CN106906379B - 基于原位晶须强韧化的双尺度结构钛合金及制备与应用 - Google Patents

基于原位晶须强韧化的双尺度结构钛合金及制备与应用 Download PDF

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Abstract

本发明属于钛合金材料领域,公开了一种基于原位晶须强韧化的双尺度结构钛合金及其制备方法与应用。所述钛合金各元素的原子百分比为Ti58~70%,Nb9~16%,Cu4~9%,Ni4~9%,Al2~8%,B0.5~3%,其微观组织结构为部分超细晶fcc MTi2呈长条状沿着微米晶bccβ‑Ti基体晶界分布,部分超细晶fcc MTi2在微米晶bccβ‑Ti内以长条状分布,超细晶原位TiB晶须分布在晶界的超细晶fcc MTi2内部及微米晶bccβ‑Ti内部,其中M=Cu和Ni。本发明在超细晶第二相+微米等轴晶基体的双尺度结构中引入细针状原位TiB晶须,实现了材料的进一步强韧化。

Description

基于原位晶须强韧化的双尺度结构钛合金及制备与应用
技术领域
[0001]本发明属于钛合金材料领域,具体涉及一种基于原位晶须强韧化的双尺度结构钛 合金及制备与应用。
背景技术
[0002]钛合金作为一种先进轻量化金属结构材料,由于具有低密度、高比强度、良好的生 物相容性和耐腐蚀性等优异的综合性能,广泛应用于航天、航空、汽车、化工、船舶、医疗、能 源等领域。然而,作为一种重要的工程结构材料,现代工业的快速发展对钛合金材料的使用 温度及强韧性要求不断提高。因此,设计制备出更高强韧性且工艺简单、生产成本较低的钛 合金以满足更苛刻条件下的应用,一直以来都是研究者们追求的目标。国家多个重点工程 和重大科技专项的“轻质高强金属结构材料”专题,都与高强韧钛合金密切相关。有效改进 钛合金的制备工艺,并精确控制其微观结构(相种类、尺度、形态及其分布),一直被大多数 研究者们视为改善钛合金强韧性的最行之有效的两大途径。
[0003]目前,常见的高强韧钛合金微观结构主要包括:(1)纳米晶基体+延性P相微米树枝 晶的双尺度复合结构;(2)非晶基体+延性0相微米树枝晶的双尺度复合结构;(3)等轴超细 EIB基体+等轴超细晶第一相的复合结构;(4)超细板条状结构;(5)等轴超细晶基体+微米层 片的双尺度结构;(6)纳米晶基体+树枝状微米晶的双尺度结构;(7)超细晶基体+微米晶的 双尺度结构;⑻纳米晶基体+微米晶的双尺度结构。然而,这些高强韧钛合金主要通过铸造 加后续热处理的工艺制得,制备工艺复杂,成本相对较高。
[0004]粉末冶金作为一种替代成形技术,具有制备的材料成分均匀、材料利用率高、近净 成形等特点,且容易制备超细晶/纳米晶结构的高强韧合金,常用于制备较大尺寸、高强韧、 复杂形状的合金零部件。近年来,随着学科的交叉与融合,一系列结合挤压、锻造和轧制等 粉末固结工艺的半固态加工工艺应运而生。然而,迄今为止,半固态加工工艺主要集中于招 合金、镁合金等低熔点合金体系。且现有半固态加工工艺中必需的半固态浆料或坯料的制 备工序比较复杂,难以制备出高熔点金属合金的半固态浆料,这极大程度上限制了半固态 加工工艺技术潜力的发挥,制约了相关该技术合金体系的应用范围,此外,现有半固态加工 工艺制备的合金材料微观结构晶粒都非常粗大(通常为几十微米以上),难以获得超细晶或 纳米晶等晶粒细化的微观结构,更不可能制备出双尺度或多尺度结构。
[0005]根据复合材料理论,晶须和颗粒是其主要的增强体。晶须是指自然形成或者在人 工控制条件下以单晶形式生长成的一种纤维,其直径非常小,不含有通常材料中存在的缺 陷(晶界、位错、空穴等),其原子排列高度有序,因而其强度接近于完整晶体的理论值。其机 械强度等于邻接原子间力。晶须的高度取向结构使其具有高强度、高模量和高伸长率,主要 用作复合材料的增强体(如参考文献1:Acta Materialia 61 (2013) 3324-3334)。但目前并 未有文献公开在双尺度结构钛合金中引入晶须以进一步实现钛合金的强韧化。
发明内容 LUUUOJ乃J»伏以上现有技术的缺点和不足之处,本发明的首要目的在于提供一种基于 原位晶须强韧化的双尺度结构钛合金。
[0007] 本发明的另一目的在于提供上述基于原位晶须强韧化的双尺度结构钛合金的制 备方法。
[0008] 本发明的再一目的在于提供上述基于原位晶须强韧化的双尺度结构钛合金在航 天航空、兵器、汽车、船舶、体育器材等领域中的应用。
[0009]本发明目的通过以下技术方案实现:
[0010]=种基于原位晶须强韧化的双尺度结构钛合金,其化学表达式为:Ti-Nb-Cu-Ni-A1-B,各元素的原子百分比为Ti 58〜7〇at.%,Nb 9〜16at.%,Cu 4〜9at.%,Ni 4〜 9at‘%,Al 2〜8at_%,B 0_5〜3at_%,以及不可避免的微量杂质;其微观组织结构为部分 超细晶fee MTk呈长条状沿着微米晶bccp-Ti基体晶界分布,部分超细晶fcc MTi2在微米晶 bcce-Ti内以长条状分布,尤其是,超细晶原位TiB晶须分布在晶界的超细晶f cc MTi2内部 及微米晶bcc3-Ti内部;其中M=Cu和Ni。
[0011]所述的长条状超细晶町12晶粒宽度为0.3〜〇.8_,长宽比在2〜1〇之间;所述微米 晶beeP-Ti基体的晶粒尺寸范围为5.7wii〜21mi;所述超细晶原位TiB晶须的长径比在2〜25 之间。
[0012]上述基于原位晶须强韧化的双尺度结构钛合金的制备方法,包括以下制备步骤: [0013] (1)混粉:根据设计的合金成分把单质粉末按比例配料后混勾;
[0014] (2)高能球磨制备合金粉末:将混合均匀的粉末置于惰性气氛保护的球磨罐中进 行高能球磨,直至形成B元素均匀分布、且具有纳米晶或非晶结构的合金粉末,然后对球磨 终态合金粉末进行热物性分析,确定升温过程中合金粉末的低熔点fee MTi2相熔化峰特征 温度和高熔点bCC{3-Ti熔化峰特征温度,包括开始熔化温度、峰值熔化温度和结束熔化温 度;
[0015] (3)半固态烧结合金粉末:将步骤(2)的合金粉末装入模具内进行烧结,烧结过程 分为三个阶段:①烧结压力条件下,升温至低于低熔点fee MTi2相的熔化峰的开始熔化温 度,对合金粉末进行致密化烧结处理,并使B元素均匀分布于各相区内;②继续升温至半固 态烧结温度Ts,其中低熔点fee MTi2相熔化峰的开始熔化温度高熔点bcd3-Ti熔化峰 的开始熔化温度,在1〇〜4〇〇MPa烧结压力下进行半固态烧结加工处理5〜30min,使含B的 fee熔体具有高度密堆的原子结构;③随炉冷却至室温,当冷至6〇(TC时卸掉压力以降低内 应力,得到基于原位晶须强韧化的双尺度结构钛合金。
[0016] 优选地,步骤(1)所述单质粉末为雾化法或电解法制备的单质粉末;单质粉末中 11、]%、〇1、见、八1的直径为1〜5〇1«11,8粉的颗粒尺寸为1〜5以111。
[0017] 优选地,步骤(2)所述高能球磨指在转速为180〜320r/s下球磨1〜50h,球料比为 (7 〜12) :1。
[0018] 优选地,步骤(3)中所述的烧结指粉末挤压、粉末热压、热等静压、粉末乳制、粉末 锻造和放电等离子烧结等粉末烧结方法中的任意一种。
[0019] 优选地,步骤⑶中所述的模具为石墨模具,所述的烧结压力为1〇〜lOOMPa。
[0020] 优选地,步骤⑶中所述的模具为碳化妈模具,所述的烧结压力为50〜400MPa。
[0021] 上述基于原位晶须强韧化的双尺度结构钛合金在航天航空、兵器、汽车、船舶、体 育器材等领域中的应用(如齿轮、装甲、高尔夫球头等)。
[0022]本发明所述原位晶须的形成与强軔化的原理为:由于小原子B的添加,在步骤(2) 高能球磨制备合金粉末中,获得的B元素均匀分布的合金粉末将具有更加高度密堆的原子 结构,从而缩短其纳米晶化或非晶化的球磨时间;在步骤(3)半固态烧结合金粉末的工序 中,在第①阶段对合金粉末进行致密化烧结处理后,B元素作为间隙元素均匀分布于fcc MTi2和bccP-Ti相内部,在第②阶段继续升温至半固态烧结温度Ts后,含B元素的低熔点fcc MTi2相完全熔化从而形成多组元的合金熔体,由于微量小原子有利于合金熔体形成更加高 度密堆的原子结构,从而在第③阶段合金熔体随炉冷却至室温后,B元素在形成原位晶须的 同时还有助于细化fee MTi2的晶粒尺寸;与此同时,残留的固相bcce-Ti—直长大到微米 晶。在受力条件下,双尺度结构钛合金中原位生成的细针状TiB晶须可以阻挡位错和剪切带 的滑移和运动,从而实现强軔化的效果。
[0023]本发明的制备方法及所得到的产物具有如下优点及有益效果:
[0024] (1)本发明在Ti-Nb-Cu-Ni-Al合金体系中加入了B,大幅缩短了球磨时间,以前需 要80h左右高能球磨才能实现的纳米晶或非晶结构合金粉末,现在只需要大概50h就能实 现,提高了球磨的效率。
[0025] (2)本发明通过粉末冶金和半固态相结合的烧结技术,获得微观组织结构为超细 晶fee MTi2(M = Cu,Ni)、微米晶bcce-Ti以及原位TiB晶须共存的双尺度结构钛合金,目前 尚无文献报道;而且,所得合金的屈服强度为1247MPa,断裂强度为2278MPa,断裂塑性为 36.4%,性能优于同成分铜模铸造法制备的合金材料,实现了材料的强軔化。
[0026] (3)本发明中所述半固态烧结制备工艺属于粉末冶金与半固态加工的交叉学科, 在制备出由超细晶第二相+微米等轴晶基体的双尺度结构的同时,又引入细针状原位TiB晶 须,不但能细化晶粒且其交错分布在第二相内还能阻碍位错和剪切带运动增加滑移阻力, 实现晶须强钿化的效果,不仅为半固态烧结制备双尺度结构钛合金提供了一种新的思路, 而且操作方便,快速高效且近终成形,为开发新型高强初、高熔点钛合金材料及其满足工业 应用的复杂形状工程零件提供一种可实现的途径,具有较大的实用和工业价值。
附图说明
[0027] 图1为实施例1高能球磨后合金粉末的差示扫描量热(DSC)曲线对比图;
[0028] 图2为实施例1得到的原位晶须强韧化的双尺度结构钛合金的扫描电镜图;
[0029]图3为实施例1得到的原位晶须强韧化的双尺度结构钛合金的压缩应力应变曲线 图。
具体实施方式
[0030] 下面结合实施例及附图对本发明作进一步详细的描述,但本发明的实施方式不限 于此。
[0031] 实施例1
[0032] (1)混粉:选取合金成分为1'168.3版3.6〇15.1附(^16...5(原子百分比),根据原子比 计算出质量比后进行粉末配料,本实例中选用的^、1^、&1、附和41粉末均为4如111的雾化法 或者电解法制备的单质粉末,而^粉的颗粒尺寸则是1〜5wn,配好后在混粉机中将元素粉末 混合均习。
[00H⑵尚能球磨制备合金粉末:将混合均匀的合金粉置于行星球磨机(QM_2SP12)中 进行高能球磨,选用球磨机的罐体和磨球材料等球磨介质均为不锈钢,磨球直径分别为15、 10和6mm,它们的重量比为1:3:1。高能球磨工艺参数如卩球磨罐内充高纯氩气(99 999%, 0 • 5MPa)保护,球料比为7:,转速为248r/min,每隔10h在氩气氛围中的手套箱内取3g左右 粉末进行X射线衍射(XRD)和差示扫描量热(DSC)分析等测试,直到球磨时间为50h后,经XRD 检测表明50h球磨的粉末结构为0-t i纳米晶/非晶复合粉末。其DSC曲线如图丨所示,与不含b 的TiiSNb^eCuuNisAl6.5合金粉末具有单个晶化放热峰相比,本实施例含B合金粉末还具 有第二个放热峰,其峰值温度为504°C,由此可见晶化形成了TiB相;同时,50h球磨的合金粉 末中fee MTi2(M = Cu,Ni)相熔化峰的开始熔化温度为1104。(:,而beep-Ti熔点通常高于 1670°C (1943K),由于DSC设备只测试到1200°C,因而DSC曲线未能测出beeg-Ti的熔点。尽管 这样,依然能够确定当烧结温度在1104。(:和1670。(:之间时,1^68.3他13.6015.1祖6々16.出05合金 即进入半固态区间。
[0034] (3) f固态烧结合金粉末:将20g球磨5〇h的合金粉末用钽纸包覆,然后装入® 20mm 石墨模具内,采用30MPa预压,抽真空到l〇_2pa,然后充高纯氩气保护;采用放电等离子烧结 系统(SPS-S25)快速烧结,选择的烧结温度为1 i5〇°C。烧结工艺条件如下:
[0035]烧结温度Ts: 1150°C,MTi2熔化开始温度 1104。(:< 1150。(:< 1670。(:;
[0036]烧结压力:30MPa;
[OO37]烧结程序:30MPa压力下11分钟升温到1 l〇(TC完成致密化,再1分钟升到115(TC,保 温5分钟后随炉冷却到室温(7令到6〇0°C时迅速卸掉压力减小内应力)。
[0038]经半固态烧结后,即获得直径为®20mm的基于原位晶须强軔化的双尺度结构钛合 金。
[0039]本实施例得到的基于原位晶须强軔化的双尺度结构钛合金的扫描电镜图如图2所 示,其微观组织结构为大部分超细晶fee MTi2 (M=Cu,Ni)呈长条状沿着微米晶bcd3-Ti基 体边界分布,小部分超细晶fee MTk在微米晶bcd3-Ti内以长条状析出,而新引入的细针状 原位TiB晶须则是主要分布在晶界的fee MTi2内部及其附近的bcd3-Ti晶粒内。其压缩应力 应变曲线(图3)表明,该原位晶须强韧化的双尺度结构钛合金材料的压缩屈服强度、断裂强 度和断裂应变分别为1247MPa、2278MPa和36 • 4%,实现了强塑性的优异匹配,与参考文献1 中铜模铸造法制备的Ti^sNbuCusNis.sAluBo.s合金压缩屈服强度、断裂强度和断裂应变分 别为1095MPa、2320MPa和19.6%相比,本实施例合金屈服强度和断裂塑性都有较大的提高, 实现了材料强韧化。
[0040]实施例2
[0041] ⑴混粉:选取合金成分为TiisNbmCuuNisAluBi (原子百分比),根据原子比计 算出质量比后进行粉末配料,本实例中选用的!';1、他、(:11、祖和41粉末均为4811111的雾化法或 者电解法制备的单质粉末,而B粉的颗粒尺寸则是l-5wn,配好后在混粉机中将元素粉末混 合均匀。
[0042] (2)高能球磨制备合金粉末:将混合均匀的合金粉置于行星球磨机(QM-2SP12)中 进行高能球磨,选用球磨机的罐体和磨球材料等球磨介质均为不锈钢,磨球直径分别为15、 10和6mm,它们的重量比为1:3:1。高能球磨工艺参数如下:球磨罐内充高纯氩气(99.999%, 0 • 5MPa)保护,球料比为7:1,转速为248r/min,每隔lOh在氩气氛围中的手套箱内取3g左右 粉末进行X射线衍射(XRD)和差示扫描量热(DSC)分析等测试,直到球磨时间为50h后,经XRD 检测表明50h球磨的粉末结构为e-Ti纳米晶/非晶复合粉末。其DSC曲线与不含B的 1^68.8_3.6〇!5.舰6八16.5合金粉末具有单个晶化放热峰相比,本实施例含8合金粉末还具有 第一个放热峰,其峰值温度为498°C,由此可见晶化形成了TiB相;同时,50h球磨的合金粉末 中fee MTk (M = Cu,Ni)相熔化峰的开始熔化温度为11〇6。(:,而bccfTi熔点通常高于1670 °C (1943K),由于DSC设备只测试到12〇〇。(:,因而DSC曲线未能测出bcce-Ti的熔点。尽管这 样,依然能够确定当烧结温度在11〇6。(:和167(TC之间时,Ti67.8Nh3.6CuuNi6Al6.5Bi合金即 进入半固态区间。
[0043] (3) ^固态烧结合金粉末:将20g球磨50h的合金粉末用钽纸包覆,然后装入①20mm 石墨模具内,米用3〇MPa预压,抽真空到l(T2pa,然后充高纯氩气保护;采用放电等离子烧结 系统(SPS-825)快速烧结,选择的烧结温度为115(rc。烧结工艺条件如下:
[0044] 烧结温度%:1150。(:,1^2溶化开始温度11〇6»(:<115〇»(::<167〇。(:;
[0045] 烧结压力:3〇MPa;
[0046] 烧结程序:3〇MPa压力下11分钟升温到1 l〇(TC完成致密化,再1分钟升到1150。(:,保 温5分钟后随炉冷却到室温(冷到6〇〇°C时迅速卸掉压力减小内应力)。
[0047]经半固态烧结后,即获得直径为®20ram的基于原位晶须强韧化的双尺度结构钛合 金。扫描电镜图分析表明,该双尺度结构钛合金具有类似的微观组织结构。压缩应力应变曲 线表明,该原位晶须强韧化的双尺度结构钛合金材料的压缩屈服强度、断裂强度和断裂应 变分别为ll89MPa、2165.7MPa和3f5.6%,实现了强塑性的优异匹配,与参考文献1铜模铸造 法制备的TiMNhsCusNis.sAluBi合金压缩屈服强度、断裂强度和断裂应变分别S1263MPa、 2〇78MPa和14.9%相比,本实施例合金在强度相当的情况下断裂塑性有极大提高。
[0048] 实施例3
[0049] ⑴混粉:选取合金成分为TissNbwCugNisAl.(原子百分比),根据原子比计算出质 量比后进行粉末配料,本实例中选用的打、他、〇1、附和41粉末均为481«11的雾化法或者电解 法制备的单质粉末,而B粉的颗粒尺寸则是l-5um,配好后在混粉机中将元素粉末混合均匀。 [0050] (2)高能球磨制备合金粉末:将混合均匀的合金粉置于行星球磨机(QM-2SP12)中 进行高能球磨,选用球磨机的罐体和磨球材料等球磨介质均为不锈钢,磨球直径分别为15、 10和6mm,它们的重量比为1:3:1。高能球磨工艺参数如下:球磨罐内充高纯氩气(99.999%, 0 • 5MPa)保护,球料比为7:1,转速为248r/min,每隔10h在氩气氛围中的手套箱内取3g左右 粉末进行X射线衍射(XRD)和差不扫描量热(DSC)分析等测试,直到球磨时间为40h后,经XRD 检测表明40h球磨的粉末结构为P-Ti纳米晶/非晶复合粉末。其DSC曲线与不含B的 TiwNb^CugNisAl8合金粉末具有单个晶化放热峰相比,本实施例含b合金粉末还具有第二个 放热峰,其峰值温度为485°C,由此可见晶化形成了TiB相;得知40h球磨的合金粉末中fee MTh (M = Cu,Ni)相熔化峰的开始熔化温度为m4°C,而bcce-Ti熔点通常高于167(TC (1941),由于DSC设备只测试到1200°C,因而DSC曲线未能测出bcd3-Ti的熔点。尽管这样, 依然陡够确定当烧结温度在1114 C和1670°C之间时,TissNbMCugNisAlsBs合金即进入半固态 区间。
[0051 ] (3)半固态烧结合金粉末:将20g球磨40h的合金粉末用钽纸包覆,然后装入〇 20mm 石墨模具内,采用3〇MPa预压,抽真空到l(T4Pa,然后充高纯氩气保护;采用热压炉(HP-12 X 12 X 12)烧结,选择的烧结温度为1250°C。热压工艺条件如下:
[0052]烧结温度Ts: 1250°C,MTi2熔化开始温度 1114°C〈 1250°C< 1670°C ;
[0053]烧结压力:30MPa;
[00M] 烧结程序:3〇MPa压力下以20°C/min的升温速率升到1200°C,再10°C/min的升温速 率升到1250°C,保温5分钟后随炉冷却到室温(冷到60(TC时迅速卸掉压力减小内应力)。 [0055]经半固态烧结后,即获得直径为O20mm的基于原位晶须强軔化的双尺度结构钛合 金。扫描电镜图分析表明,该双尺度结构钛合金具有类似的微观组织结构和相似的性能。 [0056]上述实施例为本发明较佳的实施方式,但本发明的实施方式并不受上述实施例的 限制,其它的任何未背离本发明的精神实质与原理下所作的改变、修饰、替代、组合、简化, 均应为等效的置换方式,都包含在本发明的保护范围之内。

Claims (7)

1.一种基于原位晶须强韧化的双尺度结构钛合金的制备方法,其特征在于:所述基于 原位晶须强韧化的双尺度结构钛合金的化学表达式为:Ti-Nb-Cu-Ni-Al-B,各元素的原子 百分比为Ti 58〜70at.%,Nb 9〜16at.%,Cu 4〜9at.%,Ni 4〜9at.%,Al 2〜8at.%,B 0.5〜3at. %,以及不可避免的微量杂质;其微观组织结构为部分超细晶fcc MTi2呈长条状 沿着微米晶beeP-Ti基体晶界分布,部分超细晶fcc MTi2在微米晶bcc0-Ti内以长条状分 布,超细晶原位TiB晶须分布在晶界的超细晶fcc MTi2内部及微米晶bcc0-Ti内部,其中M = Cu 和 Ni; 所述制备方法包括以下制备步骤: (1) 混粉:根据设计的合金成分把单质粉末按比例配料后混匀; (2) 高能球磨制备合金粉末:将混合均匀的粉末置于惰性气氛保护的球磨罐中进行高 能球磨,直至形成B元素均匀分布、且具有纳米晶或非晶结构的合金粉末,然后对球磨终态 合金粉末进行热物性分析,确定升温过程中合金粉末的低熔点fee MTis相熔化峰特征温度 和高熔点bccf3-Ti熔化峰特征温度,包括开始熔化温度、峰值熔化温度和结束熔化温度; (3) 半固态烧结合金粉末:将步骤(2)的合金粉末装入模具内进行烧结,烧结过程分为 三个阶段:①烧结压力条件下,升温至低于低熔点fee MTi2相的熔化峰的开始熔化温度,对 合金粉末进行致密化烧结处理,并使B元素均匀分布于各相区内;②继续升温至半固态烧结 温度Ts,其中低熔点fee MTi2相熔化峰的开始熔化温度高熔点bcd3-Ti熔化峰的开始 熔化温度,在10〜400MPa烧结压力下进行半固态烧结加工处理5〜30min,使含B的fee熔体 具有高度密堆的原子结构;③随炉冷却至室温,当冷至6〇(TC时卸掉压力以降低内应力,得 到基于原位晶须强韧化的双尺度结构钛合金。
2. 根据权利要求1所述的一种基于原位晶须强韧化的双尺度结构钛合金的制备方法, 其特征在于:所述的长条状超细晶MTi2晶粒宽度为0 • 3〜0 • 8wn,长宽比在2〜10之间;所述 微米晶bccf3_Ti基体的晶粒尺寸范围为5.7wn〜21wn;所述超细晶原位TiB晶须的长径比在2 〜25之间。
3. 根据权利要求1所述的基于原位晶须强韧化的双尺度结构钛合金的制备方法,其特 征在于:步骤(1)所述单质粉末为雾化法或电解法制备的单质粉末;单质粉末中Ti、Nb、Cu、 Ni、Al的直径为1〜50wn,B粉的颗粒尺寸为1〜5ym。
4. 根据权利要求1所述的基于原位晶须强韧化的双尺度结构钛合金的制备方'法,其特 征在于:步骤⑵所述高能球磨指在转速为I80〜320r/s下球磨1〜50h,球料比为(7〜12): 1〇
5. 根据权利要求1所述的基于原位晶须强韧化的双尺度结构钛合金的制」备方'法,其特 征在于:步骤(3)中所述的烧结指粉末挤压、粉末热压、热等静压、粉末乳制、粉末锻造和放 电等离子烧结方法中的任意一种。
6. 根据权利要求1所述的基于原位晶须强韧化的双尺度结构钛合金的制备方'法,其特 征在于:步骤(3)中所述的模具为石墨模具,所述的烧结压力为10〜100MPa。
7. 根据权利要求1所述的基于原位晶须强韧化的双尺度结构钛合金的制备方法,其特 征在于:步骤⑶中所述的模具为碳化钨模具,所述的烧结压力为50〜400MPa。
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