本申請涉及一種含F(xiàn)e的低成本近β型高強鈦合金，屬于金屬材料的制備加工領(lǐng)域。
背景技術(shù)：
現(xiàn)有技術(shù)已知，鈦及鈦合金屬于高強耐蝕輕質(zhì)合金，同時它們還具有良好的耐高溫和耐低溫性能，因此，鈦及鈦合金被廣泛應(yīng)用于航空航天、石油化工和船舶裝備等領(lǐng)域。而β型鈦合金由于其具有高強度和高韌性，提供了鈦合金中最高的比強度，因此在某些應(yīng)用如大型飛機起落架、結(jié)構(gòu)件等方面，β鈦合金占有相當大的份額。
目前廣泛應(yīng)用的商業(yè)β鈦合金有VT22、Ti-15-3、Ti-10-2-3、β21S等，這些合金中都加入了一定含量的V元素(其中VT22中5％的V、Ti-15-3中15％的V、Ti-10-2-3中10％的V)或大量的難熔元素Mo(β21S中15％的Mo)，使得上述β鈦合金加工起來更加困難、成本大大升高。
專利號為200710018529.6、名稱為“一種高強高韌鈦合金”的專利中的公開了一種高強高韌鈦合金，合金名義成分為Ti-4Al-6V-6Cr-5Mo，該合金的抗拉強度≥1200MPa，斷裂韌性KIC≥65MPa·m1/2。但是，由于合金中加入了4～8％的V，使得該鈦合金的制造成本顯著提高。
專利號為201010141057.5、名稱為“β鈦合金及其制備方法”的專利中公開了一種β鈦合金，該鈦合金的組成為：鐵0.5～2.5％，鋁1.5～3.5％，鉻2～4％，鈮6～11％，其中的百分含量為質(zhì)量百分比。實驗結(jié)果表明：該鈦合金固溶態(tài)的室溫拉伸強度為850MPa以上，延伸率為15％以上；時效態(tài)的室溫拉伸強度1300MPa以上，延伸率為4％以上。但由于其中加入了6～11％的Nb元素，Nb元素價格高且較難熔，無疑提高了該鈦合金的成本。
專利號為201110117619.7、名稱為“一種近β型高強鈦合金”的專利公開了一種近β高強鈦合金，該鈦合金各組成元素的重量百分比為：Al：2.5％～3.5％，V：2.8％～3.5％，Mo：2.9％～4.5％，Cr：1.5％～2.9％，Zr：4.1％～6％，Sn：2％～4％，F(xiàn)e：1％～2％。該鈦合金維持了近β型鈦合金良好的力學性能，只加入了少量昂貴元素V，在一定程度上降低了合金的生產(chǎn)成本，然而，該合金中包含了Ti、Al、V、Mo、Cr、Zr、Sn、Fe等八種元素，使得合金的冶煉的成本提高，而且其成分均勻性也難以得到保證。
因此，為了克服現(xiàn)有技術(shù)所存在的上述缺陷，特提出本申請。
技術(shù)實現(xiàn)要素：
根據(jù)本申請的一個方面，提供了一種含F(xiàn)e的低成本近β型高強鈦合金，該鈦合金在保證合金力學性能的基礎(chǔ)上，用Fe、Al、Zr等廉價元素代替V等昂貴元素，大大降低了鈦合金的成本。
一種含F(xiàn)e的低成本近β型高強鈦合金，其特征在于，所述鈦合金中所含合金元素重量百分比為：Al：2.5％～5.5％；Fe：0.5～2.2％；Mo：4.7％～5.7％；Cr：3.5％～4.5％；Zr：1.5％～3.5％，余量為Ti和不可避免的雜質(zhì)。
優(yōu)選地，所述鈦合金中所含的合金元素重量百分比為：Al：3％～5％；Fe：0.5～2.2％；Mo：5％；Cr：4％；Zr：2％，余量為Ti和不可避免的雜質(zhì)。
優(yōu)選地，所述不可避免的雜質(zhì)包括：C≤0.05％；N≤0.04％；H≤0.01％；O≤0.15％，其他雜質(zhì)單元素含量均≤0.01％，總雜質(zhì)含量≤0.3％，所述百分比為重量百分比。
優(yōu)選地，所述鈦合金中，鋁當量[Al]eq≤8.5，鉬當量[Mo]eq為11～20；
[Al]eq計算公式如下：
[Al]eq＝％Al+％Zr/6；
[Mo]eq計算公式如下：
[Mo]eq＝％Mo+％Cr/0.63+％Fe/0.35；
Kβ＝CMo/10+CFe/5+CCr/7，其值為1.13～1.65。
根據(jù)本申請的又一個方面，提供了一種含F(xiàn)e的低成本近β型高強鈦合金的制備方法。
一種含F(xiàn)e的低成本近β型高強鈦合金的制備方法，其特征在于，所述制備方法包括如下步驟：
(1)按所述鈦合金各成分含量計算出所需海綿鈦、Al-Mo中間合金、單質(zhì)鐵、電解鉻和海綿鋯的量，并按照計算結(jié)果進行稱量，得到稱量好的原料；
(2)將稱量好的原料放入真空懸浮熔煉爐中，抽真空，隨后充入氬氣作為保護氣體，在1700℃～1800℃進行首次熔煉，得到鑄錠粗品；
(3)待步驟(2)所得的鑄錠粗品冷卻后，將所述鑄錠倒置，進行二次熔煉，二次熔煉的溫度與時間與第一次相同；如此反復(fù)熔煉多次，得到鑄錠精品；
(4)對步驟(3)所得的鑄錠精品進行開坯鍛造，得到大尺寸鍛件；
(5)對步驟(4)所得的大尺寸鍛件進行二次鍛造，得到板材或棒材；
(6)將步驟(5)所得的板材或棒材取樣后進行固溶熱處理，空冷，然后進行時效熱處理，空冷，得到所述的含F(xiàn)e的低成本近β型高強鈦合金。
優(yōu)選地，所述步驟(2)具體包括：
將稱量好的原料放入真空懸浮熔煉爐中，抽真空到5×10-3Pa以下，隨后充入氬氣作為保護氣體，在1700℃～1800℃左右進行首次熔煉10min；得到鑄錠粗品。
優(yōu)選地，充入氬氣至0.5～0.7×105Pa后再進行首次熔煉。
優(yōu)選地，步驟(3)中，熔煉的次數(shù)為2-4次。
優(yōu)選地，所述的熔煉次數(shù)為3次。
優(yōu)選地，所述步驟(4)具體包括：
將鑄錠精品去頭和尾，在1000℃～1100℃開坯鍛造成Φ40mm短棒坯或厚板，變形量為50-70％，破碎粗大原始晶粒；隨后在800℃～900℃二次鍛造成Φ20mm棒材或板材。
優(yōu)選地，所述步驟(5)具體包括：
對棒材在760-790℃進行固溶熱處理1.5h；空冷；然后在580℃進行時效熱處理8h，空冷。
與現(xiàn)有的近β型鈦合金相比，本申請的有益效果是：
(1)本申請所提供的含F(xiàn)e的低成本近β型高強鈦合金，其合金元素重量百分比為：Al：2.5％～5.5％；Fe：0.5～2.2％；Mo：4.7％～5.7％；Cr：3.5％～4.5％；Zr：1.5％～3.5％，余量為Ti和不可避免的雜質(zhì)。由此可見，該鈦合金避免使用價格昂貴的V，而是用其它廉價一些的元素代替，如Fe、Al、Zr，其中Al是很強的鈦合金α穩(wěn)定元素，增加原子間結(jié)合力使晶粒細化，提高強度；Fe是極強的β穩(wěn)定元素，價格低廉，有很好的固溶強化作用，并且Fe的加入可以顯著加快合金的時效響應(yīng)速度；Mo是常用的β穩(wěn)定元素，可以減小原子擴散速率，改善蠕變強度；Cr也是極強的β穩(wěn)定元素，以置換方式熔于β相中，起固溶強化的作用；Zr是鈦合金中性元素，在Ti中有很大的溶解度，起補充強化的作用。本申請中，通過以上各元素的合適的配比，使所得到的鈦合金的強度得到了保證，而鈦合金的生產(chǎn)成本得到了大大地降低。
(2)本申請所提供的近β型鈦合金的強度高。拉伸實驗結(jié)果表明，本申請的近β型鈦合金，其拉伸強度Rm在1240MPa以上，伸長率A在7％以上，斷面收縮率Z在12％以上，且組織均勻，是一種綜合性能優(yōu)異的近β型鈦合金。
(3)本申請所提供的近β型鈦合金的制備方法，簡單易行，可操作性強。
附圖說明
圖1為實施例2中所提供的近β型鈦合金的顯微組織圖
具體實施方式
下面結(jié)合實施例詳述本申請，但本申請并不局限于這些實施例。
如無特別說明，本申請的實施例中的原料均通過商業(yè)途徑購買。
本申請的所提供的低成本近β鈦合金，采用0級海綿鈦、鐵單質(zhì)、Al-Mo中間合金、電解鉻和海綿鋯為原料。
實施例1
本實施例鈦合金名義成分Ti-4Al-5Mo-2Fe-4Cr-2Zr，按重量百分比配比為Al：4％、Mo：5％、Fe：2％、Cr：4％、Zr：2％，余量為Ti和不可避免的雜質(zhì)。
將原料海綿鈦、Al-Mo中間合金、單質(zhì)鐵、電解鉻和海綿鋯放入真空懸浮熔煉爐，抽真空到5×10-3Pa以下，隨后充入0.5×105Pa的高純氬氣(純度99.999％)保護氣體，在1700℃～1800℃進行首次熔煉10min，得到鑄錠粗品。
待合金冷卻后，打開爐門，將鑄錠粗品倒置，進行二次熔煉使合金元素充分溶解，其中二次熔煉的溫度和時間與第一次相同，如此反復(fù)熔煉3次，保證組織均勻，鑄錠為80mm圓錠，即為鑄錠精品。
將鑄錠精品去頭、尾，在1000℃～1100℃開坯鍛造成Φ40mm短棒坯或厚板，變形量60％左右，破碎粗大原始晶粒。隨后在800℃～900℃二次鍛造成Φ20mm棒材或板材。
對Φ20mm棒材進行790℃，1.5h的固溶熱處理，空冷；580℃，8h的時效熱處理，空冷。
對熱處理后合金進行力學性能測試，按國家GB/T 228.1-2010《金屬材料拉伸試驗第1部分室溫試驗方法》測得結(jié)果如表1
表1實施例1中合金室溫力學性能
實施例2
本實施例鈦合金名義成分Ti-5Al-5Mo-2Fe-4Cr-3Zr，按重量百分比配比為Al：5％、Mo：5％、Fe：2％、Cr：4％、Zr：3％，余量為Ti和不可避免的雜質(zhì)。
將原料海綿鈦、Al-Mo中間合金、單質(zhì)鐵、電解鉻和海綿鋯放入真空懸浮熔煉爐，抽真空到5×10-3Pa以下，隨后充入0.7×105Pa的高純氬氣(純度99.999％)保護氣體，在1700℃～1800℃左右進行首次熔煉10min，得到鑄錠粗品。
待合金冷卻后，打開爐門，將鑄錠粗品倒置，進行二次熔煉使合金元素充分溶解，其中二次熔煉的溫度和時間與第一次相同，如此反復(fù)熔煉3次，保證組織均勻，鑄錠為80mm圓錠，即為鑄錠精品。
將鑄錠精品去頭、尾，在1000℃～1100℃開坯鍛造成Φ40mm短棒坯，變形量60％左右，破碎粗大原始晶粒。隨后在800℃～900℃二次鍛造成Φ20mm棒材。
對Φ20mm棒材進行760℃，1.5h的固溶熱處理，空冷；580℃，8h的時效熱處理，空冷。
由圖1可以看出，所提供的近β型鈦合金，組織均勻；再對熱處理后合金進行力學性能測試，按國家GB/T 228.1-2010《金屬材料拉伸試驗第1部分室溫試驗方法》測得結(jié)果如表2
表2實施例2中合金室溫力學性能
實施例3
本實施例鈦合金名義成分Ti-3Al-5Mo-0.5Fe-4Cr-2Zr，按重量百分比配比為Al：3％、Mo：5％、Fe：0.5％、Cr：4％、Zr：2％，余量為Ti和不可避免的雜質(zhì)。
將原料海綿鈦、Al-Mo中間合金、單質(zhì)鐵、電解鉻和海綿鋯放入真空懸浮熔煉爐，抽真空到5×10-3Pa以下，隨后充入0.6×105Pa的高純氬氣(純度99.999％)保護氣體，在1700℃～1800℃左右進行首次熔煉10min，得到鑄錠粗品。
待合金冷卻后，打開爐門，將鑄錠倒置，進行二次熔煉使合金元素充分溶解，其中二次熔煉的溫度和時間與第一次相同，如此反復(fù)熔煉3次，保證組織均勻，鑄錠為80mm圓錠，即為鑄錠精品。
將鑄錠精品去頭、尾，在1000℃～1100℃開坯鍛造成Φ40mm短棒坯，變形量60％左右，破碎粗大原始晶粒。隨后在800℃～900℃二次鍛造成Φ20mm棒材。
對Φ20mm棒材進行790℃固溶熱處理1.5h，空冷；580℃時效熱處理8h，空冷。
對熱處理后合金進行力學性能測試，按國家GB/T 228.1-2010《金屬材料拉伸試驗第1部分室溫試驗方法》測得結(jié)果如表3
表3實施例3中合金室溫力學性能
實施例4
本發(fā)明名義成分Ti-3.5Al-5Mo-1.5Fe-4Cr-2Zr，按重量百分比配比為Al：3.5％、Mo：5％、Fe：1.5％、Cr：4％、Zr：2％，余量為Ti和不可避免的雜質(zhì)。
將原料海綿鈦、Al-Mo中間合金、單質(zhì)鐵、電解鉻和海綿鋯放入真空懸浮熔煉爐，抽真空到5×10-3Pa以下，隨后充入0.7×105Pa的高純氬氣(純度99.999％)保護氣體，在1700℃～1800℃左右進行首次熔煉10min，得到鑄錠粗品。
待合金冷卻后，打開爐門，將鑄錠粗品倒置，進行二次熔煉使合金元素充分溶解，其中二次熔煉的溫度和時間與第一次相同，如此反復(fù)熔煉3次，保證組織均勻，鑄錠為80mm圓錠，即為鑄錠精品。
將鑄錠精品去頭、尾，在1000℃～1100℃開坯鍛造成Φ40mm短棒坯，變形量60％左右，破碎粗大原始晶粒。隨后在800℃～900℃二次鍛造成Φ20mm棒材。
對Φ20mm棒材進行790℃，1.5h的固溶熱處理，空冷；580℃，8h的時效熱處理，空冷。
對熱處理后合金進行力學性能測試，按國家GB/T 228.1-2010《金屬材料拉伸試驗第1部分室溫試驗方法》測得結(jié)果如表4
表4實施例4中合金室溫力學性能
以上所述，僅是本申請的幾個實施例，并非對本申請做任何形式的限制，雖然本申請以較佳實施例揭示如上，然而并非用以限制本申請，任何熟悉本專業(yè)的技術(shù)人員，在不脫離本申請技術(shù)方案的范圍內(nèi)，利用上述揭示的技術(shù)內(nèi)容做出些許的變動或修飾均等同于等效實施案例，均屬于技術(shù)方案范圍內(nèi)。