CN110284089A - 一种微/纳颗粒增强钛基复合材料的等温超塑性变形方法 - Google Patents

一种微/纳颗粒增强钛基复合材料的等温超塑性变形方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种微/纳颗粒增强钛基复合材料的等温超塑性变形方法，包括如下步骤：A、利用原位自生技术制备硼化钛和稀土氧化物微/纳颗粒混杂增强钛基复合材料，对复合材料进行两次以上真空自耗熔炼；B、将复合材料于β单相区进行开坯锻造，变形量大于或等于50％；将复合材料在(α+β)两相区进行等温锻造，变形量大于或等于60％，得到钛基复合材料锻坯；C、将钛基复合材料锻坯在近β相区进行热轧制，变形量大于或等于80％，经退火处理，即得。本发明利用等温锻造技术和热轧制加工成形，能够有效细化基体组织，提高材料成形率；且板材在800～1000℃、5×10‑3～10‑4s‑1变形工艺范围内具有优良的超塑性。

Description

一种微/纳颗粒增强钛基复合材料的等温超塑性变形方法
技术领域
本发明属于金属基复合材料领域，具体涉及一种微/纳颗粒增强钛基复合材料的等温超塑性变形方法。
背景技术
随着航空航天科学技术的快速发展，对航空航天飞行器用结构材料的比强度、比刚度和耐热能力要求越来越高，为适应这一发展趋势，作为高性能轻质钛合金，正成为当前高技术新材料领域备受重视的新型结构材料之一。目前认为，传统钛合金通过合金化元素优化以及组织结构的优化基本达到了性能提高的极限。而对于进一步拓展高强、高模钛合金的服役温度范围，提出通过添加稳定的增强体来提高钛合金的高强度和高模量，出现了从固溶强化钛合金向钛基复合材料转移的发展趋势。颗粒增强钛基复合材料由于其优异的比强度、比刚度、耐磨性、抗高温氧化、抗蠕变性能，被认为是一种能突破现有高温钛合金热强性的新一代航空航天材料。原位自生技术是目前制备颗粒增强钛基复合材料的主流研究方向，制备得到的钛基复合材料中增强体与基体的相容性好，避免了增强体与基体间的界面反面问题，且增强体与基体界面结合良好，对提高颗粒增强钛基复合材料的力学性能和服役温度具有重要的意义。但在大多数情况下，由于高强高模陶瓷颗粒增强体的加入，伴随着复合材料强度的提高，塑性和韧性也会下降，强度和塑性呈现倒置关系。并且国内外对颗粒增强钛基复合材料的研究主要围绕相对简单的结构体系展开，材料的组织特征也主要集中在单元、两元同尺度且尺寸在微米级以上，对多尺度、多相等多层次的组织构筑尚未开展充分研究。而随着对纳米结构材料研究的长足进步和各类纳米技术的迅猛发展，使在纳米-微米-宏观等不同尺度上对金属材料的制备逐成为可能，为钛基复合材料强韧化研究提供了全新的契机。有研究表明，纳米陶瓷颗粒可以有效的增强金属基复合材料的塑性，且低体积分数的纳米颗粒可以在提高材料强度的同时不降低材料的延伸率。此外，稀土元素，如镧元素，可与基体中的氧结合，形成纳米稀土氧化物，细化组织，改善钛基复合材料的瞬时高温强度和蠕变强度。
对于颗粒增强钛基复合材料而言，钛合金基体在低温下的稳定相是密排六方结构的α相，滑移系较少，在成形过程中易于发生开裂行为；且由于陶瓷颗粒增强体的存在，也使得复合材料后续加工性差，变形抗力大，对热加工温度、应变速率、冷却速度等工艺参数的变化敏感，常规的加工方法难以实现有效调控和优化钛基复合材料的组织和性能。超塑性变形是一种高效率的近净成形技术，既可以节约原材料，减轻结构件质量，又能够大幅度降低材料加工成本，并且成形尺寸精度高，对于促进钛基复合材料的工程化应用具有重要的现实意义。利用复合材料的超塑性可以加工传统加工方法难以加工的零件，在航空航天、船舶等方面获得越来越广泛的应用。国外的Superform Metal、BAK Airbus和TKR等超塑成形公司在超塑性成形技术方面已具有较为成熟且广泛的应用研究。国内超塑性变形工艺的研究起步于20世纪70年代，并已将钛合金的超塑成形技术成功应用于航空工业的卫星部件、导弹外壳及发动机等方面。目前，国内外对颗粒增强钛基复合材料的超塑成形技术研究则相对较少，利用超塑性变形的手段来扩大材料的加工窗口、优化超塑性变形工艺的研究也不够完善。因此，发展这种微/纳颗粒钛基复合材料的新型超塑成形工艺，消除复合材料在常温下成形能力差的问题，对解决重大工程用金属构件精密成形的关键技术具有重要的科学意义和巨大的应用前景。
发明内容
本发明的目的是提供一种微/纳颗粒增强钛基复合材料的超塑性变形方法，解决颗粒增强钛基复合材料变形抗力大，加工成形难等问题，为该材料的近净成形提供技术指导。
本发明的目的是通过以下技术方案实现的：
本发明提供了一种微/纳颗粒增强钛基复合材料的等温超塑性变形方法，包括如下步骤：
A、利用原位自生技术制备硼化钛(TiB)和稀土氧化物(Re2O3)微/纳颗粒增强钛基复合材料，对复合材料进行两次以上真空自耗熔炼；进行两次以上熔炼可以保证材料的成分均匀性；
B、将制备的微/纳颗粒增强钛基复合材料加热至β单相区并保温，在该β单相区进行开坯锻造，变形量大于等于50％，以消除原始粗大晶粒，再机加工去除初始锻坯表面氧化皮及缺陷；然后加热至(α+β)两相区并保温，在该(α+β)两相区进行等温锻造，变形量大于等于60％，进一步细化复合材料组织，随后机加工打磨锻坯表面氧化皮及缺陷；得到微/纳颗粒增强钛基复合材料锻坯；
C、将微/纳颗粒增强钛基复合材料锻坯加热至近β相区并保温，在该近β相区进行热轧制，变形量大于等于80％；然后退火处理，消除材料内应力，得微/纳颗粒增强钛基复合材料板材。
优选地，所述微/纳颗粒增强钛基复合材料采用原位自生技术制备得到；所述微/纳颗粒增强钛基复合材料中，包括均匀分布的TiB微米增强相和Re2O3纳米增强相。所述Re2O3包含但不仅限于La2O3，Nd2O3，Y2O3和Ce2O3。
优选地，所述TiB微米增强相和Re2O3纳米增强相是分别通过海绵钛粉末和稀土或稀土中间合金粉末与原料中的氧在真空环境下原位反应生成。
优选地，所述TiB微米增强相和Re2O3纳米增强相的体积分数分布分别为1.0～10％、0.1-0.6％。为确保复合材料的成功制备和加工，TiB增强体体积分数控制在10％以内。
优选地，所述海绵钛粉末纯度不低于99.9％，所述稀土或稀土中间合金粉末纯度不低于99％；所述海绵钛粉末与稀土粉末或稀土中间合金粉末的质量比为550:1～99:1。
优选地，步骤A中，所述真空自耗熔炼后进行切冒头、除去表面氧化皮及缩孔等缺陷的处理步骤。
优选地，步骤A中，所述β单相区温度范围为1160～1200℃，保温时间为50～70分钟；所述开坯锻造采用的液压机模具的温度保持在900～980℃。
优选地，步骤A中，所述(α+β)两相区温度范围为940～980℃，保温时间为40～60分钟；所述等温锻造采用的液压机模具的温度保持在900～980℃。
优选地，所述液压机模具具有温度可控功能，可以实现模具在室温～980℃温度范围内保温，有效控制复合材料锻造过程的温降。
优选地，步骤B中，所述近β相区温度范围为1000～1020℃，保温时间为30～50分钟；所述热轧制时每道次下压量为(10～15％)×该道次轧制前的板材厚度。最终获得厚度为5～6mm的板材。
优选地，步骤B中，所述退火处理具体为：将热轧制后的复合材料加热至700～750℃，保温2个小时后空冷至室温。
优选地，所述制备的微/纳颗粒增强钛基复合材料进行等温超塑性变形前，采用高温抗氧化玻璃涂料涂覆于微/纳颗粒增强钛基复合材料表面，防止高温变形时的氢化和氧化。
与现有技术相比，本发明具有如下的有益效果：
本发明制备得到的颗粒增强钛基复合材料的增强体在基体中均匀分布，且增强体以微/纳米双重尺度存在，界面结合性好；
本发明制备得到的微/纳颗粒增强钛基复合材料利用等温锻造技术和热轧制加工成形，能够有效细化基体组织，提高材料成形率；
本发明制备得到的微/纳颗粒增强钛基复合材料具有优异的高温力学性能，满足航空航天复杂构件的高性能要求；
本发明制备得到的微/纳颗粒增强钛基复合材料具有优良的超塑性性能，在900℃/10-3s-1条件下延伸率超过500％。
附图说明
通过阅读参照以下附图对非限制性实施例所作的详细描述，本发明的其它特征、目的和优点将会变得更明显：
图1为本发明的热加工工艺流程示意图；
图2为本发明实施例1中制备得到的微/纳颗粒增强钛基复合材料的微观组织照片；其中，图2(a)为微米尺度TiB；图2(b)为La2O3纳米颗粒；
图3为本发明实施例1中制备得到的微/纳颗粒增强钛基复合材料的超塑性变形工程应力-应变曲线。
具体实施方式
下面结合具体实施例对本发明进行详细说明。以下实施例将有助于本领域的技术人员进一步理解本发明，但不以任何形式限制本发明。应当指出的是，对本领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明构思的前提下，还可以做出若干变形和改进。这些都属于本发明的保护范围。
实施例1
本实施例提供了一种微/纳颗粒增强钛基复合材料的超塑性变形方法，其工艺流程示意图如图1所示，具体步骤如下：
利用原位自生技术制备TiB和La2O3微/纳颗粒增强钛基复合材料，TiB和La2O3的体积分数分别为2.5vol.％和0.1vol.％，为了保证制备得到的复合材料成分均匀，对复合材料进行三次真空自耗熔炼，随后切冒头、去除表面氧化皮及缩孔等缺陷，所得复合材料的微观组织照片如图2所示；将钛基复合材料加热至β单相区(1160℃)并保温60分钟，在该β单相区(1160℃)进行开坯锻造，采用的液压机模具温度始终保持在900～980℃，变形量为60％，以消除原始粗大晶粒，随后再机加工去除初始锻坯表面氧化皮及缺陷；然后将复合材料再加热至(α+β)两相区(950℃)并保温40分钟，在该(α+β)两相区(950℃)进行等温锻造，采用的液压机模具温度始终保持在900～980℃，变形量为65％，进一步细化复合材料组织，并机加工打磨锻坯表面氧化皮及缺陷，得到钛基复合材料锻坯；将钛基复合材料锻坯加热至近β相区(1010℃)并保温45分钟，在该近β相区(1010℃)进行热轧制(热轧制时每道次下压量为(10～15％)×该道次轧制前的板材厚度，最终获得厚度为5～6mm的板材)，变形量80％，经退火处理(加热至700℃保温2小时后空冷至室温)，消除材料内应力，得到微/纳颗粒增强钛基复合材料板材。所得板材进行等温超塑性变形前，采用高温抗氧化玻璃涂料涂覆于微/纳颗粒增强钛基复合材料表面，防止高温变形时的氢化和氧化。在800～1000℃，应变速率为5×10-3s-1～10-4s-1条件下进行超塑性变形，获得最大延伸率超过500％(如图3所示)。
实施例2
本实施例提供了一种微/纳颗粒增强钛基复合材料的超塑性变形方法，具体步骤如下：
利用原位自生技术制备TiB和La2O3微/纳颗粒增强钛基复合材料，TiB和La2O3的体积分数分别为2.5vol.％和0.5vol.％，为了保证制备得到的复合材料成分均匀，对复合材料进行三次真空自耗熔炼，随后切冒头、去除表面氧化皮及缩孔等缺陷；将钛基复合材料加热至β单相区(1200℃)并保温50分钟，在该β单相区(1200℃)进行开坯锻造，采用的液压机模具温度始终保持在900～980℃，变形量为60％，以消除原始粗大晶粒，随后再机加工去除初始锻坯表面氧化皮及缺陷；接着将复合材料再加热至(α+β)两相区(940℃)并保温50分钟，在该(α+β)两相区(940℃)进行等温锻造，采用的液压机模具温度始终保持在900～980℃，变形量为70％，进一步细化复合材料组织，并机加工打磨锻坯表面氧化皮及缺陷，得到钛基复合材料锻坯；将钛基复合材料锻坯加热至近β相区(1010℃)并保温45分钟，在该近β相区(1010℃)进行热轧制(热轧制时每道次下压量为(10～15％)×该道次轧制前的板材厚度，最终获得厚度为5～6mm的板材)，变形量80％，后续再进行退火处理(加热至700℃保温2小时后空冷至室温)，释放内应力，得到微/纳颗粒增强钛基复合材料板材。所得板材进行等温超塑性变形前，采用高温抗氧化玻璃涂料涂覆于微/纳颗粒增强钛基复合材料表面，防止高温变形时的氢化和氧化。在800～1000℃，应变速率为5×10-3s-1～10-4s-1条件下进行超塑性变形，获得延伸率在300～500％。
实施例3
本实施例提供了一种微/纳颗粒增强钛基复合材料的超塑性变形方法，具体步骤如下：
利用原位自生技术制备TiB和Y2O3微/纳颗粒增强钛基复合材料，TiB和Y2O3的体积分数分别为2.5vol.％和0.5vol.％，为了保证制备得到的复合材料成分均匀，对复合材料进行三次真空自耗熔炼，随后切冒头、去除表面氧化皮及缩孔等缺陷；将钛基复合材料加热至β单相区(1200℃)并保温60分钟，在该β单相区(1200℃)进行开坯锻造，采用的液压机模具温度始终保持在900～980℃，变形量为60％，以消除原始粗大晶粒，随后再机加工去除初始锻坯表面氧化皮及缺陷；接着将复合材料再加热至(α+β)两相区(950℃)并保温50分钟，在该(α+β)两相区(950℃)进行等温锻造，采用的液压机模具温度始终保持在900～960℃，变形量为60％，进一步细化复合材料组织，并机加工打磨锻坯表面氧化皮及缺陷，得到钛基复合材料锻坯；将钛基复合材料锻坯加热至近β相区(1010℃)并保温45分钟，在该近β相区(1010℃)进行热轧制(热轧制时每道次下压量为(10～15％)×该道次轧制前的板材厚度，最终获得厚度为5～6mm的板材)，变形量80％，后续再进行退火处理(加热至700℃保温2小时后空冷至室温)，释放内应力，得到微/纳颗粒增强钛基复合材料板材。所得板材进行等温超塑性变形前，采用高温抗氧化玻璃涂料涂覆于微/纳颗粒增强钛基复合材料表面，防止高温变形时的氢化和氧化。在800～1000℃，应变速率为5×10-3s-1～10-4s-1条件下进行超塑性变形，延伸率最高超过480％。
实施例4
本实施例提供了一种微/纳颗粒增强钛基复合材料的超塑性变形方法，具体步骤如下：
利用原位自生技术制备TiB和Nd2O3微/纳颗粒增强钛基复合材料，TiB和Nd2O3的体积分数分别为2.5vol.％和0.5vol.％，为了保证制备得到的复合材料成分均匀，对复合材料进行三次真空自耗熔炼，随后切冒头、去除表面氧化皮及缩孔等缺陷；将钛基复合材料加热至β单相区(1200℃)并保温一个小时，在该β单相区(1200℃)进行开坯锻造，采用的液压机模具温度始终保持在900～980℃，变形量为60％，以消除原始粗大晶粒，随后再机加工去除初始锻坯表面氧化皮及缺陷；接着将复合材料再加热至(α+β)两相区(950℃)并保温50分钟，在该(α+β)两相区(950℃)进行等温锻造，采用的液压机模具温度始终保持在900～980℃，变形量为70％，进一步细化复合材料组织，并机加工打磨锻坯表面氧化皮及缺陷，得到钛基复合材料锻坯；将钛基复合材料锻坯加热近至β相区(1010℃)并保温45分钟，在该近β相区(1010℃)进行热轧制(热轧制时每道次下压量为(10～15％)×该道次轧制前的板材厚度，最终获得厚度为5～6mm的板材)，变形量90％，后续再进行退火处理(加热至700℃保温2小时后空冷至室温)，释放内应力，得到微/纳颗粒增强钛基复合材料板材。所得板材进行等温超塑性变形前，采用高温抗氧化玻璃涂料涂覆于微/纳颗粒增强钛基复合材料表面，防止高温变形时的氢化和氧化。在800～1000℃，应变速率为5×10-3s-1～10-4s-1条件下进行超塑性变形，获得延伸率在240～500％。
实施例5
本实施例提供了一种微/纳颗粒增强钛基复合材料的超塑性变形方法，具体步骤如下：
利用原位自生技术制备TiB和La2O3微/纳颗粒增强钛基复合材料，TiB和La2O3的体积分数分别为1.82vol.％和0.58vol.％，为了保证制备得到的复合材料成分均匀，对复合材料进行三次真空自耗熔炼，随后切冒头、去除表面氧化皮及缩孔等缺陷；将钛基复合材料加热至β单相区(1200℃)并保温50分钟，在该β单相区(1200℃)进行开坯锻造，采用的液压机模具温度始终保持在900～980℃，变形量为60％，以消除原始粗大晶粒，随后再机加工去除初始锻坯表面氧化皮及缺陷；接着将复合材料再加热至(α+β)两相区(980℃)并保温40分钟，在该(α+β)两相区(980℃)进行等温锻造，采用的液压机模具温度始终保持在900～980℃，变形量为60％，进一步细化复合材料组织，并机加工打磨锻坯表面氧化皮及缺陷，得到钛基复合材料锻坯；将钛基复合材料锻坯加热近β相区(1000℃)并保温30分钟，在该至近β相区(1000℃)进行热轧制(热轧制时每道次下压量为(10～15％)×该道次轧制前的板材厚度，最终获得厚度为5～6mm的板材)，变形量90％，后续再进行退火处理(加热至700℃保温2小时后空冷至室温)，释放内应力，得到微/纳颗粒增强钛基复合材料板材。所得板材进行等温超塑性变形前，采用高温抗氧化玻璃涂料涂覆于微/纳颗粒增强钛基复合材料表面，防止高温变形时的氢化和氧化。在800～1000℃，应变速率为5×10-3s-1～10-4s-1条件下进行超塑性变形，延伸率均超过350％。
实施例6
本实施例提供了一种微/纳颗粒增强钛基复合材料的超塑性变形方法，具体步骤如下：
利用原位自生技术制备TiB和La2O3微/纳颗粒增强钛基复合材料，TiB和La2O3的体积分数分别为10.0vol.％和0.5vol.％，为了保证制备得到的复合材料成分均匀，对复合材料进行三次真空自耗熔炼，随后切冒头、去除表面氧化皮及缩孔等缺陷；将钛基复合材料加热至β单相区(1200℃)并保温70分钟，在该β单相区(1200℃)进行开坯锻造，采用的液压机模具温度始终保持在900～980℃，变形量为60％，以消除原始粗大晶粒，随后再机加工去除初始锻坯表面氧化皮及缺陷；接着将复合材料再加热至(α+β)两相区(980℃)并保温60分钟，在该(α+β)两相区(980℃)进行等温锻造，采用的液压机模具温度始终保持在900～960℃，变形量为65％，进一步细化复合材料组织，并机加工打磨锻坯表面氧化皮及缺陷，得到钛基复合材料锻坯；将钛基复合材料锻坯加热近β相区(1020℃)并保温50分钟，在该至近β相区(1020℃)进行热轧制(热轧制时每道次下压量为(10～15％)×该道次轧制前的板材厚度，最终获得厚度为5～6mm的板材)，变形量85％，后续再进行退火处理(加热至700℃保温2小时后空冷至室温)，释放内应力，得到微/纳颗粒增强钛基复合材料板材。所得板材进行等温超塑性变形前，采用高温抗氧化玻璃涂料涂覆于微/纳颗粒增强钛基复合材料表面，防止高温变形时的氢化和氧化。在800～1000℃，应变速率为5×10-3s-1～10-4s-1条件下进行超塑性变形，延伸率在210～370％。
对比例1
本对比例提供了一种微/纳颗粒增强钛基复合材料的超塑性变形方法，具体步骤与实施例5基本相同，不同之处仅在于：本对比例不进行将复合材料再加热至(α+β)两相区(980℃)并保温，在该(α+β)两相区(980℃)进行等温锻造的步骤。
所得板材在800～1000℃，应变速率为5×10-3s-1～10-4s-1条件下进行超塑性变形，延伸率在180～270％。
对比例2
本对比例提供了一种微/纳颗粒增强钛基复合材料的超塑性变形方法，具体步骤与实施例5基本相同，不同之处仅在于：本对比例不进行在近β相区(1010℃)进行热轧制的步骤。
所得板材在800～1000℃，应变速率为5×10-3s-1～10-4s-1条件下进行超塑性变形，延伸率200～320％。
对比例3
本对比例提供了一种微/纳颗粒增强钛基复合材料的超塑性变形方法，具体步骤与实施例5基本相同，不同之处仅在于：本对比例将钛基复合材料加热至β单相区以上(1250℃)并保温50分钟，在1250℃进行开坯锻造。
所得板材在800～1000℃，应变速率为5×10-3s-1～10-4s-1条件下进行超塑性变形，延伸率180～280％。
对比例4
本对比例提供了一种微/纳颗粒增强钛基复合材料的超塑性变形方法，具体步骤与实施例1基本相同，不同之处仅在于：本对比例将复合材料再加热至900℃并保温40分钟，在900℃进行等温锻造。
所得板材在800～1000℃，应变速率为5×10-3s-1～10-4s-1条件下进行超塑性变形，延伸率最大可达到320％。
对比例5
本对比例提供了一种微/纳颗粒增强钛基复合材料的超塑性变形方法，具体步骤与实施例5基本相同，不同之处仅在于：本对比例将钛基复合材料锻坯加热至(1100℃)并保温30分钟，在1100℃进行热轧制。
所得板材在800～1000℃，应变速率为5×10-3s-1～10-4s-1条件下进行超塑性变形，延伸率在200～360％。
本发明具体应用途径很多，以上所述仅是本发明的优选实施方式。应当指出，以上实施例仅用于说明本发明，而并不用于限制本发明的保护范围。对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以做出若干改进，这些改进也应视为本发明的保护范围。

Claims (10)

1.一种微/纳颗粒增强钛基复合材料的等温超塑性变形方法，其特征在于，包括如下步骤：
A、利用原位自生技术制备硼化钛和稀土氧化物微/纳颗粒增强钛基复合材料，对复合材料进行两次以上真空自耗熔炼；
B、将步骤A熔炼后制得的微/纳颗粒增强钛基复合材料加热至近β单相区并保温，在该β单相区进行开坯锻造，变形量大于等于50％；然后加热至(α+β)两相区并保温，在该(α+β)两相区进行等温锻造，变形量大于等于60％；得到微/纳颗粒增强钛基复合材料锻坯；
C、将微/纳颗粒增强钛基复合材料锻坯加热至近β相区并保温，在该近β相区进行热轧制，变形量大于等于80％；然后退火处理，得微/纳颗粒增强钛基复合材料板材。
2.根据权利要求1所述的微/纳颗粒增强钛基复合材料的等温超塑性变形方法，其特征在于，所述微/纳颗粒增强钛基复合材料中，包括均匀分布的TiB微米增强相和Re2O3纳米增强相；所述Re2O3包括La2O3，Nd2O3，Y2O3和Ce2O3中的至少一种。
3.根据权利要求2所述的微/纳颗粒增强钛基复合材料的等温超塑性变形方法，其特征在于，所述TiB微米增强相和Re2O3纳米增强相是分别通过海绵钛粉末和稀土或稀土中间合金粉末与原料中的氧在真空环境下原位反应生成。
4.根据权利要求3所述的微/纳颗粒增强钛基复合材料的等温超塑性变形方法，其特征在于，所述海绵钛粉末纯度不低于99.9％，所述稀土或稀土中间合金粉末纯度不低于99％；所述海绵钛粉末与稀土粉末或稀土中间合金粉末的质量比为550:1～99:1。
5.根据权利要求1所述的微/纳颗粒增强钛基复合材料的等温超塑性变形方法，其特征在于，步骤A中，所述真空自耗熔炼后进行切冒头、除去表面氧化皮及缩孔的处理步骤。
6.根据权利要求1所述的微/纳颗粒增强钛基复合材料的等温超塑性变形方法，其特征在于，步骤B中，所述β单相区温度范围为1160～1200℃，保温时间为50～70分钟；所述开坯锻造采用的液压机模具的温度保持在900～980℃。
7.根据权利要求1所述的微/纳颗粒增强钛基复合材料的等温超塑性变形方法，其特征在于，步骤B中，所述(α+β)两相区温度范围为940～980℃，保温时间为40～60分钟；所述等温锻造采用的液压机模具的温度保持在900～980℃。
8.根据权利要求1所述的微/纳颗粒增强钛基复合材料的等温超塑性变形方法，其特征在于，步骤C中，所述近β相区温度范围为1000～1020℃，保温时间为30～50分钟；所述热轧制时每道次下压量为(10～15％)×该道次轧制前的板材厚度。
9.根据权利要求1所述的微/纳颗粒增强钛基复合材料的等温超塑性变形方法，其特征在于，步骤C中，所述退火处理具体为：将热轧制后的复合材料加热至700～750℃，保温2个小时后空冷至室温。
10.根据权利要求1所述的微/纳颗粒增强钛基复合材料的等温超塑性变形方法，其特征在于，所述制备的微/纳颗粒增强钛基复合材料进行等温超塑性变形前，采用高温抗氧化玻璃涂料涂覆于微/纳颗粒增强钛基复合材料表面。
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