CN112226647A - 一种高强韧耐蚀锆钛钒合金及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明为一种高强韧耐蚀锆钛钒合金及其制备方法。该合金为锆‑钛‑钒合金，三种元素所占原子比分别为：Zr 45～49at％，Ti 45～49at％，V2～10at％，余量为不可避免的杂质。本发明中钒元素含量在6‑10at％的锆钛钒三元合金表现出良好的塑型以及屈服强度，钒元素含量在2‑4at％的锆钛钒三元合金具有较高的显微硬度以及屈服强度，除以上外，本发明合金还具有生产工艺简单、耐腐蚀性能良好等特点。

Description

一种高强韧耐蚀锆钛钒合金及其制备方法

技术领域

本发明涉及锆合金与钛合金领域，特别涉及一种高强韧耐蚀锆钛钒合金及其制备方法。

背景技术

基于航空航天以及民用的需要，研发出一种可靠性高、寿命长、密度低的材料成为各国科研人员研究的热点。上世纪五十年代开始，钛及钛合金逐渐得到发展并开始应用到社会生产实践中。

经过近70年的发展，钛及钛合金被广泛应用于航空航天、石油化工、海洋工程、生物医疗、体育器械、汽车等领域，其能够在各个领域得到广泛的应用主要是其具有较高的比强度、良好的耐热性耐蚀性、无毒无磁、生物相容性好等特点。

锆、钛同属于第五周期，锆及锆合金具有优异的抗中子辐照性能、良好的耐腐蚀性、密度小、中子吸收截面积小和良好的机械加工性能等，作为结构材料的锆及锆合金主要用于核工业以及醋酸工业中。

纯钛和纯锆有α和β两种同质异晶体，此外还有大量的亚稳相存在，如α'相、α″相、ω相等；由于锆钛合金可以形成无限固溶体，这使得锆钛合金具有良好的固溶强化效果，钛原子的原子半径为0.144nm，锆原子半径为0.162nm，因此锆原子的加入将引起合金产生晶格畸变，使α相和β相的晶格参数变大。

基于锆、钛合金以上这些优点，人们以锆钛为基，向锆钛基合金中加入不同的元素，研究不同元素对锆钛基合金性能的影响，并以此来找到最优的成分设计。

当Zr、Ti原子比为1:1时，Zr-Ti二元合金具有优良的力学性能，其强化机理主要是固溶强化和组织细化。以往的研究中通过添加不同含量的V元素进入Zr基体，用于合金的相组成和力学性能的调节。在此基础上，本发明通过向锆钛基合金引入不同含量的V元素，对其组织演变、力学性能进行评估。V是典型的β相稳定元素，在Zr基体中具有较高的溶解度。引入V元素可以大幅度提高合金的力学性能，有研究人员通过向Zr中引入钒元素，大幅度提高了合金的延展性，但是钒元素会在某些相析出，降低合金的耐腐蚀性，同时钒元素具有一定的毒性，这限制了其在生物医学材料上的应用。

为了满足在轨航天器在强辐射、交变温度场、高真空、空间低温、碎片冲剂、氧原子侵蚀等工作环境的需求，研发一种锆钛基合金成为许多科研人员研究的热点，本发明探究了不同V元素对锆钛基合金相组成以及力学性能的影响，并对其增韧机理进行探讨。这项研究将有助于锆钛基合金向航空航天领域的应用。

发明内容

本发明的目的为针对当前技术中存在的不足，提供一种高强韧耐蚀锆钛钒合金及其制备方法。该合金是在锆钛二元合金中引入钒元素，通过调节钒元素的含量，来获得综合性能优良的β相合金。本发明得到的合金与原有不含钒元素的二元锆钛合金相比，本发明中钒元素含量在6-10at％的锆钛钒三元合金表现出良好的塑型以及屈服强度，钒元素含量在2-4at％的锆钛钒三元合金具有较高的显微硬度以及屈服强度，除以上外，本发明合金还具有生产工艺简单、耐腐蚀性能良好等特点。

本发明的技术方案为：

一种高强韧耐蚀锆钛钒合金，该合金为锆-钛-钒合金，三种元素所占原子比分别为：Zr45～49at％，Ti 45～49at％，V2～10at％，余量为不可避免的杂质。

所述的一种高强韧耐蚀锆钛钒合金的制备方法，包括以下步骤：

(1)将纯锆、纯钛和纯钒分别清洗后，按照设计比例进行配料；

(2)将所配好的物料置于非自耗真空电弧熔炼炉的坩埚中，关闭阀门，抽高真空至3.0～3.5×10^-3Pa；

(3)向电弧炉腔体内充入0.03MPa-0.05MPa的高纯氩气，然后进行引弧熔炼；每次熔炼4-6分钟，反复熔炼及翻转铸锭5-7次，得到铸锭合金；

其中，熔炼电流为190～230A/S；

(4)将铸锭放入真空管式炉中，经过2～4次洗气过程后，氩气氛围、1000℃下保温退火4～6小时，随炉冷却，得到高强韧耐蚀锆钛钒合金。

所述的步骤(4)中的每次洗气过程为：用真空泵进行抽真空，抽到-0.1MPa，关闭真空泵，再通入氩气；所述的氩气氛围是-0.05MPa。

上述的纯锆为工业级海绵锆，纯钛的纯度为99％，纯钒的纯度为99.95％。

本发明的实质性特点为：

本发明通过引入钒元素，在不影响锆钛二元合金抗腐蚀性的前提下提升合金的力学性能能，从而获得具有高强度高韧性和耐腐蚀性的三元合金。

本发明的有益效果为：

1、相比较锆钛二元合金，通过引入适量的钒元素，所制得的锆钛钒三元合金具有强度高，韧性好等特点；

2、V元素的引入，降低了β相向α相转变温度，使合金易于锻造和变形，同时也易于调控合金的微观组织；

3、相比于锆钛二元合金，本发明中所有含6％-10at％钒元素锆钛基合金的塑性得到了很大提升，室温环境下塑性可达20-30％，提升了35％以上。

4、相比于锆钛二元合金，本发明中所有含4at％钒元素锆钛基合金的硬度得到很大提升，可达到481Hv。

5、与目前市场上应用最广泛的Ti-6Al-4V合金相比，本发明中所含2％、6％-10at％钒元素锆钛基合金的耐蚀性有了很大的提升。

6、锆钛钒系列合金加工过程简单。

附图说明

图1为实施例1制得的锆钛合金的金相光学显微图；

图2为实施例2制得的锆钛钒合金的金相光学显微图；

图3为实施例3制得的锆钛钒合金的金相光学显微图；

图4为实施例3制得的锆钛钒合金的金相光学显微图；

图5为实施例3制得的锆钛钒合金的金相光学显微图；

图6为实施例4制得的锆钛钒合金的金相光学显微图；

图7为实施例5制得的锆钛钒合金的金相光学显微图；

图8为实施例6制得的锆钛钒合金的金相光学显微图；

图9为实例1-6锆钛基合金压缩工程应力应变曲线图；其中，图9a为实例1-6锆钛基合金压缩工程应力应变曲线；图9b为实例1-6锆钛基合金压缩工程应力应变曲线屈服阶段放大图；

图10为实例1-6锆钛基合金显微硬度变化趋势曲线；

图11为实例1-6锆钛基合金xrd图谱；其中，图11a为实例1-6锆钛基合金xrd图谱；图11b为实例1-6锆钛基合金30°-40°xrd图谱；

图12为实例1-6锆钛基合金极化曲线；

具体实施方式

以下对本发明中实施方式做进一步地详细描述以使本发明的技术、发明目的和发明优点更加清楚。

本发明提供了一种高强韧耐蚀锆钛钒合金及其制备方法，按原子含量计，三种元素所占原子比分别为：Zr 45～49at％，Ti 45～49at％，V2～10at％，余量为不可避免的杂质。

本发明所引入的V元素，为β相稳定元素，V元素的引入，降低了β相向α相转变温度，使合金易于锻造和变形，同时也易于调控合金的微观组织。另一方面，一定含量的V元素可以改善合金的力学性能，提升合金的延展性；

本发明还提供了本发明提供了一种高强韧耐蚀锆钛钒合金及其制备方法，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，得到组织均匀高强韧耐腐蚀锆钛基合金。

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，所述合金原料工业级海绵锆、纯钛和纯钒。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，所使用的设备为WK系列真空电弧炉，所述真空电弧熔炼的电流优选为180～230A/S，进一步优选为190～220A/S。在本发明中，所述真空电弧熔炼的真空度优选为0.04～0.05MPa的氩气条件下进行。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5×10^-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。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。得到铸态合金坯，本发明将所述铸态合金坯进行退火处理，得到组织均匀的铸锭。

在本发明中，所述退火处理的温度为1000℃，所述退火处理的时间为5小时。

退火处理后，本发明将退火态合金去除表面氧化皮，得到高强耐腐蚀钛合金。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一种高强韧耐蚀锆钛钒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

(1)按合金成分Zr₅₀Ti₅₀(原子比配料)，取13.12g纯度为工业级海绵锆、和6.88g纯钛，分别将原料放入酒精烧杯中，用超声波清洗仪清洗10分钟去除表面杂质，清洗后，按照设计比例进行配料；

(2)将所配好的料置于非自耗真空电弧熔炼炉的水冷铜坩埚中，关闭阀门，抽高真空至3.0～3.5×10^-3Pa；

(3)引弧熔炼前，向电弧炉腔体内充入0.03MPa-0.05MPa的高纯氩气(纯度为99.999％)后进行熔炼，每次熔炼5分钟，反复熔炼及翻转铸锭五次，得到铸锭合金；其中，熔炼电流为210A/S，在熔炼过程中注意气压表数值变化，防止漏气影响铸锭质量；

(4)将铸锭放入真空管式炉中，经过3次洗气过程后，氩气氛围、1000℃保温退火5小时，随炉冷却，得到Zr₅₀Ti₅₀(原子比配料)合金。

所述的步骤(4)中的每次洗气过程为：用真空泵进行抽真空，抽到-0.1MPa，关闭真空泵，再通入氩气；所述的氩气氛围是-0.05MPa；

(5)待完全冷却的铸锭取出，将制备出的铸锭表面的氧化皮打磨干净，制备出所需试样对其性能进行测试；

(6)对本实例得到的锆钛基合金进行组织观察，结果如图1所示，可见，本实例组织为交错编织的网篮组织，得到很细的针状α相片层，xrd分析可知本实例基体为α相，与金相分析结果一致。

实施例2

(1)按合金成分Zr₄₉Ti₄₉V₂(原子比配料)，取12.92g纯度为工业级海绵锆、6.78g纯钛和0.29g纯钛钒，分别将原料放入酒精烧杯中，用超声波清洗仪清洗10分钟去除表面杂质，清洗后，按照设计比例进行配料；

(2)将所配好的料置于非自耗真空电弧熔炼炉的水冷铜坩埚中，关闭阀门，抽高真空至3.0～3.5×10^-3Pa；

(3)引弧熔炼前，向电弧炉腔体内充入0.03MPa-0.05MPa的高纯氩气后进行熔炼，每次熔炼5分钟，反复熔炼及翻转铸锭五次，得到铸锭合金；其中，熔炼电流为210A/S，在熔炼过程中注意气压表数值变化，防止漏气影响铸锭质量；

(4)将铸锭放入真空管式炉中，经过3次洗气过程后，氩气氛围、1000℃保温退火5小时，随炉冷却，得到Zr₄₉Ti₄₉V₂(原子比配料)合金。

所述的步骤(4)中的每次洗气过程为：用真空泵进行抽真空，抽到-0.1MPa，关闭真空泵，再通入氩气；所述的氩气氛围是-0.05MPa；

(5)待完全冷却的铸锭取出，将制备出的铸锭表面的氧化皮打磨干净，制备出所需试样对其性能进行测试；

(6)对本实例得到的锆钛基合金进行组织观察，结果如图2所示，可见，本实例在原始β相机体中存在大量层片状α相，原始β晶粒尺寸明显减少，xrd分析可知本实例基体为α+β双相组织，β相含量较少，与金相分析结果一致。

实施例3

(1)按合金成分Zr₄₈Ti₄₈V₄(原子比配料)，取12.72g纯度为工业级海绵锆、6.68g纯钛和0.59g纯钛钒，分别将原料放入酒精烧杯中，用超声波清洗仪清洗10分钟去除表面杂质，清洗后，按照设计比例进行配料；

(2)将所配好的料置于非自耗真空电弧熔炼炉的水冷铜坩埚中，关闭阀门，抽高真空至3.0～3.5×10^-3Pa；

(3)引弧熔炼前，向电弧炉腔体内充入0.03MPa-0.05MPa的高纯氩气后进行熔炼，每次熔炼5分钟，反复熔炼及翻转铸锭五次，得到铸锭合金；其中，熔炼电流为210A/S，在熔炼过程中注意气压表数值变化，防止漏气影响铸锭质量；

(4)将铸锭放入真空管式炉中，经过3次洗气过程后，氩气氛围、1000℃保温退火5小时，随炉冷却，得到Zr₄₈Ti₄₈V₄(原子比配料)合金。

所述的步骤(4)中的每次洗气过程为：用真空泵进行抽真空，抽到-0.1MPa，关闭真空泵，再通入氩气；所述的氩气氛围是-0.05MPa；

(5)待完全冷却的铸锭取出，将制备出的铸锭表面的氧化皮打磨干净，制备出所需试样对其性能进行测试；

(6)对本实例得到的锆钛基合金进行组织观察，结果如图3、4、5所示，可见，本实例β相晶晶界有大量针状α相，在β相机体中存在大量垂直交叉层片状α相，xrd分析可知本实例基体为α+β双相，与金相分析结果一致。

实施例4

(1)按合金成分Zr₄₇Ti₄₇V₆(原子比配料)，取12.53g纯度为工业级海绵锆、6.57g纯钛和0.89g纯钛钒，分别将原料放入酒精烧杯中，用超声波清洗仪清洗10分钟去除表面杂质，清洗后，按照设计比例进行配料；

(2)将所配好的料置于非自耗真空电弧熔炼炉的水冷铜坩埚中，关闭阀门，抽高真空至3.0～3.5×10^-3Pa；

(3)引弧熔炼前，向电弧炉腔体内充入0.03MPa-0.05MPa的高纯氩气后进行熔炼，每次熔炼5分钟，反复熔炼及翻转铸锭五次，得到铸锭合金；其中，熔炼电流为210A/S，在熔炼过程中注意气压表数值变化，防止漏气影响铸锭质量；

(4)将铸锭放入真空管式炉中，经过3次洗气过程后，氩气氛围、1000℃保温退火5小时，随炉冷却，得到Zr₄₇Ti₄₇V₆(原子比配料)合金。

所述的步骤(4)中的每次洗气过程为：用真空泵进行抽真空，抽到-0.1MPa，关闭真空泵，再通入氩气；所述的氩气氛围是-0.05MPa；

(5)待完全冷却的铸锭取出，将制备出的铸锭表面的氧化皮打磨干净，制备出所需试样对其性能进行测试；

(6)对本实例得到的锆钛基合金进行组织观察，结果如图6所示，可见，本实例整个机体全部为β相，在β相机体内部出现亚晶粒，层片状的α相变小变细，出现颗粒状的α晶粒，xrd分析可知本实例基体β相，与金相分析结果一致。

实施例5

(1)按合金成分Zr₄₆Ti₄₆V₈(原子比配料)，取12.33g纯度为工业级海绵锆、6.47g纯钛和1.19g纯钛钒，分别将原料放入酒精烧杯中，用超声波清洗仪清洗10分钟去除表面杂质，清洗后，按照设计比例进行配料；

(2)将所配好的料置于非自耗真空电弧熔炼炉的水冷铜坩埚中，关闭阀门，抽高真空至3.0～3.5×10^-3Pa；

(3)引弧熔炼前，向电弧炉腔体内充入0.03MPa-0.05MPa的高纯氩气后进行熔炼，每次熔炼5分钟，反复熔炼及翻转铸锭五次，得到铸锭合金；其中，熔炼电流为210A/S，在熔炼过程中注意气压表数值变化，防止漏气影响铸锭质量；

(4)将铸锭放入真空管式炉中，经过3次洗气过程后，氩气氛围、1000℃保温退火5小时，随炉冷却，得到Zr₄₆Ti₄₆V₈(原子比配料)合金。

所述的步骤(4)中的每次洗气过程为：用真空泵进行抽真空，抽到-0.1MPa，关闭真空泵，再通入氩气；所述的氩气氛围是-0.05MPa；

(5)待完全冷却的铸锭取出，将制备出的铸锭表面的氧化皮打磨干净，制备出所需试样对其性能进行测试；

(6)对本实例得到的锆钛基合金进行组织观察，结果如图7所示，可见，本实例在β晶粒中存在少量的层片状的α相，并且晶粒内部比较平滑，没有其他形貌的析出相，xrd分析可知本实例基体为β相，与金相分析结果一致。

实施例6

(1)按合金成分Zr₄₅Ti₄₅V₁₀(原子比配料)，取12.12g纯度为工业级海绵锆、6.36g纯钛和1.5g纯钛钒，分别将原料放入酒精烧杯中，用超声波清洗仪清洗10分钟去除表面杂质，清洗后，按照设计比例进行配料；

(2)将所配好的料置于非自耗真空电弧熔炼炉的水冷铜坩埚中，关闭阀门，抽高真空至3.0～3.5×10^-3Pa；

(3)引弧熔炼前，向电弧炉腔体内充入0.03MPa-0.05MPa的高纯氩气后进行熔炼，每次熔炼5分钟，反复熔炼及翻转铸锭五次，得到铸锭合金；其中，熔炼电流为210A/S，在熔炼过程中注意气压表数值变化，防止漏气影响铸锭质量；

(4)将铸锭放入真空管式炉中，经过2～4次洗气过程后，氩气氛围、1000℃保温退火4～6小时，随炉冷却，得到Zr₄₅Ti₄₅V₁₀(原子比配料)合金。

所述的步骤(4)中的每次洗气过程为：用真空泵进行抽真空，抽到-0.1MPa，关闭真空泵，再通入氩气；所述的氩气氛围是-0.05MPa。；

(5)待完全冷却的铸锭取出，将制备出的铸锭表面的氧化皮打磨干净，制备出所需试样对其性能进行测试；

(6)对本实例得到的锆钛基合金进行组织观察，结果如图8所示，可见，本实例在仅存在β晶粒，并且晶粒内部比较平滑，相对于实例5，本实例晶粒尺寸明显变小，并且没有其他形貌的析出相，xrd分析可知本实例基体为β相，与金相分析结果一致。

实例1-6锆钛基合金工程应力应变曲线如图9所示，该结果是在Instron5982试验机上进行了应变率为5×10-4s-1的压缩试验。图9(b)是锆钛钒合金弹性变形阶段和压缩屈服强度工程应力应变曲线。通过室温压缩试验评估退火态合金的压缩性能。表1是工程应力应变曲线对应的数据结果。图10是合金的显微硬度。相的组成和微观结构对TZ基合金的力学性能具有重要影响。钛合金中α，β，α'，α″和ω相的显微硬度为ω>α'>α>β>α″，合金的弹性模量取决于晶格参数、相组成、温度等因素。β稳定元素通过扩大晶胞体积来降低晶格的键合力。根据先前的报告，不同相位的弹性模量显示出给定的顺序：Eα″<Eβ<Eα<Eω；通过表中数据和显微硬度数据可以发现，随着V元素的增加，V元素从0-4at％锆钛钒合金的屈服强度先是急剧升高，从4-6at％急剧减小，从6-10at％屈服强度先缓慢减小后缓慢增加。β相等轴组织比片状α相组织具有更好的拉伸性能和更长的疲劳寿命。相较于Ti₅₀Zr₅₀合金，Ti₄₇Zr₄₇V₆、Ti₄₆Zr₄₆V₈、Ti₄₅Zr₄₅V₁₀合金压缩变形量提高35％以上。

对于锆钛钒合金，合金的力学性能取决于合金的晶体结构，其强韧化机理主要包括细晶强化、第二相强化、固溶强化。Ti₄₉Zr₄₉V₂合金中α相占主要部分，由于合金中可能存在ω相，ω相为硬脆相，因此Ti₄₉Zr₄₉V₂合金塑性相较于Ti₅₀Zr₅₀合金有所下降。同时Ti₄₉Zr₄₉V₂合金在细晶强化以及第二相强化共同作用下，相较于Ti₅₀Zr₅₀合金，具有更高的屈服强度和弹性模量。Ti₄₈Zr₄₈V₄为α+β双相组织，Ti₄₈Zr₄₈V₄合金中β相占主要部分，由于在原始的β晶界处聚集大量的针状α层片组织，在变形过程中α相晶界处更易产生应力集中，进而诱导裂纹的生成，因此Ti₄₈Zr₄₈V₄合金的塑性较低。钛合金在变形过程中裂纹大多数是在α晶界处生成，主要由于应力集中处首先会发生位错的滑移，而晶界会阻碍位错的滑移，造成位错塞积，产生应力集中。随着V元素的增加，合金的原始β晶粒和Ti₄₇Zr₄₇V₆、Ti₄₆Zr₄₆V₈、Ti₄₅Zr₄₅V₁₀合金中初生的β晶粒都有减小的趋势。Ti₄₇Zr₄₇V₆合金基体中含有少量颗粒状α相，在变形过程中α相阻碍位错的运动，因此相较于Ti₄₆Zr₄₆V₈合金，Ti₄₇Zr₄₇V₆合金具有更好的力学性能。当V元素引入8at％、10at％时，合金为全β相，而TZ合金为单一α相，β相具有更多的滑移面，因此β相相较于α相具有较低的屈服强度和弹性模量以及具有较好的延展性。固溶强化是另一个重要的材料强化机制，这意味着溶质原子可溶于基质中，从而产生晶格畸变。晶格畸变增加了位错运动的阻力，并使滑动难以进行，从而提高了合金的强度和硬度，Ti₄₅Zr₄₅V₁₀合金相较于Ti₄₆Zr₄₆V₈合金弹性模量、屈服强度都略有升高，主要是由于固溶强化的作用。

实例1-6锆钛基合金xrd图谱如图11所示。V元素的含量对锆钛钒合金的相组成具有重要影响。退火态的Ti₅₀Zr₅₀合金只显示出α相，没有其他金属间化合物或相，这种现象可以通过Ti-Zr二元合金相图来进行解释。随着V元素的增加，合金逐渐由α相喜向β相过度，其中Ti₄₈Zr₄₈V₄合金为α+β双相组织。当V元素增加到6at％时，合金基体为β相，没有检测出α相。图11b为XRD从30°到40°的检测结果，可以看到随着V元素的增加，β相含量逐渐增加，Ti₄₇Zr₄₇V₆、Ti₄₆Zr₄₆V₈、Ti₄₅Zr₄₅V₁₀合金随着V元素的增加，XRD衍射峰逐渐向高角度峰位置发生偏移，说明V的加入引起晶格常数的变化。这主要是由于V元素的原子半径小于Ti、Zr原子半径，V元素的引入引起晶格常数的减小。

实例1-6锆钛基合金极化曲线如图12所示，所有实例都是在3.5％NaCl溶液进行测试的，测试设备为CS系列电化学工作站。测试所获得数据通过C-View软件对实例1-6锆钛基合金极化曲线进行拟合，Ti₅₀Zr₅₀合金腐蚀电流密度为9.897×10^-8A/cm²，Ti₄₉Zr₄₉V₂合金腐蚀电流密度为1.4881×10^-7A/cm²，Ti48Zr48V4合金腐蚀电流密度为1.7569×10^-6A/cm²，Ti₄₇Zr₄₇V₆合金腐蚀电流密度为2.0566×10^-7A/cm²，Ti₄₆Zr₄₆V₈合金腐蚀电流密度为1.9384×10^-7A/cm²，Ti₄₉Zr₄₉V₂合金腐蚀电流密度为1.4881×10^-7A/cm²，Ti₄₅Zr₄₅V₁₀合金腐蚀电流密度为1.3681×10^-7A/cm²。腐蚀电流密度表示合金发生腐蚀的速率，腐蚀电流密度越大表明合金的腐蚀速率越快，合金耐蚀性越差，同样在5％NaCl溶液进行测试，目前市场上应用最广泛的Ti-6Al-4V合金的腐蚀电流密度在1×10^-6A/cm以上，除实例3以外，实例1、2、4、5、6中的锆钛基合金的腐蚀电流密度均在1×10^-7A/cm²到1×10^-8A/cm²之间，说明锆钛基合金在耐蚀性方面表现优良。

表1：本发明实施例1、2、3、4、5、6的力学性能测试结果

本发明是通过实施例来表述的，但并不对本发明构成限制，参照本发明的描述，所公开的实施例中的其他变化对于钛合金和锆合金领域中的研究学者是易于猜想得到的，此变化应属于本发明专利要求限定的范围之内。

本发明未尽事宜为公知技术。

Claims (4)

1.一种高强韧耐蚀锆钛钒合金，其特征为该合金为锆-钛-钒合金，三种元素所占原子比分别为：Zr 45～49at％，Ti 45～49at％，V2～10at％，余量为不可避免的杂质。

2.如权利要求1所述的高强韧耐蚀锆钛钒合金的制备方法，其特征为该方法包括以下步骤：

(1)将纯锆、纯钛和纯钒分别清洗后，按照设计比例进行配料；

(2)将所配好的物料置于非自耗真空电弧熔炼炉的坩埚中，关闭阀门，抽高真空至3.0～3.5×10^-3Pa；

(3)向电弧炉腔体内充入0.03MPa-0.05MPa的高纯氩气，然后进行引弧熔炼；每次熔炼4-6分钟，反复熔炼及翻转铸锭5-7次，得到铸锭合金；

其中，熔炼电流为240～300A/S；

(4)将铸锭放入真空管式炉中，经过2～4次洗气过程后，氩气氛围、1000℃保温退火4～6小时，随炉冷却，得到高强韧耐蚀锆钛钒合金。

3.如权利要求2所述的高强韧耐蚀锆钛钒合金的制备方法，其特征为所述的步骤(4)中的每次洗气过程为：用真空泵进行抽真空，抽到-0.1MPa，关闭真空泵，再通入氩气；所述的氩气氛围是-0.05MPa。

4.如权利要求2所述的高强韧耐蚀锆钛钒合金的制备方法，其特征为上述的纯锆为工业级海绵锆，纯钛的纯度为99％，纯钒的纯度为99.95％。

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