CN109930030B - 一种α-β型高强、高冲击韧性钛合金及其制备方法 - Google Patents
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Abstract
本发明公开了一种α‑β型高强、高冲击韧性钛合金,由以下质量百分数的成分组成:Al4.5%~6.0%、Zr1.5%~2.5%、Mo0.5%~2.5%、V0.5%~2.0%、Fe0.5%~2.0%、Cr1.5%~3.0%,余量为Ti和不可避免的杂质;本发明还公开了一种钛合金的制备方法,该方法以大量TA15回收料为原料。本发明的钛合金通过控制Moeq和Aleq,有效提高了其强度、塑性及韧性,满足了高强韧性能的匹配,同时分别采用Mo‑V‑Cr‑Fe系、Al‑Zr系强化β相和α相,增强了耦合强化效果,提高了强韧性匹配;本发明以TA15回收料为原料,降低了制备成本,解决了TA15残料的回收问题。
Description
技术领域
本发明属于钛合金技术领域,具体涉及一种α-β型高强、高冲击韧性钛合金及其制备方法。
背景技术
钛具有许多的特性:密度低、比强度高、耐腐蚀、耐温区宽、焊接性能好,是一种理想的结构材料,对国防高技术、武器装备和民用行业的发展有极其重要的作用。航空、航天、舰船、兵器、化工等军工及商业领域都大量使用钛合金,并有逐步增大的趋势。但钛合金价格高,一般为钢的8~10倍,严重影响了其在兵器、舰船及化工等成本控制要求严苛的领域的应用。更糟糕的是,近年来钛合金制备原料中最主要的中间合金铝钒价格飞涨(Al55V由2017年的约240元/kg上涨至目前的600元/kg,且我国钢铁行业钒需求旺盛,铝钒中间合金价格将会在未来很长时间内保持高位),导致目前应用最广泛的TC4钛合金(Ti-6Al-4V)生产成本每公斤上涨15元以上。
由于兵器领域、特别是“武装车辆”的材料应用特性,对材料的抗冲性有较高的要求,前期多采用高密度的合金钢。随着新形势下,我国兵器工业对产品机动性、可输运性提出更高的要求,急需研制一种低成本高强、高冲击韧性钛的钛合金,取代传统的合金钢。我国现有的高冲击韧性钛合金多为近α型或β稳定元素含量较低的贫两相型钛合金,如Ti80(Ti-6.0Al-2.5Nb-2.2Zr-1.2Mo,冲击韧性aKU≥50J/cm2)等,但该类合金由于合金化程度低,特别是Moeq(钼当量)偏低,抗拉强度一般不超过900MPa,无法满足兵器工业高强、高抗冲击性的应用要求,且近α型钛合金热加工塑性相对较差,生产成本及原料成本居高不下,严重制约其在兵器工业的应用。
西北有色金属研究院研制的Ti8LC(Ti-6Al-1Fe-1Mo)、Ti12LC(Ti-4.5Al-7Mo-2Fe)合金,美国研制的Ti62S(Ti-6Al-1.7Fe-0.1Si)和LCB(Ti-4.5Fe-6.8Mo-1.5Al),采用廉价的Fe或Fe-Mo中间合金作为生产原料,可以显著降低材料成本,且其热加工塑性均相对较好,可进一步降低加工成本。但上述合金冲击韧性相对一般,无法满足兵器工业对材料高强、高抗冲击性及低成本的应用要求。
随着我国钛工业生产技术的进步及过程管理的完善,目前,国内钛残料回收技术进步明显,TC4、商业用纯钛回收料已大量应用于商业领域及部分军工领域,特别是兵器工业。TA15钛合金作为我国航空、航天工业的常规钛合金,每年都有大量的冒口、料头等加工残废料产生。航空、航天领域出于对产品绝对安全性的考虑,严禁使用回收料,而民用领域由于TA15钛合金成本相对较高、强度与TC4相当,目前应用范围较小。若能开发出一种新型钛合金,可以大量使用TA15钛合金残料,并满足兵器用低成本、高强塑、热加工性良好的应用要求,既可以解决大量TA15钛合金残料回收问题,又可推动钛合金在兵器领域,特别是应用潜力巨大、生产成本高度敏感的“武装车辆”制造领域的大范围推广应用,解决相关领域的升级换代难题,加速我国兵工装备的升级换代进程。
发明内容
本发明所要解决的技术问题在于针对上述现有技术的不足,提供了种α-β型高强、高冲击韧性钛合金。该钛合金将Moeq控制为8.0~10.5,有效提高了其塑性及韧性,将Aleq控制在4.8~6.15,提高了钛合金的强度,满足了高强韧性能的匹配,同时采用Mo-V-Cr-Fe系共同强化β相,使钛合金具有良好的强韧性匹配,降低了共析风险,并采用Al-Zr系共同强化钛合金中的α相使其具有更高效的耦合强化效果。
为解决上述技术问题,本发明提供的技术方案为:一种α-β型高强、高冲击韧性钛合金,其特征在于,由以下质量百分数的成分组成:Al 4.5%~6.0%、Zr 1.5%~2.5%、Mo0.5%~2.5%、V 0.5%~2.0%、Fe 0.5%~2.0%、Cr 1.5%~3.0%,余量为Ti和不可避免的杂质;所述α-β型高强、高冲击韧性钛合金经热处理后的抗拉强度大于1100MPa,屈服强度大于1000MPa,断后延伸率大于10%,断面收缩率大于25%,冲击韧性大于35J/cm2。
上述的一种α-β型高强、高冲击韧性钛合金,其特征在于,由以下质量百分数的成分组成:Al 4.5%~5.8%、Zr 1.5%~2.5%、Mo 0.8%~2.5%、V 0.8%~1.8%、Fe0.8%~2.0%、Cr 1.5%~3.0%,余量为Ti和不可避免的杂质。
上述的一种α-β型高强、高冲击韧性钛合金,其特征在于,由以下质量百分数的成分组成:Al 5%,Zr 1.5%、Mo 0.8%、V 1%、Fe 2%、Cr 3%,余量为Ti和不可避免的杂质。
上述的一种α-β型高强、高冲击韧性钛合金,其特征在于,由以下质量百分数的成分组成:Al 5.1%,Zr 1.8%、Mo 1.2%、V 1.6%、Fe 1.3%、Cr 2.0%,余量为Ti和不可避免的杂质。
上述的一种α-β型高强、高冲击韧性钛合金,其特征在于,由以下质量百分数的成分组成:Al 4.5%,Zr 2.5%、Mo 2.5%、V 0.8%、Fe 0.8%、Cr 3.0%,余量为Ti和不可避免的杂质。
上述的一种α-β型高强、高冲击韧性钛合金,其特征在于,由以下质量百分数的成分组成:Al 5.8%,Zr 2.0%、Mo 1.0%、V 1.8%、Fe 2.0%、Cr 1.5%,余量为Ti和不可避免的杂质。
α-β钛合金按Moeq(Mo当量)的高低可分为马氏型α-β钛合金(Moeq为2.53~5)、过渡型α-β钛合金(Moeq为5~11)。过渡型α-β钛合金由于Moeq相对较高,具有出色的淬透性及热处理强化能力,但对于该类合金,更高的Moeq意味着更高的合金化程度及生产成本,且当Moeq过高时,会导致相稳定状态下α相含量减少,α/β相界相对减少,界面强化效果减弱,从而影响热处理析出强化效果,且β相的高固溶度会增加含Cr、Fe等共析元素的合金体系析出金属间化合物,损害综合性能,特别是塑性及韧性;但过低的Moeq则影响合金的淬透性及时效强化效果。本发明的α-β型高强、高冲击韧性钛合金将Moeq控制在8.0~10.5之间,从而保证了其淬透性及热处理强化效果,有效提高了其塑性及韧性。
本发明的α-β型高强、高冲击韧性钛合金采用Mo-V-Cr-Fe系共同强化β相。Cr、Fe是最高效、低成本的β稳定及强化元素之一,但长时间加热有发生共析反应进而恶化合金塑性及韧性的风险。本发明的α-β型高强、高冲击韧性钛合金采用Mo元素与Cr、Fe联合强化β相,在保留Mo元素β相高效强化效果的同时,有效抑制了共析反应的发生;在控制总Moeq(Mo当量)不变的前提下,采用低Mo含量、高Fe、Cr含量的配比方式,即可以降低共析风险,又可以有效减少合金元素添加总量(Fe、Cr元素β稳定效率更高,Mo临界β稳定元素含量为11wt%,Fe、Cr临界β稳定元素含量分别为5wt%、6.5wt%),降低了生产成本。另外,本发明的α-β型高强、高冲击韧性钛合金中还添加了V,V元素虽然成本高、强化效果弱,但由于该元素可在β相中无限固溶,且在α相中也有一定的固溶度,因此V元素可以极大改善合金的韧性特别是冲击韧性,通过添加一定量的V元素与Mo-Cr-Fe耦合强化,可以使钛合金具有良好的强韧性匹配。
对于过渡型α-β钛合金,高Aleq(Al当量)在增加α相固溶强化效果的同时,也增加了钛合金在热加工过程中的开裂风险,进而降低成材率、增加生产成本及生产周期,且α相的过度固溶强化,会损害其与β相的耦合强化效果,进而损害钛合金的综合性能匹配、特别是冲击韧性。低Aleq合金虽然具有良好的韧性,但强度偏低,无法满足高强韧设计要求。因此,本发明的α-β型高强、高冲击韧性钛合金将Aleq控制在4.8~6.15之间,从而保证了α相固溶强化效果,提高了钛合金的强度,满足了高强韧性能的匹配,又避免了α相的过度固溶强化对钛合金综合性能匹配的损害。
本发明的α-β型高强、高冲击韧性钛合金采用Al-Zr系共同强化钛合金中的α相,与单独采用Al元素相比,具有更高效的耦合强化效果。此外,在保证Aleq不变的前提条件下,通过Zr元素取代部分Al元素,既可以抑制Ti3Al金属间化合物在长时间时效过程中的析出,避免α相的过度固溶强化(Zr元素的α固溶强化效果相对较低),进而损害钛合金的塑性及韧性,又可以抑制晶粒在相变温度以上加热时的过快长大,从而改善钛合金的热加工晶粒细化效率,降低生产周期及成本。
本发明中Moeq(Mo当量)和Aleq(Al当量)的计算公式为:
Moeq=1.0Mo+0.2Ta+0.4W+0.67V+1.25Cr+1.25Ni+1.7Mn+1.7Co+2.5Fe+0.28Nb
Aleq=1.0Al+1/3Sn+1/6Zr+10O+10C+20N
另外,本发明还提供了一种α-β型高强、高冲击韧性钛合金的制备方法,其特征在于,该方法将TA15回收料制备的电极与由回收纯锆屑、铁钼中间合金、铝豆、铁钉、金属铬和海绵钛混合后压制的电极进行组焊,制备成熔炼电极,然后经真空自耗电弧炉熔炼,得到钛合金铸锭,再将钛合金铸锭加工成型材,其中,所述熔炼电极中TA15回收料的质量含量为50%~70%。
本发明的α-β型高强、高冲击韧性钛合金的制备方法大量采用TA15回收料作为制备原料,大大降低了制备成本,即可解决大量TA15钛合金残料的回收问题,又可以满足兵器用钛合金材低成本、高强、高冲击韧性的应用要求。
本发明与现有技术相比具有以下优点:
1、本发明的α-β型高强、高冲击韧性钛合金经热处理后的抗拉强度大于1100MPa,屈服强度大于1000MPa,断后延伸率大于10%,断面收缩率大于25%,冲击韧性大于35J/cm2。
2、本发明的α-β型高强、高冲击韧性钛合金采用大量的TA15钛合金残料作为制备原料,既解决了大量了TA15钛合金残料的回收利用问题,又满足了兵器用钛合金材低成本、高强、高冲击韧性的应用要求。
3、本发明的α-β型高强、高冲击韧性钛合金采用大量的TA15钛合金残料作为制备原料,降低了钛合金的原料成本,其原料成本约为TC11钛合金的75%,而其强塑性、强韧性匹配优于TC11钛合金,其原料成本约为TC21钛合金相比的60%,而其强塑性匹配与TC21钛合金相当,冲击韧性优于TC21。
4、本发明的α-β型高强、高冲击韧性钛合金可加工成棒材、板材、丝材、锻件等产品,特别适用于兵器工业领域,有利于加速我国兵工装备系统的升级换代进程,具有广泛的应用前景。
下面通过附图和实施例对本发明的技术方案作进一步的详细描述。
附图说明
图1是本发明实施例1中α-β型高强、高冲击韧性钛合金棒材的金相组织图。
具体实施方式
本发明实施例1~实施例4、对比例1~对比例3中的原料成本核算依据如下表1所示。
表1钛合金熔炼用原料价格
注:TA15残料销售价格约为15元/kg,制成TA15回收电极后大幅溢价。
本发明实施例1~实施例4的制备方法中采用的回收纯锆屑为西部钛业有限责任公司的纯Zr管机加屑经分拣、清洗、破碎后的产品。
实施例1
本实施例的α-β型高强、高冲击韧性钛合金由以下质量百分数的成分组成:Al5%、Zr 1.5%、Mo 0.8%、V 1%、Fe 2%、Cr 3%,余量为Ti和不可避免的杂质。
本实施例的α-β型高强、高冲击韧性钛合金的制备方法为:将TA15回收料制备的电极与由回收纯锆屑、铁钼中间合金、铝豆、铁钉、金属铬、海绵钛混合后压制的电极进行组焊,制备成熔炼电极,其中熔炼电极中TA15回收料的质量含量为50%,然后经三次真空自耗电弧炉熔炼,得到钛合金铸锭;钛合金铸锭经机械加工及后续的热加工后,制备成边长为55mm的钛合金方棒,该钛合金方棒依次经900℃/1h,AC+560℃/6h,AC固溶+时效热处理后,其室温力学性能为:抗拉强度为1147MPa,屈服强度为1080MPa,断后延伸率为11.5%,断面收缩率为43%,冲击韧性为36.2J/cm2。
经核算,本实施例的α-β型高强、高冲击韧性钛合金的原料成本为58元/kg。
图1是本实施例中α-β型高强、高冲击韧性钛合金棒材的金相组织图,由图1可看出本实施例中α-β型高强、高冲击韧性钛合金棒材的金相组织为典型的双态组织,通过固溶+时效热处理后,该合金强塑性匹配良好。
实施例2
本实施例的α-β型高强、高冲击韧性钛合金由以下质量百分数的成分组成:Al5.1%、Zr 1.8%、Mo 1.2%、V 1.6%、Fe 1.3%、Cr 2.0%,余量为Ti和不可避免的杂质。
本实施例的α-β型高强、高冲击韧性钛合金的制备方法为:将TA15回收料制备的电极与由回收纯锆屑、铁钼中间合金、铝豆、铁钉、金属铬、海绵钛混合后压制的电极进行组焊,制备成熔炼电极,其中熔炼电极中TA15回收料的质量含量为70%,然后经三次真空自耗电弧炉熔炼,得到钛合金铸锭;钛合金铸锭经机械加工及后续的热加工后,制备成直径为200mm的钛合金棒材,该钛合金棒材依次经900℃/2h,AC+560℃/6h,AC固溶+时效热处理后,其室温力学性能为:抗拉强度为1115MPa,屈服强度为1095MPa,断后延伸率为12.0%,断面收缩率为53%,冲击韧性为43.6J/cm2。
经核算,本实施例的α-β型高强、高冲击韧性钛合金的原料成本为61元/kg。
实施例3
本实施例的α-β型高强、高冲击韧性钛合金由以下质量百分数的成分组成:Al4.5%、Zr 2.5%、Mo 2.5%、V 0.8%、Fe 0.8%、Cr 3.0%,余量为Ti和不可避免的杂质。
本实施例的α-β型高强、高冲击韧性钛合金的制备方法为:将TA15回收料制备的电极与由回收纯锆屑、铁钼中间合金、铝豆、铁钉、金属铬、海绵钛混合后压制的电极进行组焊,制备成熔炼电极,其中熔炼电极中TA15回收料的质量含量为50%,然后经三次真空自耗电弧炉熔炼,得到钛合金铸锭;钛合金铸锭经机械加工及后续的热加工后,制备成直径为90mm的钛合金棒材,该钛合金棒材依次经780℃/1h,AC+560℃/6h,AC固溶+时效热处理后,其室温力学性能为:抗拉强度为1160MPa,屈服强度为1123MPa,断后延伸率为15%,断面收缩率为47%,冲击韧性为48.9J/cm2。
经核算,本实施例的α-β型高强、高冲击韧性钛合金的原料成本为64元/kg。
实施例4
本实施例的α-β型高强、高冲击韧性钛合金由以下质量百分数的成分组成:Al5.8%、Zr 2.0%、Mo1.0%、V 1.8%、Fe 2.0%、Cr 1.5%,余量为Ti和不可避免的杂质。
本实施例的α-β型高强、高冲击韧性钛合金的制备方法为:将TA15回收料制备的电极与由回收纯锆屑、铁钼中间合金、铝豆、铁钉、电解铬、海绵钛混合后压制的电极进行组焊,制备成熔炼电极,其中熔炼电极中TA15回收料的质量含量为65%,然后经三次真空自耗电弧炉熔炼,得到钛合金铸锭;钛合金铸锭经机械加工及后续的热加工后,制备成直径为20mm的钛合金棒材,该钛合金棒材依次经750℃/1h,AC热处理后,其室温力学性能为:抗拉强度为1180MPa,屈服强度为1020MPa,断后延伸率为16%,断面收缩率为52%,冲击韧性为45.8J/cm2。
经核算,本实施例的α-β型高强、高冲击韧性钛合金的原料成本为62元/kg。
对比例1
本对比例的钛合金为TC21钛合金,属于过渡型α-β钛合金,成分为Ti-6Al-2Zr-2Sn-2.5Mo-2Nb-1.5Cr-0.1Si,由以下质量百分数的成分组成:Al 6%、Zr 2%、Sn 2%、Mo2.5%、Nb 2%、Cr 1.5%、Si 0.1%,余量为Ti和不可避免的杂质。
本对比例的TC21钛合金的制备方法为:采用Al-Mo合金、Al-Nb合金、Ti-Sn合金、海绵锆、海绵钛、Al-Si合金、铝豆,按设计成分配料并压制电极,然后经三次真空自耗电弧炉熔炼,得到TC21钛合金铸锭;TC21钛合金铸锭经机械加工及后续的热加工后,制备成直径为200mm的TC21钛合金棒材,该TC21钛合金棒材依次经890℃/2h,AC+560℃/6h,AC固溶+时效热处理后,其室温力学性能为:抗拉强度为1160MPa,屈服强度为1085MPa,断后延伸率为14%,断面收缩率为46%,冲击韧性为36.2J/cm2。
经核算,本对比例的TC21钛合金的原料成本为109元/kg。
将对比例1与实施例2进行比较可知,对比例1的TC21钛合金棒材与实施例2的钛合金棒材的强塑性匹配基本一致,但实施例2的钛合金棒材具有更出色的冲击韧性,说明虽然对比例1的TC21钛合金棒材与实施例2的钛合金棒材同属过渡型α-β钛合金,但由于对比例1的TC21钛合金棒材的Aleq为7,实施例2的钛合金棒材的Aleq为5.4,过高的Aleq导致α相过度强化,影响α相/β相间的相互匹配,对钛合金的强度冲击韧性匹配造成一定影响。另外,由于采用低成本的Mo-V-Cr-Fe系强化β相,并使用TA15回收料,实施例2的钛合金棒材的原料成本只有对比例1的TC21钛合金原料成本的60%;同时,由于实施例2的钛合金棒材的Aleq为5.4,该钛合金棒材具有更好的热加工塑性,其后续的热加工成本也低于对比例1的TC21钛合金棒材,进一步降低了制备成本。
对比例2
本对比例的钛合金为TC11钛合金,属马氏体型α-β钛合金,成分为Ti-6.5Al-1.5Zr-3.5Mo-0.3Si,由以下质量百分数的成分组成:Al 6.5%、Zr 1.5%、Mo 3.5%、Si0.3%,余量为Ti和不可避免的杂质。
本对比例的TC11钛合金的制备方法为:采用Al-Mo合金、海绵锆、海绵钛、铝豆、Al-Si合金,按设计成分配料并压制电极,然后经三次真空自耗电弧炉熔炼,得到TC11钛合金铸锭;TC11钛合金铸锭经机械加工及后续的热加工后,制备成直径为200mm的TC11钛合金棒材,该TC11钛合金棒材依次经950℃/2h,AC+530℃/6h,AC固溶+时效热处理后,其室温力学性能为:抗拉强度为1060MPa,屈服强度为965MPa,断后延伸率为12%,断面收缩率为28%,冲击韧性为32.4J/cm2。
经核算,本对比例的TC11钛合金的原料成本为84元/kg。
将对比例2与本发明实施例1~实施例4进行比较可知,本发明实施例1~实施例4的钛合金棒材的强韧性、强塑性综合性能匹配均优于对比例2的TC11钛合金,且原料成本仅为TC11钛合金75%左右。对比例2是TC11合金是典型的热强两相钛合金,由于Moeq(Moeq=3.5)相对较低,因此热处理强化效果相对较差,虽然通过高Aleq设计,并加入快共析Si元素钉轧强化,可以一定程度上提高合金的强度水平,但依然低于本发明实施例1~实施例4中所述钛合金的强度水平,且高Aleq、特别是快共析Si元素的加入,严重损害合金的冲击韧性。说明适当控制Aleq和Moeq提高了本发明α-β型高强、高冲击韧性钛合金的强度与冲击韧性的匹配性。
对比例3
本对比例的钛合金为Ti12LC钛合金,属近β型钛合金,成分为Ti-4.5Al-7Mo-2Fe,由以下质量百分数的成分组成:Al 4.5%、Mo 7.0%、Fe 2%,余量为Ti和不可避免的杂质。
本对比例的Ti12LC钛合金的制备方法为:采用Fe-Mo60B合金、海绵钛、铝豆,按设计成分配料并压制电极,然后经三次真空自耗电弧炉熔炼,得到Ti12LC钛合金铸锭;Ti12LC钛合金铸锭经机械加工及后续的热加工后,制备成直径为200mm的Ti12LC钛合金棒材,该Ti12LC钛合金棒材依次经780℃/2h,AC+550℃/6h,AC固溶+时效热处理后,其室温力学性能为:抗拉强度为1065MPa,屈服强度为1010MPa,断后延伸率为12%,断面收缩率为28%,冲击韧性为35.4J/cm2。
经核算,本对比例的Ti12LC钛合金的原料成本为68元/kg。
将对比例3与实施例2进行比较可知,对比例3的Ti12LC钛合金棒材与实施例2的钛合金棒材的原料成本基本相当,但实施例2的钛合金棒材的强度及冲击韧性水平要高于对比例3的Ti12LC钛合金棒材。对比例3的Ti12LC钛合金棒材采用更低的Aleq(Aleq=4.5)及更高的Moeq(Moeq=12)设计,从而获得极出色的热加工塑性及断裂韧性,但由于Aleq过低,并仅使用Al元素进行α相固溶强化,使α相强化效果大幅减弱,时效热处理时α相含量相对较少,减少α/β相界面积,进而影响时效强化效果,并使α相与β相的耦合强化效果受损。说明本发明采用Al-Zr系共同强化钛合金中的α相并控制Aleq,具有更高效的耦合强化效果。
以上所述,仅是本发明的较佳实施例,并非对本发明作任何限制。凡是根据发明技术实质对以上实施例所作的任何简单修改、变更以及等效变化,均仍属于本发明技术方案的保护范围内。
Claims (7)
1.一种α-β型高强、高冲击韧性钛合金,其特征在于,由以下质量百分数的成分组成:Al4.5%~6.0%、Zr 1.5%~2.5%、Mo 0.5%~2.5%、V0.5%~2.0%、Fe 0.5%~2.0%、Cr1.5%~3.0%,余量为Ti和不可避免的杂质,且钛合金的Moeq为8.0~10.5,Aleq为4.8~6.15;
所述α-β型高强、高冲击韧性钛合金由α相和β相组成;
所述α-β型高强、高冲击韧性钛合金经热处理后的抗拉强度大于1100MPa,屈服强度大于1000MPa,断后延伸率大于10%,断面收缩率大于25%,冲击韧性大于35J/cm2,且该α-β型高强、高冲击韧性钛合金适用于兵器工业领域,所述热处理的制度为:先在780℃~900℃保温1h~2h,AC固溶热处理,然后在560℃保温6h,AC时效热处理,或者所述热处理的制度为:750℃保温1h,AC热处理。
2.根据权利要求1所述的一种α-β型高强、高冲击韧性钛合金,其特征在于,由以下质量百分数的成分组成:Al 4.5%~5.8%、Zr 1.5%~2.5%、Mo 0.8%~2.5%、V 0.8%~1.8%、Fe 0.8%~2.0%、Cr 1.5%~3.0%,余量为Ti和不可避免的杂质。
3.根据权利要求2所述的一种α-β型高强、高冲击韧性钛合金,其特征在于,由以下质量百分数的成分组成:Al 5%,Zr 1.5%、Mo 0.8%、V1%、Fe 2%、Cr 3%,余量为Ti和不可避免的杂质。
4.根据权利要求2所述的一种α-β型高强、高冲击韧性钛合金,其特征在于,由以下质量百分数的成分组成:Al 5.1%,Zr 1.8%、Mo 1.2%、V 1.6%、Fe 1.3%、Cr 2.0%,余量为Ti和不可避免的杂质。
5.根据权利要求2所述的一种α-β型高强、高冲击韧性钛合金,其特征在于,由以下质量百分数的成分组成:Al 4.5%,Zr 2.5%、Mo 2.5%、V 0.8%、Fe 0.8%、Cr 3.0%,余量为Ti和不可避免的杂质。
6.根据权利要求2所述的一种α-β型高强、高冲击韧性钛合金,其特征在于,由以下质量百分数的成分组成:Al 5.8%,Zr 2.0%、Mo 1.0%、V 1.8%、Fe 2.0%、Cr 1.5%,余量为Ti和不可避免的杂质。
7.一种制备如权利要求1~6中任一权利要求所述的α-β型高强、高冲击韧性钛合金的方法,其特征在于,该方法将TA15回收料制备的电极与由回收纯锆屑、铁钼中间合金、铝豆、铁钉、金属铬和海绵钛混合后压制的电极进行组焊,制备成熔炼电极,然后经真空自耗电弧炉熔炼,得到钛合金铸锭,再将钛合金铸锭加工成型材,其中,所述熔炼电极中TA15回收料的质量含量为50%~70%。
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