CN112501476B - 超高强韧性高密度合金及其制备方法和应用 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种超高强韧性高密度合金及其制备方法和应用。超高强韧性高密度合金，以质量百分比计算，包括：钨30‑45wt%、铌0‑10wt%、钼2‑20wt%、铪0‑5wt%、钽0‑5wt%、钯0‑3wt%、银0‑2wt%、铜0‑2wt%和镍15‑68wt%；其中，铪和钽不能同时为0。超高强韧性高密度合金的制备方法，包括：按照合金原料经过熔炼和铸造得到铸坯，然后依次进行均匀化处理、换向锻造和热处理得到所述超高强韧性高密度合金。超高强韧性高密度合金的应用，用作爆破或毁伤用金属材料。本申请提供的超高强韧性高密度合金，合金的密度和固溶体基体稳定性高，热变形能力好，强度、冲击韧性和塑性好。

Description

超高强韧性高密度合金及其制备方法和应用

技术领域

本发明涉及合金领域，尤其涉及一种超高强韧性高密度合金及其制备方法和应用。

背景技术

高密度、高强韧性合金以其独特的综合性能，在多种工业领域中具有十分重要的用途，其合金体系的设计优化与制备技术的发展一直是基础科学与应用技术的研究前沿和热点问题之一。这类合金一般是采用钨、钽等高密度元素为基体，但由于这类元素熔点极高、塑性较低，其熔炼、制备工艺非常复杂。过去几十年中，这类合金多采用粉末冶金的方式制备，存在成材率低、成形难度大、难以批量化生产等技术难题。同时，由于这些元素烧结成形困难，采用粉末冶金制备的产品致密度难以提升，导致其强度、塑性、韧性的改善非常困难，合金体系的设计也受到极大的限制。

目前见诸报道的体系中，由于钴含量较高，而钴元素的密度与镍相当，钴含量较高时并不能完全解决合金的热变形问题。因此，在实际生产中，对于密度较高的高钨含量合金，其热变形量依然有限，无法从根本上解决合金的显微组织细化和性能提升问题。

如何解决目前高强韧性高密度合金材料存在的性能不足、热变形难度大、易锻造开裂等技术难题，成为该领域研究的重点之一。

有鉴于此，特提出本申请。

发明内容

本发明的目的在于提供一种超高强韧性高密度合金及其制备方法和应用，以解决上述问题。

为实现以上目的，本发明特采用以下技术方案：

一种超高强韧性高密度合金，以质量百分比计算，由以下成分组成：

钨30-45wt%、铌0-10wt%、钼2-20wt%、铪0-5wt%、钽0-5wt%、钯0-3wt%、银0-2wt%、铜0-2wt%和镍15-68wt%；

其中，铪和钽的含量不能同时为0。

可选地，超高强韧性高密度合金中，钨的质量含量可以为30wt%、31wt%、32wt%、33wt%、34wt%、35wt%、36wt%、37wt%、38wt%、39wt%、40wt%、41wt%、42wt%、43wt%、44wt%、45wt%以及30-45wt%之间的任一值；铌的质量含量可以为0wt%、1wt%、2wt%、3wt%、4wt%、5wt%、6wt%、7wt%、8wt%、9wt%、10wt%以及0-10wt%之间的任一值；钼的质量含量可以为2wt%、3wt%、4wt%、5wt%、6wt%、7wt%、8wt%、9wt%、10wt%、11wt%、12wt%、13wt%、14wt%、15wt%、16wt%、17wt%、18wt%、19wt%、20wt%以及2-20wt%之间的任一值；铪的质量含量可以为0wt%、1wt%、2wt%、3wt%、4wt%、5wt%以及0-5wt%之间的任一值；钽的质量含量可以为0wt%、1wt%、2wt%、3wt%、4wt%、5wt%以及0-5wt%之间的任一值；钯的质量含量可以为0wt%、1wt%、2wt%、3wt%以及0-3wt%之间的任一值；银的质量含量可以为0wt%、0.5wt%、1wt%、1.5wt%、2wt%以及0-2wt%之间的任一值；铜的质量含量可以为0wt%、0.5wt%、1wt%、1.5wt%、2wt%以及0-2wt%之间的任一值；镍的质量含量可以为15wt%、20wt%、25wt%、30wt%、35wt%、40wt%、45wt%、50wt%、55wt%、60wt%、65wt%、68wt%以及15-68wt%之间的任一值。

优选地，所述的超高强韧性高密度合金，其氧含量为0-30ppm、碳含量0-0.03wt%，其余杂质含量之和小于等于0.05wt%。

此处所指杂质，主要是指包含但不限于硫、磷、氮、氢的上述合金元素等除了上述主要合金成分以外的其它成分以及各种氧化物。

可选地，所述超高强韧性高密度合金的氧含量可以为0ppm、5ppm、10 ppm、15ppm、20ppm、25ppm、30ppm以及0-30ppm之间的任一值；碳含量可以为0wt%、0.01wt%、0.02wt%、0.03wt%以及0-0.03wt%之间的任一值，其余杂质含量之和可以为0.01wt%、0.02wt%、0.03wt%、0.04wt%、0.05wt%以及小于等于0.05wt%的任一值。

一种所述的超高强韧性高密度合金的制备方法，包括：

按照合金原料经过熔炼和铸造得到铸坯，然后依次进行均匀化处理、换向锻造和热处理得到所述超高强韧性高密度合金。

均匀化处理是在高温条件下通过扩散，消除或减小铸坯凝固过程产生的成分偏差和非平衡组织，使合金中所含的各种难熔元素扩散均匀，改善合金成分组织均匀性；换向锻造是通过反复变换锻造方向，使合金充分塑性变形，利用锻造变形和动态再结晶过程，实现合金晶粒的细化和均匀化；热处理是将锻造后的锻坯经过加热、保温、冷却处理，并在这个过程中通过析出强化、第二相强化等方式，对合金性能进一步优化。

优选地，所述熔炼的温度为1550-1990℃；

优选地，所示熔炼的方式包括真空感应熔炼、冷坩埚真空电磁悬浮熔炼或真空感应熔炼+真空自耗熔炼。

可选地，所述熔炼的温度可以为1550℃、1600℃、1650℃、1700℃、1750℃、1800℃、1850℃、1900℃、1950℃、1990℃以及1550-1990℃之间的任一值。

优选地，所述均匀化处理包括：

将所述铸坯在1150-1250℃条件下保温5-50h。

可选地，所述均匀化处理中，保温的温度可以为1150℃、1160℃、1170℃、1180℃、1190℃、1200℃、1210℃、1220℃、1230℃、1240℃、1250℃以及1150-1250℃之间的任一值，时间可以为5h、10h、15h、20h、25h、30h、35h、40h、45h、50h以及5-50h之间的任一值。

优选地，所述换向锻造包括：

加热铸坯至第一温度，控制第一终锻温度开坯成长条状锻坯；然后将所述长条状锻坯横向、纵向均旋转90度，加热至第二温度，控制第二终锻温度进行锻造。

优选地，所述长条状锻坯呈长方体状，横截面为正方形；

优选地，所述长条状锻坯的高度与横截面边长的比值为1.1-1.5。

可选地，所述长条状锻坯的高度与横截面边长的比值可以为1.1、1.2、1.3、1.4、1.5以及1.1-1.5之间的任一值。

优选地，所述第一温度和所述第二温度各自独立的为1150-1250℃，所述第一终锻温度和所述第二终锻温度各自独立的为900-1000℃；

优选地，所述换向锻造重复2-10次。

可选地，所述第一温度和所述第二温度各自独立的可以为1150℃、1160℃、1170℃、1180℃、1190℃、1200℃、1210℃、1220℃、1230℃、1240℃、1250℃以及1150-1250℃之间的任一值，所述第一终锻温度和所述第二终锻温度各自独立的可以为900℃、910℃、920℃、930℃、940℃、950℃、960℃、970℃、980℃、990℃、1000℃以及900-1000℃之间的任一值；所述换向锻造重复的次数可以为2次、3次、4次、5次、6次、7次、8次、9次或10次。

优选地，所述热处理包括：

将经过所述换向锻造的锻坯在300-850℃条件下保温2-8h，冷却；

优选地，所述冷却包括空冷。

可选地，所述热处理中，保温的温度可以为300℃、350℃、400℃、450℃、500℃、550℃、600℃、650℃、700℃、750℃、800℃、850℃以及300-850℃之间的任一值，时间可以为2h、3h、4h、5h、6h、7h、8h以及2-8h之间的任一值。

一种所述的超高强韧性高密度合金的应用，用作爆破或毁伤用金属材料。

与现有技术相比，本发明的有益效果包括：

本申请提供的超高强韧性高密度合金，突破了现有技术中含钴元素的体系限制，采用钨、钽等元素提高密度，打破了合金密度的设计限制，利用多种难熔、大原子半径的合金元素同时添加，显著提升多元合金基体的固溶强化效果，提升了固溶体的稳定性和强化能力；使合金密度达到11.2-14.0 g/cm³，屈服强度高达1000-1700MPa，抗拉强度高达1200-1900MPa，延伸率达到10-40%，冲击功达到100-150J/cm²，同时满足该类材料高密度、高强韧性的综合性能要求；利用多元合金元素平衡合金相的高温定性特点，显著提高合金的单相稳定性，大大改善合金的高温变形能力；

本申请提供的超高强韧性高密度合金的制备方法，通过熔炼、铸造、均匀化处理、换向锻造和热处理，解决目前高强韧性高密度合金材料存在的性能不足、热变形难度大、易锻造开裂等技术难题，实现该合金的组织性能控制和高效制备成形；通过换向锻造工艺和形变组合时效工艺（形变时效是指金属在塑性变形后出现的时效现象，这里指通过后期的冷变形或者热变形工艺，促进合金析出第二相并对合金进行进一步强化），利用多元合金元素的协同作用，形成固溶强化、第二相强化、细晶强化等多重作用的匹配组合，实现该合金显微组织细化和综合性能的提升；

本申请提供的超高强韧性高密度合金，可用于武器装备、石油勘探、矿井开采、涵道爆破等等重要军民工业领域中的爆破或者毁伤金属材料。

附图说明

为了更清楚地说明本发明实施例的技术方案，下面将对实施例中所需要使用的附图作简单地介绍，应当理解，以下附图仅示出了本发明的某些实施例，因此不应被看作是对本发明范围的限定。

图1为实施例使用的换向锻造的示意图；

图2为实施例12得到的合金的锻坯组织示意图；

图3为实施例15得到的合金的锻坯组织示意图。

具体实施方式

如本文所用之术语：

“由……制备”与“包含”同义。本文中所用的术语“包含”、“包括”、“具有”、“含有”或其任何其它变形，意在覆盖非排它性的包括。例如，包含所列要素的组合物、步骤、方法、制品或装置不必仅限于那些要素，而是可以包括未明确列出的其它要素或此种组合物、步骤、方法、制品或装置所固有的要素。

连接词“由……组成”排除任何未指出的要素、步骤或组分。如果用于权利要求中，此短语将使权利要求为封闭式，使其不包含除那些描述的材料以外的材料，但与其相关的常规杂质除外。当短语“由……组成”出现在权利要求主体的子句中而不是紧接在主题之后时，其仅限定在该子句中描述的要素；其它要素并不被排除在作为整体的所述权利要求之外。

当量、浓度、或者其它值或参数以范围、优选范围、或一系列上限优选值和下限优选值限定的范围表示时，这应当被理解为具体公开了由任何范围上限或优选值与任何范围下限或优选值的任一配对所形成的所有范围，而不论该范围是否单独公开了。例如，当公开了范围“1～5”时，所描述的范围应被解释为包括范围“1～4”、“1～3”、“1～2”、“1～2和4～5”、“1～3和5”等。当数值范围在本文中被描述时，除非另外说明，否则该范围意图包括其端值和在该范围内的所有整数和分数。

在这些实施例中，除非另有指明，所述的份和百分比均按质量计。

“质量份”指表示多个组分的质量比例关系的基本计量单位，1份可表示任意的单位质量，如可以表示为1g，也可表示2.689g等。假如我们说A组分的质量份为a份，B组分的质量份为b份，则表示A组分的质量和B组分的质量之比a：b。或者，表示A组分的质量为aK，B组分的质量为bK（K为任意数，表示倍数因子）。不可误解的是，与质量份数不同的是，所有组分的质量份之和并不受限于100份之限制。

“和/或”用于表示所说明的情况的一者或两者均可能发生，例如，A和/或B包括(A和B)和(A或B)。

下面将结合具体实施例对本发明的实施方案进行详细描述，但是本领域技术人员将会理解，下列实施例仅用于说明本发明，而不应视为限制本发明的范围。实施例中未注明具体条件者，按照常规条件或制造商建议的条件进行。所用试剂或仪器未注明生产厂商者，均为可以通过市售购买获得的常规产品。

实施例1-20

实施例1-20提供的超高强韧性高密度合金的成分如下表1所示：

表1 实施例1-20中合金元素含量（wt%）

元素序号	钨	钼	铪	钽	钯	铌	银	铜	镍
										1	30	2	5	5	0	0	0	2	56
2	30	5	2	2	0	5	2	0	54
										3	30	10	1	1	0	5	2	2	49
4	32	5	5	0	1	0	0	0	57
										5	32	5	0	5	0	0	0	0	58
6	32	20	0	0	3	0	2	0	43
										7	35	5	3	2	1	0	0	0	54
8	35	5	3	2	1	5	0	0	49
										9	35	10	3	2	1	0	0	1	48
10	35	15	1	1	0	0	0	0	48
										11	36	10	2	1	0	0	0	0	51
12	36	15	2	1	0	0	0	0	46
										13	37	10	2	2	0	0	0	0	49
14	37	15	2	3	0	0	0	0	43
										15	38	5	2	3	0	1	0	0	51
16	38	10	3	2	1	0	0	0	46
										17	40	5	1	1	1	0	0	0	52
18	40	5	2	1	1	0	0	0	51
										19	41	5	1	0	0	0	0	1	52
20	45	5	1	0	0	0	0	1	48

（1）将原料按照表2所示的熔炼方式及熔炼温度进行熔炼得到铸锭。

（2）按照表2所示的均匀化处理工艺进行均匀化处理，使合金中所含的各种难熔元素扩散均匀。

表2 熔炼方式及均匀化处理工艺参数

元素序号	熔炼方式及温度	均匀化处理工艺
			1	真空感应熔炼，1600℃	1150℃+保温10小时
2	真空感应熔炼，1600℃	1150℃+保温5小时
			3	真空感应熔炼，1600℃	1150℃+保温10小时
4	真空感应熔炼，1600℃	1150℃+保温20小时
			5	真空感应熔炼，1600℃	1150℃+保温30小时
6	真空感应熔炼，1600℃	1150℃+保温40小时
			7	真空感应熔炼，1600℃	1150℃+保温50小时
8	真空感应熔炼，1600℃	1200℃+保温10小时
			9	真空感应熔炼，1600℃	1200℃+保温30小时
10	真空感应熔炼，1600℃	1250℃+保温20小时
			11	真空感应熔炼，1600℃	1200℃+保温20小时
12	真空感应熔炼，1650℃	1200℃+保温30小时
			13	真空感应熔炼，1650℃	1250℃+保温10小时
14	真空感应熔炼，1650℃	1250℃+保温10小时
			15	真空感应熔炼，1650℃	1200℃+保温20小时
16	真空感应熔炼，1650℃	1200℃+保温20小时
			17	冷坩埚真空电磁悬浮熔炼，1700℃	1150℃+保温30小时
18	冷坩埚真空电磁悬浮熔炼，1700℃	1200℃+保温30小时
			19	冷坩埚真空电磁悬浮熔炼，1800℃	1250℃+保温30小时
20	冷坩埚真空电磁悬浮熔炼，1900℃	1250℃+保温30小时

（3）换向锻造

将均匀化处理后的铸锭，首先加热至1150-1250℃，终锻温度900-1000℃开坯成横截面为正方形的长方体锻坯；随后再加热至1150-1250℃，终锻温度900-1000℃，采用换向锻造工艺，过程重复2-10次，能够使合金充分塑性变形，利用锻造变形和动态再结晶过程，实现合金晶粒的细化和均匀化。

换向锻造工艺包括：将锻坯沿着高度方向压下附图1中右侧所示的形状，成为高度为a，长为h，宽为a的长方体锻坯；随后将锻坯横向、纵向均旋转90度，然后重复附图1中所示的锻造过程。坯料高度h和边长a的比例范围为：1.1≤h/a≤1.5。

具体换向锻造工艺参数如下表3所示：

表3 换向锻造工艺参数

工艺序号	开坯加热温度（℃）	开坯终锻温度（℃）	换向锻造加热温度（℃）	换向锻造终锻温度（℃）	坯料h/a	换向锻造次数
							1	1150	900	1150	900	1.3	2
2	1150	900	1150	900	1.3	3
							3	1150	900	1150	900	1.3	3
4	1150	900	1150	900	1.3	4
							5	1150	900	1150	900	1.3	5
6	1170	900	1170	900	1.3	5
							7	1180	900	1180	900	1.4	5
8	1180	900	1180	900	1.3	8
							9	1180	900	1180	900	1.5	6
10	1180	900	1180	900	1.3	8
							11	1180	900	1180	900	1.3	10
12	1180	900	1180	900	1.3	4
							13	1250	900	1250	900	1.3	4
14	1200	900	1200	900	1.4	4
							15	1200	900	1200	900	1.45	4
16	1200	900	1200	900	1.35	4
							17	1200	900	1200	900	1.3	4
18	1200	1000	1200	1000	1.3	3
							19	1250	1000	1250	1000	1.25	3
20	1250	1000	1250	1000	1.2	3

（4）热处理

将经过换向锻造的合金锻坯在300-850℃范围内保温2-8小时，空冷至室温，通过析出强化、第二相强化等方式，对合金性能进一步优化，具体工艺参数见表4。

表4 热处理工艺参数

工艺序号	加热温度（℃）	保温时间（小时）
			1	300	2
2	300	2
			3	300	2
4	300	6
			5	400	2
6	300	2
			7	700	5
8	750	5
			9	500	2
10	400	2
			11	350	2
12	300	2
			13	500	2
14	700	5
			15	700	5
16	700	5
			17	750	5
18	750	5
			19	400	8
20	700	5

测试实施例1-20得到的合金的相关性能，具体数据见下表5所示。

表5 所得合金的性能参数

性能序号	密度（g/cm3）	平均晶粒尺寸（μm）	屈服强度（MPa）	抗拉强度（MPa）	延伸率（100%）	冲击功am（J/cm2）
							1	11.17	60	1100	1410	40	180
2	10.92	70	1340	1700	24	160
							3	10.9	40	1650	1850	12	120
4	11.3	45	1355	1750	15	120
							5	11.3	45	1358	1753	14	130
6	11.2	40	1355	1750	13	121
							7	11.35	50	1650	1850	12	120
8	11.33	50	1750	1950	10	120
							9	11.45	50	1765	1970	9.6	120
10	11.32	50	1355	1750	15	120
							11	11.38	50	1355	1750	15	120
12	11.47	50	1355	1750	15	110
							13	11.53	60	1355	1750	15	110
14	11.493	60	1465	1670	13	130
							15	11.58	60	1855	1983	8.6	115
16	11.69	80	1355	1750	15	125
							17	11.59	80	1765	1970	9.6	110
18	11.64	80	1765	1970	10	110
							19	11.57	80	1872	1996	9.2	110
20	11.9	80	1877	1986	7.6	102

由上表5可知，通过本申请提供的方法，实施例1-20合金的力学性能、密度、显微组织控制均得到显著改善和提升。

实施例12得到的合金的锻坯组织如图2所示；实施例15得到的合金的锻坯组织如图3所示。

为了进一步说明本申请提供的方法的优势，特进行对照试验，具体如下；

对比例1

与实施例3不同的是，合金成分只含有Ni-Mo-W基体成分，按质量百分比计分别为：60%的Ni、10%的Mo、30%的W。该合金的力学性能、密度、显微组织见表6所示。

对比例2

与实施例9不同的是，合金成分只含有Ni-Mo-W基体成分，按质量百分比计分别为：55%的Ni、10%的Mo、35%的W。该合金的力学性能、密度、显微组织见表6所示。

对比例3

与实施例12不同的是，合金成分只含有Ni-Mo-W基体成分，按质量百分比计分别为：49%的Ni、15%的Mo、36%的W。该合金的力学性能、密度、显微组织见表6所示。

对比例4

与实施例12不同的是，不采用换向锻造工艺，所得合金的力学性能、密度、显微组织见表6所示。

对比例5

与实施例15不同的是，不采用换向锻造工艺，所得合金的力学性能、密度、显微组织见表6所示。

对比例6

与实施例12不同的是，铸锭均匀化处理工艺为：1100℃保温30小时。所得合金的力学性能、密度、显微组织见表6所示。

对比例7

与实施例15不同的是，铸锭均匀化处理工艺为：1100℃保温30小时。所得合金的力学性能、密度、显微组织见表6所示。

对比例8

与实施例12不同的是，合金锻坯热处理温度为200℃保温2小时。所得合金的力学性能、密度、显微组织见表6所示。

对比例9

与实施例18不同的是，合金锻坯热处理温度为200℃保温5小时。所得合金的力学性能、密度、显微组织见表6所示。

表6 对比例1-9所得合金的性能

参数序号	密度（g/cm3）	平均晶粒尺寸（μm）	屈服强度（MPa）	抗拉强度（MPa）	延伸率（100%）	冲击功am（J/cm2）
							1	11.03	100	320	630	33	120
2	11.40	100	310	580	40	110
							3	11.49	90	460	650	30	130
4	11.47	120	580	780	30	103
							5	11.58	120	700	900	20	109
6	11.47	70	580	980	20	100
							7	11.58	70	400	950	15	101
8	11.47	80	330	770	5	70
							9	11.64	80	355	720	5	80

由实施例和对比例及数据对比可知：

通过往Ni-Mo-W基体成分中加入适量强化元素，利用多元合金元素的协同作用，形成固溶强化、第二相强化、细晶强化等多重作用，可以显著降低晶粒的平均尺寸、提高合金的强度。而采用换向锻造工艺，可以有效改善合金组织粗大，实现材料的细晶制备且大幅度提高合金强度。采用1150-1250℃的均匀化温度，可以有效提高合金强度。采用300-850℃的热处理温度，可以有效提高合金强度和韧性。

本申请提供的高强韧性高密度合金及其制备方法，实现该合金的组织性能控制和高效制备成形，能够使合金密度达到11.2-14.0 g/cm³，屈服强度高达1000-1700 MPa，抗拉强度高达1200-1900 MPa，延伸率达到10-40%，冲击功达到100-150 J/cm²。

最后应说明的是：以上各实施例仅用以说明本发明的技术方案，而非对其限制；尽管参照前述各实施例对本发明进行了详细的说明，本领域的普通技术人员应当理解：其依然可以对前述各实施例所记载的技术方案进行修改，或者对其中部分或者全部技术特征进行等同替换；而这些修改或者替换，并不使相应技术方案的本质脱离本发明各实施例技术方案的范围。

此外，本领域的技术人员能够理解，尽管在此的一些实施例包括其它实施例中所包括的某些特征而不是其它特征，但是不同实施例的特征的组合意味着处于本发明的范围之内并且形成不同的实施例。例如，在上面的权利要求书中，所要求保护的实施例的任意之一都可以以任意的组合方式来使用。公开于该背景技术部分的信息仅仅旨在加深对本发明的总体背景技术的理解，而不应当被视为承认或以任何形式暗示该信息构成已为本领域技术人员所公知的现有技术。

Claims (3)

1.一种用作爆破或毁伤用金属材料的超高强韧性高密度合金的制备方法，其特征在于，所述用作爆破或毁伤用金属材料的超高强韧性高密度合金以质量百分比计算，由以下成分组成：

钨30-45wt%、铌0-10wt%、钼2-20wt%、铪0-5wt%、钽0-5wt%、钯1-3wt%、银0.5-2wt%、铜0-2wt%和镍15-68wt%；

其中，铪和钽的含量不能同时为0；

所述制备方法包括：

按照合金原料经过熔炼和铸造得到铸坯，然后依次进行均匀化处理、换向锻造和热处理得到所述超高强韧性高密度合金；

所述熔炼的温度为1550-1990℃；所述熔炼的方式包括真空感应熔炼、冷坩埚真空电磁悬浮熔炼或真空感应熔炼+真空自耗熔炼；所述均匀化处理包括：将所述铸坯在1150-1250℃条件下保温5-50h；所述换向锻造包括：加热铸坯至第一温度，控制第一终锻温度开坯成长条状锻坯；然后将所述长条状锻坯横向、纵向均旋转90度，加热至第二温度，控制第二终锻温度进行锻造；所述第一温度和所述第二温度各自独立的为1150-1250℃，所述第一终锻温度和所述第二终锻温度各自独立的为900-1000℃；所述换向锻造重复2-10次；所述热处理包括：将经过所述换向锻造的锻坯在300-850℃条件下保温2-8h，冷却；所述冷却包括空冷。

2.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述用作爆破或毁伤用金属材料的超高强韧性高密度合金，其氧含量为0-30ppm、碳含量0-0.03wt%，其余杂质含量之和小于等于0.05wt%。

3.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述长条状锻坯呈长方体状，横截面为正方形；

所述长条状锻坯的高度与横截面边长的比值为1.1-1.5。

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