技术领域
[0001] 本
发明属于高强钛合金技术领域，具体涉及一种中强度钛合金及其制备方法，更具体涉及一种Ti-4Al-3V-1Mo-1Fe系中强度钛合金及其制备方法。
背景技术
[0002] 钛合金具有以下共性特征：钛合金比重为4.5g/cm2，比强度高；具有比较好的耐
海水腐蚀能
力；具有高的比强度和极强的CO2+H2S+Cl-腐蚀抗力；中强度钛合金的加工成形性也较好，可以满足板、管的加工成形要求；钛合金的弹性好(σs/E大)和抗弹性能好，也有利于钛的应用。因为钛合金的上述优异特性，所以被广泛应用于航空航天、海洋舰船、化工化学、体育用品等各种领域。
[0003] 目前中强度钛合金最典型的代表是TC4钛合金(Ti-6Al-4V合金)，其成分为：Al：5.5-6.75％，V：3.5-4.5％，Fe≤0.30％，C≤0.10％，O≤0.2％，N≤0.05％，H≤0.0125％。按GB/T2965-2007中要求，TC4钛合金室温拉伸强度Rm≥895MPa，
屈服强度Rp0.2≥825MPa，延伸率A≥10％，断面收缩率Z≥25％。所有标准中相应的最高冲击韧性指标为U型缺口的AK值≥32J，钛合金的冲击韧性值相对
钢及镍基合金而言比较低。而在某些特定应用领域需要采用较高V型缺口冲击值的钛合金产品，其V型缺口冲击值要求≥40J，相同条件下，V型缺口冲击试样相比较U型缺口，更易产生断裂源，一般数值会更低。在现有中强度钛合金中，很少有钛合金牌号能达到V型缺口冲击值稳定在40J以上。
[0004] 基于现有钛合金的常规特征及冲击韧性值低的短板，设计一种中强度钛合金牌号，使得合金既可在保持强度、塑性不变的前提条件下，又能满足V型缺口冲击韧性指标稳定在40J以上的高要求，是一项亟需解决的技术问题。
发明内容
[0005] 本发明的目的在于提供一种中强度钛合金及其制备方法，该中强度钛合金的拉伸强度Rm≥895MPa，屈服强度Rp0.2≥825MPa，延伸率A≥10％，断面收缩率Z≥25％，冲击功AKV≥50J，具有较高的冲击韧性，可应用于对冲击要求高的工况条件。
[0006] 为达到上述目的，本发明的技术方案是：
[0007] 一种中强度钛合金，其化学成分
质量百分比为：Al：3.5-4.5％，V：2.5-3.5％，Mo：0.5-1.5％，Fe：1.0-2.0％，C≤0.10％，O≤0.15％，N≤0.05％，H≤0.0125％，余量为Ti和不可避免的杂质。
[0008] 进一步，所述中强度钛合金的拉伸强度Rm≥895MPa，屈服强度Rp0.2≥825MPa，延伸率A≥10％，断面收缩率Z≥25％，冲击功AKV≥50J。
[0009] 在本发明Ti-4Al-3V-1Mo-1Fe系合金的成分设计中：降低了Al与V元素含量，但同时增加了Mo元素含量，并添加了Fe元素，可以使合金在保证强度及塑性的
基础上，提高冲击韧性。
[0010] Al元素为α稳定元素，固溶强化α-Ti(α相)，其作用是提高再结晶
温度，提升合金强度；V元素对钛合金塑性有益，可提高α相的塑性
变形能力；Fe元素与Ti形成置换式
固溶体，既可提高合金强度，又可提高塑性，冲击韧性是强度与塑性的综合作用结果，所以，加入Fe元素可以提高冲击韧性值，同时加入价格较低的Fe元素，可降低其成本；Mo元素对于基体而言是β同晶元素，可稳定β相，且Mo元素、Ti元素在β-Ti中无限互溶，可以补充减少V元素所带来的塑性损失，以提高合金的塑性，提升合金的变形能力。
[0011] 综合上述
合金元素各自的特点，设计了本发明的合金牌号，既保证了该钛合金中强度的特性，同时又提升了其冲击韧性能力，可代替Ti-6Al-4V合金应用于某些可能遭遇一定冲击的环境。
[0012] 同时，本发明所述钛合金成分中降低了Al元素含量，提高了V、Mo元素含量，使得合金中α稳定元素减少、β稳定元素增加，进而合金的
相变点也更低，具体相变点为920～940℃(Ti-6Al-4V合金的相变点为980℃)，从而获得更为优异的加工性能。
[0013] 本发明所述中强度钛合金的制备方法，其包括如下步骤：
[0014] 1)按照上述化学成分将原料混合均匀后，压制成钛合金
电极块；
[0015] 2)将钛合金电极块进行
真空电弧自耗熔炼制成钛合金
铸锭；
[0016] 3)将钛合金铸锭进行
锻造开坯，然后经过成形锻造或
轧制制成棒材、管材或板材；其中，成形锻造或轧制过程中，在单相区变形量≥50％，在两相区变形量≥60％；
[0017] 4)对步骤3)制成的产品进行
热处理，热处理温度870-920℃，保温1-3h，空冷。
[0018] 为本发明钛合金而设计的加工方法中，在步骤3)成形锻造或轧制过程中，在单相区控制50％以上的变形量，使得铸锭的β相充分
破碎，在两相区变形量控制在60％以上，可将初生α晶粒充分破碎，从而形成均匀细小的等轴组织，使得钛合金的强度和塑性得到良好匹配。在本发明的成分设计下，所述合金相变点低，具有非常好的变形能力，即使两相区变形量达到90％，材料表面也没有出现裂纹，具有很好的变形能力。
[0019] 本发明的有益效果：
[0020] 1.本发明合金成分设计方面：在Ti-Al-V传统体系中增加0.5-1.5％的Mo元素，可进一步稳定β相，提高合金的塑性，同时让合金更易变形；添加Fe元素，可提高合金的强度与塑性，进而提高冲击韧性，并可降低成本。本发明所设计的合金成分体系保证合金的强度、塑性与TC4合金保持相当，但冲击韧性却得到大幅提升。
[0021] 2.本发明所述中强度钛合金的成分设计，使得该钛合金具有很好的加工性能，成形锻造或轧制过程中两相区变形即使达到90％也不出现裂纹，在变形能力上明显优于TC4合金。
[0022] 3.本发明的加工工艺简单，加工得到的中强度钛合金在室温下拉伸性能与TC4合金相同，但本发明钛合金的冲击韧性指标高于TC4合金，具体性能指标如下：拉伸强度Rm≥895MPa，屈服强度Rp0.2≥825MPa，延伸率A≥10％，断面收缩率Z≥25％，冲击功AKV≥50J。
附图说明
[0023] 图1为本发明实例1棒材的微观组织(放大500倍)照片。
[0024] 图2为本发明实例2棒材的微观组织(放大500倍)照片。
[0025] 图3为本发明实例3棒材的微观组织(放大500倍)照片。
具体实施方式
[0026] 下面结合
实施例和附图对本发明做进一步说明。
[0027] 实施例1：
[0028] (1)采用0-1级
海绵钛基体原料，加入中间合金
铝钒、铝钼、
铁、铝，均匀混合后，压制成Φ120mm的钛合金电极。将压制好的电极块采用真空
焊接的方式联接，然后采用二次的真空自耗熔炼，制成Φ190mm钛合金铸锭。铸锭的化学成分如表1所示。
[0029] (2)将钛合金铸锭经过锻造开坯，然后经过成形锻造，热加工工艺在单相区(≥960℃)变形量为75％，在两相区(880-890℃)变形量为80％。制成Φ25mm棒材，棒材相变点为928℃。
[0030] (3)将制成的棒材进行热处理，热处理制度：890℃加热保温2小时，空冷。
[0031] 产品力学性能如表2所示，其微观组织见图1。
[0032] 实施例2：
[0033] (1)采用0-1级海绵钛基体原料，加入中间合金铝钒、铝钼、铁、铝，均匀混合后，压制成Φ120mm的钛合金电极。将压制好的电极块采用真空焊接的方式联接，然后采用二次的真空自耗熔炼，制成Φ190mm钛合金铸锭。铸锭的化学成分如表1所示。
[0034] (2)将钛合金铸锭经过锻造开坯，然后经过成形锻造，热加工工艺在单相区(≥960℃)变形量为60％，在两相区(880-890℃)变形量为65％。制成Φ25mm棒材，棒材相变点为937℃。
[0035] (3)将制成的棒材进行热处理，热处理制度：900℃加热保温2小时，空冷。
[0036] 产品力学性能如表2所示，其微观组织见图2。
[0037] 实施例3：
[0038] (1)采用0-1级海绵钛基体原料，加入中间合金铝钒、铝钼、铁、铝，均匀混合后，压制成Φ120mm的钛合金电极。将压制好的电极块采用真空焊接的方式联接，然后采用二次的真空自耗熔炼，制成Φ190mm钛合金铸锭。铸锭的化学成分如表1所示。
[0039] (2)将钛合金铸锭经过锻造开坯，然后经过成形锻造，热加工工艺在单相区(≥960℃)变形量为85％，在两相区(880-890℃)变形量为90％。制成Φ25mm棒材，其相变点为945℃。
[0040] (3)将制成的棒材进行热处理，热处理制度：910℃加热保温2小时，空冷。
[0041] 产品力学性能如表2所示，其微观组织见图3。
[0042] 由表2可知，本发明制备得到的钛合金的性能满足：拉强度Rm≥895MPa，屈服强度Rp0.2≥825MPa，延伸率A≥10％，断面收缩率Z≥25％；冲击韧性AKV≥50J。
[0043] 由图1-图3可知，本发明制备的钛合金的微观组织均为典型的(α+β)两相组织，在β转变组织基体上初生α相均匀细小，无连续的β
晶界，同时在β转变组织基体上弥散分布着α'相，可有效组织裂纹扩展，保证强度和塑性的良好匹配，从而显著提升钛合金的冲击韧性。
[0044] 表1 单位：质量百分比
[0045]编号 Al V Mo Fe C O N H
实施例1 3.60 2.60 0.80 1.10 0.02 0.06 0.01 0.001
实施例2 4.05 3.05 1.05 1.50 0.02 0.06 0.01 0.001
实施例3 4.35 3.40 1.40 1.80 0.02 0.06 0.01 0.001
[0046] 表2
[0047]
