一种耐高速冲击高强高韧钛合金的制作方法
【技术领域】
[0001] 本发明属于高强合金制备技术领域，特别设及一种耐高速冲击高强高初铁合金。
【背景技术】
[0002] 铁及铁合金具有密度小、比强度，比刚度高、耐腐蚀、良好的高低溫性能和生物兼 容性等特点，因此作为理想的结构材料和功能材料被大量应用于航空航天、舰船制造、石油 化工、海洋工程、生物医学和建筑装饰等领域，且获得了良好的经济和社会效益。在运些领 域的应用过程中，铁合金作为结构材料经常会承受高速冲击载荷的作用。需要铁合金具有 优良的动态承载能力，在遭受冲击时依然能够保持其所制成构件结构的完整性和尺寸的稳 定性。
[0003] Fe加入到铁合金中，可W加快其时效响应速度，达到时效强度峰值所需时间也较 短。V是铁合金中常见的同晶型be化稳定元素，在提高合金的强度的同时可W保持合金具有 较好的塑形。FeV合金其价格低廉，作为铁合金的中间合金可W显著的降低铁的合金成本。 化与α、β相均溶解，并且存在共析反应。Cr主要起固溶强化作用，可提高合金的塑性、初性和 泽透性。化元素还能够细化合金的铸态显微组织。A1元素作为α相稳定元素可W提高合金的 强度，也可W防止ω相析出引起的脆性。
[0004] Ti-1023合金是由美国Timet公司于1971年研制开发，并于1972年申请专利，其专 利号:US3802877A，名义成分为Ti-lOV-2化-3A1，是迄今为止应用最为广泛的一种高强高初 近β型铁合金。Ti-1023合金经热处理强化其抗拉强度可达到965~1310MPa，断裂初性可达 到35~90MPa · ml/2,有较好的强度、塑性和初性匹配关系。Ti-1023合金含有2%Fe元素，在 烙炼时易因成分偏析产生"的君"，使合金组织不均匀，降低塑性及疲劳性能。另外，Ti-1023 合金的力学性能对显微组织及其热处理极为敏感，时效溫度低于500°C时，极易产生脆性ω 相而使合金的塑性急剧下降。
[0005] ΒΤ22合金是前苏联航空材料研究院于20世纪70年代研制开发的一种高合金化、高 强度近β型铁合金，名义成分为Ti - 5Α1 - 5Μ〇- 5V- ICr- IFe dBT22合金在退火状态下，强度可达 到lOSOMPa，经热处理强化该合金强度可达到1100~1300MPa，但很难进一步提高其强度。与 Ti-1023合金相比，VT22合金化和V元素含量减少，通过添加 Mo和化元素来提高合金泽透性， 稳定β相。
[0006] VST5553合金是俄罗斯WVT22合金为基础上，减少Fe元素含量，提高化元素含量而 研制开发的一种新型高强高初亚稳0型铁合金，名义成分Ti - 5A1 - 5M〇- 5V- 3化-0.5化。与Ti -1023和VT22合金对比，Ti-5553合金Fe含量较少，使合金偏析敏感度降低，但不降低强度，其 强度高出Ti-1023合金约15%。
[0007] 国际通用的铁合金抗冲击性能采用霍普金森压杆进行测试后所采集的应力应变 曲线进行表征，一般情况其动态性能可最大均匀塑形应变大于0.25,其冲击吸收功大于 300MJ/m 3被认为具有良好的耐冲击性能。
【发明内容】
[0008] 本发明的目的是提出一种耐高速冲击高强高初铁合金，其特征在于，所述耐高速 冲击高强高初铁合金具体为Ti-Al-Fe-V-Cr系合金，合金中各组分重量百分比为Al:2.5~ 3.5%、Fe:0.85~2.35%、V:3.0~8.0%、吐:1.0~5.0%、杂质含量<0.2%，余量为Ti;上 述各成分满足：[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%之间，初生条状α相的横纵向之比在1-2之间，使铁合金具有 优异的耐冲击性，最大均匀塑形应变大于0.25，冲击吸收功达300MJ/m 3。
[0009] 所述耐高速冲击高强高初铁合金是按照上述配比，采用市售的海绵铁、海绵错、A1 豆、Fe-Cr中间合金、纯Cr，Fe-V中间合金配料，压制成自耗电极，经过二次真空自耗电弧炉 烙炼，制成Ti-Al-化-V-Cr合金铸锭;在950°C~1100°C开巧，变形量60%，经过多次降溫至 750°C~820°C鐵粗拔长，累积变形量80%，制成一定规格的棒材或板材，并将制得的棒材在 合金相变点W下l〇°C~60°C，1小时空冷或者炉冷后，进行霍普金森压杆实验测定材料的动 态性能。
[0010] 本发明的有益效果是根据初生α相的含量对耐高速冲击性能的影响，确定最佳的 横纵比，进行霍普金森压杆实验，测得其最大均匀塑形应变为0.25~0.4，冲击吸收功可达 360MJ/m 3，满足高速冲击状态下使用的铁合金，有助于扩大合金的应用领域。
【具体实施方式】：
[0011] 本发明提出一种耐高速冲击高强高初铁合金。下面通过【具体实施方式】对本发明作 进一步说明。
[001^ 实施例1
[0013] 11-3.541-1.(^6-4.0￥-4.5化合金的原材料为:0级海绵铁、41豆、纯化^6-80￥中 间合金，按照表1成分配比进行配料，混合后压制成自耗电极，经过二次真空自耗电弧炉烙 炼，得到Ti -3.5A1 -1.0化-4.0V-4.5化合金铸锭。合金铸锭在1000°C开巧，变形量60 %，采用 多次降溫换向锻造，终锻溫度为780~820°C，累积变形量80%，制成900 X 75 X 35mm的方棒。 用金相法测得合金的相变点为840~850°C。对方棒上切材取样，进行800°C/0.5h/FC热处 理，获得初生含有初生α相的比例在20 %，初生条状α相的横纵向之比在1 -1.5之间。对其进 行霍普金森压杆实验测得其最大均匀塑形应变为0.4,冲击吸收功可达360MJ/m3
[0014] 表1实施例1中合金的成分配比
[0015]
[0016] 满足[Mo]eq = 0.67V+2.We+1.6Cr = 12.78，Al/We+V+Cr)=0.37。
[0017] 实施例2
[001引 11-3.041-2.(^6-8.0￥-1.0化合金的原材料为:0级海绵铁、41豆、纯化^6-80￥中 间合金，按照表2成分配比进行配料，混合后压制成自耗电极，经过二次真空自耗电弧炉烙 炼，得到Ti -3.0A1 - 2.0化-8.0V-1.0化合金铸锭。合金铸锭在1050°C开巧，变形量60 %，采用 多次降溫换向锻造，终锻溫度为780~820°C，累积变形量80%，而经过两相区社制