CN108913948A - 一种高强钛合金及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种高强钛合金及其制备方法，该高强钛合金，按质量含量计，包括Al 4.5～5.5％、Mo 3.5～4.5％、Cr 3.5～4.5％、Sn 1.5～2.5％、Zr 10～50％和余量的Ti。本发明严格控制各元素的含量，提升钛合金的力学性能，其中，Cr元素的添加，稳定β相，能显著提高钛合金基体的室温强度，元素Al极大的提高了α相的稳定性和β‑α转变温度，便于在固溶处理过程中在淬火后获得的均为细小的α相，可以大幅提高钛合金的比强度；并且由于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。

Description

一种高强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。

结构钛合金以其优异的可加工性及力学性能，在航空航天工业中强度高、形状复杂的零件制造，如航空飞机的机翼接头结构件、机身与起落架连接框、吊挂发动机接头等部位,以及对强度及耐久性要求高的重要或关键承力部件的制作。但作为航空结构的传统钛合金来讲，其强度水平仍难以满足日益苛刻的工业服役标准，导致钛合金航空结构使用周期短，限制进一步应用。

发明内容

有鉴于此，本发明的目的在于提供一种高强钛合金及其制备方法。本发明提供的钛合金强度性能优异，满足航空结构用钛合金的要求。

本发明提供了一种高强钛合金，按质量含量计，包括Al 4.5～5.5％、Mo 3.5～4.5％、Cr 3.5～4.5％、Sn 1.5～2.5％、Zr 10～50％和余量的Ti。

优选的，所述高强钛合金包括Al 4.5～4.8％、Mo 3.6～3.8％、Cr 3.6～3.8％、Sn1.5～1.8％、Zr 10～50％和余量的Ti。

优选的，所述高强钛合金的组织包括针状α相马氏体和层片状α'马氏体。

本发明还提供了上述技术方案所述的高强钛合金的制备方法，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，得到高强钛合金。

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2000～2900℃。

优选的，所述步骤(1)中熔炼次数在5次以上，每次熔炼时间在1min以上。

优选的，所述步骤(2)中保温处理的温度为860～900℃，保温处理的时间为0.5～1.0h。

优选的，所述步骤(2)中变形为轧制变形；所述轧制变形的总变形量为65～70％，轧制变形的温度为860～900℃。

优选的，所述轧制变形为多道次轧制，每道次的压下量为2～3mm；

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860～900℃，固溶处理的保温时间为3～7min，固溶处理的冷却方式为水淬。

本发明提供了一种高强钛合金，按质量含量计，包括Al 4.5～5.5％、Mo 3.5～4.5％、Cr3.5～4.5％、Sn 1.5～2.5％、Zr 10～50％和余量的Ti。本发明严格控制各元素的含量，提升钛合金的力学性能，其中，Cr元素的添加，稳定β相，能显著提高钛合金基体的室温强度，同时Al用于形成钛铝合金的δ相组织；元素Al极大的提高了α相的稳定性和β-α转变温度，便于在固溶处理过程中在淬火后获得的均为细小的α相，可以大幅提高钛合金的比强度；并且由于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。本发明，Al元素的固溶强化效果显著，且与Mo及Cr元素一起对合金想相组成进行调整，优化了合金的相组织；Sn元素的添加会适当降低α→β相转变温度，通过固溶强化作用可大幅提升钛合金强度的同时对合金塑性影响不大；大量Zr元素的添加除了起到固溶强化的作用外，还适当降低了合金的α→β相转变温度，使得合金保留了更多的β相，β相为体心立方结构相对于密排六方结构的α相其滑移系较多，表现为塑性较好，且合金的原始β晶粒得到细化，原始β晶界密度增加，使得位错运动收到阻碍，强度进一步得到提升。实验结果表明，本发明得到的钛合金的抗拉强度提高了21.3％。

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高强钛合金，按质量含量计，包括Al 4.5～5.5％、Mo 3.5～4.5％、Cr 3.5～4.5％、Sn 1.5～2.5％、Zr 10～50％和余量的Ti。

本发明提供的高强钛合金，按质量含量计，包括Al 4.5～5.5％，优选为4.5～4.8％或5.2～5.3％。在本发明中，所述Al用于形成钛铝合金的δ相组织；元素Al极大的提高了α相的稳定性和β-α转变温度，便于在固溶处理过程中在淬火后获得的均为细小的α相，可以大幅提高钛合金的比强度，达到细晶强化的效果；同时也可以使合金在一定程度上实现轻量化；并且铝的添加可大大提高锆的抗腐蚀性。

本发明提供的高强钛合金，按质量含量计，包括Mo 3.5～4.5％，优选为3.6～3.8％或4.3～4.4％，进一步优选为3.65～3.75％。在本发明中，所述Mo固溶强化β相，降低相变点，增强淬透性，从而增强热处理强化效果；Mo元素的添加还可以改善合金的耐蚀性。且由于Mo的低扩散率，其还可以降低合金在两相区轧制时的温度敏感性，扩大合金加工窗口；低的Mo当量提高了α相的形核驱动力，改变了合金时效动力学，使得α相更均匀分布，从而可获得优良的力学性能。

本发明提供的高强钛合金，按质量含量计，包括Cr 3.5～4.5％，优选为3.6～3.8％或4.3～4.4％，进一步优选为3.65％或4.45％。在本发明中，所述Cr属于共析型β相稳定元素，不仅可以拓宽双相区，作为自钝化金属还可以增强合金的耐腐蚀性能。Cr元素的添加，稳定β相，能显著提高钛合金基体的室温强度；Cr能够降低α-β转变温度，调控TC钛合金中的组织组成，Cr在α-Ti和α-Zr中的溶解度溶解度都很低；Cr可以提高钛合金的强度，但强化作用比Sn弱，且铬对于钛合金的强度蠕变抗力也有改善作用；加入Cr不仅有强烈的β稳定效果，而且由Cr稳定的β相比其他同晶型稳定β稳定元素具有更高的延展性和韧性。

本发明提供的高强钛合金，按质量含量计，包括Sn 1.5～2.5％，优选为1.6～1.9％或2.2～2.5％，进一步优选为1.8％。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。

本发明提供的高强钛合金，按质量含量计，包括Zr 10～50％，优选为2.5～50％，进一步优选为2.5～30％，更优选为5～28％，再优选为8～15％。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。

本发明提供的高强钛合金，按质量含量计，除上述各元素外，包括余量的Ti。

本发明的合金元素中同时包含α相稳定元素、β相稳定元素与中性元素，多种合金元素同时调节了合金相组成的同时，通过细晶强化与固溶强化的作用提高了合金的力学性能；其中Al元素是一种α稳定元素，其固溶强化效果显著，少量Al元素的添加即可大幅提升合金强度，并在一定程度上降低合金密度，但对塑性影响较大；Mo与Cr元素是β稳定元素，可协同扩大β相区范围，通过调节相变温度使热处理工艺更易进行，并增强了合金热处理时的淬透性；Sn元素为重型元素，但Sn的添加会适当提高了α→β相转变温度，通过固溶强化作用可大幅提升钛合金强度的同时对合金塑性影响不大；Al、Mo、Cr、Sn及Zr元素一起对合金相组成进行调整，优化了合金的相组织；大量Zr元素的添加除了起到固溶强化和细晶强化的作用外，还适当降低了合金的α→β相转变温度，使得合金保留了更多的β相，β相为体心立方结构相对于密排六方结构的α相其滑移系较多，表现为塑性较好，且合金的原始β晶粒得到细化，原始β晶界密度增加，使得位错运动受到阻碍，强度进一步得到提升。

在本发明中，所述高强钛合金的组织优选包括针状α相马氏体和层片状α'马氏体。

本发明还提供了上述技术方案所述的高强钛合金的制备方法，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，得到高强钛合金。

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钛、海绵锆、纯铝、纯铬、高纯钼和高纯锡。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2000～2900℃，更优选为2200～2400℃，最优选为2250～2300℃。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9×10^-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在3min以上，进一步优选为3～5min，更优选为4min。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。

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，细化合金原始β晶粒，促使合金在固溶过程中产生大量α′马氏体相，提高拉伸强度，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860～900℃，进一步优选为865～895℃，更优选为870～880℃。在本发明中，所述保温处理的保温时间优选为0.5～1.0h，进一步优选为0.6～0.9h。

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，所述变形优选为轧制变形，所述轧制变形的总变形量优选为65～70％，进一步优选为67～68％；所述轧制变形的温度优选为860～900℃，进一步优选为865～895℃，更优选为870～880℃，与保温处理过程中的温度保持一致。在本发明中，所述变形处理使得亚稳β相晶粒细化，并且生成大量位错，有助于提高合金强韧性(此处由于相成分主要是β相，其强度塑形会均有提升)。

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2～3mm；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。

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，得到高强钛合金。在本发明中，所述固溶处理的保温温度优选为860～900℃，进一步优选为865～895℃，更优选为870～880℃；所述固溶处理的保温时间优选为3～7min，进一步优选为4～5min。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，还可以有效的控制合金中α相和β相的形态、尺寸、比例和相界面，改变微区成分的分布，更好的调控合金的性能。

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，并且可以截留体力立方结构的亚稳β相，从而改善合金的力学性能，提高钛合金的抗拉强度。

固溶处理后，本发明优选将固溶态坯去除表面氧化皮，得到高强耐腐蚀合金钢。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

按质量百分比合金成分合金成分：Ti余量，Zr：10％，Al：4.5％，Sn：1.5％，Mo：3.5％，Cr：3.5％(Ti-10Zr-4.5Al-3.5Mo-3.5Cr-1.5Sn)配料，称取(原料总质量为100g)工业级海绵锆10g、高纯铝4.5g、高纯锡1.5g、高纯钼3.5g、高纯铬3.5g浸于无水乙醇中进行超声波清洗，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8次以保证最终获取的铸锭成分均匀。

然后对取出的合金铸锭加热到轧制温度并保温30分钟，轧制温度为900℃，轧制为多道次轧制变形，每道次的压下量约为2mm，每道次轧制后，放入马弗炉重新加热至900℃并保温5分钟，合金铸锭制成最终变形量达66％的合金板材，得到的合金板材厚度为5mm。在终道次轧制后，进行固溶处理：重新加热至900℃，保温3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，细致的打磨掉合金锭表面的氧化层，并将其洗净风干，得到高强钛合金。

实施例2

按质量百分比合金成分合金成分：Ti余量，Zr：20％，Al：4.8％，Sn：1.8％，Mo：3.7％，Cr：3.7％(Ti-20Zr-4.8Al-3.7Mo-3.7Cr-1.8Sn)配料，称取(原料总质量为100g)工业级海绵锆20g、高纯铝4.8g、高纯锡1.8g、高纯钼3.7g、高纯铬3.7g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2900℃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6次以保证最终获取的铸锭成分均匀。

然后对取出的合金铸锭加热到轧制温度并保温0.6h，轧制温度为890℃，轧制为多道次轧制变形，最终得到的板材厚度为5mm，每道次的压下量约为2mm，每道次轧制后，放入马弗炉重新加热至890℃并保温6分钟，合金铸锭制成最终变形量达65％的合金板材。在终道次轧制后，进行固溶处理：重新加热至890℃，保温4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，细致的打磨掉合金锭表面的氧化层，并将其洗净风干，得到高强钛合金。

实施例3

按质量百分比合金成分合金成分：Ti余量，Zr：30％，Al：5.0％，Sn：2.0％，Mo：4.0％，Cr：4.0％(Ti-30Zr-5.0Al-4.0Mo-4.0Cr-2.0Sn)配料，称取(原料总质量为100g)工业级海绵锆30g、高纯铝5.0g、高纯锡2.0g、高纯钼4.0g、高纯铬4.0g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9次以保证最终获取的铸锭成分均匀。

然后对取出的合金铸锭加热到轧制温度并保温0.7h，轧制温度为880℃，轧制为多道次轧制变形，每道次的压下量约为2mm，每道次轧制后，放入马弗炉重新加热至880℃并保温5分钟，合金铸锭制成最终变形量达67％的合金板材，得到厚度为5mm的板材。在终道次轧制后，进行固溶处理：重新加热至880℃，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，细致的打磨掉合金锭表面的氧化层，并将其洗净风干，得到高强钛合金。

实施例4

按质量百分比合金成分合金成分：Ti余量，Zr：40％，Al：5.2％，Sn：2.3％，Mo：4.2％，Cr：4.3％(Ti-40Zr-5.2Al-4.2Mo-4.3Cr-2.3Sn)配料，称取(原料总质量为100g)工业级海绵锆40g、高纯铝5.2g、高纯锡2.3g、高纯钼4.2g、高纯铬4.3g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8×10^-3Pa以下，电弧熔炼前充入高纯氩气作为保护气(真空压强达到0.04～0.05MPa)后，每次熔炼时电弧温度大约为2900℃左右，每次熔炼时间约为1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5次以保证最终获取的铸锭成分均匀。

然后对取出的合金铸锭加热到轧制温度并保温0.9h，轧制温度为870℃，轧制为多道次轧制变形，每道次的压下量约为2mm，每道次轧制后，放入马弗炉重新加热至870℃并保温9分钟，合金铸锭制成最终变形量达69％的合金板材，板材的厚度为5mm。在终道次轧制后，进行固溶处理：重新加热至870℃，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，细致的打磨掉合金锭表面的氧化层，并将其洗净风干，得到高强钛合金。

实施例5

按质量百分比合金成分合金成分：Ti余量，Zr：50％，Al：5.5％，Sn：2.5％，Mo：4.5％，Cr：4.5％(Ti-50Zr-5.5Al-4.5Mo-4.5Cr-2.5Sn)配料，称取(原料总质量为100g)工业级海绵锆50g、高纯铝5.5g、高纯锡2.5g、高纯钼4.5g、高纯铬4.5g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8×10^-3Pa以下，电弧熔炼前充入高纯氩气作为保护气后，每次熔炼时电弧温度大约为2800℃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8次以保证最终获取的铸锭成分均匀。

然后对取出的合金铸锭加热到轧制温度并保温1h，轧制温度为860℃，轧制为多道次轧制变形，每道次的压下量约为2mm，每道次轧制后，放入马弗炉重新加热至860℃并保温10分钟，合金铸锭制成最终变形量达70％的合金板材，板材厚度为5mm。在终道次轧制后，进行固溶处理：重新加热至860℃，保温7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，细致的打磨掉合金锭表面的氧化层，并将其洗净风干，得到高强钛合金。

对比例1

按照实施例1的方式制备合金组成为Ti-5Al-4Mo-4Cr-2Sn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Ti-5Al-4Mo-4Cr-2Sn钛合金相比，实施例1～5得到的钛合金的屈服强度：1110.6～1294.5MPa，抗拉强度：1195.6～1382.4MPa；由于合金强度提升明显而塑性仅有小幅度下降，所以可以称作强韧性得到提升。

分别对实施例1～5得到的钛合金进行金相组织观察，结果分别如图1～5所示。

由图1可知，本实施例所制得的钛基合金是由以β相为基体和细小的针状的α相组成，与对比例1钛合金，针状α相细化明显。结合表1力学性能测试结果，细小的针状α相使得合金的强度得到了极大的改善，与Ti-5Al-4Mo-4Cr-2Sn钛合金相比，抗拉强度提高了4.9％。

如图2可知，该实施例所制得的钛基合金同样由以β相为基体和细小的针状的α相组成，与对比例1钛合金相比，针状α相进一步细化，且部分针状α相转变为层片状的α'马氏体。结合表1力学性能测试结果可见，细小的针状α相和层片状α'马氏体使得合金的强度得到了极大的改善，与Ti-5Al-4Mo-4Cr-2Sn钛合金相比，抗拉强度提高了10.5％。

如图3可知，该实施例所制得的钛基合金是由以β相为基体和细小的针状的α相组成，与对比例1钛合金Ti-5Al-4Mo-4Cr-2Sn相比，针状α相减小很多，部分针状α相转变为层片状的α'马氏体，且随着Zr含量的增加层片状的α'马氏体厚度有所降低。结合表1力学性能测试结果可见，细小的针状α相和层片状α'马氏体使得合金的强度得到了极大的改善，与Ti-5Al-4Mo-4Cr-2Sn钛合金相比，抗拉强度提高了13.7％。

如图4所示，该实施例所制得的钛基合金是由以β相为基体和细小的针状的α相组成，与对比例1钛合金Ti-5Al-4Mo-4Cr-2Sn相比，针状α相减小很多，部分针状α相转变为层片状的α'马氏体且随着Zr含量的增加层片状的α'马氏体厚度有所降低。结合表1力学性能测试结果可知，细小的针状α相和层片状α'马氏体使得合金的强度得到了极大的改善，与Ti-5Al-4Mo-4Cr-2Sn钛合金相比，抗拉强度提高了16.6％。

如图5所示，该实施例所制得的钛基合金是由以β相为基体和细小的针状的α相组成，与对比例1钛合金Ti-5Al-4Mo-4Cr-2Sn相比，针状α相减小很多，部分针状α相转变为层片状的α'马氏体且随着Zr含量的增加层片状的α'马氏体厚度有所降低。结合表1力学性能测试结果可见，细小的针状α相和层片状α'马氏体使得合金的强度得到了极大的改善，与Ti-5Al-4Mo-4Cr-2Sn钛合金相比，抗拉强度提高了21.3％。

由图1～5可知，本发明不同实施例所制得的钛合金的组织出现明显的β晶界并且在β晶粒内有大量的针状α″马氏体相；合金的主要组成相均为α'马氏体相和α”马氏体相，而这两种马氏体相在组织形态上均为细小的针状组织，因此在金相中可以看到大量针状组织的存在。而随着Zr含量的增加针状的α相逐渐被层片状的α'马氏体相取代，并且这种层片状的α'马氏体相的厚度逐渐降低，使得合金的强度升高。

由图1～5可看出只能从金相图片中看出一方面细化晶粒的体现是原始β晶界的数量增加；另一方面，虽然细小的α′相晶粒尺寸很难统计，但在图片中单位面积内α′相的数量也在增加，所以通过直观观察金相照片得到晶粒细化的结果。

由以上实施例可以看出，本发明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，还可以应用在汽车，船舶，医疗，餐具，手机框架以及眼镜框架等领域。

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)

1.一种高强钛合金，按质量含量计，包括Al 4.5～5.5％、Mo 3.5～4.5％、Cr 3.5～4.5％、Sn 1.5～2.5％、Zr 10～50％和余量的Ti。

2.根据权利要求1所述的高强钛合金，其特征在于，所述高强钛合金包括Al 4.5～4.8％、Mo 3.6～3.8％、Cr 3.6～3.8％、Sn 1.5～1.8％、Zr 10～50％和余量的Ti。

3.根据权利要求1或2所述的高强钛合金，其特征在于，所述高强钛合金的组织包括针状α相马氏体和层片状α'马氏体。

4.权利要求1～3任意一项所述的高强钛合金的制备方法，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，得到高强钛合金。

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2000～2900℃。

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，每次熔炼时间在1min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)中保温处理的温度为860～900℃，保温处理的时间为0.5～1.0h。

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)中变形为轧制变形；所述轧制变形的总变形量为65～70％，轧制变形的温度为860～900℃。

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，每道次的压下量为2～3mm；

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。

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860～900℃，固溶处理的保温时间为3～7min，固溶处理的冷却方式为水淬。