【技術實現步驟摘要】
本專利技術涉及鈦合金加工，尤其涉及一種中短時用700℃高溫鈦合金及其制備方法。
技術介紹
1、隨著航空航天技術的發展，飛行器的需求越來越多，飛行器在運行過程中需要克服重力，并在高溫、高速等復雜環境中服役，因此對部件的輕質化要求極高。鈦合金因其高比強度、低密度等優點，成為了飛行器的首選材料。與傳統鈦合金追求高蠕變、疲勞和熱穩定性不一樣，航天飛行器要求中短時極限耐高溫高強鈦合金。
2、隨著科技的進步，高溫鈦合金的使用溫度范圍得到了顯著提升，從最初的350℃提高到650℃，鈦合金的強化主要通過固溶強化、硅元素的引入等方式。但隨著溫度的進一步提高，傳統的強化方式已接近極限。為了提升鈦合金的使用溫度，有研究人員提出了一種中短時用650～700℃高溫鈦合金及其制備方法，但其制件塑性低，未涉及中短時的高溫持久和斷裂韌度。也有研究人員設計了一種耐短時高溫鈦合金，具有優良的高溫力學性能，但只能滿足耐650℃未涉及700℃的中短時性能。
3、近來針對高馬赫數飛行器翼、舵等輕質結構件對中短時的極限耐高溫(700℃)高強鈦合金的迫切需求，亟需探索新的方法，既能耐700℃的高溫，又具有一定的高溫力學性能。
技術實現思路
1、鑒于上述的分析，本專利技術實施例旨在提供一種中短時用700℃高溫鈦合金及其制備方法，用以滿足高馬赫數飛行器翼、舵等輕質結構件對中短時的極限耐高溫(700℃)高強鈦合金的迫切需求。
2、一方面，本專利技術實施例提供了一種中短時用700℃高溫鈦合金，按重量
3、所述中短時用700℃高溫鈦合金，室溫抗拉強度rm≥1120mpa，屈服強度rp0.2≥1010mpa，延伸率a≥8％，斷面收縮率z≥10％；700℃時抗拉強度rm≥610mpa，屈服強度rp0.2≥470mpa，延伸率a≥20％，斷面收縮率z≥50％。
4、另一方面，本專利技術實施例提供了一種中短時用700℃高溫鈦合金的制備方法，用于制備以上所述的中短時用700℃高溫鈦合金，所述制備方法，包括以下步驟：
5、s1、采用真空自耗熔煉3次后得到合金鑄錠；
6、s2、將合金鑄錠進行第一階段變形；
7、s3、將合金鑄錠進行第二階段變形；
8、s4、固溶和時效熱處理，最終獲得中短時用700℃高溫鈦合金；
9、進一步的，s1中，熔煉時加入的原料，按重量百分比計包括，al：5.5～6.5％，sn：3.0～5.0％，zr：5.0～8.0％，mo：0.5～1.5％，nb：0.2～1.0％，si：0.6～0.8％，w：1.0～2.0％，余量為ti。
10、進一步的，s1中，熔煉時合金元素sn、zr、mo、si、nb、w均以中間合金形式加入；al部分由中間合金帶入，不足部分以高純al豆和al箔加入；ti不足部分以海綿鈦形式加入。
11、進一步的，s2中，所述第一階段變形，是將鑄錠加熱到β相變點以上20～150℃，保溫一段時間，再進行2～4火的開坯鍛造，每一火變形為1～2次鐓粗和拔長，鐓粗和拔長的變形量為30～60％。
12、進一步的，所述β相變點為1030～1045℃。
13、進一步的，s3中，所述第二階段變形，是將鑄錠加熱到β相變點以下60～20℃，保溫一段時間，再進行2～7火的改鍛或模鍛；其中，最后1火前變形為1～2次鐓粗和拔長，鐓粗和拔長的變形量為30～60％；最后1火為鐓粗和拔長、拔長或模鍛成形，變形量為30～70％，若為模鍛成形應變速率應控制在0.01～0.1s-1，變后均為空冷。
14、進一步的，s4中，所述固溶處理，將固溶溫度控制在β相變點和硅化物溶解溫度之間，保溫2～5h后水冷或油淬；所述硅化物溶解溫度為1050～1065℃。
15、進一步的，s4中，所述時效處理，溫度為700～750℃，保溫5～6h后空冷。
16、進一步的，s4中，若硅化物溶解溫度與β相變點相差≥30℃，所述固溶溫度選取β相變點以上20℃；若硅化物溶解溫度與β相變點相差介于20～30℃，所述固溶溫度選取β相變點以上10℃；若硅化物溶解溫度與β相變點相差≤20℃，所述固溶溫度選取硅化物溶解溫度以下5℃。
17、與現有技術相比，本專利技術至少可實現如下有益效果之一：
18、1)本專利技術提供的中短時用700℃高溫鈦合金，通過精確控制鈦合金中的al、sn、zr、mo、nb、si、w、ti等元素的質量百分比，特別是控制zr和si元素的含量，將硅化物的溶解溫度提高到β相變點以上，可在β相變點以上、硅化物溶解溫度以下進行固溶處理，保證了高溫鈦合金既能耐700℃的高溫，又具有一定的中短時高溫持久和斷裂韌度。可以滿足中短時的極限耐高溫(700℃)高強鈦合金的需求。
19、2)本專利技術較現有的高溫鈦合金提升了zr和si的含量，zr和si可以共同存在于鈦合金的固溶體中，形成具有更高穩定性和溶解度的復合固溶體，有助于將硅化物的溶解溫度提高到β相變點以上，使得硅化物參與變形和固溶處理，利用硅化物抑制晶粒長大，有效解決β熱處理導致的晶粒粗大，獲得細小的原始β晶粒，為后續熱機械處理提供成分基礎。
20、2)本專利技術較現有的高溫鈦合金取消了ta、hf等價格昂貴元素的加入，在獲得更高耐溫性的同時，實現降低成本的目的。
21、3)本專利技術通過提升zr和si的含量，將硅化物溶解溫度提高到β相變點以上。可在β相變點以上、硅化物溶解溫度以下較窄范圍內固溶處理，來獲得具有原始β晶粒細小細片層組織。細小的原始β晶粒，摒棄了傳統片層組織的低塑性、低周疲勞和數據分散性大等弱點，有助于減少應力集中，降低裂紋的產生，提高材料的塑性、抗疲勞性等性能，有望在700℃中短時或在涂層保護下長時應用。
22、本專利技術中，上述各技術方案之間還可以相互組合，以實現更多的優選組合方案。本專利技術的其他特征和優點將在隨后的說明書中闡述，并且，部分優點可從說明書中變得顯而易見，或者通過實施本專利技術而了解。本專利技術的目的和其他優點可通過說明書以及附圖中所特別指出的內容中來實現和獲得。
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1.一種中短時用700℃高溫鈦合金，其特征在于，按重量百分比計包括，Al：5.5～6.5％，Sn：3.0～5.0％，Zr：5.0～8.0％，Mo：0.5～1.5％，Nb：0.2～1.0％，Si：0.6～0.8％，W：1.0～2.0％，余量為Ti；
2.一種中短時用700℃高溫鈦合金的制備方法，其特征在于，用于制備權利要求1所述的中短時用700℃高溫鈦合金，所述制備方法，包括以下步驟：
3.根據權利要求2所述的制備方法，其特征在于，S1中，熔煉時加入的原料，按重量百分比計包括，Al：5.5～6.5％，Sn：3.0～5.0％，Zr：5.0～8.0％，Mo：0.5～1.5％，Nb：0.2～1.0％，Si：0.6～0.8％，W：1.0～2.0％，余量為Ti。
4.根據權利要求3所述的制備方法，其特征在于，S1中，熔煉時合金元素Sn、Zr、Mo、Si、Nb、W均以中間合金形式加入；Al部分由中間合金帶入，不足部分以高純Al豆和Al箔加入；Ti不足部分以海綿鈦形式加入。
5.根據權利要求2所述的制備方法，其特征在于，S2中，所述第一階段變形，是
6.根據權利要求5所述的制備方法，其特征在于，所述β相變點為1030～1045℃。
7.根據權利要求2所述的制備方法，其特征在于，S3中，所述第二階段變形，是將鑄錠加熱到β相變點以下60～20℃，保溫一段時間，再進行2～7火的改鍛或模鍛；其中，最后1火前變形為1～2次鐓粗和拔長，鐓粗和拔長的變形量為30～60％；最后1火為鐓粗和拔長、拔長或模鍛成形，變形量為30～70％，若為模鍛成形應變速率應控制在0.01～0.1s-1，變后均為空冷。
8.根據權利要求2所述的制備方法，其特征在于，S4中，所述固溶處理，將固溶溫度控制在β相變點和硅化物溶解溫度之間，保溫2～5h后水冷或油淬；所述硅化物溶解溫度為1050～1065℃。
9.根據權利要求2所述的制備方法，其特征在于，S4中，所述時效處理，溫度為700～750℃，保溫5～6h后空冷。
10.根據權利要求8所述的制備方法，其特征在于，S4中，若硅化物溶解溫度與β相變點相差≥30℃，所述固溶溫度選取β相變點以上20℃；若硅化物溶解溫度與β相變點相差介于20～30℃，所述固溶溫度選取β相變點以上10℃；若硅化物溶解溫度與β相變點相差≤20℃，所述固溶溫度選取硅化物溶解溫度以下5℃。
...【技術特征摘要】
1.一種中短時用700℃高溫鈦合金，其特征在于，按重量百分比計包括，al：5.5～6.5％，sn：3.0～5.0％，zr：5.0～8.0％，mo：0.5～1.5％，nb：0.2～1.0％，si：0.6～0.8％，w：1.0～2.0％，余量為ti；
2.一種中短時用700℃高溫鈦合金的制備方法，其特征在于，用于制備權利要求1所述的中短時用700℃高溫鈦合金，所述制備方法，包括以下步驟：
3.根據權利要求2所述的制備方法，其特征在于，s1中，熔煉時加入的原料，按重量百分比計包括，al：5.5～6.5％，sn：3.0～5.0％，zr：5.0～8.0％，mo：0.5～1.5％，nb：0.2～1.0％，si：0.6～0.8％，w：1.0～2.0％，余量為ti。
4.根據權利要求3所述的制備方法，其特征在于，s1中，熔煉時合金元素sn、zr、mo、si、nb、w均以中間合金形式加入；al部分由中間合金帶入，不足部分以高純al豆和al箔加入；ti不足部分以海綿鈦形式加入。
5.根據權利要求2所述的制備方法，其特征在于，s2中，所述第一階段變形，是將鑄錠加熱到β相變點以上20～150℃，保溫一段時間，再進行2～4火的開坯鍛造，每一火變形為1～2次鐓粗和拔長，鐓粗和拔長的變...
【專利技術屬性】
技術研發人員：鄧雨亭，王旭，周毅，劉英颯，
申請(專利權)人：中國航發北京航空材料研究院，
類型：發明
國別省市：
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