本发明涉及钛合金加工，尤其涉及一种中短时用700℃高温钛合金及其制备方法。
背景技术：
1、随着航空航天技术的发展，飞行器的需求越来越多，飞行器在运行过程中需要克服重力，并在高温、高速等复杂环境中服役，因此对部件的轻质化要求极高。钛合金因其高比强度、低密度等优点，成为了飞行器的首选材料。与传统钛合金追求高蠕变、疲劳和热稳定性不一样，航天飞行器要求中短时极限耐高温高强钛合金。
2、随着科技的进步，高温钛合金的使用温度范围得到了显著提升，从最初的350℃提高到650℃，钛合金的强化主要通过固溶强化、硅元素的引入等方式。但随着温度的进一步提高，传统的强化方式已接近极限。为了提升钛合金的使用温度，有研究人员提出了一种中短时用650～700℃高温钛合金及其制备方法，但其制件塑性低，未涉及中短时的高温持久和断裂韧度。也有研究人员设计了一种耐短时高温钛合金，具有优良的高温力学性能，但只能满足耐650℃未涉及700℃的中短时性能。
3、近来针对高马赫数飞行器翼、舵等轻质结构件对中短时的极限耐高温(700℃)高强钛合金的迫切需求，亟需探索新的方法，既能耐700℃的高温，又具有一定的高温力学性能。
技术实现思路
1、鉴于上述的分析，本发明实施例旨在提供一种中短时用700℃高温钛合金及其制备方法，用以满足高马赫数飞行器翼、舵等轻质结构件对中短时的极限耐高温(700℃)高强钛合金的迫切需求。
2、一方面，本发明实施例提供了一种中短时用700℃高温钛合金，按重量百分比计包括，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％，余量为ti；
3、所述中短时用700℃高温钛合金，室温抗拉强度rm≥1120mpa，屈服强度rp0.2≥1010mpa，延伸率a≥8％，断面收缩率z≥10％；700℃时抗拉强度rm≥610mpa，屈服强度rp0.2≥470mpa，延伸率a≥20％，断面收缩率z≥50％。
4、另一方面，本发明实施例提供了一种中短时用700℃高温钛合金的制备方法，用于制备以上所述的中短时用700℃高温钛合金，所述制备方法，包括以下步骤：
5、s1、采用真空自耗熔炼3次后得到合金铸锭；
6、s2、将合金铸锭进行第一阶段变形；
7、s3、将合金铸锭进行第二阶段变形；
8、s4、固溶和时效热处理，最终获得中短时用700℃高温钛合金；
9、进一步的，s1中，熔炼时加入的原料，按重量百分比计包括，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％，余量为ti。
10、进一步的，s1中，熔炼时合金元素sn、zr、mo、si、nb、w均以中间合金形式加入；al部分由中间合金带入，不足部分以高纯al豆和al箔加入；ti不足部分以海绵钛形式加入。
11、进一步的，s2中，所述第一阶段变形，是将铸锭加热到β相变点以上20～150℃，保温一段时间，再进行2～4火的开坯锻造，每一火变形为1～2次镦粗和拔长，镦粗和拔长的变形量为30～60％。
12、进一步的，所述β相变点为1030～1045℃。
13、进一步的，s3中，所述第二阶段变形，是将铸锭加热到β相变点以下60～20℃，保温一段时间，再进行2～7火的改锻或模锻；其中，最后1火前变形为1～2次镦粗和拔长，镦粗和拔长的变形量为30～60％；最后1火为镦粗和拔长、拔长或模锻成形，变形量为30～70％，若为模锻成形应变速率应控制在0.01～0.1s-1，变后均为空冷。
14、进一步的，s4中，所述固溶处理，将固溶温度控制在β相变点和硅化物溶解温度之间，保温2～5h后水冷或油淬；所述硅化物溶解温度为1050～1065℃。
15、进一步的，s4中，所述时效处理，温度为700～750℃，保温5～6h后空冷。
16、进一步的，s4中，若硅化物溶解温度与β相变点相差≥30℃，所述固溶温度选取β相变点以上20℃；若硅化物溶解温度与β相变点相差介于20～30℃，所述固溶温度选取β相变点以上10℃；若硅化物溶解温度与β相变点相差≤20℃，所述固溶温度选取硅化物溶解温度以下5℃。
17、与现有技术相比，本发明至少可实现如下有益效果之一：
18、1)本发明提供的中短时用700℃高温钛合金，通过精确控制钛合金中的al、sn、zr、mo、nb、si、w、ti等元素的质量百分比，特别是控制zr和si元素的含量，将硅化物的溶解温度提高到β相变点以上，可在β相变点以上、硅化物溶解温度以下进行固溶处理，保证了高温钛合金既能耐700℃的高温，又具有一定的中短时高温持久和断裂韧度。可以满足中短时的极限耐高温(700℃)高强钛合金的需求。
19、2)本发明较现有的高温钛合金提升了zr和si的含量，zr和si可以共同存在于钛合金的固溶体中，形成具有更高稳定性和溶解度的复合固溶体，有助于将硅化物的溶解温度提高到β相变点以上，使得硅化物参与变形和固溶处理，利用硅化物抑制晶粒长大，有效解决β热处理导致的晶粒粗大，获得细小的原始β晶粒，为后续热机械处理提供成分基础。
20、2)本发明较现有的高温钛合金取消了ta、hf等价格昂贵元素的加入，在获得更高耐温性的同时，实现降低成本的目的。
21、3)本发明通过提升zr和si的含量，将硅化物溶解温度提高到β相变点以上。可在β相变点以上、硅化物溶解温度以下较窄范围内固溶处理，来获得具有原始β晶粒细小细片层组织。细小的原始β晶粒，摒弃了传统片层组织的低塑性、低周疲劳和数据分散性大等弱点，有助于减少应力集中，降低裂纹的产生，提高材料的塑性、抗疲劳性等性能，有望在700℃中短时或在涂层保护下长时应用。
22、本发明中，上述各技术方案之间还可以相互组合，以实现更多的优选组合方案。本发明的其他特征和优点将在随后的说明书中阐述，并且，部分优点可从说明书中变得显而易见，或者通过实施本发明而了解。本发明的目的和其他优点可通过说明书以及附图中所特别指出的内容中来实现和获得。
1.一种中短时用700℃高温钛合金，其特征在于，按重量百分比计包括，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％，余量为ti；
2.一种中短时用700℃高温钛合金的制备方法，其特征在于，用于制备权利要求1所述的中短时用700℃高温钛合金，所述制备方法，包括以下步骤：
3.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，s1中，熔炼时加入的原料，按重量百分比计包括，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％，余量为ti。
4.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，s1中，熔炼时合金元素sn、zr、mo、si、nb、w均以中间合金形式加入；al部分由中间合金带入，不足部分以高纯al豆和al箔加入；ti不足部分以海绵钛形式加入。
5.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，s2中，所述第一阶段变形，是将铸锭加热到β相变点以上20～150℃，保温一段时间，再进行2～4火的开坯锻造，每一火变形为1～2次镦粗和拔长，镦粗和拔长的变形量为30～60％。
6.根据权利要求5所述的制备方法，其特征在于，所述β相变点为1030～1045℃。
7.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，s3中，所述第二阶段变形，是将铸锭加热到β相变点以下60～20℃，保温一段时间，再进行2～7火的改锻或模锻；其中，最后1火前变形为1～2次镦粗和拔长，镦粗和拔长的变形量为30～60％；最后1火为镦粗和拔长、拔长或模锻成形，变形量为30～70％，若为模锻成形应变速率应控制在0.01～0.1s-1，变后均为空冷。
8.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，s4中，所述固溶处理，将固溶温度控制在β相变点和硅化物溶解温度之间，保温2～5h后水冷或油淬；所述硅化物溶解温度为1050～1065℃。
9.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，s4中，所述时效处理，温度为700～750℃，保温5～6h后空冷。
10.根据权利要求8所述的制备方法，其特征在于，s4中，若硅化物溶解温度与β相变点相差≥30℃，所述固溶温度选取β相变点以上20℃；若硅化物溶解温度与β相变点相差介于20～30℃，所述固溶温度选取β相变点以上10℃；若硅化物溶解温度与β相变点相差≤20℃，所述固溶温度选取硅化物溶解温度以下5℃。