一種耐高速沖擊高強(qiáng)高韌鈦合金的制作方法
【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001] 本發(fā)明屬于高強(qiáng)合金制備技術(shù)領(lǐng)域，特別設(shè)及一種耐高速沖擊高強(qiáng)高初鐵合金。
【背景技術(shù)】
[0002] 鐵及鐵合金具有密度小、比強(qiáng)度，比剛度高、耐腐蝕、良好的高低溫性能和生物兼 容性等特點(diǎn)，因此作為理想的結(jié)構(gòu)材料和功能材料被大量應(yīng)用于航空航天、艦船制造、石油 化工、海洋工程、生物醫(yī)學(xué)和建筑裝飾等領(lǐng)域，且獲得了良好的經(jīng)濟(jì)和社會效益。在運(yùn)些領(lǐng) 域的應(yīng)用過程中，鐵合金作為結(jié)構(gòu)材料經(jīng)常會承受高速沖擊載荷的作用。需要鐵合金具有 優(yōu)良的動態(tài)承載能力，在遭受沖擊時(shí)依然能夠保持其所制成構(gòu)件結(jié)構(gòu)的完整性和尺寸的穩(wěn) 定性。
[0003] Fe加入到鐵合金中，可W加快其時(shí)效響應(yīng)速度，達(dá)到時(shí)效強(qiáng)度峰值所需時(shí)間也較 短。V是鐵合金中常見的同晶型be化穩(wěn)定元素，在提高合金的強(qiáng)度的同時(shí)可W保持合金具有 較好的塑形。FeV合金其價(jià)格低廉，作為鐵合金的中間合金可W顯著的降低鐵的合金成本。 化與α、β相均溶解，并且存在共析反應(yīng)。Cr主要起固溶強(qiáng)化作用，可提高合金的塑性、初性和 澤透性。化元素還能夠細(xì)化合金的鑄態(tài)顯微組織。A1元素作為α相穩(wěn)定元素可W提高合金的 強(qiáng)度，也可W防止ω相析出引起的脆性。
[0004] Ti-1023合金是由美國Timet公司于1971年研制開發(fā)，并于1972年申請專利，其專 利號:US3802877A，名義成分為Ti-lOV-2化-3A1，是迄今為止應(yīng)用最為廣泛的一種高強(qiáng)高初 近β型鐵合金。Ti-1023合金經(jīng)熱處理強(qiáng)化其抗拉強(qiáng)度可達(dá)到965~1310MPa，斷裂初性可達(dá) 到35~90MPa · ml/2,有較好的強(qiáng)度、塑性和初性匹配關(guān)系。Ti-1023合金含有2%Fe元素，在 烙煉時(shí)易因成分偏析產(chǎn)生"的君"，使合金組織不均勻，降低塑性及疲勞性能。另外，Ti-1023 合金的力學(xué)性能對顯微組織及其熱處理極為敏感，時(shí)效溫度低于500°C時(shí)，極易產(chǎn)生脆性ω 相而使合金的塑性急劇下降。
[0005] ΒΤ22合金是前蘇聯(lián)航空材料研究院于20世紀(jì)70年代研制開發(fā)的一種高合金化、高 強(qiáng)度近β型鐵合金，名義成分為Ti - 5Α1 - 5Μ〇- 5V- ICr- IFe dBT22合金在退火狀態(tài)下，強(qiáng)度可達(dá) 到lOSOMPa，經(jīng)熱處理強(qiáng)化該合金強(qiáng)度可達(dá)到1100~1300MPa，但很難進(jìn)一步提高其強(qiáng)度。與 Ti-1023合金相比，VT22合金化和V元素含量減少，通過添加 Mo和化元素來提高合金澤透性， 穩(wěn)定β相。
[0006] VST5553合金是俄羅斯WVT22合金為基礎(chǔ)上，減少Fe元素含量，提高化元素含量而 研制開發(fā)的一種新型高強(qiáng)高初亞穩(wěn)0型鐵合金，名義成分Ti - 5A1 - 5M〇- 5V- 3化-0.5化。與Ti -1023和VT22合金對比，Ti-5553合金Fe含量較少，使合金偏析敏感度降低，但不降低強(qiáng)度，其 強(qiáng)度高出Ti-1023合金約15%。
[0007] 國際通用的鐵合金抗沖擊性能采用霍普金森壓桿進(jìn)行測試后所采集的應(yīng)力應(yīng)變 曲線進(jìn)行表征，一般情況其動態(tài)性能可最大均勻塑形應(yīng)變大于0.25,其沖擊吸收功大于 300MJ/m 3被認(rèn)為具有良好的耐沖擊性能。

【發(fā)明內(nèi)容】

[0008] 本發(fā)明的目的是提出一種耐高速沖擊高強(qiáng)高初鐵合金，其特征在于，所述耐高速 沖擊高強(qiáng)高初鐵合金具體為Ti-Al-Fe-V-Cr系合金，合金中各組分重量百分比為Al:2.5~ 3.5%、Fe:0.85~2.35%、V:3.0~8.0%、吐:1.0~5.0%、雜質(zhì)含量<0.2%，余量為Ti;上 述各成分滿足：[Mo]eq = 0.67V+2.9Fe+l. 6吐=12.0~13.0且Al/(Fe+V+Cr) > 0.25;其中含 有初生α相的比例在5%~20%之間，初生條狀α相的橫縱向之比在1-2之間，使鐵合金具有 優(yōu)異的耐沖擊性，最大均勻塑形應(yīng)變大于0.25，沖擊吸收功達(dá)300MJ/m 3。
[0009] 所述耐高速沖擊高強(qiáng)高初鐵合金是按照上述配比，采用市售的海綿鐵、海綿錯(cuò)、A1 豆、Fe-Cr中間合金、純Cr，F(xiàn)e-V中間合金配料，壓制成自耗電極，經(jīng)過二次真空自耗電弧爐 烙煉，制成Ti-Al-化-V-Cr合金鑄錠;在950°C~1100°C開巧，變形量60%，經(jīng)過多次降溫至 750°C~820°C鐵粗拔長，累積變形量80%，制成一定規(guī)格的棒材或板材，并將制得的棒材在 合金相變點(diǎn)W下l〇°C~60°C，1小時(shí)空冷或者爐冷后，進(jìn)行霍普金森壓桿實(shí)驗(yàn)測定材料的動 態(tài)性能。
[0010] 本發(fā)明的有益效果是根據(jù)初生α相的含量對耐高速沖擊性能的影響，確定最佳的 橫縱比，進(jìn)行霍普金森壓桿實(shí)驗(yàn)，測得其最大均勻塑形應(yīng)變?yōu)?.25~0.4，沖擊吸收功可達(dá) 360MJ/m 3，滿足高速沖擊狀態(tài)下使用的鐵合金，有助于擴(kuò)大合金的應(yīng)用領(lǐng)域。
【具體實(shí)施方式】：
[0011] 本發(fā)明提出一種耐高速沖擊高強(qiáng)高初鐵合金。下面通過【具體實(shí)施方式】對本發(fā)明作 進(jìn)一步說明。
[001^ 實(shí)施例1
[0013] 11-3.541-1.(^6-4.0￥-4.5化合金的原材料為:0級海綿鐵、41豆、純化^6-80￥中 間合金，按照表1成分配比進(jìn)行配料，混合后壓制成自耗電極，經(jīng)過二次真空自耗電弧爐烙 煉，得到Ti -3.5A1 -1.0化-4.0V-4.5化合金鑄錠。合金鑄錠在1000°C開巧，變形量60 %，采用 多次降溫?fù)Q向鍛造，終鍛溫度為780~820°C，累積變形量80%，制成900 X 75 X 35mm的方棒。 用金相法測得合金的相變點(diǎn)為840~850°C。對方棒上切材取樣，進(jìn)行800°C/0.5h/FC熱處 理，獲得初生含有初生α相的比例在20 %，初生條狀α相的橫縱向之比在1 -1.5之間。對其進(jìn) 行霍普金森壓桿實(shí)驗(yàn)測得其最大均勻塑形應(yīng)變?yōu)?.4,沖擊吸收功可達(dá)360MJ/m3
[0014] 表1實(shí)施例1中合金的成分配比
[0015]
[0016] 滿足[Mo]eq = 0.67V+2.We+1.6Cr = 12.78，Al/We+V+Cr)=0.37。
[0017] 實(shí)施例2
[001引 11-3.041-2.(^6-8.0￥-1.0化合金的原材料為:0級海綿鐵、41豆、純化^6-80￥中 間合金，按照表2成分配比進(jìn)行配料，混合后壓制成自耗電極，經(jīng)過二次真空自耗電弧爐烙 煉，得到Ti -3.0A1 - 2.0化-8.0V-1.0化合金鑄錠。合金鑄錠在1050°C開巧，變形量60 %，采用 多次降溫?fù)Q向鍛造，終鍛溫度為780~820°C，累積變形量80%，而經(jīng)過兩相區(qū)社制