每道次轧制后，将其放入马弗炉中加热至相应的轧制温度830℃，并保温8分钟。

在终道次轧制后，还要重新加热至830℃，保温5分钟，然后迅速在室温水中进行淬火处理，等合金板完全冷却后取出，细致的打磨掉合金板表面的氧化层，并将其洗净，制得高强度钛基合金。

对本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，该实施例所制得的钛合金是由粗大的优先生长的α相与从β相中析出的α′马氏体相组成；析出的α′马氏体相网篮组织形成网篮组织。

实施例3

按合金成分Ti-15Zr-3.5Al-2.2V-0.1Si(质量百分比)配料，取工业级海绵钛79.2g、海绵锆15g、纯铝3.5g、高纯钒2.2g和高纯硅0.1g浸于无水乙醇中，超声波清洗后，进行风干，置入非自耗真空电弧熔炼炉的水冷铜坩埚中，铜坩埚内壁要预先做清洁处理并擦拭干净，避免带入其他杂质，炉腔内的真空度要抽到8×10^-3Pa以下，电弧熔炼前充入高纯氩气作为保护气(真空度在0.04～0.05MPa)后，每次熔炼时电弧温度大约为2500℃左右，每次熔炼时间约为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6次以保证最终获取的铸锭成分均匀。

将合金铸锭放入马弗炉中加热到800℃保温50分钟，在此温度下迅速取出在双辊轧机上进行轧制变形，轧制工艺采用多道次轧制变形，每道次的压下量为2mm，每次的轧制变形量为15％，保证总轧制量为56％；其间，每道次轧制后，将其放入马弗炉中加热至相应的轧制温度800℃，并保温7分钟。

在终道次轧制后，还要重新加热至800℃，保温5分钟，然后迅速在室温水中进行淬火处理，等合金板完全冷却后取出，细致的打磨掉合金板表面的氧化层，并将其洗净，制得高强度钛基合金。

对本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，该实施例所制得的钛合金是由粗大的优先生长的α相与从β相中析出的α′马氏体相组成，且原始β相晶粒尺寸减小；析出的α′马氏体相网篮组织形成网篮组织。

实施例4

按合金成分Ti-25Zr-4Al-1.8V-0.08Si(质量百分比)配料，取工业级海绵钛79.12g、海绵锆25g、纯铝4g、高纯钒1.8g和高纯硅0.08g浸于无水乙醇中，超声波清洗后，进行风干，置入非自耗真空电弧熔炼炉的水冷铜坩埚中，铜坩埚内壁要预先做清洁处理并擦拭干净，避免带入其他杂质，炉腔内的真空度要抽到8×10^-3Pa以下，电弧熔炼前充入高纯氩气作为保护气(真空度在0.04～0.05MPa)后，每次熔炼时电弧温度大约为2500℃左右，每次熔炼时间约为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6次以保证最终获取的铸锭成分均匀。

将合金铸锭放入马弗炉中加热到780℃保温55分钟，在此温度下迅速取出在双辊轧机上进行轧制变形，轧制工艺采用多道次轧制变形，每道次的压下量为2mm，每次的轧制变形量为15％，保证总轧制量为60％；其间，每道次轧制后，将其放入马弗炉中加热至相应的轧制温度，并保温5分钟。

在终道次轧制后，还要重新加热至780℃，保温6分钟，然后迅速在室温水中进行淬火处理，等合金板完全冷却后取出，细致的打磨掉合金板表面的氧化层，并将其洗净，制得高强度钛基合金。

对本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，该实施例所制得的钛合金由粗大的优先生长的α相与从β相中析出的α′马氏体相组成，且优先生长的α相板条与从β相中析出的α′马氏体相均得到细化；析出的α′马氏体相网篮组织形成网篮组织。

实施例5

按合金成分Ti-40Zr-34.5Al-1.5V-0.05Si(质量百分比)配料，取工业级海绵钛53.95g、海绵锆40g、纯铝4.5g、高纯钒1.5g和高纯硅0.05g浸于无水乙醇中，超声波清洗后，进行风干，置入非自耗真空电弧熔炼炉的水冷铜坩埚中，铜坩埚内壁要预先做清洁处理并擦拭干净，避免带入其他杂质，炉腔内的真空度要抽到8×10^-3Pa以下，电弧熔炼前充入高纯氩气作为保护气(真空度在0.04～0.05MPa)后，每次熔炼时电弧温度大约为2500℃左右，每次熔炼时间约为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。

将合金铸锭放入马弗炉中加热到750℃保温60分钟，在此温度下迅速取出在双辊轧机上进行轧制变形，轧制工艺采用多道次轧制变形，每道次的压下量为2mm，每次的轧制变形量为16％，保证总轧制量为60％；其间，每道次轧制后，将其放入马弗炉中加热至相应的轧制温度750℃，并保温5分钟。

在终道次轧制后，还要重新加热至750℃，保温5分钟，然后迅速在室温水中进行淬火处理，等合金板完全冷却后取出，细致的打磨掉合金板表面的氧化层，并将其洗净，制得高强度钛基合金。

对本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，该实施例所制得的钛合金由粗大的优先生长的α相与从β相中析出的α′马氏体相组成，且优先生长的α相板条与从β相中析出的α′马氏体相均得到进一步细化；析出的α′马氏体相网篮组织形成网篮组织。

综合比较图1～5可知，本发明制得的钛合金保留清晰的原始β晶界，并且从中析出交错的板条α′马氏体相以及交错的板条α马氏体相。

对比例1

按照实施例1的方式制备合金组成为Ti-4Al-4V钛合金。

利用线切割将对实施例1～5和对比例1的钛合金切出拉伸试样(国家标准：GBT228-2002)，如图6所示的拉伸试样。每个样品至少切出5个拉伸样，确保数据的可重复性，采用室温单轴拉伸实验进行测量，测试仪器型号为Instron5982的万能材料试验机(生产商：英斯特朗，美国)，全程用引伸计监测试样的拉伸位移，拉伸速率设定为5×10^-3s^-1，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

由表1可知，本发明得到的钛合金中与实测的对比钛合金相比较，实施例1～3得到的钛合金的力学性能测试结果为：屈服强度为708.1～991.3MPa，抗拉强度为741.3～1051.3MPa，并且延伸率保持相当水平；即延伸率降低幅度小，强度提升明显，合金强韧性得到提升。

同时分别将实施例1～5和对比合金制得的钛合金用线切割切出尺寸为10mm×10mm×2mm的盐雾试验试样，每块合金锭切出5个试样，确保实验的可重复性；以10mm×10mm面为被测试面，用酚醛塑料粉在金相试验镶嵌机(XQ-1、上海金相机械设备有限公司)中对其它非测试面进行密封处理，取出后将被测试面用砂纸打磨至3000#后进行抛光，然后清洗并吹干表面，以GB/T 10125-1997为试验依据在浓度为5％的氯化钠溶液环境下进行中性盐雾试验，按照标准依次对试样清洗、称量、放置、观察和对盐雾试验机(BY-120A、北京博宇翔达仪器有限公司)进行维护、调整等，试验周期为1440个小时(两个月)，测试条件参数如表2所示，由此获得其腐蚀性能相关数据，测试结果如表3所示。

表2：本发明盐雾试验测试标准

表3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-4Al-2V)相比较，在氯化钠溶液中的抗腐蚀能力提升幅度高达52.67％。

由以上实施例可以看出，本发明通过合金化，对相变温度影响不大的中性元素Zr与Ti形成无限固溶体，从而实现固溶强化，且Zr的致钝电位较Ti更负，即使在弱氧化条件环境中依然可以发生钝化，提高了表面生成致密氧化膜的能力，提升了其耐腐蚀性能。

并且，本发明钛合金制备工艺简便，生产成本低，非常便于工业化生产，成本低，操作过程简单；通过控制各元素的含量，提升钛合金的力学性能，显著提高钛合金的强度，使其满足航空构件的的要求。

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)

1.一种近α相高强耐腐蚀钛合金，按质量含量计，包括Al 2.0～3.5％、V1.5～3.0％、Si≤0.15％、Zr(0,40％]和余量的Ti。

2.根据权利要求1所述的近α相高强耐腐蚀钛合金，其特征在于，所述近α相高强耐腐蚀钛合金包括Al 2.2～3.0％、V 2.2～2.5％、Si≤0.15％、Zr10～25％和余量的Ti。

3.根据权利要求1或2所述的近α相高强耐腐蚀钛合金，其特征在于，所述近α相高强耐腐蚀钛合金的组织为在原始β晶界内交错分布的板条α′马氏体相和板条α马氏体相；所述板条α′马氏体相和板条α马氏体相的平均宽度为2.1～17.3μm。

4.权利要求1～3任意一项所述的近α相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保温处理后变形，得到致密化合金坯；

(3)将所述步骤(2)得到的致密化合金坯进行固溶处理，得到近α相高强耐腐蚀钛合金。

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2400～2500℃。

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)中熔炼次数在5次以上，每次熔炼时间为3～5min。

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)中保温处理的温度为750～850℃，时间为40～60min。

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)中变形方式为轧制变形；所述轧制变形的总变形量为55～60％。

9.根据权利要求8所述的制备方法，其特征在于，所述轧制变形为多道次轧制，每道次的变形量为14～16％；

采用多道次轧制时，每道次轧制后，将轧制后合金坯在保温处理的温度下保温5～10min。

10.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为750～850℃，固溶处理的保温时间为3～5min，固溶处理的冷却方式为水淬。