CN104946928A - 一种易细化晶粒的钛合金及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种钛合金及其制备方法，所述合金的化学成分及重量百分数为：Nb：33wt％～40wt％；O：0.3wt％～0.5wt％，余量为Ti；或者，所述合金的组份及重量百分比为：Nb：33wt％～40wt％；O：0.3wt％～0.5wt％，以及以下元素组：0～3wt％V、0～1wt％Mo、0～3wt％Al、0～3wt％Sn、0～4wt％Zr中的任一种或几种，余量为Ti。本发明合金经成分优化设计，可通过熔炼、热加工、冷加工后获得低层错能、大尺寸超细晶/纳米晶钛合金，该钛合金具有优异的强度与塑性的匹配，且制备方法突破了现有技术制备钛合金纳米材料的局限性，降低了工艺控制难度及制造成本，提高了生产效率，具有广阔的应用前景。

Description

一种易细化晶粒的钛合金及其制备方法

技术领域

本发明涉及一种钛合金及其制备方法，具体是一种TiNb基超细晶及纳米晶钛合金及其制备方法，尤其是一种低层错能、大尺寸超细晶钛合金或纳米晶钛合金及其制备方法，属于新材料技术领域。

背景技术

超细晶(晶粒尺寸介于0.1μm～1μm之间)和纳米晶(晶粒尺寸小于100nm)材料由于其独特的结构而产生的小尺寸效应、表面界面效应、宏观量子隧道效应等，使其表现出一系列与普通多晶体和非晶态固体有本质差别的力学、光、电、声、磁等性能。例如，高能量纳米材料、纳米隐身材料、纳米磁性材料在电子信息、生物工程、航空航天、国防科技及日常生活中有着重要用途。

同时，钛合金具有低密度、高强度、耐腐蚀等系列优点。因此，具有超细晶/纳米晶的钛合金材料具有更为广阔的应用前景。因大尺寸超细晶/纳米材料能更好地满足工业结构件的使用要求而成为纳米材料研究和开发中的重要部分，而纳米材料制备技术是纳米材料发展和应用的关键。

目前，制备纳米材料的方法有许多，一般可分为“由小到大”(Bottom up)的合成法和“由大到小”(Top down)的细化法。

所谓“由小到大”合成法就是先制备纳米小颗粒或纳米粉，再通过烧结和压制等工艺获得块体纳米材料，如惰性气体蒸发原位加压法、机械合金及高压凝固法、机械诱导粉末冶金法等均属于这一类，20世纪90年代发展起来的电沉积法从广义上来说也属于此类。这类方法在制备块体纳米材料时普遍存在以下缺点：

(1)制备的块体纳米材料较易被污染，污染源主要包括制粉过程中外界带来的杂质和纳米粉自身的氧化；

(2)制备的块体纳米材料存在空隙，不致密，从而严重影响纳米材料的优异性能。

“由大到小”的细化法是将块体粗晶材料通过一些特殊工艺和设备处理使材料结构细化至纳米级，如非晶晶化法、大塑性变形法、激冷法等便属于这一类。与合成法相比，这类方法从根本上避免了合成法难以解决的粉末污染和残留孔隙的危害，可直接制备出二维和三维纳米晶材料。其中，适用材料范围广且能有效地制备块体纳米材料的工艺方法当属大塑性变 形法。但它也有一定的局限性，主要表现在所制备材料结构的均匀性较差，晶粒仍然不够细(相对于纳米晶结构)，就工业实用性方面来说材料尺寸也不够大，目前报道的块体纳米晶纯钛三维尺寸最大只有25mm×25mm×120mm。

发明内容

针对现有技术的不足，本发明提供了一种钛合金及其制备方法，该钛合金组份经优化设计后可容易获得超细晶钛合金或纳米晶钛合金，突破了现有钛合金纳米材料的局限性；进一步优选地，可容易获得大尺寸的超细晶钛合金或纳米晶钛合金。

进一步优选地，采用本发明设计的钛合金组份，可不用借助等径角挤压、高压扭转、叠轧等复杂且不易控制的塑性变形工艺，即可获得超细晶钛合金或纳米晶钛合金；尤其是，通过低成本制备工艺可获得大尺寸的超细晶钛合金或纳米晶钛合金，从而突破了现有技术制备钛合金纳米材料的局限性，降低了工艺控制难度及制造成本，提高了生产效率，具有广阔的应用前景。

更优选的，本发明中针对优化设计的钛合金成分，可采用低成本、简单的热变形制备步骤使合金组织均匀且细化晶粒至微米级，再通过固溶处理、冷加工、时效处理最终制备出组织稳定的大尺寸超细晶钛合金或纳米晶钛合金，其宽度达到300mm～1500mm、长度可达到1m以上，并且清洁、致密、结构均匀，可用于航空航天、国防科技、电子信息等领域的纳米隐身材料、高能量纳米材料、纳米磁性材料。

众所周知，超细晶/纳米晶的晶粒细化机制主要有位错细化机制、孪晶细化机制以及相变细化机制等，上述细化机制与材料的层错能(是指产生单位面积层错所需要的能量)有密切关系。对于中、高层错能材料，主要是位错分割机制；对于低层错能材料，形变孪晶在晶粒细化过程中起非常重要的作用，根据材料化学成分的不同也可产生马氏体相变。而低层错能材料的孪晶碎化机制结合位错分割机制可获得比中、高层错能材料更细的晶粒。

因此，本发明提供一种易细化晶粒的钛合金，超细晶钛合金或纳米晶钛合金，所述钛合金相成分主要为β相，基本不含有应力诱发马氏体α〞相；优选所述钛合金中应力诱发马氏体α〞相不超过5Vol％，更优选不超过2Vol％。本发明中所涉及的“基本不含有”，实质上含义为不超过某一数值，例如不超过5Vol％，当然，其含义也可以理解为极少量或没有。

优选地，所述钛合金的组份及重量百分比为：Nb：33wt％～40wt％；O：0.3wt％～0.5wt％；优选O：0.3wt％～0.4wt％，其中0.3wt％点值除外；余量为Ti。该成分可以利用常规的多种加工方法，获得主要为β相的钛合金相成分，基本不含有应力诱发马氏体α〞相，优选 所述钛合金中应力诱发马氏体α〞相不超过5Vol％，更优选不超过2Vol％。

优选地，通过大量分析研究得出，所述钛合金的屈服强度σ_0.2与Nb、O的重量百分数满足下式(1)：

σ_0.2＝-6127.43+405.14x-1921.25y-5.62x²+4713.94y²-1.57xy   (1) 

式(1)中：x为Nb的重量百分数，x＝33～40；y为O的重量百分数，y＝0.3～0.4；

σ_0.2单位：MPa。

更优选地，上述相成分特征确保了该钛合金具有的抗拉强度σ_b不低于1000MPa、屈服强度σ_0.2不低于900MPa、延伸率δ₅高于11％、断面收缩率ψ不低于70％。

优选地，超细晶晶粒尺寸介于0.1μm～1μm之间，纳米晶晶粒尺寸小于100nm。

更优选地，该钛合金层错能不高于200mJ/cm²。

本发明还提供一种易细化晶粒的钛合金，所述钛合金的组份及重量百分比为：Nb：33wt％～40wt％；O：0.3wt％～0.5wt％；以及选自以下元素组：0～3wt％V、0～1wt％Mo、0～3wt％Al、0～3wt％Sn、0～4wt％Zr中的任一种或几种，余量为Ti。

进一步地，优选O：0.3wt～0.4wt％，其中0.3wt％点值除外。

进一步地，所述钛合金的[Al]_当量为2.5～6，[Mo]_当量为9.17～12，

[Al]_当量计算公式为： 

[Al]_当量＝％Al+％Sn/3+％Zr/6+％O×10；

[Mo]_当量计算公式为： 

[Mo]_当量＝％Mo+％Nb/3.6+％V/1.5；

式中％表示各元素的重量百分比。

进一步优选以下元素组V：0.5wt％～3wt％；Al：0～2wt％，其中不含2wt％端点值；Sn：1wt％～3wt％；Zr：1wt％～4wt％中的一种或几种。

进一步地，所述易细化晶粒的钛合金的平均晶粒尺寸为100nm～300nm。

进一步地，所述易细化晶粒的钛合金的平均晶粒尺寸为10nm～80nm，优选10nm～60nm，更优选10nm～50nm、10nm～40nm、10nm～30nm。

优选地，所述钛合金相成分主要为β相，基本不含有应力诱发马氏体α〞相；优选所述钛合金中应力诱发马氏体α〞相不超过5Vol％，更优选不超过2Vol％。

优选地，上述相成分特征确保了该钛合金具有的抗拉强度σ_b不低于1000MPa、屈服强度σ_0.2不低于900MPa、延伸率δ₅高于11％、断面收缩率ψ不低于70％。

优选地，所述钛合金晶粒内具有取向孪晶组织，孪晶片间距为5nm～30nm，孪晶界处 聚集形成位错缠结。

通过上述成份优化设计，作为β相稳定元素的Nb、Mo和V含量以及[Mo]_当量获得最佳临界成分，确保钛合金相成分基本上为β相，使孪生机制在加工变形过程发挥作用，充分细化晶粒，获得超细晶/纳米晶；同时，作为α相稳定元素的Al、O、Zr、Sn以及[Al]_当量获得最佳临界成分，抑制应力诱发马氏体α〞相，确保钛合金保持较高强度和良好的基体塑性，可使孪生变形能够一直持续，从而达到充分碎化晶粒的目的。

经上述成分优化设计的钛合金表现出较常规Ti-Nb系钛合金、Ti-Al系钛合金更低的层错能。优选地，本发明中钛合金层错能不高于200mJ/m²，在材料加工变形中大量出现孪晶，孪生机制对晶粒细化产生明显作用；而常规成分的β型钛合金层错能较高，变形过程很难有孪生现象出现。

并且，本发明中通过合金成分优化设计使应力诱发马氏体α〞相得到抑制；尤其是，本发明钛合金系在冷加工过程孪生机制占主导地位，随着冷加工进行，晶粒不断得到细化，而且塑性也不会降低。

本发明钛合金的强度和塑性达到良好匹配，其中超细晶钛合金或纳米晶钛合金的抗拉强度σ_b不低于1000MPa、屈服强度σ_0.2不低于900MPa、延伸率δ₅不低于11％、断面收缩率ψ不低于70％。

本发明还提供一种超细晶钛合金或纳米晶钛合金的制备方法，经上述成分优化设计的钛合金优选采用低成本的热加工及冷加工步骤制备获得，优选地实施方式包括如下步骤：

(1)将合金原料按照比例配比，压制成电极，

(2)将合金电极进行熔炼，优选使用真空自耗电弧炉，

(3)熔炼完成后，均匀化处理，得到化学成分均匀的铸锭，

(4)将均匀化处理后的铸锭热处理，获得均匀等轴细晶，优选地，获得1μm～5μm的均匀等轴细晶，

(5)对等轴细晶在合适温度下进行固溶处理，获得亚稳定状态的合金，

(6)将前述的坯料进行冷加工，优选为冷轧、冷锻或冷拔，

(7)将冷加工后的坯料进行时效处理，组织仍保持超细晶/纳米晶。

进一步地，熔炼完成后，在900℃～1100℃均匀化处理20h～30h。

进一步地，铸锭在800℃～1050℃优选900℃～950℃开坯、随后800℃～950℃锻造，获得1μm～5μm的均匀等轴细晶。

进一步地，上述固溶处理在800℃～900℃保温30min～120min后淬火。

进一步地，当冷加工的变形率为40％～50％，获得平均晶粒尺寸为100nm～300nm的超细晶；当冷加工的变形率大于50％时，获得平均晶粒尺寸小于100nm的纳米晶。

值得注意的是，随冷加工变形率的增加，晶粒变形诱发大角度晶界增多，原始晶粒被分为若干个小晶粒，亚晶粒继续被分割，使得晶粒尺寸不断减小。

进一步地，时效处理是在450℃～650℃时效处理10min～90min，优选冷却方式为空冷。

优选地，本发明合金系发生充分再结晶的温度为800℃，选择在800℃～950℃锻造可使热加工组织不断通过动态再结晶细化晶粒，得到1μm～5μm的均匀等轴细晶，为超细晶/纳米晶的制备奠定良好基础；若热加工温度低于800℃，则易形成变形织构，反而易造成晶粒反常长大，形成粗大组织，难以再制备大尺寸、均匀的超细晶/纳米晶。

优选地，固溶处理温度选择800℃～900℃保温30min～120min后淬火。一方面，合金经固溶后发生了充分再结晶，经充分再结晶固溶后的本发明合金即使经过不同程度冷变形仍具有优良塑性，而低于该温度则冷变形合金塑性较低；另一方面，低于800℃未发生充分再结晶或高于900℃再结晶晶粒长大，这两种情况都不利于后期形成均匀的超细晶/纳米晶。

与现有技术相比，本发明具有以下有益效果：

1、本发明仅通过Nb、O元素含量的合理匹配，能够很容易获得良好的显微组织结构，从而可以采用常规加工方法获得兼具高强度和高塑性的超细晶钛合金或纳米晶钛合金；进一步地，开创性地建立了钛合金屈服强度σ_0.2与Nb、O重量百分数的函数关系，实现了基于应用性能指标的要求设计Ti-Nb-O系成分，同时实现了基于Ti-Nb-O系钛合金的成分预测其屈服强度，为钛合金成分优化设计提供了新的思路和方法。该钛合金使得利用常规加工获得大尺寸超细晶钛合金或纳米晶钛合金成为可能。

2、经过成份优化设计，β相稳定元素Nb、Mo和V含量以及[Mo]_当量获均处于最佳临界成分，进一步确保钛合金相成分主要为β相，合金类型为亚稳定β型钛合金，使孪生机制在加工变形过程发挥作用，充分细化晶粒，获得超细晶/纳米晶；同时，作为α相稳定元素的Al、O Zr、Sn以及[Al]_当量获得最佳临界成分，确保钛合金保持较高强度和良好的基体塑性，获得强度和塑性的良好匹配。

3、本发明获得的超细晶钛合金或纳米晶钛合金的抗拉强度σ_b不低于1000MPa、屈服强度σ_0.2不低于900MPa、延伸率δ₅不低于11％、断面收缩率ψ不低于70％。

4、本发明经成分优化设计的钛合金较常规钛合金具有更低的层错能，由于本发明中钛合金层错能不高于200mJ/m²，在材料加工变形中孪晶大量出现，孪生机制对晶粒细化产生明显的主导作用；而常规成分的β型钛合金层错能较高，变形过程很难有孪生现象出现。

5、本发明的钛合金组份经优化设计后可实现低成本制备，其制备工艺中不必借助等径角挤压、高压扭转、叠轧等复杂不易控制的变形工艺，即可获得大尺寸的稳定的超细晶钛合金或纳米晶钛合金，其宽度达到300mm～1500m、长度可达到1m以上，突破了现有技术制备大尺寸超细晶钛合金或纳米晶钛合金纳米的局限性，降低了工艺控制难度及制造成本，提高了生产效率，具有广阔的应用前景。

附图说明

图1是本发明热加工钛合金中的孪晶组织；

图2是本发明热加工后钛合金获得的均匀等轴细晶组织；

图3是本发明66.7％冷加工的钛合金中的孪晶组织；

图4是本发明实施例17的钛合金66.7％冷加工后的XRD图；

图5是本发明Ti-Nb-O三元钛合金σ_0.2与Nb、O重量百分数的函数模型。

具体实施方式

下面结合附图和具体实施例对本发明优选方案进行描述，但是应当理解，这些描述只是为进一步说明本发明的特征和优点，而不是对本发明权利要求的限制。

实施例1～实施例16的Ti-Nb-O合金名义成分参见表1。

按表1所示成分(重量百分比，wt％)配置合金，选用原材料，配料后压制成电极，用真空自耗电弧炉熔炼多次得到合金铸锭。铸锭在900℃～1100℃均匀化处理20h～30h，制备出化学成分均匀的铸锭。在900℃～950℃开坯锻造，并在800℃～950℃多火次锻造，以细化组织，最后锻成δ40mm板坯，板坯在800℃热轧至δ6mm，并在850℃固溶处理。固溶处理后板材经不同加工率冷变形及450℃～650℃时效处理10min～90min，空冷后得到的钛合金板材晶粒尺寸、拉伸性能见表1。

实施例17～实施例40的合金名义成分参见表2。

按表2所示成分(重量百分比，wt％)配置合金，选用原材料，配料后压制成电极，用真空自耗电弧炉熔炼多次得到合金铸锭。铸锭在900℃～1100℃均匀化处理20h～30h，制备出化学成分均匀的铸锭。在900℃～950℃开坯锻造，并在800℃～950℃锻造，以细化组织，最后锻成δ40mm板坯，板坯在800℃热轧至δ6mm，并在850℃固溶处理。固溶处理后板材经不同加工率冷变形及450℃～650℃时效处理10min～90min，空冷后得到的钛合金板材晶粒尺寸、拉伸性能见表2。

图1所示为本发明实施例热加工钛合金显微组织，其中，钛合金晶粒内的孪晶清晰可见， 且孪晶组织具有一定取向，孪晶片间距约为20nm～50nm，孪晶界处聚集形成位错缠结，孪晶结合位错机制起到良好的碎化晶粒作用，并且在动态再结晶作用下，获得图2所示的约1μm～5μm均匀等轴细晶组织；所制备的具有均匀等轴细晶的钛合金通过固溶、冷加工后在孪晶碎化机制的主导作用下获得超细晶钛合金或纳米晶钛合金，图3所示为实施例中经66.7％冷加工后钛合金中的孪晶组织，其孪晶组织具有一定取向，与热加工的钛合金相比，出现间距更小的孪晶组织，其孪晶片间距约为5nm～30nm，孪晶界处仍然聚集有位错缠结，表明冷加工变形后孪晶碎化；图4所示为本发明实施例17的钛合金66.7％冷加工后的XRD图，根据谢乐公式，估算出钛合金66.7％冷加工后的平均晶粒(亚晶)尺寸约13nm；经XRD相成分测试其相成分主要为β相，且含有不高于5Vol％的应力诱发马氏体α〞相；优选地，在[Al]_当量较高时，含有不高于2Vol％的应力诱发马氏体α〞相。

对比例1-4的合金名义成分参见表3，其中对比例1-4的制备方法与实施例1-40的制备方法中熔炼、均匀化处理、锻造、热轧、固溶处理的基本步骤相同。

通过比较实施例1-40及对比例1-4的试验结果可知：O是钛合金获得高强度的有效元素，当O含量低于0.3％时，合金强度较低，由此可知含量低于0.3wt％的O元素对钛合金的强化作用不明显，不利于改善钛合金的强度；当O含量超出0.5wt％时，其冷加工性劣化明显，不易获得细晶组织，合金塑性变差；适量加入Nb对钛合金晶粒具有明显的细化作用，但Nb含量少于33wt％时，其塑性呈下降趋势，当Nb含量超出40wt％时，其屈服强度劣化。

经大量分析研究表明：本发明Ti-Nb-O钛合金的屈服强度σ_0.2与Nb、O的重量百分数满足下式(1)：

σ_0.2＝-6127.43+405.14x-1921.25y-5.62x²+4713.94y²-1.57xy   (1) 

式(1)中：x为Nb的重量百分数；y为O的重量百分数；

σ_0.2单位：MPa。

上述式(1)中，当x＝33～40，y＝0.3～0.4时所述钛合金能够获得屈服强度σ_0.2不低于900MPa，且塑性指标延伸率δ₅不低于11％、断面收缩率ψ不低于70％的最佳匹配。

本发明的技术内容及技术特征已揭示如上，然而熟悉本领域的技术人员仍可能基于本发明的教导及揭示而作种种不背离本发明精神的替换及修饰，因此，本发明保护范围应不限于实施例所揭示的内容，而应包括各种不背离本发明的替换及修饰，并为本发明权利要求所涵盖。

表1

Claims (23)

1.一种易细化晶粒的钛合金，其特征在于：所述钛合金相成分主要为β相，基本不含有应力诱发马氏体α〞相。

2.根据权利要求1所述的易细化晶粒的钛合金，其特征在于，所述钛合金中应力诱发马氏体α〞相不超过5Vol％，优选不超过2Vol％。

3.根据权利要求1或2所述的易细化晶粒的钛合金，其特征在于，所述钛合金的组份及重量百分比为：Nb：33wt％～40wt％；O：0.3wt％～0.5wt％，更优选0.3wt％点值除外；优选O：0.3wt％～0.4wt％，更优选0.3wt％点值除外；余量为Ti。

4.根据权利要求1-3任一所述的易细化晶粒的钛合金，其特征在于，所述钛合金的屈服强度σ_0.2与Nb、O的重量百分数满足下式：

σ_0.2＝－6127.43+405.14x－1921.25y－5.62x²+4713.94y²－1.57xy

式中：x为Nb的重量百分数，x＝33～40；y为O的重量百分数，y＝0.3～0.4；

σ_0.2单位：MPa。

5.根据上述任一权利要求所述的易细化晶粒的钛合金，其特征在于，所述钛合金的抗拉强度σ_b不低于1000MPa、屈服强度σ_0.2不低于900MPa、延伸率δ₅不低于11％、断面收缩率ψ不低于70％；优选地，该钛合金层错能不高于200mJ/m²。

6.一种易细化晶粒的钛合金，其特征在于，所述钛合金的组份及重量百分比为：Nb：33wt％～40wt％；O：0.3wt％～0.5wt％，更优选0.3wt％点值除外；以及选自以下元素组：0～3wt％V、0～1wt％Mo、0～3wt％Al、0～3wt％Sn、0～4wt％Zr中的任一种或几种，余量为Ti。

7.根据权利要求6所述的易细化晶粒的钛合金，其特征在于，O：0.3wt～0.4wt％，优选地0.3wt％点值除外。

8.根据权利要求6或7所述的易细化晶粒的钛合金，其特征在于，所述钛合金相成分主要为β相，基本不含有应力诱发马氏体α〞相；优选地，所述钛合金中应力诱发马氏体α〞相不超过5Vol％，优选不超过2Vol％。

9.根据上述任一权利要求所述的易细化晶粒的钛合金，其特征在于，优选含有以下元素组：V 0.5wt％～3wt％、Al 0～2wt％其中不含2wt％端点值、Sn 1wt％～3wt％、Zr 1wt％～4wt％中的一种或几种。

10.根据上述任一权利要求所述的易细化晶粒的钛合金，其特征在于，所述钛合金的[Al]_当量为2.5～6，[Mo]_当量为9.17～12；

[Al]_当量计算公式为：

[Al]_当量＝％Al+％Sn/3+％Zr/6+％O×10；

[Mo]_当量计算公式为：

[Mo]_当量＝％Mo+％Nb/3.6+％V/1.5；

式中％表示各元素的重量百分比。

11.根据权利要求10所述的易细化晶粒的钛合金，其特征在于，[Al]_当量为3～5.5，[Mo]_当量为9.17～11.5。

12.根据上述任一权利要求所述的易细化晶粒的钛合金，其特征在于，所述易细化晶粒的钛合金的平均晶粒尺寸为100nm～300nm。

13.根据上述任一权利要求所述的易细化晶粒的钛合金，其特征在于，所述易细化晶粒的钛合金的平均晶粒尺寸为10nm～80nm，优选10nm～60nm，更优选10nm～50nm、10nm～40nm、10nm～30nm。

14.根据上述任一权利要求所述的易细化晶粒的钛合金，其特征在于，所述钛合金晶粒内具有取向孪晶组织，孪晶片间距为5nm～30nm。

15.根据上述任一权利要求所述的易细化晶粒的钛合金，其特征在于，所述钛合金具有大尺寸，其宽度为300mm～1500mm，长度1m以上。

16.根据上述任一权利要求所述的易细化晶粒的钛合金，其特征在于，所述钛合金的抗拉强度σ_b不低于1000MPa、屈服强度σ_0.2不低于900MPa、延伸率δ₅不低于11％、断面收缩率ψ不低于70％；优选地，该钛合金层错能不高于200mJ/m²。

17.一种根据权利要求1-16任一所述易细化晶粒的钛合金的制备方法，其特征在于包括步骤：

(1)将合金原料按照比例配比，压制成合金电极，

(2)将合金电极进行熔炼，

(3)熔炼完成后，均匀化处理，得到化学成分均匀的铸锭，

(4)将均匀化处理后的铸锭热加工，获得均匀等轴细晶，优选地，获得1μm～5μm的均匀等轴细晶，

(5)对等轴细晶进行固溶处理，获得亚稳定状态的合金料，

(6)对亚稳定状态的合金料进行冷加工形成坯料，优选为冷轧、冷锻或冷拔，

(7)将冷加工后的坯料进行时效处理，组织仍保持易细化晶粒。

18.根据权利要求17所述的制备方法，其特征在于，熔炼完成后，在900℃～1100℃均匀化处理20h～30h。

19.根据权利要求17或18所述的制备方法，其特征在于：所述热加工为铸锭在800℃～1050℃优选900℃～950℃开坯、随后800℃～950℃锻造，获得1μm～5μm的均匀等轴细晶；所述固溶处理为在800℃～900℃保温30min～120min后淬火。

20.根据权利要求17-19任一所述的制备方法，其特征在于：所述冷加工的变形率为40％～50％，获得平均晶粒尺寸为100nm～300nm的超细晶。

21.根据权利要求17-19任一所述的制备方法，其特征在于：所述冷加工的变形率大于50％，获得平均晶粒尺寸10nm～80nm的纳米晶。

22.根据权利要求17-21任一所述的制备方法，其特征在于：所述时效处理是指在450℃～650℃热处理10min～90min，冷却方式为空冷，热处理后组织仍保持易细化晶粒。

23.根据权利要求1-16任一所述的易细化晶粒的钛合金，其特征在于：所述易细化晶粒的钛合金为超细晶钛合金或纳米晶钛合金。