CN107541614B - 一种形变诱发laves相弥散强韧化钛合金及其制备方法 - Google Patents
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Abstract
本发明属于合金加工技术领域，公开了一种形变诱发laves相弥散强韧化钛合金及其制备方法。按Ti62.5～65％，Fe25.5～27.5％，Co7.5～12％的原子百分比配料后混合均匀，然后依次经高能球磨和半固态烧结，得到烧结态钛合金，测试烧结态钛合金的屈服应变量，然后将所得烧结态钛合金以一定应变速率高度形变3.5％～5.5％，且保证形变量大于等于其屈服应变量，得到形变诱发laves相弥散强韧化钛合金。本发明通过控制合金加载的应变速率及总应变量，实现Laves的析出量及晶粒尺寸的精准调控，使得合金具有纳米、超细尺度的条状、等轴晶共存的多尺度双态结构，合金性能更为优异。
Description
技术领域
本发明属于合金加工技术领域，具体涉及一种形变诱发laves相弥散强韧化钛合金及其制备方法。
背景技术
作为一种先进轻量化金属结构材料，钛合金具有低密度、高强度、高塑性和高断裂韧性、良好的耐腐蚀性及生物相容性等优异的性能，广泛应用于航空、航天、机械、国防装备、化工、船舶、医疗、能源等领域。随着现代工业的快速发展对钛合金材料的使用条件及强度要求不断提高，能设计制备出更高强韧性且工艺简单、生产成本较低的高性能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。通过改变钛合金的制备及加工工艺，并精确调控其微观结构(相种类、尺度及分布形态)，一直被大多数研究者们视为优化钛合金机械性能的最行之有效的途径。
目前，常见的高强韧钛合金主要通过铸造加后续热处理的工艺制得，其生产制备工艺不仅复杂、成本高，而且耗能高、污染大。同时，由于这些钛合金的大多数微观组织是由多种复杂物相机械组合而成，所以单凭成分多元合金化和后期热处理很难对其组织结构实现精准调控，致使在改善其机械性能方面显得比较盲目。因此，若能通过选择合适的、简便易操作的材料加工方法，合理定向调控钛合金的微观相组成、相尺度及分布形态，从而制备出更高强韧的新结构钛合金，将具有非常重要的科学和工程意义。
自从上个世纪40年代，学者们发现应力对钢中相变的影响后，人们对各类合金中形变/应力诱发的各种相变进行了较多的研究。事实上，当前研究应力/应变作用对相变的影响，除在理论上能进一步揭示相变机制外，在实际应用上还基于以下方面的考虑：(1)了解材料在应力作用下发生结构及性能改变的可能性及其情况，比如晶粒细化等；(2)了解材料热处理中引入应力对组织及性能的影响；(3)为塑性成形和热处理一体化工程提供理论基础。这些都值得进一步研究，以减少环境污染，节约人力、时间、能源和原材料，同时为高性能材料工业的持续发展做出贡献。
因此，基于形变诱发相变的理论基础，开发一种强韧化钛合金的加工方法，在钛合金中制备出双尺度复合化微观结构，将为开发高强韧钛合金材料提供一种制备方法。
发明内容
针对以上现有技术存在的缺点和不足之处，本发明的首要目的在于提供一种形变诱发laves相弥散强韧化钛合金的制备方法。
本发明的另一目的在于提供一种通过上述方法制备得到的形变诱发laves相弥散强韧化钛合金。
本发明目的通过以下技术方案实现：
一种形变诱发laves相弥散强韧化钛合金的制备方法，包括如下制备步骤：
(1)混粉：按Ti 62.5～65at.％，Fe 25.5～27.5at.％，Co 7.5～12at.％把各元素单质粉末按原子百分比配料后混合均匀；
(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机中进行高能球磨，然后对球磨合金粉末进行热物性分析，确定升温过程中合金粉末的共晶熔化峰，得出共晶转变的开始温度为990℃～998℃，共晶转变的峰值温度为1005℃～1008℃；
(3)半固态烧结合金粉末：将步骤(2)的合金粉末装入模具内，通过粉末冶金技术进行烧结，烧结过程分为三个阶段：①烧结压力条件下，升温至低于共晶转变的开始温度，对合金粉末进行致密化烧结处理；②继续升温至半固态烧结温度Ts，其中共晶转变的开始温度≤T s≤共晶转变的峰值温度，在30～400MPa烧结压力下进行半固态烧结加工处理5～20min；③保持压力，以400℃/min以上的冷却速度冷却(防止晶粒长大)，得到烧结态钛合金，并测试烧结态钛合金在5×10-4s-1～1×10-3s-1应变速率下的屈服应变量；
(4)烧结态钛合金塑性变形：将步骤(3)所得烧结态钛合金以5×10-4s-1～1×10- 3s-1的应变速率高度形变3.5％～5.5％，且保证形变量大于等于步骤(3)测定的屈服应变量，得到所述形变诱发laves相弥散强韧化钛合金。
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；单质粉末的直径为25～150μm。
优选地，步骤(2)所述高能球磨指在转速为2～5r/s下球磨5～10h，球料比为7:1～12:1。
优选地，步骤(3)中所述的粉末冶金技术是指粉末挤压、粉末热压、热等静压、粉末轧制、粉末锻造和放电等离子烧结等粉末固结方法中的任意一种；更优选放电等离子烧结。
优选地，步骤(3)中所述的模具为石墨模具，所述的烧结压力为30～100MPa。
优选地，步骤(3)中所述的模具为碳化钨模具，所述的烧结压力为50～400MPa。
一种形变诱发laves相弥散强韧化钛合金，通过上述方法制备得到。
所述形变诱发laves相弥散强韧化钛合金的微观结构由细条状基体组织，以及超细/纳米尺度的laves析出相组成。
所述细条状基体组织由β-Ti、TiFe和Ti2Co三相构成；所述的超细/纳米尺度的laves析出相分布于TiFe母相内部，尺寸范围为90nm～180nm。
本发明所述形变诱发laves相弥散强韧化钛合金的原理是基于形变/应力诱发相变的一种合金强韧化方法，当钛合金发生塑性应变时，材料局部严重塑性变形区域将发生升温甚至熔化，同时部分区域的高密度位错也将出现堆积现象，这种局部区域的升温将为原子的扩散提供热力学基础，而在TiFe中多区域分布的高密度有序位错发生堆积形成的位错墙，将以通道扩散的形式加速原子的运动，形成了扩散型相变的动力学基础。从而，在形变钛合金中获得细条状基体组织，以及镶嵌于TiFe母相中的超细/纳米尺度的laves析出相共存的双尺度结构。与未形变合金相比，形变合金具有更高强韧的优异力学性能。
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：
(1)本发明通过半固态加工和塑性应变相结合的技术，对材料的微观组织结构进行调控，获得双尺度复合化结构、高强韧的钛合金，其屈服强度为1580±22MPa，抗压强度为2202±15MPa，断裂应变为10.5±0.7％。与未变形合金相比，其屈服强度、抗压强度和断裂应变分别增加了210±11MPa、488±8MPa和1.8±0.3％。
(2)本发明中所述形变诱发的Laves相变，跨越了大多数室温下无扩散相变的传统，成功制备出TiFe2Laves相析出于TiFe母相上，综合力学性能远高于同成分的其他工艺制备的钛合金材料，所得合金性能更为优异。
(3)与目前已报道的形变诱发相变相比，本发明获得的形变诱导的Laves相变，只发生在母相位错墙分布的局部区域，而大部分母相仍保留，且此相变属于原位析出相，各相之间不存在润湿性差的问题，所得合金性能更为优异。
(4)本发明中所述的塑性应变，除了诱发上述Laves相变外，还将使原本的等轴状TiFe晶粒发生了拉长及细化，使得合金性能更为优异。
(5)本发明所述半固态烧结技术和塑性应变相结合的加工制备方法，简单实用、操作方便，节约原材料且可控性好；同时可通过调整合金加载的应变速率及总应变量，实现Laves相的析出量及晶粒尺寸的精准调控。
(6)本发明半固态加工制备的合金具有低粘度和粘性流动行为，故可通过塑性变形的后处理加工，制备出较大尺寸、形状复杂、适合工程应用的高强韧合金及其零件，具有较广的通用性和实用性。
附图说明
图1为实施例得到的laves相弥散强化钛合金与未变形合金对比的XRD图谱；
图2为实施例得到的laves相弥散强化钛合金与未变形合金对比的扫描电镜图片及压缩应力应变曲线图。
具体实施方式
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。
实施例1
(1)混粉：根据三元合金体系具有多个晶态相、且其中两个相可优先发生共晶转变的材料设计原理，设计的合金体系为Ti62.5Fe25.5Co12(原子百分比)，其包括bccβ-Ti、bccTiFe和fcc CoTi2等三个晶态相，其中bccβ-Ti和bcc TiFe可优先发生共晶转变形成液相，把颗粒尺寸为75μm的通过雾化法制备的Ti、Fe、Co元素单质粉末按原子百分比配料，在混粉机中将元素粉末混合均匀。
(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-2SP20)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2r/s，球磨10h后在氩气氛围中的手套箱内取出球磨粉。另取3g左右粉末进行差示扫描量热(DSC)分析等测试，确定10h球磨的合金粉末在加热过程中共晶转变的开始温度为998℃，共晶转变的峰值温度为1005℃。
(3)半固态烧结合金粉末：将20g球磨10h的合金粉末用钽纸包覆，然后装入半固态石墨模具内，采用50MPa预压制，抽真空到10-2Pa，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1000℃。烧结流程为50MPa压力下9分钟升温到900℃完成致密化烧结处理，保压以50K/min升温到1000℃，随后保温5分钟完成半固态烧结加工处理，保持压力，通过循环冷却水以400℃/min的冷却速度冷却，得到Φ20mm×12mm的块体烧结态钛合金；在所得块体烧结态钛合金中，机加工出尺寸为Φ3mm×6mm的圆柱试样，后将其在万能试验机上以5×10-4s-1的应变速率测试其压缩力学性能，并确定其发生屈服时应变量为3.3％；
(4)烧结态钛合金塑性变形：从步骤(3)所得块体烧结态钛合金中，再次机加工出尺寸为5mm×5mm×10mm的方柱试样，后将试样在万能试验机上，以5×10-4s-1的应变速率使样品高度形变3.5％(大于其屈服应变3.3％)，得到形变诱发laves相弥散强韧化钛合金。
将所得形变诱发laves相弥散强韧化钛合金上加工出与步骤(3)相同尺寸的圆柱试样并进行性能表征：
本实施例得到的形变诱发laves相弥散(TiFe2)强韧化钛合金(形变前后)的XRD相组成分析及扫描电镜图如图1所示，由图1可以得出，其形变前后合金的微观结构均由β-Ti、TiFe和Ti2Co三相构成；所述的形变诱发的超细/纳米尺度的Laves析出相弥散分布于TiFe母相内部，尺寸范围为90nm～120nm。
本实施例得到的形变诱发laves相弥散(TiFe2)强韧化钛合金(形变前后)的压缩应力应变曲线图如图2所示，由图2可以得出，该形变诱发laves相弥散(TiFe2)强韧化钛合金材料的压缩屈服强度、断裂强度和断裂应变分别为1585MPa、2205MPa和10.8％，与未变形合金相比，其屈服强度、抗压强度和断裂应变分别增加了215MPa、490MPa和1.9％，综合力学性能远高于同成分的其他工艺制备的钛合金材料，所得合金性能更为优异。
实施例2
(1)混粉：根据三元合金体系具有多个晶态相、且其中两个相可优先发生共晶转变的材料设计原理，设计的合金体系为Ti65Fe27.5Co7.5(原子百分比)，其包括bccβ-Ti、bccTiFe和fcc CoTi2等三个晶态相，其中bccβ-Ti和bcc TiFe可优先发生共晶转变形成液相，把颗粒尺寸为75μm的通过雾化法制备的Ti、Fe、Co元素单质粉末按原子百分比配料，在混粉机中将元素粉末混合均匀。
(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-2SP20)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2r/s，球磨10h后在氩气氛围中的手套箱内取出球磨粉。另取3g左右粉末进行差示扫描量热(DSC)分析等测试，确定10h球磨的合金粉末在加热过程中共晶转变开始温度为990℃，共晶转变峰值温度为1008℃。
(3)半固态烧结合金粉末：将20g球磨10h的合金粉末用钽纸包覆，然后装入半固态石墨模具内，采用50MPa预压制，抽真空到10-2Pa，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1000℃。烧结流程为50MPa压力下9分钟升温到900℃完成致密化烧结处理，保压以50K/min升温到1000℃，随后保温5分钟完成半固态烧结加工处理，保持压力，通过循环冷却水以400℃/min的冷却速度冷却，得到Φ20mm×12mm的块体烧结态钛合金；在所得块体烧结态钛合金中，机加工出尺寸为Φ3mm×6mm的圆柱试样，后将其在万能试验机上以5×10-4s-1的应变速率测试其压缩力学性能，并确定其发生屈服时应变量为3.5％；
(4)烧结态钛合金塑性变形：从步骤(3)所得块体烧结态钛合金中，再次机加工出尺寸为5mm×5mm×10mm的方柱试样，后将试样在万能试验机上，以5×10-4s-1的应变速率使样品高度形变3.5％(等于其屈服应变3.5％)，得到形变诱发laves相弥散强韧化钛合金。
将所得形变诱发laves相弥散强韧化钛合金上加工出与步骤(3)相同尺寸的圆柱试样并进行性能表征：
本实施例得到的形变诱发laves相弥散(TiFe2)强韧化钛合金(形变前后)的XRD相组成分析及扫描电镜图表明，其形变前后合金的微观结构亦由β-Ti、TiFe和Ti2Co三相构成；所述的形变诱发的超细/纳米尺度的Laves析出相弥散分布于TiFe母相内部，尺寸范围为95nm～130nm。
本实施例得到的形变诱发laves相弥散(TiFe2)强韧化钛合金(形变前后)的压缩应力应变曲线图表明，其形变诱发laves相弥散(TiFe2)强韧化钛合金材料的压缩屈服强度、断裂强度和断裂应变分别为1580MPa、2202MPa和10.5％，与未变形合金相比，其屈服强度、抗压强度和断裂应变分别增加了210MPa、488MPa和2.1％，综合力学性能远高于同成分的其他工艺制备的钛合金材料，所得合金性能更为优异。
实施例3
(1)混粉：根据三元合金体系具有多个晶态相、且其中两个相可优先发生共晶转变的材料设计原理，设计的合金体系为Ti62.5Fe25.5Co12(原子百分比)，其包括bcc β-Ti、bccTiFe和fcc CoTi2等三个晶态相，其中bcc β-Ti和bcc TiFe可优先发生共晶转变形成液相，把颗粒尺寸为75μm的通过雾化法制备的Ti、Fe、Co元素单质粉末按原子百分比配料，在混粉机中将元素粉末混合均匀。
(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-2SP20)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2r/s，球磨10h后在氩气氛围中的手套箱内取出球磨粉。另取3g左右粉末进行差示扫描量热(DSC)分析等测试，确定10h球磨的合金粉末在加热过程中共晶转变的开始温度为998℃，共晶转变的峰值温度为1005℃。
(3)半固态烧结合金粉末：将20g球磨10h的合金粉末用钽纸包覆，然后装入半固态石墨模具内，采用50MPa预压制，抽真空到10-2Pa，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1000℃。烧结流程为50MPa压力下9分钟升温到900℃完成致密化烧结处理，保压以50K/min升温到1000℃，随后保温5分钟完成半固态烧结加工处理，保持压力，通过循环冷却水以400℃/min的冷却速度冷却，得到Φ20mm×12mm的块体烧结态钛合金；在所得块体烧结态钛合金中，机加工出尺寸为Φ3mm×6mm的圆柱试样，后将其在万能试验机上以5×10-4s-1的应变速率测试其压缩力学性能，并确定其发生屈服时应变量为3.3％；
(4)烧结态钛合金塑性变形：从步骤(3)所得块体烧结态钛合金中，再次机加工出尺寸为5mm×5mm×10mm的方柱试样，后将试样在万能试验机上，以5×10-4s-1的应变速率使样品高度形变5.5％(大于其屈服应变3.3％)，得到形变诱发laves相弥散强韧化钛合金。
将所得形变诱发laves相弥散强韧化钛合金上加工出与步骤(3)相同尺寸的圆柱试样并进行性能表征：
本实施例得到的形变诱发laves相弥散(TiFe2)强韧化钛合金(形变前后)的XRD相组成分析及扫描电镜图表明，其形变前后合金的微观结构均由β-Ti、TiFe和Ti2Co三相构成；所述的形变诱发的超细/纳米尺度的Laves析出相弥散分布于TiFe母相内部，尺寸范围为120nm～180nm。
本实施例得到的形变诱发laves相弥散(TiFe2)强韧化钛合金(形变前后)的压缩应力应变曲线图表明，其形变诱发laves相弥散(TiFe2)强韧化钛合金材料的压缩屈服强度、断裂强度和断裂应变分别为1590MPa、2209MPa和11.1％，与未变形合金相比，其屈服强度、抗压强度和断裂应变分别增加了216MPa、493MPa和1.8％，综合力学性能远高于同成分的其他工艺制备的钛合金材料，所得合金性能更为优异。
实施例4
(1)混粉：根据三元合金体系具有多个晶态相、且其中两个相可优先发生共晶转变的材料设计原理，设计的合金体系为Ti62.5Fe25.5Co12(原子百分比)，其包括bccβ-Ti、bccTiFe和fcc CoTi2等三个晶态相，其中bcc β-Ti和bcc TiFe可优先发生共晶转变形成液相，把颗粒尺寸为75μm的通过雾化法制备的Ti、Fe、Co元素单质粉末按原子百分比配料，在混粉机中将元素粉末混合均匀。
(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-2SP20)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2r/s，球磨10h后在氩气氛围中的手套箱内取出球磨粉。另取3g左右粉末进行差示扫描量热(DSC)分析等测试，确定10h球磨的合金粉末在加热过程中共晶转变的开始温度为998℃，共晶转变的峰值温度为1005℃。
(3)半固态烧结合金粉末：将20g球磨10h的合金粉末用钽纸包覆，然后装入半固态石墨模具内，采用50MPa预压制，抽真空到10-2Pa，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1000℃。烧结流程为50MPa压力下9分钟升温到900℃完成致密化烧结处理，保压以50K/min升温到1000℃，随后保温5分钟完成半固态烧结加工处理，保持压力，通过循环冷却水以400℃/min的冷却速度冷却，得到Φ20mm×12mm的块体烧结态钛合金；在所得块体烧结态钛合金中，机加工出尺寸为Φ3mm×6mm的圆柱试样，后将其在万能试验机上以1×10-3s-1的应变速率测试其压缩力学性能，并确定其发生屈服时应变量为3.1％；
(4)烧结态钛合金塑性变形：从步骤(3)所得块体烧结态钛合金中，再次机加工出尺寸为5mm×5mm×10mm的方柱试样，后将试样在万能试验机上，以1×10-3s-1的应变速率使样品高度形变3.5％(大于其屈服应变3.1％)，得到形变诱发laves相弥散强韧化钛合金。
将所得形变诱发laves相弥散强韧化钛合金上加工出与步骤(3)相同尺寸的圆柱试样并进行性能表征：
本实施例得到的形变诱发laves相弥散(TiFe2)强韧化钛合金(形变前后)的XRD相组成分析及扫描电镜图表明，其形变前后合金的微观结构均由β-Ti、TiFe和Ti2Co三相构成；所述的形变诱发的超细/纳米尺度的Laves析出相弥散分布于TiFe母相内部，尺寸范围为100nm～150nm。
本实施例得到的形变诱发laves相弥散(TiFe2)强韧化钛合金(形变前后)的压缩应力应变曲线图表明，其形变诱发laves相弥散(TiFe2)强韧化钛合金材料的压缩屈服强度、断裂强度和断裂应变分别为1602MPa、2217MPa和11.2％，与未变形合金相比，其屈服强度、抗压强度和断裂应变分别增加了221MPa、496MPa和2.0％，综合力学性能远高于同成分的其他工艺制备的钛合金材料，所得合金性能更为优异。
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 (10)
1.一种形变诱发laves相弥散强韧化钛合金的制备方法，其特征在于包括如下制备步骤：
(1)混粉：按Ti 62.5～65at.％，Fe 25.5～27.5at.％，Co 7.5～12at.％把各元素单质粉末按原子百分比配料后混合均匀；
(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机中进行高能球磨，然后对球磨合金粉末进行热物性分析，确定升温过程中合金粉末的共晶熔化峰，得出共晶转变的开始温度为990℃～998℃，共晶转变的峰值温度为1005℃～1008℃；
(3)半固态烧结合金粉末：将步骤(2)的合金粉末装入模具内，通过粉末冶金技术进行烧结，烧结过程分为三个阶段：①烧结压力条件下，升温至低于共晶转变的开始温度，对合金粉末进行致密化烧结处理；②继续升温至半固态烧结温度Ts，其中共晶转变的开始温度≤T s≤共晶转变的峰值温度，在30～400MPa烧结压力下进行半固态烧结加工处理5～20min；③保持压力，以400℃/min以上的冷却速度冷却，得到烧结态钛合金，并测试烧结态钛合金在5×10-4s-1～1×10-3s-1应变速率下的屈服应变量；
(4)烧结态钛合金塑性变形：将步骤(3)所得烧结态钛合金以5×10-4s-1～1×10-3s-1的应变速率高度形变3.5％～5.5％，且保证形变量大于等于步骤(3)测定的屈服应变量，得到形变诱发laves相弥散强韧化钛合金。
2.根据权利要求1所述的一种形变诱发laves相弥散强韧化钛合金的制备方法，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；单质粉末的直径为25～150μm。
3.根据权利要求1所述的一种形变诱发laves相弥散强韧化钛合金的制备方法，其特征在于：步骤(2)所述高能球磨指在转速为2～5r/s下球磨5～10h，球料比为7:1～12:1。
4.根据权利要求1所述的一种形变诱发laves相弥散强韧化钛合金的制备方法，其特征在于：步骤(3)中所述的粉末冶金技术是指粉末挤压、粉末热压、热等静压、粉末轧制、粉末锻造和放电等离子烧结中的任意一种。
5.根据权利要求4所述的一种形变诱发laves相弥散强韧化钛合金的制备方法，其特征在于：所述的粉末冶金技术是指放电等离子烧结。
6.根据权利要求1所述的一种形变诱发laves相弥散强韧化钛合金的制备方法，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30～100MPa。
7.根据权利要求1所述的一种形变诱发laves相弥散强韧化钛合金的制备方法，其特征在于：步骤(3)中所述的模具为碳化钨模具，所述的烧结压力为50～400MPa。
8.一种形变诱发laves相弥散强韧化钛合金，其特征在于：通过权利要求1～7任一项所述的方法制备得到。
9.根据权利要求8所述的一种形变诱发laves相弥散强韧化钛合金，其特征在于：所述形变诱发laves相弥散强韧化钛合金的微观结构由细条状基体组织，以及超细/纳米尺度的laves析出相组成。
10.根据权利要求9所述的一种形变诱发laves相弥散强韧化钛合金，其特征在于：所述细条状基体组织由β-Ti、TiFe和Ti2Co三相构成；所述的超细/纳米尺度的laves析出相分布于TiFe母相内部，尺寸范围为90nm～180nm。
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