CN113249632A - 一种高性能TiZrNb合金及其制备方法和应用 - Google Patents

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Abstract

本发明提供了一种高性能TiZrNb合金及其制备方法和应用，涉及合金材料技术领域。本发明提供的制备方法包括以下步骤：将TiZrNb合金铸锭进行均匀化处理，得到具有均匀β晶粒的TiZrNb合金锭；将所述具有均匀β晶粒的TiZrNb合金锭进行冷轧制，得到TiZrNb合金板材；将所述TiZrNb合金板材进行热处理，得到高性能TiZrNb合金。本发明制备的TiZrNb合金在保持较优异的力学性能的同时兼具优异的耐腐蚀性能。

Description

一种高性能TiZrNb合金及其制备方法和应用
技术领域
本发明涉及合金材料技术领域，具体涉及一种高性能TiZrNb合金及其制备方法和应用。
背景技术
通常来说，材料的拉伸性能表征着材料的强度和塑性的好坏。在生物植入体材料的应用中，屈服强度通常代表着材料抵抗塑性变形的临界应力，高的屈服强度能够减少植入体材料的尺寸效应；塑性代表着物体变形的能力，好的塑性能够减少植入物在手术中和手术后失败的可能性。然而，由于缺乏有效的强化方法，目前研究的大多数TiZrNb合金要么是高强度低塑性，要么是高塑性低强度，因此，实现TiZrNb合金的综合力学性能提升仍旧是长期以来的一项挑战。此外，生物TiZrNb合金钝化膜的耐腐蚀能力和稳定性一体化发展对提高植入体材料的服役寿命同样至关重要。
TiZrNb合金此前主要应用于生物医用领域中，随着生物TiZrNb合金的开发和利用，医学的不断发展和对人体健康的不断关注，生物医用领域对TiZrNb合金的性能提出了更高的要求。传统设计TiZrNb合金时，通常采用固溶强化、细晶强化等原理，采用的热处理方式也较为单一，缺少有效地强化方式。此外，TiZrNb合金钝化膜的耐腐蚀能力和稳定性决定了其在服役过程中腐蚀速率，而现有医用合金在服役期间离子的释放使得周围组织受损。
发明内容
本发明的目的在于提供一种高性能TiZrNb合金及其制备方法和应用，本发明制备的TiZrNb合金在保持较优异的力学性能的同时兼具优异的耐腐蚀性能。
为了实现上述发明目的，本发明提供以下技术方案：
本发明提供了一种高性能TiZrNb合金的制备方法，包括以下步骤：
将TiZrNb合金铸锭进行均匀化处理，得到具有均匀β晶粒的TiZrNb合金锭；以原子百分比计，所述TiZrNb合金铸锭的化学成分包括：Ti 33.3～45％，Zr 33.3～45％，Nb 10～33.4％；所述均匀化处理的温度为950～1200℃，所述均匀化处理的保温时间为30～360min；
将所述具有均匀β晶粒的TiZrNb合金锭进行冷轧制，得到TiZrNb合金板材；所述冷轧制的变形量为50～99％；
将所述TiZrNb合金板材进行热处理，得到高性能TiZrNb合金；所述热处理的温度为450～950℃，所述热处理的保温时间为20～360min。
优选地，所述均匀化处理的温度为1000～1150℃。
优选地，所述均匀化处理在真空条件下进行。
优选地，所述均匀化处理后，还包括：将所得铸锭冷却至室温，得到具有均匀β晶粒的TiZrNb合金锭。
优选地，所述冷轧制的温度为10～30℃。
优选地，所述冷轧制为多道次轧制，每道次轧制的变形量为1～3％。
优选地，所述热处理的温度为600～900℃。
本发明还提供了上述技术方案所述制备方法制备得到的高性能TiZrNb合金，包括基体相和纳米析出相；所述基体相为β相，所述纳米析出相为与基体相呈共格关系的BCC结构相。
优选地，所述纳米析出相的体积含量为15～40％。
本发明还提供了上述技术方案所述制备方法制备得到的高性能TiZrNb合金或上述技术方案所述高性能TiZrNb合金在制备生物医用材料中的应用。
本发明提供了一种高性能TiZrNb合金的制备方法，包括以下步骤：将TiZrNb合金铸锭进行均匀化处理，得到具有均匀β晶粒的TiZrNb合金锭；以原子百分比计，所述TiZrNb合金铸锭的化学成分包括：Ti 33.3～45％，Zr 33.3～45％，Nb 10～33.4％；所述均匀化处理的温度为950～1200℃，所述均匀化处理的保温时间为30～360min；将所述具有均匀β晶粒的TiZrNb合金锭进行冷轧制，得到TiZrNb合金板材；所述冷轧制的变形量为50～99％；将所述TiZrNb合金板材进行热处理，得到高性能TiZrNb合金；所述热处理的温度为450～950℃，所述热处理的保温时间为20～360min。本发明限定采用上述化学成分的TiZrNb合金铸锭，能够使得合金同时含有较高含量的Zr和Nb，为发生调幅分解提供先决条件；所述TiZrNb合金铸锭中存在成分偏析和微观结构偏析，本发明将TiZrNb合金铸锭进行均匀化处理，通过控制均匀化处理的温度和时间，消除TiZrNb合金铸锭中成分偏析和微观结构偏析，得到具有均匀β晶粒的TiZrNb合金锭；均匀化处理后形成的β相较为粗大，其屈服强度较低，耐腐蚀性能较差；然后将均匀化处理后的TiZrNb合金进行冷轧制，通过冷轧制密实并均匀化合金组织，细化晶粒，并且产生大量相互缠结的位错，通过位错强化能够提高合金的强度，但是不利于合金的塑性和钝化膜的稳定性；通过后续的热处理消除合金中的位错，进行再结晶，并通过调幅分解在合金中形成纳米析出相，再结晶的β晶粒能够改善合金的塑性，纳米析出相能够改善合金的强度以及钝化膜的耐蚀性和稳定性，本发明利用热处理过程中的再结晶和调幅分解能够在改善合金综合力学性能的同时保持优异的耐腐蚀性。
本发明提供了上述技术方案所述制备方法制备得到的高性能TiZrNb合金，包括基体相和纳米析出相；所述基体相为β相，所述纳米析出相为与基体相呈共格关系的BCC结构相。本发明通过冷轧制过程中存储的形变存储能在热处理过程中发生再结晶，改善合金的塑性；通过调幅分解形成的纳米析出相的原子分布表现为在基体原子分布的基础上析出额外的原子以与基体原子相同的原子排列方式分布在基体原子之间。纳米析出相中基体原子和额外的原子之间的键能要大于基体原子之间的键能，这在合金的变形过程中增加位错的运动阻力，进而提升合金的屈服强度。合金钝化膜的耐蚀性和稳定性与钝化膜中原子的排列密度和原子键能有关，由于调幅分解引起的高的原子排列密度降低了合金钝化膜的表面能，进而改善合金的耐腐蚀能力，原子之间键能的增加改善了合金钝化膜的耐腐性和稳定性，从而可以使得TiZrNb合金在改善合金综合力学性能的同时保持优异的耐腐蚀性。
此外，本发明的制备方法对于加工流程和工艺要求较低，不需要繁杂的设备，能够减少制备时间，具有良好的应用前景。
附图说明
图1为实施例5制备的高性能TiZrNb合金的EBSD组织图；
图2为实施例5制备的高性能TiZrNb合金组织的透射图；
图3为实施例5制备的高性能TiZrNb合金中纳米析出相的排列方式图；
图4为对比例5制备的TiZrNb合金的EBSD组织图；
图5为对比例6制备的TiZrNb合金组织的透射图。
具体实施方式
本发明提供了一种高性能TiZrNb合金的制备方法，包括以下步骤：
将TiZrNb合金铸锭进行均匀化处理，得到具有均匀β晶粒的TiZrNb合金锭；以原子百分比计，所述TiZrNb合金铸锭的化学成分包括：Ti 33.3～45％，Zr 33.3～45％，Nb 10～33.4％；所述均匀化处理的温度为950～1200℃，所述均匀化处理的保温时间为30～360min；
将所述具有均匀β晶粒的TiZrNb合金锭进行冷轧制，得到TiZrNb合金板材；所述冷轧制的变形量为50～99％；
将所述TiZrNb合金板材进行热处理，得到高性能TiZrNb合金；所述热处理的温度为450～950℃，所述热处理的保温时间为20～360min。
本发明将TiZrNb合金铸锭进行均匀化处理，得到具有均匀β晶粒的TiZrNb合金锭。在本发明中，以原子百分比计，所述TiZrNb合金铸锭的化学成分包括：Ti 33.3～45％，Zr33.3～45％，Nb 10～33.4％。
在本发明的具体实施例中，所述TiZrNb合金铸锭中Ti的原子百分比优选为33.3％、40％或45％；所述TiZrNb合金铸锭中Zr的原子百分比优选为33.3％、40％或45％；所述TiZrNb合金铸锭中Nb的原子百分比优选为10％、20％或33.4％。在本发明中的具体实施例中，所述TiZrNb合金铸锭的组成为Ti-45Zr-10Nb(at％)、Ti-40Zr-20Nb(at％)或Ti-33.3Zr-33.4Nb(at％)。
在本发明中，所述TiZrNb合金铸锭中仅含有β相；本发明对所述β相的晶粒大小没有特殊要求，本领域熟知的经熔炼得到的TiZrNb合金铸锭均可。本发明对所述TiZrNb合金铸锭的形状没有特殊要求，在本发明的实施例中，具体为纽扣铸锭。
在本发明中，所述均匀化处理的温度为950～1200℃，优选为1000～1150℃。在本发明的具体实施例中，所述均匀化处理的温度具体优选为1000℃、1050℃、1100℃、1150℃或1200℃。在本发明中，所述均匀化处理的保温时间为30～360min，优选为60～240min。
在本发明中，所述均匀化处理优选在真空条件下进行，真空度优选为-0.1MPa以下。在本发明中，所述均匀化处理采用的设备优选为真空管式炉。
在本发明中，所述均匀化处理的方法具体优选为：先将均匀化处理设备升温至均匀化处理的温度，然后再将TiZrNb合金铸锭放入均匀化处理设备中，将均匀化处理设备抽真空，进行均匀化处理。在本发明中，所述均匀化处理设备的升温速率优选为5～20℃/min，更优选为10～15℃/min。本发明限定上述升温速率能够避免升温速率过慢或过快导致炉温偏离所设置的均匀化处理温度。本发明对所述TiZrNb合金铸锭在均匀化处理设备中的升温速率没有特殊要求。
本发明在所述均匀化处理后，优选还包括：将所得铸锭冷却至室温，得到具有均匀β晶粒的TiZrNb合金锭。在本发明中，所述冷却的方式优选为水冷、空冷或炉冷。在本发明中，所述TiZrNb合金锭中β晶粒的尺寸和成分均匀，有利于提高TiZrNb合金的综合性能。
在本发明中，TiZrNb合金铸锭中存在成分偏析和微观结构偏析，本发明将TiZrNb合金铸锭进行均匀化处理，通过控制均匀化处理的温度和时间，消除TiZrNb合金中的成分偏析和微观结构偏析。当均匀化处理温度低于本发明所述均匀化处理的温度时，会导致成分偏析和微观结构偏析不能完全消除；当均匀化处理温度高于本发明所述均匀化处理的温度时，经均匀化处理后会导致TiZrNb合金过烧，不利于后续的冷轧制。当均匀化处理的保温时间低于本发明所述的保温时间时，会导致成分偏析和微观结构偏析不能完全消除；当均匀化处理的保温时间高于本发明所述的保温时间时，同样会导致TiZrNb合金过烧，不利于后续的冷轧制。
得到具有均匀β晶粒的TiZrNb合金锭后，本发明将所述具有均匀β晶粒的TiZrNb合金锭进行冷轧制，得到TiZrNb合金板材。在本发明中，所述冷轧制的变形量为50～99％，优选为70～98％，更优选为85～95％，进一步优选为90％。在本发明中，所述冷轧制优选为多道次轧制，每道次轧制的变形量优选为1～3％，更优选为2％。在本发明中，所述冷轧制的温度优选为10～30℃，更优选为23～26℃。在本发明中，所述冷轧制优选在双辊轧机中进行，更优选在200型双辊同步轧机中进行。
在本发明的具体实施例中，优选在进行所述冷轧制前，将所述具有均匀β晶粒的TiZrNb合金锭进行预处理。在本发明中，所述预处理的方法优选为打磨；所述打磨用砂纸的目数优选为400～1500目。本发明通过预处理将TiZrNb合金锭表面的氧化皮去除。
在本发明的具体实施例中，所述TiZrNb合金板材的厚度优选为2～5mm，更优选为3～4mm。
得到TiZrNb合金板材后，本发明将所述TiZrNb合金板材进行热处理，得到高性能TiZrNb合金。在本发明中，所述热处理的温度为450～950℃，优选为600～900℃，更优选为700～850℃，进一步优选为750～800℃。在本发明中，所述热处理的保温时间为20～360min，优选为30～60min。
在本发明中，所述热处理优选在真空条件下进行，真空度优选为-0.1MPa以下。
在本发明中，所述热处理采用的设备优选为马弗炉。在本发明中，优选先将热处理设备升温至热处理的温度，然后将所述TiZrNb合金板材放入热处理设备中，抽真空，进行热处理。在本发明中，所述热处理设备的升温速率优选为5～20℃/min，更优选为10～15℃/min。本发明限定上述升温速率能够避免升温速率过慢或过快导致炉温偏离所设置的热处理温度。本发明对所述TiZrNb合金板材在热处理设备中的升温速率没有特殊要求。
本发明通过控制热处理的温度和时间，可以确保纳米析出相细小且均匀，进而有利于改善TiZrNb合金的强度，可以控制再结晶的程度，进而有利于改善TiZrNb合金的塑性。
本发明在所述热处理后，优选还包括：将热处理所得板材冷却至室温，得到高性能TiZrNb合金。在本发明中，所述冷却的方式优选为水冷或空冷。在本发明中，所述水冷的方法优选为：将热处理所得板材浸入水中，待热处理所得板材冷却后取出；所述水的温度优选为15～30℃，更优选为20～25℃。在本发明中，所述空冷的方法优选为：将热处理所得板材放置于室温环境中，待其冷却至室温温度；所述室温温度优选为20～30℃，更优选为25℃。
在本发明的具体实施例中，优选将冷却后所得板材依次进行打磨和洗涤处理，得到高性能TiZrNb合金。本发明通过对板材表面进行打磨和洗涤处理，能够去除板材表面的氧化皮。本发明对所述打磨和洗涤处理的方式没有特殊要求，采用本领域熟知的打磨和洗涤处理方式即可。
本发明通过均匀化处理消除铸锭中的缺陷，通过冷轧制密实并均匀化合金组织，细化晶粒，改善显微组织，并且可以产生大量位错，通过热处理过程中的再结晶和调幅分解形成均匀细小的β晶粒和纳米析出相，在保持优异综合力学性能的同时获得优异的耐腐蚀能力。
本发明还提供了上述技术方案所述制备方法制备得到的高性能TiZrNb合金，包括基体相和纳米析出相；所述基体相为β相，所述纳米析出相为与基体相呈共格关系的BCC结构相。在本发明中，所述纳米析出相的体积含量优选为15～40％，更优选为20～35％。在本发明中，所述基体相的晶粒尺寸优选为5～80μm，更优选为20～60μm；所述纳米析出相的晶粒尺寸优选为2～30nm，更优选为5～20nm。
在本发明中，所述纳米析出相由热处理过程中调幅分解形成，所述热处理温度越高，时间越长，纳米析出相的尺寸和体积含量越大。
本发明还提供了上述技术方案所述制备方法制备得到的高性能TiZrNb合金或上述技术方案所述高性能TiZrNb合金在制备生物医用材料中的应用，具体将本发明的高性能TiZrNb合金用于制备生物材料植入体，更优选制备膝关节种植体、踝关节种植体、肩关节种植体和脊椎种植体。
下面将结合本发明中的实施例，对本发明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。
以下实施例和对比例所用原材料TiZrNb合金铸锭的制备过程如下：
采用沈阳科仪的DHL300型号的非自耗电弧熔炼炉，配备有磁搅拌系统和水冷铜坩埚，熔炼得到质量为100g的TiZrNb合金纽扣铸锭。所述TiZrNb合金纽扣铸锭的原材料采用超声波清洗干净的99.9％纯度的Ti块、99.9％的Zr块和99.9％的Nb块。将通过高密度电子天平配好的不同成分的金属原材料按照熔点高低放置在水冷铜坩埚中，将Ti块和Zr块放置在最底层，Nb块放置于最顶层，配料及放料完成后，将炉体封闭，通过机械泵和分子泵将真空度抽至1～3×10-3Pa，随后选用高纯氩气(99.999％)作为保护气体充入炉腔内，充至400～500MPa；原材料熔化后开启电磁搅拌系统，使其熔炼均匀，每熔炼完一遍，使用机械手将纽扣铸锭翻转，共反复熔6～8次，得到成分均匀的TiZrNb合金纽扣铸锭，用于以下实施例和对比例。
实施例1
均匀化处理：将真空管式炉以10℃/min的加热速率升温至1000℃，然后加入Ti-45Zr-10Nb(at％)合金铸锭，抽真空至-0.1MPa，保温60min后迅速取出，水冷，得到具有均匀β晶粒的TiZrNb合金锭；
冷轧制：将所述具有均匀β晶粒的TiZrNb合金锭的表面尚存的少许氧化皮打磨掉，打磨时使用400目～1500目的砂纸；将TiZrNb合金锭在双辊轧机上进行冷轧制，冷轧制的温度为26℃，采用多道次轧制，每道次轧制的变形量为2％，合金的最终变形量达到90％，冷轧制完成后，得到厚度为2mm的TiZrNb合金板材；
热处理：将马弗炉以10℃/min的加热速率升温至700℃后，然后加入所述TiZrNb合金板材，抽真空至-0.1MPa，保温30min后迅速取出，采用室温水将得到的TiZrNb合金板材水冷至室温，然后将表层氧化层打磨干净并进行清洗，得到高性能TiZrNb合金，记为TZ10N-700-30。
实施例2
均匀化处理：将真空管式炉以10℃/min的加热速率升温至1000℃，然后加入Ti-40Zr-20Nb(at％)合金铸锭，抽真空至-0.1MPa，保温60min后迅速取出，水冷，得到具有均匀β晶粒的TiZrNb合金锭；
冷轧制：将所述具有均匀β晶粒的TiZrNb合金锭的表面尚存的少许氧化皮打磨掉，打磨时使用400目～1500目的砂纸；将TiZrNb合金锭在双辊轧机上进行冷轧制，冷轧制的温度为23℃，采用多道次轧制，每道次轧制的变形量为2％，合金的最终变形量达到90％，冷轧制完成后，得到厚度为2mm的TiZrNb合金板材；
热处理：将马弗炉以10℃/min的加热速率升温至700℃后，然后加入所述TiZrNb合金板材，抽真空至-0.1MPa，保温30min后迅速取出，采用室温水将得到的TiZrNb合金板材水冷至室温，然后将表层氧化层打磨干净并进行清洗，得到高性能TiZrNb合金，记为TZ20N-700-30。
实施例3
均匀化处理：将真空管式炉以10℃/min的加热速率升温至1000℃，然后加入Ti-33.3Zr-33.4Nb(at％)合金铸锭，抽真空至-0.1MPa，保温60min后迅速取出，水冷，得到具有均匀β晶粒的TiZrNb合金锭；
冷轧制：将所述具有均匀β晶粒的TiZrNb合金锭的表面尚存的少许氧化皮打磨掉，打磨时使用400目～1500目的砂纸；将TiZrNb合金锭在双辊轧机上进行冷轧制，冷轧制的温度为25℃，采用多道次轧制，每道次轧制的变形量为2％，合金的最终变形量达到90％，冷轧制完成后，得到厚度为2mm的TiZrNb合金板材；
热处理：将马弗炉以10℃/min的加热速率升温至700℃后，然后加入所述TiZrNb合金板材，抽真空至-0.1MPa，保温60min后迅速取出，采用室温水将得到的TiZrNb合金板材水冷至室温，然后将表层氧化层打磨干净并进行清洗，得到高性能TiZrNb合金，记为TZN-700-60。
实施例4
均匀化处理：将真空管式炉以10℃/min的加热速率升温至1000℃，然后加入Ti-33.3Zr-33.4Nb(at％)合金铸锭，抽真空至-0.1MPa，保温60min后迅速取出，水冷，得到具有均匀β晶粒的TiZrNb合金锭；
冷轧制：将所述具有均匀β晶粒的TiZrNb合金锭的表面尚存的少许氧化皮打磨掉，打磨时使用400目～1500目的砂纸；将TiZrNb合金锭在双辊轧机上进行冷轧制，冷轧制的温度为25℃，采用多道次轧制，每道次轧制的变形量为2％，合金的最终变形量达到90％，冷轧制完成后，得到厚度为2mm的TiZrNb合金板材；
热处理：将马弗炉以10℃/min的加热速率升温至800℃后，然后加入所述TiZrNb合金板材，抽真空至-0.1MPa，保温30min后迅速取出，采用室温水将得到的TiZrNb合金板材水冷至室温，然后将表层氧化层打磨干净并进行清洗，得到高性能TiZrNb合金，记为TZN-800-30。
实施例5
均匀化处理：将真空管式炉以10℃/min的加热速率升温至1000℃，然后加入Ti-33.3Zr-33.4Nb(at％)合金铸锭，抽真空至-0.1MPa，保温60min后迅速取出，水冷，得到具有均匀β晶粒的TiZrNb合金锭；
冷轧制：将所述具有均匀β晶粒的TiZrNb合金锭的表面尚存的少许氧化皮打磨掉，打磨时使用400目～1500目的砂纸；将TiZrNb合金锭在双辊轧机上进行冷轧制，冷轧制的温度为25℃，采用多道次轧制，每道次轧制的变形量为2％，合金的最终变形量达到90％，冷轧制完成后，得到厚度为2mm的TiZrNb合金板材；
热处理：将马弗炉以10℃/min的加热速率升温至800℃后，然后加入所述TiZrNb合金板材，抽真空至-0.1MPa，保温60min后迅速取出，采用室温水将得到的TiZrNb合金板材水冷至室温，然后将表层氧化层打磨干净并进行清洗，得到高性能TiZrNb合金，记为TZN-800-60。
对比例1
与实施例1的制备方法基本相同，不同之处仅在于：未进行冷轧制和热处理，得到的TiZrNb合金记为TZ10N-ST。
对比例2
与实施例1的制备方法基本相同，不同之处仅在于：未进行热处理，得到的TiZrNb合金记为TZ10N-ST-CR。
对比例3
与实施例2的制备方法基本相同，不同之处仅在于：未进行冷轧制和热处理，得到的TiZrNb合金记为TZ20N-ST。
对比例4
与实施例2的制备方法基本相同，不同之处仅在于：未进行热处理，得到的TiZrNb合金记为TZ20N-ST-CR。
对比例5
与实施例5的制备方法基本相同，不同之处仅在于：未进行冷轧制和热处理，得到的TiZrNb合金记为TZN-ST。
对比例6
与实施例5的制备方法基本相同，不同之处仅在于：未进行热处理，得到的TiZrNb合金记为TZN-ST-CR。
性能测试
对实施例5制备得到的高性能TiZrNb合金的组织进行测试，结果如图1～3所示，图1为实施例5制备得到的高性能TiZrNb合金的EBSD组织图；图2为实施例5制备得到的高性能TiZrNb合金组织的透射图；图3为实施例5制备得到的高性能TiZrNb合金中纳米析出相的排列方式图；图4为对比例5制备的TiZrNb合金的EBSD组织图；图5为对比例6制备的TiZrNb合金组织的透射图。
由图1～3可知，本发明实施例5制备的高性能TiZrNb合金由细小的纳米析出相和粗大的基体β相组成，其余实施例微观组织结构类似，不再赘述。由图4可以看出，仅进行均匀化处理而不进行冷轧制和热处理的TiZrNb合金的β晶粒尺寸较大，不利于TiZrNb合金的性能。由图5可以看出，仅进行均匀化处理和冷轧制而不进行热处理的TiZrNb合金中含有大量的位错，尽管大量位错的存在能够提高TiZrNb合金的力学性能，但不利于TiZrNb合金钝化膜的耐蚀性和稳定性。
对实施例1～5制备得到的高性能TiZrNb合金以及对比例1～6制备的TiZrNb合金的力学性能进行测试，测试方法为：利用线切割将TiZrNb合金切成骨棒状的单轴拉伸试样，按照国家标准GB/T 228-2002对单轴拉伸试样的力学性能进行测试，测试过程中，每个实施例和对比例的样品至少切出3个拉伸试样，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TiZrNb合金的力学性能数据，测试结果如表1所示。
表1实施例1～5以及对比例1～6制备的TiZrNb合金的力学性能
Figure BDA0003034959840000111
Figure BDA0003034959840000121
由表1可知，本发明制备的高性能TiZrNb合金具有优异的综合力学性能，由此说明本发明通过结合再结晶和调幅分解能够获得较为优异的综合力学性能。
此外，由对比例1和对比例2的结果可知，仅进行均匀化处理不进行冷轧制和热处理，最终制备的TiZrNb合金的强度较差；进行均匀化处理和冷轧制不进行热处理，最终制备的TiZrNb合金的塑性较差。而由实施例1的结果可知，通过结合再结晶和调幅分解能够获得较为优异的综合力学性能。
由对比例3和对比例4的结果可知，仅进行均匀化处理不进行冷轧制和热处理，最终制备的TiZrNb合金的强度较差；进行均匀化处理和冷轧制不进行热处理，最终制备的TiZrNb合金的塑性较差。而由实施例2的结果可知，通过结合再结晶和调幅分解能够获得较为优异的综合力学性能。
同样的，由对比例5和对比例6的结果可知，仅进行均匀化处理不进行冷轧制和热处理，最终制备的TiZrNb合金的强度较差；进行均匀化处理和冷轧制不进行热处理，最终制备的TiZrNb合金的塑性较差。而由实施例3、实施例4和实施例5的结果可知，通过结合再结晶和调幅分解能够获得较为优异的综合力学性能。
对实施例1～5制备得到的高性能TiZrNb合金以及对比例1～6制备的TiZrNb合金的耐腐蚀性能进行测试，测试方法为：利用线切割将TiZrNb合金切成测试面积为1cm2的正方形腐蚀试样，对正方形腐蚀试样的耐腐蚀性能进行测试，测试过程中，每个实施例和对比例的样品至少切出3个腐蚀试样，确保数据的可重复性，采用传统的三电极法测量动电位极化曲线，测试仪器型号为PARSTAT 3000A-DX的电化学工作站(生产商：普林斯顿，美国)，电位扫描速率设定为1mV/s，进行腐蚀试验，由此获得TiZrNb合金的腐蚀性能数据，测试结果如表2所示。
表2实施例1～5以及对比例1～6制备的TiZrNb合金的腐蚀性能
Figure BDA0003034959840000131
由对比例1和对比例2的结果可知，仅进行均匀化处理不进行冷轧制和热处理，最终制备的TiZrNb合金的耐腐蚀性能较差；进行均匀化处理和冷轧制不进行热处理，最终制备的TiZrNb合金的耐腐蚀性能有所提升，但还是较差。而由实施例1的结果可知，通过结合再结晶和调幅分解能够获得较为优异的综合耐腐蚀性能。
由对比例3和对比例4的结果可知，仅进行均匀化处理不进行冷轧制和热处理，最终制备的TiZrNb合金的耐腐蚀性能较差；进行均匀化处理和冷轧制不进行热处理，最终制备的TiZrNb合金的耐腐蚀性能有所提升，但还是较差。而由实施例2的结果可知，通过结合再结晶和调幅分解能够获得较为优异的耐腐蚀性能。
同样的，由对比例5和对比例6的结果可知，仅进行均匀化处理不进行冷轧制和热处理，最终制备的TiZrNb合金的耐腐蚀性能较差；进行均匀化处理和冷轧制不进行热处理，最终制备的TiZrNb合金的耐腐蚀性能有所提升，但还是较差。而由实施例3、实施例4和实施例5的结果可知，通过结合再结晶和调幅分解能够获得较为优异的耐腐蚀性能。
以上所述仅是本发明的优选实施方式，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)

1.一种高性能TiZrNb合金的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：
将TiZrNb合金铸锭进行均匀化处理，得到具有均匀β晶粒的TiZrNb合金锭；以原子百分比计，所述TiZrNb合金铸锭的化学成分包括：Ti 33.3～45％，Zr 33.3～45％，Nb 10～33.4％；所述均匀化处理的温度为950～1200℃，所述均匀化处理的保温时间为30～360min；
将所述具有均匀β晶粒的TiZrNb合金锭进行冷轧制，得到TiZrNb合金板材；所述冷轧制的变形量为50～99％；
将所述TiZrNb合金板材进行热处理，得到高性能TiZrNb合金；所述热处理的温度为450～950℃，所述热处理的保温时间为20～360min。
2.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述均匀化处理的温度为1000～1150℃。
3.根据权利要求1或2所述的制备方法，其特征在于，所述均匀化处理在真空条件下进行。
4.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述均匀化处理后，还包括：将所得铸锭冷却至室温，得到具有均匀β晶粒的TiZrNb合金锭。
5.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述冷轧制的温度为10～30℃。
6.根据权利要求1或5所述的制备方法，其特征在于，所述冷轧制为多道次轧制，每道次轧制的变形量为1～3％。
7.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述热处理的温度为600～900℃。
8.权利要求1～7任一项所述制备方法制备得到的高性能TiZrNb合金，包括基体相和纳米析出相；所述基体相为β相，所述纳米析出相为与基体相呈共格关系的BCC结构相。
9.根据权利要求8所述的高性能TiZrNb合金，其特征在于，所述纳米析出相的体积含量为15～40％。
10.权利要求1～7任一项所述制备方法制备得到的高性能TiZrNb合金或权利要求8～9任一项所述高性能TiZrNb合金在制备生物医用材料中的应用。
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