本发明属于钛合金领域，具体涉及一种耐高速冲击高强度钛合金。
背景技术：
：钛及钛合金具有密度小、比强度，比刚度高、耐腐蚀、良好的高低温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。在这些领域的应用过程中，钛合金作为结构材料经常会承受高速冲击载荷的作用，需要钛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。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-10V-2Fe-3Al，是迄今为止应用最为广泛的一种高强高韧近β型钛合金。Ti-1023合金经热处理强化其抗拉强度可达到965～1310MPa，断裂韧性可达到35～90MPa·m1/2，有较好的强度、塑性和韧性匹配关系。Ti-1023合金含有2％Fe元素，在熔炼时易因成分偏析产生“β斑”，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，时效温度低于500℃时，极易产生脆性ω相而使合金的塑性急剧下降。BT22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型钛合金，名义成分为Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe。BT22合金在退火状态下，强度可达到1080MPa，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Fe和V元素含量减少，通过添加Mo和Cr元素来提高合金淬透性，稳定β相。VST5553合金是俄罗斯以VT22合金为基础上，减少Fe元素含量，提高Cr元素含量而研制开发的一种新型高强高韧亚稳β型钛合金，名义成分Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-0.5Fe。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％。国际通用的钛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，其表征的主要参数为最大均匀塑性应变和冲击吸收功。动态压缩试验样品发生破坏的情况下应力不随应变的增大而变化或变化转小的阶段所对应的应变量为最大均匀塑性应变。动态应力-应变曲线中最大均匀塑性应变段下所围面积的积分值为冲击吸收功。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/m3被认为具有良好的耐冲击性能。技术实现要素：本发明针对现有钛合金技术的不足，提供了一种耐高速冲击高强度钛合金，具体为Ti-Al-Mo-V-Cr系合金，合金中各组分重量百分比为Al：3.5～5.5％、V：4.0～8.0％、Cr：5.0～7.0％、Mo：3～7％，杂质含量＜0.2％，余量为Ti；其中，所述钛合金中含有初生α相的质量比为3％～15％，初生条状α相的横纵向之比为1-3，使钛合金具有优异的耐冲击性，最大均匀塑形应变大于0.25，冲击吸收功大于300MJ/m3。所述耐高速冲击高强度钛合金按照上述配比，采用市售的海绵钛、纯Al、纯Cr，Al-Mo中间合金、Al-V中间合金、Ti-Mo中间合金配料，纯度大于99％压制成自耗电极，经过二次真空自耗电弧炉熔炼，制成Ti-Al-Mo-V-Cr合金铸锭；在950℃～1100℃开坯，变形量60％，经过多次降温至750℃～820℃镦粗拔长，累积变形量大于70％，制成一定规格的棒材或板材，并将制得的棒材或板材在合金相变点以下10℃～60℃，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。所述市售海绵钛、纯Al、纯Cr的纯度均大于99％。本发明的优点为：根据初生α相的含量对耐高速冲击性能的影响，发明设计出满足高速冲击状态下使用的钛合金；根据初生α相的形貌对耐高速冲击性能的影响，确定初生α相最佳的横纵比，提高高速冲击状态下使用的钛合金的性能，有助于扩大钛合金的应用领域。具体实施方式本发明提供了一种耐高速冲击高强度钛合金，下面结合具体实施例对本发明作进一步说明。实施例1Ti-3.5Al-5Mo-6V-6Cr合金的原材料为：0级海绵钛、Al豆(纯度大于99％)、纯Cr(纯度大于99％)、Al-85V中间合金，Al-85Mo中间合金、Ti-32Mo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熔炼，得到Ti-3.5Al-5Mo-6V-6Cr合金铸锭。合金铸锭在1050℃开坯，变形量60％，采用多次降温换向锻造，终锻温度为760～810℃，累积变形量80％，制成900×75×35mm的方棒；对方棒上切材取样，进行780℃/0.5h/FC热处理，获得初生含有初生α相的比例在8％，初生条状α相的横纵向之比在1-2.5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0.28，冲击吸收功可达310MJ/m3。表1实施例1中合金的成分配比合金元素AlMoVCrTi合金含量(wt％)3.5566Bal.实施例2Ti-4.0Al-5.0Mo-5.0V-6.0Cr合金的原材料为：0级海绵钛、Al豆(纯度大于99％)、纯Cr(纯度大于99％)、Al-85V中间合金、Ti-32Mo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熔炼，得到Ti-4.0Al-5.0MoFe-5.0V-6.0Cr合金铸锭。合金铸锭在1050℃开坯，变形量60％，采用多次降温换向锻造，终锻温度为760～780℃，累积变形量75％，而经过两相区轧制后制成φ18mm的棒材。对棒上切材取样，进行700℃/0.5h/FC热处理，获得初生含有初生α相的比例在15％，初生条状α相的横纵向之比在1-3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0.25，冲击吸收功可达300MJ/m3。表2实施例2中合金的配比成分合金元素AlMoVCrTi合金含量(wt％)4.0556Bal.实施例3Ti-4.5Al-5Mo-6V-6Cr合金的原材料为：0级海绵钛、Al豆(纯度大于99％)、纯Cr(纯度大于99％)、Al-85V中间合金，Al-85Mo中间合金、Ti-32Mo中间合金，按照表3成分配比进行配料，混合后压制成自耗电极，经过一次真空自耗电弧炉熔炼和一次电子束冷床炉熔炼，得到Ti-4.5Al-5Mo-6V-6Cr合金扁铸锭。合金扁铸锭在1050℃直接轧制开坯，变形量60％，采用多次降温轧制，终轧温度760～790℃累积变形量85％，制成δ30×300×1000mm的板材。对板材上切材取样，进行810℃/2h/FC热处理，获得初生含有初生α相的比例在3.5％，初生条状α相的横纵向之比在2-3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0.26，冲击吸收功可达310MJ/m3。表3实施例3中合金的配比成分合金元素AlMoVCrTi合金含量(wt％)4.5566Bal.实施例4Ti-5Al-3.5Mo-5V-6.5Cr合金的原材料为：0级海绵钛、Al豆(纯度大于99％)、纯Cr(纯度大于99％)、Al-60V中间合金，Ti-32Mo中间合金，按照表4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熔炼，得到Ti-5Al-3.5Mo-5V-6.5Cr合金铸锭。合金铸锭在1050℃开坯，变形量60％，采用多次降温换向锻造，终锻温度为770～800℃，累积变形量90％，制成900×75×25mm的方棒。对方棒上切材取样，进行720℃/0.5h/FC热处理，获得初生含有初生α相的比例在14％，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0.38，冲击吸收功可达365MJ/m3。表4实施例4中合金的配比成分合金元素AlMoVCrTi合金含量(wt％)53.556.5Bal.实施例5Ti-5.2Al-6.5Mo-4V-5Cr合金的原材料为：0级海绵钛、Al豆(纯度大于99％)、纯Cr(纯度大于99％)、Al-60V中间合金，Ti-32Mo中间合金，按照表5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熔炼，得到Ti-5.2Al-6.5Mo-4V-5Cr合金铸锭。合金铸锭在1050℃开坯，变形量60％，采用多次降温换向锻造，终锻温度为760～800℃，累积变形量90％，制成900×55×35mm的方棒。对方棒上切材取样，进行760℃/0.5h/FC热处理，获得初生含有初生α相的比例在10％，初生条状α相的横纵向之比在1-3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0.35，冲击吸收功可达345MJ/m3。表5实施例5中合金的配比成分合金元素AlMoVCrTi合金含量(wt％)5.26.545Bal.当前第1页1 2 3