CN116770130A - 一种航空发动机用耐700℃高温钛合金及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及钛合金加工技术领域，尤其涉及一种航空发动机用耐700℃高温钛合金及其制备方法，按重量百分比，所述高温钛合金的制备原料包括：Al：5.5～7.0％，Sn：3.0～5.0％，Hf：2.0～4.5％，Mo：0.0～1.0％，Si：0.5～0.7％，Nb：0.2％～0.5％，Ta：3.5％～4.5％，W：0.6～1.2％，C：0.04～0.08％，O≤0.15％，Fe≤0.015％，余量为Ti。本发明方法设计了一种传统固溶时效强化型高温钛合金，不同于TiB晶界增强型高温钛合金、TiAl基、Ti2AlNb基等金属间化合物，最终组织状态为双态组织，将传统固溶时效强化型高温钛合金的使用温度范围提升至700℃，可作为航空发动机高温部件在650～700℃长时工作条件下使用。

Description

一种航空发动机用耐700℃高温钛合金及其制备方法

技术领域

本发明涉及钛合金加工技术领域，尤其涉及一种航空发动机用耐700℃高温钛合金及其制备方法。

背景技术

先进航空发动机不断朝着“三高”，即高涡轮前温度、高推重比、高增压比方向发展。三“高”的要求主要通过提高构件工作应力、减轻构件重量和提高刚度来实现。虽然与其它常用材料相比，高温钛合金具有显著的比强度、比刚度、比疲劳强度优势，是压气机减重的不二之选，但是新一代先进航空发动机有压气机盘级数减少、转速增加、高温段前移、结构整体化的发展趋势，对低耐热温度钛合金的需求减少，钛合金有向更高温度发展、甚至替代部分镍基高温合金的大趋势。且目前传统的固溶时效强化型高温钛合金的极限使用温度为600～650℃，已经不能满足新一代航空发动机压气机后段的使用要求。

钛合金材料设计有多种准则，例如飞机结构材料需采用损伤容限准则设计，部分发动机非转动部件需采用强度设计准则，而使用温度达到600～700℃的发动机转动部件需采用蠕变、疲劳强度设计准则。

中国专利CN 104018027 B“一种耐热钛合金及其加工制造方法和应用”设计了一种可长期在600～650℃高温钛合金成分，通过不同加工和热处理组合，可获得拉伸强度与塑性、持久和蠕变与热稳定性的不同匹配，可用于制作先进航空发动机高温部件的叶片、盘件等零件；也可在700℃下在航天飞行器蒙皮等耐温结构件上短时使用；也可作为汽车及锅炉耐高温耐蚀阀门用材料等。仅部分测试了700℃高温拉伸性能和持久性能(450MPa，0.3h断裂)，未涉及700℃蠕变和疲劳性能，不能满足在700℃长时使用的要求。

因此为了满足新一代先进航空发动机对钛合金的要求，亟需以高蠕变和疲劳性能准则设计一种长时用700℃使用的新型高温钛合金，按蠕变残余应变为评价依据，较现有耐650℃高温钛合金提高20％，同等实验条件下疲劳寿命较现有耐650℃高温钛合金提升20％。

发明内容

本发明的第一个方面提供了一种航空发动机用耐700℃高温钛合金，按重量百分比，所述高温钛合金的制备原料包括：Al：5.5～7.0％，Sn：3.0～5.0％，Hf：2.0～4.5％，Mo：0.0～1.0％，Si：0.5～0.7％，Nb：0.2％～0.5％，Ta：3.5％～4.5％，W：0.6～1.2％，C：0.04～0.08％，余量为Ti和杂质。

进一步地，所述杂质包括不可避免的O和Fe，本发明中O≤0.15％，Fe≤0.015％。

在一些实施方式中，所述高温钛合金700℃的旋转弯曲疲劳极限为300-320MPa，700℃蠕变应力为70MPa，100h测试条件下的残余应变≤0.2％。

本发明的第二个方面提供了一种航空发动机用耐700℃高温钛合金的制备方法，所述制备方法包括如下步骤：

S1.铸锭熔炼：将第一海绵钛和海绵铪混合均匀置于熔炼坩埚底部，启动电子束熔炼炉熔化坩埚内的合金料，冷却得到Ti-Hf中间合金锭，最后将合金锭清洗、破碎、筛选，得到颗粒状Ti-Hf中间合金；

S2.向粒状第二海绵钛中加入Ti-Sn、Ti-Hf、Al-Mo、Al-Si、Al-Nb、Al-Ta、Al-W的中间合金、纯铝和碳粉，压制电极，电极块经焊接后用于真空自耗熔炼，采用真空自耗熔炼合金铸锭后得到合金铸锭；

S3.铸锭的均匀化热处理和开坯锻造：将S2中的合金铸锭进行均匀化热处理；将均匀化热处理后的铸锭预热后进行开坯锻造，锻造变形后均为空冷，最终得到β相区开坯后的坯料；

S4.棒坯或模锻坯料制备：将S3中的坯料依次进行三个阶段的变形，第一阶段变形为将坯料加热到β相变点以下100～20℃保温后进行1～3火变形；第二阶段变形为将坯料加热到β相变点以上20～40℃保温后进行1～2火变形；第三阶段变形为将坯料加热到β相变点以下100～20℃保温后进行3～8火变形；变形后均为空冷，最终得到棒坯或模锻坯料；

S5.棒坯或模锻坯料的热处理：对S4中的棒坯或模锻坯料进行固溶和时效热处理，得到所述高温钛合金。

在一些实施方式中，所述第一海绵钛、第二海绵钛的粒度均为2～12.7mm，海绵铪的粒度为2～25.4mm。

铸锭熔炼的步骤中，采用合金包分布式布置并压制电极，结合多次真空自耗熔炼制备合金铸锭，合金元素Sn、Hf、Mo、Si、Nb、Ta、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分别以海绵钛、Ti-Sn和Ti-Hf中间合金的形式加入，C以碳粉形式加入，电极块经焊接后用于真空自耗熔炼，采用真空自耗熔炼合金铸锭3～4次后得到合金铸锭。本发明设计的高温钛合金可长时在700℃使用，通过试验和研究在本合金中添加了较高质量分数的Hf、Ta和Si，利用Hf元素的高抗氧化性、Ta元素的强化效果和析出细小弥散的硅化物提升了本合金的高温蠕变和疲劳性能；精准控制了C元素的上下限，既可以避免高C含量降低合金塑性，又可以在后续热处理过程精准控制等轴初生α相含量，获得目标理想组织下等轴初生α相的体积分数；精准控制杂质元素Fe，提升合金的蠕变性能。

进一步地，S1中所述的元素含Hf的中间合金采用真空自耗熔炼制备，原材料为粒度2～12.7mm的海绵钛和粒度2～25.4mm的海绵铪，将重量百分比各50％的海绵钛和铪混合均匀置于熔炼坩埚底部，启动电子束熔炼炉将电流提升到500～1500A熔化坩埚内的合金料，冷却得到Ti-Hf中间合金锭，最后将合金锭清洗、破碎、筛选得到颗粒状Ti-Hf中间合金。

通过检索国内含铪原材料的国家和行业标准(YS/T 399-2013海绵铪、GB/T38524-2020铪棒和铪丝)可知，国内市场仅可采购金属铪和海绵铪。已知钛合金熔炼采用的是真空自耗熔炼工艺，常规熔炼工艺中熔池温度难以超过Hf元素合金熔化温度150～300℃(已知Hf元素的熔点高达2233℃)，且经本发明试验验证以海绵铪和细小屑状金属铪形式加入会导致铸锭中出现Hf夹杂，严重影响铸锭成分均匀性且影响后续成品制件的力学性能。另外显著提升熔池温度又会导致合金中低熔点元素(Al、Sn)大量挥发，达不到设计的目标成分，导致后续成品制件综合力学性能降低。因此本发明综合考虑其他添加的合金元素，优选地，首先采用1次真空自耗熔炼的方式制备Ti-Hf中间合金，再以粒状Ti-Hf中间合金形式引入Hf元素，中间合金可以显著降低难熔元素的偏析、夹杂等缺陷，有效提高合金成分的均匀性和稳定性。

进一步地，S2中所述的含Si的中间合金选择Al-Si中间合金，中间合金Si的质量分数≥15％，S2中所述的含Ta的中间合金选择Al-Ta中间合金，中间合金Ta的质量分数≥60％，S2中所述的含W的中间合金选择Al-W中间合金，中间合金W的质量分数≥50％。

在一些实施方式中，S3中所述均匀化热处理的步骤包括：将S2中的合金铸锭预热至900～1000℃保温，然后升温至1150～1200℃，保温12～24h。

在一些实施方式中，S3中所述开坯锻造的步骤包括：将铸锭加热到β相变点以上30～200℃保温后进行2～4火的开坯锻造。

在一些实施方式中，S4中第一、二和三阶段变形的镦粗和拔长的变形量均为30～70％。

在一些实施方式中，S4中第二阶段的最后1火变形后水冷，最后1火前变形后均为空冷。

在一些实施方式中，S4中第三次变形的最后1火前变形均为1次镦粗和拔长，镦粗和拔长的变形量为30～50％，最后1火为镦粗和拔长或模锻成形，变形量为30～70％。

在一些实施方式中，S4中的模锻坯料的模锻成型的应变速率为0.01～0.1s^-1。

进一步地S2和S3所述的镦粗和拔长变形在快锻机或液压机上进行，S3所述的模锻成形在液压机上进行。

与现有技术相比，本发明具有以下有益效果：

1、本发明方法设计了一种传统固溶时效强化型高温钛合金，不同于TiB晶界增强型高温钛合金、TiAl基、Ti2AlNb基等金属间化合物，最终组织状态为双态组织，将传统固溶时效强化型高温钛合金的使用温度范围提升至700℃，可作为航空发动机高温部件在650～700℃长时工作条件下使用。

2、本发明设计的合金成分包含多种高熔点难熔元素，通过优化中间合金加入方式得到的铸锭合金成分均匀、稳定，不存在难熔合金元素的偏析、夹杂等缺陷。

3、本发明方法制备的棒材和锻件室温和高温强度塑性匹配良好(室温的抗拉强度≥1050MPa，室温屈服强度≥950MPa，700℃的抗拉强度≥580MPa，室温屈服强度≥450MPa)。

4、本发明方法制备的棒材和锻件高温蠕变性能和高温疲劳性能优异。按蠕变残余应变为评价依据，本合金较现有的650℃高温钛合金提高20％(650℃、蠕变应力120MPa、100h测试条件下，残余应变≤0.2％，700℃、蠕变应力70MPa、100h测试条件下，残余应变≤0.2％)；同等实验条件下疲劳寿命较现有的650℃高温钛合金提升了20％(650℃、1×10⁷旋转弯曲疲劳极限≥380MPa，700℃、1×10⁷旋转弯曲疲劳极限≥290MPa)。

附图说明

图1为实施例1中直径150mm棒坯的显微组织图。

图2为实施例2中直径220mm，厚度85mm的锻坯的显微组织图。

图3为实施例3中直径250mm棒坯的显微组织图。

图4为对比例1中直径150mm棒材的低倍组织图。

具体实施方式

下面将对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有作出创造性劳动前提下所获得的所有其它实施例，都属于本发明保护的范围。

实施例1

一种航空发动机用耐700℃高温钛合金，按重量百分比，所述高温钛合金的制备原料包括：Al：5.9％，Sn：3.9％，Hf：2.5％，Mo：0.3％，Si：0.55％，Nb：0.4％，Ta：3.5％，W：0.8％，C：0.055％，杂质为O:0.09％和Fe:0.01％，余量Ti，测得β相变点为1048℃。

一种航空发动机用耐700℃高温钛合金的制备方法，所述制备方法包括如下步骤：

S1.采用真空自耗熔炼制备Ti-Hf中间合金，原材料为粒度2～12.7mm的第一海绵钛(市场销售公司为朝阳金达钛业有限公司)和粒度2～25.4mm的海绵铪(市场销售公司为北京金铂宇金属科技有限公司)，将重量百分比各50％的第一海绵钛和海绵铪混合均匀置于熔炼坩埚底部，启动电子束熔炼炉将电流提升到1200A熔化坩埚内的合金料，冷却得到Ti-Hf中间合金锭，最后将合金锭清洗、破碎、筛选得到颗粒状Ti-Hf中间合金。

S2.向42.2kg粒状第二海绵钛中加入2540g Ti-Sn(Sn含量79％)、2600g Ti-Hf(Hf含量50％)、245g Al-Mo(Mo含量64％)、1900g Al-Si(Si含量15％)、290g Al-Nb(Nb含量73％)、2600g Al-Ta(Ta含量70％)、840g Al-W(W含量50％)的中间合金、70g的Al箔和25.2g的碳粉，压制电极，电极块经焊接后用于真空自耗熔炼，采用3次真空自耗熔炼得到合金铸锭，铸锭直径200mm，重量53kg。

S3.将S2中的铸锭预热至950℃保温60min，然后升温至1200℃，保温12h，进行均匀化热处理；将均匀化热处理后的铸锭进行2火的开坯锻造，第1火首先预热至950℃保温60min，然后加热到1180℃保温120min，第2火首先预热至950℃保温60min，然后加热到1100℃保温120min，每一火变形均为1次镦粗和拔长，镦粗和拔长的变形量为45％，锻造变形后均为空冷，最终得到β相区开坯后的坯料。

S4.将S3中的坯料首先进行第一阶段的1火变形，加热到1020℃保温120min，变形为1次镦粗和拔长，镦粗和拔长的变形量为40％，变形后空冷；然后进行第二阶段的1火变形，加热到1080℃保温120min，变形为1次镦粗和拔长，镦粗和拔长的变形量为50％，变形后水冷；最后进行第三阶段的5火变形，5火的加热温度分别1020℃、1020℃、1010℃、1000℃和990℃，保温时间均为120min，最后1火前变形均为1次镦粗和拔长，镦粗和拔长的变形量为40％，最后1火为1次镦粗和拔长，变形量为30％，变形后均为空冷。最终得到直径150mm棒坯。

S5.将S4中的棒坯在长度方向切取50mm进行固溶和时效热处理，固溶处理：1030℃，保温2h，油冷，时效处理：710℃，保温5h，空冷。

采用上述方法制备的直径150mm棒坯，显微组织如图1所示，等轴初生α相含量为6～10％。室温和650℃、700℃高温拉伸、650℃、700℃蠕变与疲劳性能如表1所示，综合性能优异。

表1

实施例2

一种航空发动机用耐700℃高温钛合金，按重量百分比，所述高温钛合金的制备原料包括：Al：5.9％，Sn：3.9％，Hf：2.5％，Mo：0.3％，Si：0.55％，Nb：0.4％，Ta：3.5％，W：0.8％，C：0.055％，杂质为O:0.09％和Fe:0.01％，余量Ti，测得β相变点为1048℃。

一种航空发动机用耐700℃高温钛合金的制备方法，所述制备方法包括如下步骤：

S1.采用真空自耗熔炼制备Ti-Hf中间合金，原材料为粒度2～12.7mm的第一海绵钛(市场销售公司为朝阳金达钛业有限公司)和粒度2～25.4mm的海绵铪(市场销售公司为北京金铂宇金属科技有限公司)将重量百分比各50％的第一海绵钛和海绵铪混合均匀置于熔炼坩埚底部，启动电子束熔炼炉将电流提升到1200A熔化坩埚内的合金料，冷却得到Ti-Hf中间合金锭，最后将合金锭清洗、破碎、筛选得到颗粒状Ti-Hf中间合金。

S2.向42.2kg粒状第二海绵钛中加入2540g Ti-Sn(Sn含量79％)、2600g Ti-Hf(Hf含量50％)、245g Al-Mo(Mo含量64％)、1900g Al-Si(Si含量15％)、290g Al-Nb(Nb含量73％)、2600g Al-Ta(Ta含量70％)、840g Al-W(W含量50％)的中间合金、70g的Al箔和25.2g的碳粉，压制电极，电极块经焊接后用于真空自耗熔炼，采用3次真空自耗熔炼得到合金铸锭，铸锭直径200mm，重量53kg。

S3.将S2中的铸锭预热至950℃保温60min，然后升温至1200℃，保温12h，进行均匀化热处理；将均匀化热处理后的铸锭进行2火的开坯锻造，第1火首先预热至950℃保温60min，然后加热到1180℃保温120min，第2火首先预热至950℃保温60min，然后加热到1100℃保温120min，每一火变形均为1次镦粗和拔长，镦粗和拔长的变形量为45％，锻造变形后均为空冷，最终得到β相区开坯后的坯料。

S4.将S3中的坯料首先进行第一阶段的1火变形，加热到1020℃保温120min，变形为1次镦粗和拔长，镦粗和拔长的变形量为40％，变形后空冷；然后进行第二阶段的1火变形，加热到1080℃保温120min，变形为1次镦粗和拔长，镦粗和拔长的变形量为50％，变形后水冷；最后进行第三阶段的6火变形，6火的加热温度分别1020℃、1020℃、1010℃、1000℃、990℃和1000℃，保温时间均为120min，最后1火前变形均为1次镦粗和拔长，镦粗和拔长的变形量为40％，最后1火为模锻成形，变形量为30％，应变速率为0.02s^-1，变形后均为空冷。最终得到直径220mm，厚度85mm的锻坯。

S5.将S4中的锻坯进行固溶和时效热处理，固溶处理：1030℃，保温2h，油冷，时效处理：710℃，保温5h，空冷。

采用上述方法制备的直径220mm，厚度85mm的锻坯，等轴初生α相含量为6～8％。室温和650℃、700℃高温拉伸、650℃、700℃蠕变与疲劳性能如表2所示，综合性能优异。

表2

实施例3

一种航空发动机用耐700℃高温钛合金，按重量百分比，所述高温钛合金的制备原料包括：Al：6.0％，Sn：3.8％，Hf：3.8％，Mo：0.3％，Si：0.58％，Nb：0.4％，Ta：4.0％，W：0.9％，C：0.058％，杂质为O:0.08％和Fe:0.01％，余量Ti，测得β相变点为1050℃。

一种航空发动机用耐700℃高温钛合金的制备方法，所述制备方法包括如下步骤：

S1.采用真空自耗熔炼制备Ti-Hf中间合金，原材料为粒度2～12.7mm的第一海绵钛(市场销售公司为朝阳金达钛业有限公司)和粒度2～25.4mm的海绵铪(市场销售公司为北京金铂宇金属科技有限公司)，将重量百分比各50％的第一海绵钛和海绵铪混合均匀置于熔炼坩埚底部，启动电子束熔炼炉将电流提升到1200A熔化坩埚内的合金料，冷却得到Ti-Hf中间合金锭，最后将合金锭清洗、破碎、筛选得到颗粒状Ti-Hf中间合金。

S2.向320kg粒状第二海绵钛中加入19.2kg Ti-Sn(Sn含量79％)、3.1kg Ti-Hf(Hf含量50％)、1.9kg Al-Mo(Mo含量64％)、15.6kg Al-Si(Si含量15％)、2.2kg Al-Nb(Nb含量73％)、23.0kg Al-Ta(Ta含量70％)、6.0kg Al-W(W含量60％)的中间合金、299g的Al箔和209g的碳粉，压制电极，电极块经焊接后用于真空自耗熔炼，采用4次真空自耗熔炼得到合金铸锭，铸锭直径320mm，重量418kg。

S3.将S2中的铸锭预热至950℃保温100min，然后升温至1200℃，保温18h，进行均匀化热处理；将均匀化热处理后的铸锭进行3火的开坯锻造，第1火首先预热至950℃保温60min，然后加热到1200℃保温120min，第2火首先预热至950℃保温60min，然后加热到1150℃保温120min，第3火首先预热至950℃保温60min，然后加热到1100℃保温120min，每一火变形均为1次镦粗和拔长，镦粗和拔长的变形量为45％，锻造变形后均为空冷，最终得到β相区开坯后的坯料。

S4.将S3中的坯料首先进行第一阶段的3火变形，3火的加热温度分别为1030℃、1020℃和1010℃，保温均为180min，每1火变形均为1次镦粗和拔长，镦粗和拔长的变形量为40％，变形后空冷；然后进行第二阶段的2火变形，加热温度均为1080℃，保温均为120min，每1火变形均为1次镦粗和拔长，镦粗和拔长的变形量为45％，第1火变形后空冷，第2火变形后水冷；最后进行第三阶段的8火变形，8火的加热温度分别1020℃、1020℃、1020℃、1010℃、1010℃、1000℃、1000℃和990℃，保温时间均为120min，每1火变形均为1次镦粗和拔长，镦粗和拔长的变形量为35％，变形后均为空冷。最终得到直径250mm棒坯。

S5.将S4中的棒坯在长度方向切取40mm进行固溶和时效热处理，固溶处理：1035℃，保温2h，油冷，时效处理：710℃，保温5h，空冷。

采用上述方法制备的直径250mm棒坯，等轴初生α相含量为6～8％。室温和650℃、700℃高温拉伸、650℃、700℃蠕变与疲劳性能如表3所示，综合性能优异。

表3

对比例1(采用纯金属铪进行铸锭熔炼，效果不佳)

一种航空发动机用耐700℃高温钛合金，按重量百分比，所述高温钛合金的制备原料包括：Al：5.8％，Sn：3.9％，Hf：4.4％，Mo：0.3％，Si：0.42％，Nb：0.4％，Ta：3.5％，W：0.8％，C：0.058％，杂质为O:0.08％和Fe:0.02％，余量Ti，测得β相变点为1060℃。

一种航空发动机用耐700℃高温钛合金的制备方法，具体实施方式同实施例2，不同之处在于：

S1.采用金属铪棒(市场销售公司为北京金铂宇金属科技有限公司)制备0～2mm的屑状金属铪。

S2.向41.1kg粒状海绵钛中加入2610g Ti-Sn(Sn含量79％)、2290g屑状金属铪(Hf含量99.8％)、245g Al-Mo(Mo含量64％)、1460g Al-Si(Si含量15％)、286g Al-Nb(Nb含量73％)、2600g Al-Ta(Ta含量70％)、835g Al-W(W含量50％)的中间合金、518g的Al箔和25.4g的碳粉，压制电极，电极块经焊接后用于真空自耗熔炼，采用3次真空自耗熔炼得到合金铸锭，铸锭直径200mm，重量52kg。

S3.具体实施方式同实施例1。

S4.具体实施方式同实施例1。

S5.将S4中的棒坯在长度方向切取50mm进行固溶和时效热处理，固溶处理：1048℃，保温2h，油冷，时效处理：710℃，保温5h，空冷。

采用上述方法制备的直径150mm棒坯，棒材低倍如图4所示，出现了Hf夹杂，严重影响成分均匀性且影响棒材的力学性能，偏析处性能如表4所示，偏析处室温塑性极低，性能分散性大。

表4

以上所述是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明所述原理的前提下，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。

Claims (10)

1.一种航空发动机用耐700℃高温钛合金，其特征在于，按重量百分比，所述高温钛合金的制备原料包括：Al：5.5～7.0％，Sn：3.0～5.0％，Hf：2.0～4.5％，Mo：0.0～1.0％，Si：0.5～0.7％，Nb：0.2％～0.5％，Ta：3.5％～4.5％，W：0.6～1.2％，C：0.04～0.08％，余量为Ti和杂质。

2.根据权利要求1所述的高温钛合金，其特征在于，所述高温钛合金700℃的旋转弯曲疲劳极限为300-320MPa，700℃蠕变应力为70MPa，100h测试条件下的残余应变≤0.2％。

3.一种根据权利要求1-2任一项所述的航空发动机用耐700℃高温钛合金的制备方法，其特征在于，所述制备方法包括如下步骤：

S1.铸锭熔炼：将第一海绵钛和海绵铪混合均匀置于熔炼坩埚底部，启动电子束熔炼炉熔化坩埚内的合金料，冷却得到Ti-Hf中间合金锭，最后将合金锭清洗、破碎、筛选，得到颗粒状Ti-Hf中间合金；

S2.向第二海绵钛中加入Ti-Sn、Ti-Hf、Al-Mo、Al-Si、Al-Nb、Al-Ta、Al-W的中间合金、纯Al和碳粉，压制电极，电极块经焊接后用于真空自耗熔炼，采用真空自耗熔炼合金铸锭后得到合金铸锭；

S3.铸锭的均匀化热处理和开坯锻造：将S2中的合金铸锭进行均匀化热处理；将均匀化热处理后的合金铸锭预热后进行开坯锻造，锻造变形后均为空冷，最终得到β相区开坯后的坯料；

S4.棒坯或模锻坯料制备：将S3中的坯料依次进行三个阶段的变形，第一阶段变形为将坯料加热到β相变点以下100～20℃保温后进行1～3火变形；第二阶段变形为将坯料加热到β相变点以上20～40℃保温后进行1～2火变形；第三阶段变形为将坯料加热到β相变点以下100～20℃保温后进行3～8火变形；变形后均为空冷，最终得到棒坯或模锻坯料；

S5.棒坯或模锻坯料的热处理：对S4中的棒坯或模锻坯料进行固溶和时效热处理，得到所述高温钛合金。

4.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，所述第一海绵钛、第二海绵钛的粒度均为0.83～12.7mm，海绵铪的粒度为2～25.4mm。

5.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，S3中所述均匀化热处理的步骤包括：将S2中的合金铸锭预热至900～1000℃保温，然后升温至1150～1200℃，保温12～24h。

6.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，S3中所述开坯锻造的步骤包括：将合金铸锭加热到β相变点以上30～200℃保温后进行2～4火的开坯锻造。

7.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，S4中第一阶段、第二阶段、第三阶段变形的镦粗和拔长的变形量均为30～70％。

8.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，S4中第二阶段的最后1火变形后水冷，最后1火前变形后均为空冷。

9.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，S4中第三阶段的最后1火前变形均为1次镦粗和拔长，镦粗和拔长的变形量为30～50％，最后1火为镦粗和拔长或模锻成形，变形量为30～70％。

10.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，S4中的模锻坯料的模锻成型的应变速率为0.01～0.1s^-1。