本发明涉及合金技术领域，尤其涉及一种钛合金及其制备方法。
背景技术：
钛合金tb10是一种近β高强高韧钛合金，具有比强度高、断裂韧性好、淬透性高、热加工工艺性能和机加工性能优异、加工温度低以及变形抗力较小等一系列优点，是理想的结构材料。与α+β钛合金相比，其高强状态下的室温塑性和可锻性均较差，这是高合金化亚稳定β型钛合金共存的一个缺点，因此，锻造变形抗力大和机械加工性能差。
但在实际的应用过程中，常常要求合金在具有高强度的同时还要具有良好的机械加工性能。
技术实现要素：
本发明的目的在于提供一种在具有较高强度的同时还要具有良好的机械加工性能的含锆tb10钛合金及其制备方法。
为了实现上述发明目的，本发明提供以下技术方案：
本发明提供了一种含锆tb10钛合金，按质量百分数计，包括以下组分：
优选的，按质量百分数计，所述含锆tb10钛合金包括以下组分：
本发明还提供了上述技术方案所述含锆tb10钛合金的制备方法，包括以下步骤：
按照所述含锆tb10钛合金的成分配比将合金原料进行熔炼，得到合金铸锭；
将所述合金铸锭进行固溶处理，得到固溶态合金；
将所述固溶态合金进行退火处理，得到钛合金。
优选的，所述熔炼的温度为2400～2600℃，熔炼的时间为2～4分钟。
优选的，所述熔炼在惰性气氛保护下进行，所述惰性气氛的压力为0.04～0.06mpa。
优选的，所述固溶处理的温度为800～850℃，所述固溶处理的时间为0.5～1h。
优选的，所述退火处理的温度为400～500℃，所述退火处理的时间为2～3h。
本发明提供了一种含锆tb10钛合金，按质量百分数计，包括以下组分：ti34％～76％，zr10％～50％，mo4.5％～5.5％，v4.5％～5.5％，cr1.5％～2.5％al2.5％～3.5％。本发明中，所述锆元素的添加能够有效的抑制绝热和回火ω相的产生，zr与ti同属第ⅳb族，且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相还是低温的α相，它们均具有更高的强度和较好的塑性。根据实施例的记载，本发明所述的高强度钛合金与实测的ti-5mo-5v-2cr-3al钛合金相比，抗拉强度最大可提高49.16％。
附图说明
图1为本发明的拉伸试样尺寸图；
图2为实施例1制备得到的含锆tb10钛合金的金相光学显微图；
图3为实施例2制备得到的含锆tb10钛合金的金相光学显微图；
图4为实施例3制备得到的含锆tb10钛合金的金相光学显微图；
图5为实施例4制备得到的含锆tb10钛合金的金相光学显微图；
图6为实施例5制备得到的含锆tb10钛合金的金相光学显微图。
具体实施方式
本发明提供了一种含锆tb10钛合金，按质量百分数计，包括以下组分：
在本发明中，若无特殊说明，所有原料组分均为本领域技术人员熟知的市售产品。
按质量百分含量计，本发明所述含锆tb10钛合金含有34％～76％的ti，优选为40％～60％，更优选为45％～55％。
按质量百分含量计，本发明所述含锆tb10钛合金含有10％～50％的zr，优选为25％～45％，更优选为30％～40％。
在本发明中，所述zr可以与ti形成无限固溶体，提高合金的强度和塑性。在本发明中，所述zr含量在上述范围内的作用是zr可以与ti形成无限固溶体，且不形成对合金基体产生危害的金属间化合物，由于zr的添加可以适当降低合金的相转变温度，所以可以更多的保留合金β相，从而提升合金的力学性能，zr的腐蚀性能要优于ti，大量zr在ti中固溶，还可以提升合金的耐腐蚀性能。
按质量百分含量计，本发明所述含锆tb10钛合金含有4.5％～5.5％的mo，优选为4.8％～5.2％。
在本发明中，所述mo是一种典型的β稳定元素，可以提高钛合金的抗蠕变能力及其在氯化物溶液中的耐腐蚀性能。
按质量百分含量计，本发明所述含锆tb10钛合金含有4.5％～5.5％的v，优选为4.8％～5.2％。
在本发明中，所述v降低了合金的相转变温度，使合金形成β相的能力增强，增强了钛合金的淬透性和热加工强化效果。
按质量百分含量计，本发明所述含锆tb10钛合金含有1.5％～2.5％的cr，优选为1.8％～2.2％。
在本发明中，所述cr为共析型β稳定元素，其降低了合金的相转变温度，使合金形成β相的能力增强，由于cr是自钝化金属，cr的添加可以提升合金耐腐蚀性能。
按质量百分含量计，本发明所述含锆tb10钛合金含有2.5％～3.5％的al，优选为2.8％～3.2％。
在本发明中，所述al对钛合金具有明显的强化效果，可大幅度提高钛合金的比强度。
在本发明中，大量添加zr元素可以提高合金的耐热性能，以补足v元素添加后耐热性能下降的缺点。mo的添加可以补足大量zr添加后的点蚀危害影响。
本发明还提供了所述含锆tb10钛合金的制备方法，包括以下步骤：
按照所述含锆tb10钛合金的成分配比将合金原料进行熔炼，得到合金铸锭；
将所述合金铸锭进行固溶处理，得到固溶态合金；
将所述固溶态合金进行退火处理，得到含锆tb10钛合金钛合金。
本发明按照所述含锆tb10钛合金的成分配比将合金原料进行熔炼，得到合金铸锭。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用于熔炼钛合金的合金原料即可。在本发明中，所述合金原料优选包括钛、锆、钼、钒、铬和铝。本发明对所述合金原料的形态和纯度没有任何特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的市售产品即可。在本发明中，所述钛可以具体选择为工业级海绵钛；所述锆可以具体选择为海绵锆；所述钼可以具体选择为纯钼；所述钒可以具体选择为纯钒；所述铬可以具体选择为纯铬；所述铝可以具体选择为纯铝。
在本发明中，在进行所述熔炼过程之前优选对所述合金原料进行预处理，所述预处理优选为将所述合金原料在有机溶剂中进行超声处理。在本发明中，所述有机溶剂优选为无水乙醇。本发明对所述超声的操作没有任何特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的超声过程进行超声并达到清洗合金原料的目的即可。超声完成后，本发明优选对所述超声后的合金原料进行风干。本发明对所述风干没有任何特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的风干条件即可。
在本发明中，所述熔炼的温度优选为2400～2600℃，更优选为2450～2550℃，最优选为2480～2520℃。
在本发明中，所述熔炼优选在惰性气氛保护下进行；本发明对所述惰性气氛没有任何特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的惰性气氛即可；所述惰性气氛的压力优选为0.04～0.06mpa，更优选为0.045～0.055mpa；在本发明中，在充入惰性气体前优选先对熔炼环境抽真空，所述真空的真空度优选为3×10-3pa～7×10-3pa，更优选为4×10-3pa～6×10-3pa。
本发明优选在每次熔炼后将铸锭翻转，然后进行下一次熔炼。在本发明中，所述熔炼的次数优选为4～8次，更优选5～6次；所述每次熔炼的时间优选为2～4分钟，更优选为2.5～3.5分钟，最优选为2.8～3.2分钟。
在本发明中，所述翻转可以保证合金铸锭的成分更均匀。
本发明对所述熔炼的具体方法没有特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的熔炼钛合金的方法进行熔炼即可。在本发明中可以具体的选择为非自耗真空弧熔炼，所述非自耗真空弧熔炼的工作电流可以具体选择为500a。
得到合金铸锭后，本发明将所述合金铸锭进行固溶处理，得到固溶态合金。在本发明中，所述固溶处理的温度优选为800～850℃，更优选为810～840℃，最优选为820～830℃；所述固溶处理的时间优选为0.5～1h，更优选为0.6～0.9h，最优选为0.7～0.8h。
在本发明中，所述固溶处理可以截留亚稳β相和α″马氏体相，便于在后续的热处理过程中获得强化效果明显的α′马氏体相和α相，进而实现合金强度的提高。
固溶处理完成后，本发明优选对所述固溶处理后的合金进行水淬，得到固溶态合金。本发明对所述水淬没有任何特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的水淬过程即可。
得到固溶态合金后，本发明将所述固溶态合金进行退火处理，得到钛合金。在本发明中，所述退火处理的温度优选为400～500℃，更优选为420～480℃，最优选为440～460℃；所述退火的时间优选为2～3h，更优选为2.2～2.8h，最优选为2.4～2.6h。
在本发明中，所述退火可以消除在合金冶炼过程中产生的各种组织的缺陷以及残余应力，提高合金的机械加工性能。
在本发明中，所述退火处理优选在保护气氛中进行，本发明对所述保护气氛没有特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的保护气氛进行保护即可；在本发明中具体选择为氮气气氛。
退火完成后，本发明优选将所述退火的产物经过冷却，打磨，清洗风干，得到含锆tb10钛合金。本发明对所述冷却没有任何特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的冷却过程将合金冷却至室温即可，在本发明中可以具体选择为随炉冷却。
本发明对所述打磨没有任何特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的打磨过程对合金进行打磨并达到去除合金锭表面的氧化层的目的即可。
下面结合实施例对本发明提供的含锆tb10钛合金及其制备方法进行详细的说明，但是不能把它们理解为对本发明保护范围的限定。
实施例1
将76g工业级海绵钛、10g海绵锆、4.5g纯钼、5.5g纯钒、1.5g纯铬、2.5g纯铝浸于无水乙醇中，超声清洗后风干；
将预处理后的上述原料放入非自耗真空弧熔炼炉中的水冷铜坩埚中，在真空度为5×10-3pa，压力为0.06mpa的氮气气氛下进行非自耗真空熔炼，熔炼温度为2500℃，熔炼过程中的工作电流为500a，翻转铸锭六次，每翻转一次，熔炼3分钟，得到合金铸锭。将合金铸锭在850℃下固溶处理0.5小时后，迅速进行水淬，得到固溶态合金；
将固溶态合金在氮气气氛下进行退火处理，所述退火温度为450℃，保温时间为2.5小时，随炉冷却至室温，打磨掉合金锭表面的氧化层，并将其洗净风干，制得含锆tb10钛合金。
图2为本实施例制备得到的含锆tb10钛合金的金相显微组织图，由图2可知，所述含锆tb10钛合金主要由粗大的β晶粒组成，在β晶粒内析出了大量针状α′马氏体相，随α′马氏体相含量的增加合金强度提升明显。
实施例2
将65g工业级海绵钛、20g海绵锆、5.0g纯钼、5.0g纯钒、2.0g纯铬、3.0g纯铝浸于无水乙醇中，超声清洗后风干；
将预处理后的上述原料放入非自耗真空弧熔炼炉中的水冷铜坩埚中，在真空度为5×10-3pa，压力为0.06mpa的氮气气氛下进行非自耗真空熔炼，熔炼温度为2500℃，熔炼过程中的工作电流为500a，熔炼时间为3分钟，翻转铸锭六次，每翻转一次，熔炼3分钟，得到合金铸锭。将合金铸锭在840℃下固溶处理0.5小时后，迅速进行水淬，得到固溶态合金；
将固溶态合金在氮气气氛下进行退火处理，所述退火温度为400℃，保温时间为2小时，随炉冷却至室温，打磨掉合金锭表面的氧化层，并将其洗净风干，制得含锆tb10钛合金。
图3为本实施例制备得到的高强度钛合金的金相显微组织图，由图3可知，所述含锆tb10钛合金主要由较为粗大的β晶粒组成，在β晶粒内析出了大量针状α′马氏体相，随α′马氏体相含量的增加合金强度提升明显。
实施例3
将54g工业级海绵钛、30g海绵锆、5.5g纯钼、4.5g纯钒、2.5g纯铬、3.5g纯铝浸于无水乙醇中，超声清洗后风干；
将预处理后的上述原料放入非自耗真空弧熔炼炉中的水冷铜坩埚中，在真空度为5×10-3pa，压力为0.06mpa的氮气气氛下进行非自耗真空熔炼，熔炼温度为2500℃，熔炼过程中的工作电流为500a，熔炼时间为3分钟，翻转铸锭六次，每翻转一次，熔炼3分钟，得到合金铸锭。将合金铸锭在830℃下固溶处理0.5小时后，迅速进行水淬，得到固溶态合金；
将固溶态合金在氮气气氛下进行退火处理，所述退火温度为420℃，保温时间为2.25小时，随炉冷却至室温，打磨掉合金锭表面的氧化层，并将其洗净风干，制得含锆tb10钛合金。
图4为本实施例制备得到的高强度钛合金的金相显微组织图，由图4可知，所述含锆tb10钛合金主要由β晶粒组成，随zr含量增加β晶粒细化明显，并在β晶粒内析出了大量针状α′马氏体相，随α′马氏体相含量的增加合金强度提升明显。
实施例4
将46g工业级海绵钛、40g海绵锆、4.7g纯钼、4.8g纯钒、1.6g纯铬、2.9g纯铝浸于无水乙醇中，超声清洗后风干；
将预处理后的上述原料放入非自耗真空弧熔炼炉中的水冷铜坩埚中，在真空度为5×10-3pa，压力为0.06mpa的氮气气氛下进行非自耗真空熔炼，熔炼温度为2500℃，熔炼过程中的工作电流为500a，熔炼时间为3分钟，翻转铸锭六次，每翻转一次，熔炼3分钟，得到合金铸锭。将合金铸锭在820℃下固溶处理0.5小时后，迅速进行水淬，得到固溶态合金；
将固溶态合金在氮气气氛下进行退火处理，所述退火温度为480℃，保温时间为2.75小时，随炉冷却至室温，打磨掉合金锭表面的氧化层，并将其洗净风干，制得含锆tb10钛合金。
图5为本实施例制备得到的高强度钛合金的金相显微组织图，由图5可知，所述含锆tb10钛合金主要由的较为细小的β晶粒组成，随zr含量增加β晶粒细化明显，并在β晶粒内析出了大量针状α′马氏体相，随α′马氏体相含量的增加合金强度提升明显。
实施例5
将34g工业级海绵钛、50g海绵锆、5.2g纯钼、5.3g纯钒、2.3g纯铬、3.2g纯铝浸于无水乙醇中，超声清洗后风干；
将预处理后的上述原料放入非自耗真空弧熔炼炉中的水冷铜坩埚中，在真空度为5×10-3pa，压力为0.06mpa的氮气气氛下进行非自耗真空熔炼，熔炼温度为2500℃，熔炼过程中的工作电流为500a，熔炼时间为3分钟，翻转铸锭六次，每翻转一次，熔炼3分钟，得到合金铸锭。将合金铸锭在810℃下固溶处理0.5小时后，迅速进行水淬，得到固溶态合金；
将固溶态合金在氮气气氛下进行退火处理，所述退火温度为500℃，保温时间为3小时，随炉冷却至室温，打磨掉合金锭表面的氧化层，并将其洗净风干，制得含锆tb10钛合金。
图6为本实施例制备得到的高强度钛合金的金相显微组织图，由图6可知，所述含锆tb10钛合金主要由的较为细小的β晶粒组成，随zr含量增加β晶粒细化明显，并在β晶粒内析出了大量针状α′马氏体相，随α′马氏体相含量的增加合金强度提升明显。
实施例6
将实施例1～5制备得到的高强度钛合金利用线切割切出厚度为2mm的拉伸样(gbt228-2002),每个样品至少切出3个如图1所示的拉伸试样，确保数据的可重复性，进行拉伸试验，并获得其力学性能相关数据，采用室温单轴拉伸试验进行测量，测量仪器型号为instron5982的万能材料试验机，全程用引伸计检测试样的拉伸位移，拉伸速率设定为5×10-3s-1。其力学性能测试结果如表1所示：
表1：实施例1～5制备得到的高强度钛合金的力学性能测试
由表1可知，本发明所述的高强度钛合金与实测的ti-5mo-5v-2cr-3al钛合金相比，抗拉强度最大可提高49.16％。
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。