本发明是一种高热强性的高温钛合金，属于钛合金的
技术领域：
，该高温钛合金使用温度能够达到650℃～750℃。
背景技术：
：航天器为了满足减重及提高推重比的设计要求，需要尽可能多的利用比强度高的钛合金材料。近年来国内外飞机尤其是先进军用飞机上钛合金的使用量呈大幅增加的趋势。可以说钛合金使用量以及使用水平已经成为衡量国内外航空技术及飞机性能先进程度的一项重要指标。但钛合金在提高使用温度的发展历程中遇到很大阻碍，主要原因是随着设计使用温度的提高，钛合金热强性和热稳定性之间的矛盾越来越突出。这里所说热强性指钛合金高温强度、持久的综合，目前，使用温度最高的钛合金其牌号有英国的imi834、美国的ti-1100和俄罗斯的bt36、中国的ta29这四种合金设计的长时间使用温度都是或接近600℃,其中以imi834合金的综合性能最优。据报道imi834合金已用于飞机发动机整体叶盘等转动件，ti-1100也进入应用阶段，ta29也进入应用阶段，而bt36则尚未见有相关的报道。表1给出是这四种600℃高温钛合金的名义成分、表2为这些高温钛合金特性。表1世界各国600℃高温钛合金成分600℃高温钛合金合金名义成分imi834ti-5.8al-4sn-3.5zr-0.7nb-0.5mo-0.35si-0.06cti-1100ti-6al-2.75sn-4zr-0.4mo-0.45sibt36ti-6.5al-2.5sn-4zr-1nb-0.7mo-0.25sita29ti-5.8al-4sn-4zr-0.7nb-1.5ta-0.4si-0.06c表2600℃高温钛合金特性600℃高温钛合金名称铝当量钼当量imi8348.720.70ti-11008.580.40bt368.472.70ta298.80.5由表1可见，目前世界各国的600℃髙温钛合金中都含有al、sn、zr、mo、si五种元素，而且重量百分比也比较接近，它们是强化600℃高温钛合金的必不可少的主要元素；不同之处在于其它的元素c、nb、ta、w的有无及加入量的多少。由表2可见，目前世界各国的600℃髙温钛合金的铝当量都较高，钼当量除bt36外都较低。随着我国国防现代化的发展，高速飞行器对600℃甚至更高的高温钛合金的要求是：在其他性能不低于imi834合金的前提下，在飞行时间内热强性和热稳定性这两个相互矛盾的性能指标具有良好匹配。技术实现要素：本发明正是针对上述现有技术状况而设计提供了一种高热强性的高温钛合金，其目的是提供一种供高速飞行器在650℃～750℃温度下10min～30h内短时使用的高温钛合金材料，该种材料在飞行时间内能够保持较好的高热强性。本发明的目的是通过以下技术方案来实现的：该种高热强性的高温钛合金，其特征在于：该高温钛合金的化学成分及重量百分比为：al4.0％～5.0％，sn2.0％～3.0％，zrga3.0～4.0％，nb0.3％～0.8％，ta0.6％～1.5％，si0.1％～0.5％，bi0.1％～0.35％，o≤0.1％，余量为ti。本发明技术方案是经过长期的理论和实验研究而获得，该种高温钛合金包括al、ga、sn、zr、nb、ta、si、bi八种元素，该技术方案的主要特点是：一、加入了强α稳定元素al、ga元素；二、加入了nb、ta、bi、si四种β稳定元素；三、严格控制强α稳定元素al、ga和β稳定元素nb、ta、si、bi的含量；四、将fe、cr、mn、cu、v、co、ni七种β稳定元素总量控制在0.20wt％以下；五、严格控制间隙元素o、n、h的含量。在研究过程中，我们注意到以往的研究者似乎也认识到了nb、ta元素在钛合金中所能起到的作用，然而在他们所披露的实施例中，却极少见到将nb、ta元素两种元素同时加入到钛合金中(往往只是添加nb、ta其中的一种或两种)，添加而且对其总量的控制也存在多种相互矛盾的说法，这说明他们对这个问题并未作更深入的研究。没有一种600℃高温钛合金添加了bi元素。而本发明技术方案同时加入nb、ta、bi、si四种β相稳定元素，这一点应该说是一个创新。我们认为，β相稳定元素加量增加，克服了600℃高温钛合金热强性和热稳定性难以协调的技术难题，ta元素同时还提高了合金的抗氧化性。本发明的高温钛合金铸件，其热强性由600～750℃拉伸强度、600℃/310mpa、600℃/450mpa条件下持久时间来体现。测试结果表明，该高温钛合金铸件的上述性能指标均达到了本发明所述述目的的要求。为了进一步体现本发明技术方案中所包含的创造性劳动，下以再对本发明技术方案是如何选择合金的成分、含量作再详细的说明。本发明对al、ga、nb、sn在钛合金中的作用机理进行综合分析后，作出了如下的考虑：al是高温钛合金不可缺少的合金化元素，为强α相稳定元素，对合金的高温强度、蠕变和持久性能有明显作用。为满足高热强性要求，本发明中al的上限为5.0％。但铝加入量太多会促使脆性ti3al相弥散析出，造成合金塑性尤其是热稳定性明显下降。为兼顾热稳定性，al的上限应定为5.0％。其次，考虑到ga是α相稳定元素，ga元素是al元素的同族元素，目前高温钛合金添加ga元素的合金极少，ga元素对合金的强度与蠕变为al元素的80％，而对合金的热稳定性的影响仅为50％，即ga元素对合金的“强化系数”大于“热稳定性系数”，这也是该发明中添加ga元素的原因。nb则是一种弱β相稳定元素，nb对提高合金的抗氧化性作用明显。nb元素在α相的固溶度只有0.8％，nb元素加入量太多则会降低合金的蠕变强度。由此可见当nb含量增加到0.8％以上时，nb元素含量超过α相的固溶度，合金蠕变抗力开始降低，本发明将其成分范围确定在0.2％～0.8％之间。ta同样也是一种弱β相稳定元素，ta在β相中的固溶度比在α相中的固溶度略大一些，ta可同时强化α和β相，对提高合金的强度有利。ta在一个比较宽的范围内对合金蠕变影响有限。但ta对提高合金抗氧化性能作用明显。因此其成分范围确定在(0.5％～1.0％)之间为佳，即要求在不降低合金蠕变抗力的同时能提高合金抗氧化性。bi元素是一种弱β共析元素元素，在α相中的固溶度在共析温度下约为0.35at％,，微量bi与ti形成弥散的金属化合物ti2bi，通过析出弥散的金属化合物颗粒，同时强化α和β相，进一步提高了合金的热强性与高温抗蠕变能力。si元素在高温钛合金中几乎是必不可少的一种重要元素，合金中加入少量的si(0.1％～0.5％)，通过形成弥散分布的硅化物颗粒(主要形成s2型硅化物)，这些硅化物对位错的一定形成阻碍，可以大大提高合金的高温蠕变性能，并能提高任何温度下的强度。实验结果表明：同时加入nb、ta、bi、si四种合金元素还可在不损害钛合金热强性的前提下，增加了β相稳定元素含量，有利于合金工艺塑性的改善，可降低合金在热过程中形成热裂纹的倾向，有利于该合金的工业化生产和应用。该合金热强化作通过几个因素实现：1)al、ga是强α相稳定元素，对合金的高温强度、蠕变和持久性能有明显作用；2)sn、zr是中性元素，对合金的高温强度有明显作用；3)通过弥散分布的铋化物、硅化物强化作用提高合金的强度及持久性能，以上也是该高热强性的钛合金的独特之处。间隙元素o和n是α相强稳定元素，超过一定限度虽增加合金强度，但明显降低其热稳定性和韧性，因此其含量应该加以严格的控制。本发明中o<0.10％、n<0.02％。间隙元素h为β共析元素，会降低蠕变抗力和塑性，为钛合金中有害元素，本发明中h<0.01％。fe、cr、mn、cu、co、v、ni七种β稳定元素可明显降低蠕变强度，因此也应严格控制。本发明中要求fe<0.08％、v<0.06％、其它元素含量都要求小于0.03％,包括fe在内这些杂质元素总量不超过0.20％。本发明所述的高温钛合金材料形成ti3x脆性相几率小，ti3x脆性相是影响合金热稳定性的主要因素之一，生成ti3x脆性相倾向小也意味着降低铸造、焊接过程中热裂纹形成倾向，使该合金具有更好的铸造性能、焊接性能和可靠性。本发明所述的高温钛合金材料的制备方法如下：原材料采用0级海绵钛，合金元素以纯金属或中间合金的形式加入，纯金属或中间合金与海绵钛经配料、混料后，用压机压制成小电极，将若干支小电极组焊在一起，放入真空自耗炉中熔炼2次，制成合金铸锭。通过真空自耗电弧炉进行熔炼，浇注铸型，得到铸件。具体实施方式以下将结合实施例对本发明技术方案作进一步地详述：实施例1按下述配方:al4.0wt-％；sn2.0wt-％；zr1.5wt-％；ga3.0％,si0.15wt-％；nb0.3wt-％；ta0.6wt-％；bi0.1wt-％和余量的ti将海绵钛、纯铝、海绵锆、纯镓、纯铋和中间合金混料后压制成电极，装入真空自耗电极电弧炉中进行真空熔炼2次。得到铸锭，再装入真空自耗电弧炉，起弧真空度3.0pa、熔炼真空度6.0pa、熔炼电流18ka、熔炼电压30v、冷却时间30分钟，将合金熔炼浇注石墨铸型内，得到该成分的钛合金铸件及拉伸试棒。按下述工艺条件进行热等静压处理，具体如下：980℃、压力120mpa、保温2h、随炉冷至250℃以下出炉；真空热处理按照如下工艺制度：真空度<1pa开始升温至750℃保温3h、随炉冷至250℃以下出炉。对处理后拉伸试棒进行不同项目测试，详细数据见表3、4。表3实施例1合金不同温度力学性能表4实施例1合金持久力学性能本发明的钛合金熔炼时，采用0级海绵钛，合金元素除al、zr、ga、bi以纯金属的形式加入外，其他以中间合金的形式加入。按本发明所设计的成分配方配料、混料后，根据锭型不同，压制成不同尺寸的电极。将这些电极焊在一起，采用真空自耗炉熔炼2次，有利于成分均匀，制成不同规格的合金铸锭，在真空自耗电弧炉中熔炼浇注石墨铸型后，再对该合金铸件进行各项性能测试。下面列出一些主要的实施例例据。由于原料的配置、电极压型和真空熔炼的程序大都相同，在各实施例中就不再一一重复叙述了。实施例2按下述配方:al4.5wt-％；sn2.5wt-％；zr2.0wt-％；ga3.5％,si0.25wt-％；nb0.5wt-％；ta1.0wt-％；bi0.2wt-％和余量的ti将海绵钛、纯铝、海绵锆、纯镓、纯铋和中间合金混料后压制成电极，装入真空自耗电极电弧炉中进行真空熔炼2次。得到铸锭，再装入真空自耗电弧炉，起弧真空度2.5pa、熔炼真空度5.0pa、熔炼电流19ka、熔炼电压25v、冷却时间30分钟，将合金熔炼浇注石墨铸型内，得到该成分的钛合金铸件及拉伸试棒。按下述工艺条件进行热等静压处理，具体如下：990℃、压力130mpa、保温2.5h、随炉冷至250℃以下出炉；真空热处理按照如下工艺制度：真空度<1pa开始升温至760℃保温3h、随炉冷至250℃以下出炉。对处理后拉伸试棒进行不同项目测试，详细数据见表5、6。表5实施例2合金不同温度力学性能表6实施例2合金持久力学性能实施例3按下述配方:al5.0wt-％；sn3.0wt-％；zr3.5wt-％；ga4.0％,si0.35wt-％；nb0.8wt-％；ta1.5wt-％；bi0.35wt-％和余量的ti将海绵钛、纯铝、海绵锆、纯镓、纯铋和中间合金混料后压制成电极，装入真空自耗电极电弧炉中进行真空熔炼2遍。装入真空自耗电极电弧炉中进行真空熔炼2次。得到铸锭，再装入真空自耗电弧炉，起弧真空度2.0pa、熔炼真空度4.0pa、熔炼电流18ka、熔炼电压20v、冷却时间30分钟，将合金熔炼浇注石墨铸型内，得到该成分的钛合金铸件及拉伸试棒。。按下述工艺条件进行热等静压处理，具体如下：1000℃、压力140mpa、保温3.0h、随炉冷至250℃以下出炉；真空热处理按照如下工艺制度：真空度<1pa开始升温至780℃保温3.5h、随炉冷至250℃以下出炉。对处理后拉伸试棒进行不同项目测试，详细数据见表7、8。表7实施例3合金不同温度力学性能表8实施例3合金持久力学性能实施例4按下述配方:al4.5wt-％；sn3.0wt-％；zr3.0wt-％；ga4.0％,si0.2wt-％；nb0.8wt-％；ta1.5wt-％；bi0.35wt-％和余量的ti将海绵钛、纯铝、海绵锆、纯镓、纯铋和中间合金混料后压制成电极，装入真空自耗电极电弧炉中进行真空熔炼2遍。装入真空自耗电极电弧炉中进行真空熔炼2次。得到铸锭，再装入真空自耗电弧炉，起弧真空度2.5pa、熔炼真空度4.5pa、熔炼电流20ka、熔炼电压20v、冷却时间30分钟，将合金熔炼浇注石墨铸型内，得到该成分的钛合金铸件及拉伸试棒。。按下述工艺条件进行热等静压处理，具体如下：990℃、压力130mpa、保温3.0h、随炉冷至250℃以下出炉；真空热处理按照如下工艺制度：真空度<1pa开始升温至760℃保温4.5h、随炉冷至250℃以下出炉。对处理后拉伸试棒进行不同项目测试，详细数据见表9、10。表9实施例4合金不同温度力学性能表10实施例4合金持久力学性能以上的实验数据表明：从实施例1-4的合金的室温、高温(650～750℃)、持久力学性能数据可以看出，本发明的高温钛合金在600℃具有很好的热强性、高温持久性能，它适合于高速航天器上600～750℃以上构件短期(10min～30h)使用。当前第1页12