本發(fā)明屬于鈦合金材料領(lǐng)域，具體涉及一種基于原位晶須強韌化的雙尺度結(jié)構(gòu)鈦合金及制備與應(yīng)用。

背景技術(shù)：

鈦合金作為一種先進(jìn)輕量化金屬結(jié)構(gòu)材料，由于具有低密度、高比強度、良好的生物相容性和耐腐蝕性等優(yōu)異的綜合性能，廣泛應(yīng)用于航天、航空、汽車、化工、船舶、醫(yī)療、能源等領(lǐng)域。然而，作為一種重要的工程結(jié)構(gòu)材料，現(xiàn)代工業(yè)的快速發(fā)展對鈦合金材料的使用溫度及強韌性要求不斷提高。因此，設(shè)計制備出更高強韌性且工藝簡單、生產(chǎn)成本較低的鈦合金以滿足更苛刻條件下的應(yīng)用，一直以來都是研究者們追求的目標(biāo)。國家多個重點工程和重大科技專項的“輕質(zhì)高強金屬結(jié)構(gòu)材料”專題，都與高強韌鈦合金密切相關(guān)。有效改進(jìn)鈦合金的制備工藝，并精確控制其微觀結(jié)構(gòu)(相種類、尺度、形態(tài)及其分布)，一直被大多數(shù)研究者們視為改善鈦合金強韌性的最行之有效的兩大途徑。

目前，常見的高強韌鈦合金微觀結(jié)構(gòu)主要包括：(1)納米晶基體+延性β相微米樹枝晶的雙尺度復(fù)合結(jié)構(gòu)；(2)非晶基體+延性β相微米樹枝晶的雙尺度復(fù)合結(jié)構(gòu)；(3)等軸超細(xì)晶基體+等軸超細(xì)晶第二相的復(fù)合結(jié)構(gòu)；(4)超細(xì)板條狀結(jié)構(gòu)；(5)等軸超細(xì)晶基體+微米層片的雙尺度結(jié)構(gòu)；(6)納米晶基體+樹枝狀微米晶的雙尺度結(jié)構(gòu)；(7)超細(xì)晶基體+微米晶的雙尺度結(jié)構(gòu)；(8)納米晶基體+微米晶的雙尺度結(jié)構(gòu)。然而，這些高強韌鈦合金主要通過鑄造加后續(xù)熱處理的工藝制得，制備工藝復(fù)雜，成本相對較高。

粉末冶金作為一種替代成形技術(shù)，具有制備的材料成分均勻、材料利用率高、近凈成形等特點，且容易制備超細(xì)晶/納米晶結(jié)構(gòu)的高強韌合金，常用于制備較大尺寸、高強韌、復(fù)雜形狀的合金零部件。近年來，隨著學(xué)科的交叉與融合，一系列結(jié)合擠壓、鍛造和軋制等粉末固結(jié)工藝的半固態(tài)加工工藝應(yīng)運而生。然而，迄今為止，半固態(tài)加工工藝主要集中于鋁合金、鎂合金等低熔點合金體系。且現(xiàn)有半固態(tài)加工工藝中必需的半固態(tài)漿料或坯料的制備工序比較復(fù)雜，難以制備出高熔點金屬合金的半固態(tài)漿料，這極大程度上限制了半固態(tài)加工工藝技術(shù)潛力的發(fā)揮，制約了相關(guān)該技術(shù)合金體系的應(yīng)用范圍，此外，現(xiàn)有半固態(tài)加工工藝制備的合金材料微觀結(jié)構(gòu)晶粒都非常粗大(通常為幾十微米以上)，難以獲得超細(xì)晶或納米晶等晶粒細(xì)化的微觀結(jié)構(gòu)，更不可能制備出雙尺度或多尺度結(jié)構(gòu)。

根據(jù)復(fù)合材料理論，晶須和顆粒是其主要的增強體。晶須是指自然形成或者在人工控制條件下以單晶形式生長成的一種纖維，其直徑非常小，不含有通常材料中存在的缺陷(晶界、位錯、空穴等)，其原子排列高度有序，因而其強度接近于完整晶體的理論值。其機(jī)械強度等于鄰接原子間力。晶須的高度取向結(jié)構(gòu)使其具有高強度、高模量和高伸長率，主要用作復(fù)合材料的增強體(如參考文獻(xiàn)1：Acta Materialia 61(2013)3324–3334)。但目前并未有文獻(xiàn)公開在雙尺度結(jié)構(gòu)鈦合金中引入晶須以進(jìn)一步實現(xiàn)鈦合金的強韌化。

技術(shù)實現(xiàn)要素：

為了解決以上現(xiàn)有技術(shù)的缺點和不足之處，本發(fā)明的首要目的在于提供一種基于原位晶須強韌化的雙尺度結(jié)構(gòu)鈦合金。

本發(fā)明的另一目的在于提供上述基于原位晶須強韌化的雙尺度結(jié)構(gòu)鈦合金的制備方法。

本發(fā)明的再一目的在于提供上述基于原位晶須強韌化的雙尺度結(jié)構(gòu)鈦合金在航天航空、兵器、汽車、船舶、體育器材等領(lǐng)域中的應(yīng)用。

本發(fā)明目的通過以下技術(shù)方案實現(xiàn)：

一種基于原位晶須強韌化的雙尺度結(jié)構(gòu)鈦合金，其化學(xué)表達(dá)式為：Ti-Nb-Cu-Ni-Al-B，各元素的原子百分比為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雜質(zhì)；其微觀組織結(jié)構(gòu)為部分超細(xì)晶fcc MTi₂呈長條狀沿著微米晶bccβ-Ti基體晶界分布，部分超細(xì)晶fcc MTi₂在微米晶bccβ-Ti內(nèi)以長條狀分布，尤其是，超細(xì)晶原位TiB晶須分布在晶界的超細(xì)晶fcc MTi₂內(nèi)部及微米晶bccβ-Ti內(nèi)部；其中M＝Cu和Ni。

所述的長條狀超細(xì)晶MTi₂晶粒寬度為0.3～0.8μm，長寬比在2～10之間；所述微米晶bccβ-Ti基體的晶粒尺寸范圍為5.7μm～21μm；所述超細(xì)晶原位TiB晶須的長徑比在2～25之間。

上述基于原位晶須強韌化的雙尺度結(jié)構(gòu)鈦合金的制備方法，包括以下制備步驟：

(1)混粉：根據(jù)設(shè)計的合金成分把單質(zhì)粉末按比例配料后混勻；

(2)高能球磨制備合金粉末：將混合均勻的粉末置于惰性氣氛保護(hù)的球磨罐中進(jìn)行高能球磨，直至形成B元素均勻分布、且具有納米晶或非晶結(jié)構(gòu)的合金粉末，然后對球磨終態(tài)合金粉末進(jìn)行熱物性分析，確定升溫過程中合金粉末的低熔點fcc MTi₂相熔化峰特征溫度和高熔點bccβ-Ti熔化峰特征溫度，包括開始熔化溫度、峰值熔化溫度和結(jié)束熔化溫度；

(3)半固態(tài)燒結(jié)合金粉末：將步驟(2)的合金粉末裝入模具內(nèi)進(jìn)行燒結(jié)，燒結(jié)過程分為三個階段：①燒結(jié)壓力條件下，升溫至低于低熔點fcc MTi₂相的熔化峰的開始熔化溫度，對合金粉末進(jìn)行致密化燒結(jié)處理，并使B元素均勻分布于各相區(qū)內(nèi)；②繼續(xù)升溫至半固態(tài)燒結(jié)溫度T_s，其中低熔點fcc MTi₂相熔化峰的開始熔化溫度≤T_s≤高熔點bccβ-Ti熔化峰的開始熔化溫度，在10～400MPa燒結(jié)壓力下進(jìn)行半固態(tài)燒結(jié)加工處理5～30min，使含B的fcc熔體具有高度密堆的原子結(jié)構(gòu)；③隨爐冷卻至室溫，當(dāng)冷至600℃時卸掉壓力以降低內(nèi)應(yīng)力，得到基于原位晶須強韌化的雙尺度結(jié)構(gòu)鈦合金。

優(yōu)選地，步驟(1)所述單質(zhì)粉末為霧化法或電解法制備的單質(zhì)粉末；單質(zhì)粉末中Ti、Nb、Cu、Ni、Al的直徑為1～50μm，B粉的顆粒尺寸為1～5μm。

優(yōu)選地，步驟(2)所述高能球磨指在轉(zhuǎn)速為180～320r/s下球磨1～50h，球料比為(7～12):1。

優(yōu)選地，步驟(3)中所述的燒結(jié)指粉末擠壓、粉末熱壓、熱等靜壓、粉末軋制、粉末鍛造和放電等離子燒結(jié)等粉末燒結(jié)方法中的任意一種。

優(yōu)選地，步驟(3)中所述的模具為石墨模具，所述的燒結(jié)壓力為10～100MPa。

優(yōu)選地，步驟(3)中所述的模具為碳化鎢模具，所述的燒結(jié)壓力為50～400MPa。

上述基于原位晶須強韌化的雙尺度結(jié)構(gòu)鈦合金在航天航空、兵器、汽車、船舶、體育器材等領(lǐng)域中的應(yīng)用(如齒輪、裝甲、高爾夫球頭等)。

本發(fā)明所述原位晶須的形成與強韌化的原理為：由于小原子B的添加，在步驟(2)高能球磨制備合金粉末中，獲得的B元素均勻分布的合金粉末將具有更加高度密堆的原子結(jié)構(gòu)，從而縮短其納米晶化或非晶化的球磨時間；在步驟(3)半固態(tài)燒結(jié)合金粉末的工序中，在第①階段對合金粉末進(jìn)行致密化燒結(jié)處理后，B元素作為間隙元素均勻分布于fcc MTi₂和bccβ-Ti相內(nèi)部，在第②階段繼續(xù)升溫至半固態(tài)燒結(jié)溫度T_s后，含B元素的低熔點fcc MTi₂相完全熔化從而形成多組元的合金熔體，由于微量小原子有利于合金熔體形成更加高度密堆的原子結(jié)構(gòu)，從而在第③階段合金熔體隨爐冷卻至室溫后，B元素在形成原位晶須的同時還有助于細(xì)化fcc MTi₂的晶粒尺寸；與此同時，殘留的固相bccβ-Ti一直長大到微米晶。在受力條件下，雙尺度結(jié)構(gòu)鈦合金中原位生成的細(xì)針狀TiB晶須可以阻擋位錯和剪切帶的滑移和運動，從而實現(xiàn)強韌化的效果。

本發(fā)明的制備方法及所得到的產(chǎn)物具有如下優(yōu)點及有益效果：

(1)本發(fā)明在Ti-Nb-Cu-Ni-Al合金體系中加入了B，大幅縮短了球磨時間，以前需要80h左右高能球磨才能實現(xiàn)的納米晶或非晶結(jié)構(gòu)合金粉末，現(xiàn)在只需要大概50h就能實現(xiàn)，提高了球磨的效率。

(2)本發(fā)明通過粉末冶金和半固態(tài)相結(jié)合的燒結(jié)技術(shù)，獲得微觀組織結(jié)構(gòu)為超細(xì)晶fcc MTi₂(M＝Cu，Ni)、微米晶bccβ-Ti以及原位TiB晶須共存的雙尺度結(jié)構(gòu)鈦合金，目前尚無文獻(xiàn)報道；而且，所得合金的屈服強度為1247MPa，斷裂強度為2278MPa，斷裂塑性為36.4％，性能優(yōu)于同成分銅模鑄造法制備的合金材料，實現(xiàn)了材料的強韌化。

(3)本發(fā)明中所述半固態(tài)燒結(jié)制備工藝屬于粉末冶金與半固態(tài)加工的交叉學(xué)科，在制備出由超細(xì)晶第二相+微米等軸晶基體的雙尺度結(jié)構(gòu)的同時，又引入細(xì)針狀原位TiB晶須，不但能細(xì)化晶粒且其交錯分布在第二相內(nèi)還能阻礙位錯和剪切帶運動增加滑移阻力，實現(xiàn)晶須強韌化的效果，不僅為半固態(tài)燒結(jié)制備雙尺度結(jié)構(gòu)鈦合金提供了一種新的思路，而且操作方便，快速高效且近終成形，為開發(fā)新型高強韌、高熔點鈦合金材料及其滿足工業(yè)應(yīng)用的復(fù)雜形狀工程零件提供一種可實現(xiàn)的途徑，具有較大的實用和工業(yè)價值。

附圖說明

圖1為實施例1高能球磨后合金粉末的差示掃描量熱(DSC)曲線對比圖；

圖2為實施例1得到的原位晶須強韌化的雙尺度結(jié)構(gòu)鈦合金的掃描電鏡圖；

圖3為實施例1得到的原位晶須強韌化的雙尺度結(jié)構(gòu)鈦合金的壓縮應(yīng)力應(yīng)變曲線圖。

具體實施方式

下面結(jié)合實施例及附圖對本發(fā)明作進(jìn)一步詳細(xì)的描述，但本發(fā)明的實施方式不限于此。

實施例1

(1)混粉：選取合金成分為Ti_68.3Nb_13.6Cu_5.1Ni₆Al_6.5B_0.5(原子百分比)，根據(jù)原子比計算出質(zhì)量比后進(jìn)行粉末配料，本實例中選用的Ti、Nb、Cu、Ni和Al粉末均為48μm的霧化法或者電解法制備的單質(zhì)粉末，而B粉的顆粒尺寸則是1～5μm，配好后在混粉機(jī)中將元素粉末混合均勻。

(2)高能球磨制備合金粉末：將混合均勻的合金粉置于行星球磨機(jī)(QM-2SP12)中進(jìn)行高能球磨，選用球磨機(jī)的罐體和磨球材料等球磨介質(zhì)均為不銹鋼，磨球直徑分別為15、10和6mm，它們的重量比為1:3:1。高能球磨工藝參數(shù)如下：球磨罐內(nèi)充高純氬氣(99.999％，0.5MPa)保護(hù)，球料比為7:1，轉(zhuǎn)速為248r/min，每隔10h在氬氣氛圍中的手套箱內(nèi)取3g左右粉末進(jìn)行X射線衍射(XRD)和差示掃描量熱(DSC)分析等測試，直到球磨時間為50h后，經(jīng)XRD檢測表明50h球磨的粉末結(jié)構(gòu)為β-Ti納米晶/非晶復(fù)合粉末。其DSC曲線如圖1所示，與不含B的Ti₆₈.8Nb₁₃.6Cu_5.1Ni₆Al_6.5合金粉末具有單個晶化放熱峰相比，本實施例含B合金粉末還具有第二個放熱峰，其峰值溫度為504℃，由此可見晶化形成了TiB相；同時，50h球磨的合金粉末中fcc MTi₂(M＝Cu，Ni)相熔化峰的開始熔化溫度為1104℃，而bccβ-Ti熔點通常高于1670℃(1943K)，由于DSC設(shè)備只測試到1200℃，因而DSC曲線未能測出bccβ-Ti的熔點。盡管這樣，依然能夠確定當(dāng)燒結(jié)溫度在1104℃和1670℃之間時，Ti_68.3Nb_13.6Cu_5.1Ni₆Al_6.5B_0.5合金即進(jìn)入半固態(tài)區(qū)間。

(3)半固態(tài)燒結(jié)合金粉末：將20g球磨50h的合金粉末用鉭紙包覆，然后裝入Φ20mm石墨模具內(nèi)，采用30MPa預(yù)壓，抽真空到10^-2Pa，然后充高純氬氣保護(hù)；采用放電等離子燒結(jié)系統(tǒng)(SPS-825)快速燒結(jié)，選擇的燒結(jié)溫度為1150℃。燒結(jié)工藝條件如下：

燒結(jié)溫度T_s：1150℃，MTi₂熔化開始溫度1104℃<1150℃<1670℃；

燒結(jié)壓力：30MPa；

燒結(jié)程序：30MPa壓力下11分鐘升溫到1100℃完成致密化，再1分鐘升到1150℃，保溫5分鐘后隨爐冷卻到室溫(冷到600℃時迅速卸掉壓力減小內(nèi)應(yīng)力)。

經(jīng)半固態(tài)燒結(jié)后，即獲得直徑為Φ20mm的基于原位晶須強韌化的雙尺度結(jié)構(gòu)鈦合金。

本實施例得到的基于原位晶須強韌化的雙尺度結(jié)構(gòu)鈦合金的掃描電鏡圖如圖2所示，其微觀組織結(jié)構(gòu)為大部分超細(xì)晶fcc MTi₂(M＝Cu，Ni)呈長條狀沿著微米晶bccβ-Ti基體邊界分布，小部分超細(xì)晶fcc MTi₂在微米晶bccβ-Ti內(nèi)以長條狀析出，而新引入的細(xì)針狀原位TiB晶須則是主要分布在晶界的fcc MTi₂內(nèi)部及其附近的bccβ-Ti晶粒內(nèi)。其壓縮應(yīng)力應(yīng)變曲線(圖3)表明，該原位晶須強韌化的雙尺度結(jié)構(gòu)鈦合金材料的壓縮屈服強度、斷裂強度和斷裂應(yīng)變分別為1247MPa、2278MPa和36.4％，實現(xiàn)了強塑性的優(yōu)異匹配，與參考文獻(xiàn)1中銅模鑄造法制備的Ti_65.5Nb₁₃Cu₈Ni_6.8Al_6.2B_0.5合金壓縮屈服強度、斷裂強度和斷裂應(yīng)變分別為1095MPa、2320MPa和19.6％相比，本實施例合金屈服強度和斷裂塑性都有較大的提高，實現(xiàn)了材料強韌化。

實施例2

(1)混粉：選取合金成分為Ti_67.8Nb_13.6Cu_5.1Ni₆Al_6.5B₁(原子百分比)，根據(jù)原子比計算出質(zhì)量比后進(jìn)行粉末配料，本實例中選用的Ti、Nb、Cu、Ni和Al粉末均為48μm的霧化法或者電解法制備的單質(zhì)粉末，而B粉的顆粒尺寸則是1-5μm，配好后在混粉機(jī)中將元素粉末混合均勻。

(2)高能球磨制備合金粉末：將混合均勻的合金粉置于行星球磨機(jī)(QM-2SP12)中進(jìn)行高能球磨，選用球磨機(jī)的罐體和磨球材料等球磨介質(zhì)均為不銹鋼，磨球直徑分別為15、10和6mm，它們的重量比為1:3:1。高能球磨工藝參數(shù)如下：球磨罐內(nèi)充高純氬氣(99.999％，0.5MPa)保護(hù)，球料比為7:1，轉(zhuǎn)速為248r/min，每隔10h在氬氣氛圍中的手套箱內(nèi)取3g左右粉末進(jìn)行X射線衍射(XRD)和差示掃描量熱(DSC)分析等測試，直到球磨時間為50h后，經(jīng)XRD檢測表明50h球磨的粉末結(jié)構(gòu)為β-Ti納米晶/非晶復(fù)合粉末。其DSC曲線與不含B的Ti_68.8Nb_13.6Cu_5.1Ni₆Al_6.5合金粉末具有單個晶化放熱峰相比，本實施例含B合金粉末還具有第二個放熱峰，其峰值溫度為498℃，由此可見晶化形成了TiB相；同時，50h球磨的合金粉末中fcc MTi₂(M＝Cu，Ni)相熔化峰的開始熔化溫度為1106℃，而bccβ-Ti熔點通常高于1670℃(1943K)，由于DSC設(shè)備只測試到1200℃，因而DSC曲線未能測出bccβ-Ti的熔點。盡管這樣，依然能夠確定當(dāng)燒結(jié)溫度在1106℃和1670℃之間時，Ti_67.8Nb_13.6Cu_5.1Ni₆Al_6.5B₁合金即進(jìn)入半固態(tài)區(qū)間。

(3)半固態(tài)燒結(jié)合金粉末：將20g球磨50h的合金粉末用鉭紙包覆，然后裝入Φ20mm石墨模具內(nèi)，采用30MPa預(yù)壓，抽真空到10^-2Pa，然后充高純氬氣保護(hù)；采用放電等離子燒結(jié)系統(tǒng)(SPS-825)快速燒結(jié)，選擇的燒結(jié)溫度為1150℃。燒結(jié)工藝條件如下：

燒結(jié)溫度T_s：1150℃，MTi₂熔化開始溫度1106℃<1150℃<1670℃；

燒結(jié)壓力：30MPa；

燒結(jié)程序：30MPa壓力下11分鐘升溫到1100℃完成致密化，再1分鐘升到1150℃，保溫5分鐘后隨爐冷卻到室溫(冷到600℃時迅速卸掉壓力減小內(nèi)應(yīng)力)。

經(jīng)半固態(tài)燒結(jié)后，即獲得直徑為Φ20mm的基于原位晶須強韌化的雙尺度結(jié)構(gòu)鈦合金。掃描電鏡圖分析表明，該雙尺度結(jié)構(gòu)鈦合金具有類似的微觀組織結(jié)構(gòu)。壓縮應(yīng)力應(yīng)變曲線表明，該原位晶須強韌化的雙尺度結(jié)構(gòu)鈦合金材料的壓縮屈服強度、斷裂強度和斷裂應(yīng)變分別為1189MPa、2165.7MPa和35.6％，實現(xiàn)了強塑性的優(yōu)異匹配，與參考文獻(xiàn)1銅模鑄造法制備的Ti₆₅Nb₁₃Cu₈Ni_6.8Al_6.2B₁合金壓縮屈服強度、斷裂強度和斷裂應(yīng)變分別為1263MPa、2078MPa和14.9％相比，本實施例合金在強度相當(dāng)?shù)那闆r下斷裂塑性有極大提高。

實施例3

(1)混粉：選取合金成分為Ti₅₈Nb₁₄Cu₉Ni₈Al₈B₃(原子百分比)，根據(jù)原子比計算出質(zhì)量比后進(jìn)行粉末配料，本實例中選用的Ti、Nb、Cu、Ni和Al粉末均為48μm的霧化法或者電解法制備的單質(zhì)粉末，而B粉的顆粒尺寸則是1-5μm，配好后在混粉機(jī)中將元素粉末混合均勻。

(2)高能球磨制備合金粉末：將混合均勻的合金粉置于行星球磨機(jī)(QM-2SP12)中進(jìn)行高能球磨，選用球磨機(jī)的罐體和磨球材料等球磨介質(zhì)均為不銹鋼，磨球直徑分別為15、10和6mm，它們的重量比為1:3:1。高能球磨工藝參數(shù)如下：球磨罐內(nèi)充高純氬氣(99.999％，0.5MPa)保護(hù)，球料比為7:1，轉(zhuǎn)速為248r/min，每隔10h在氬氣氛圍中的手套箱內(nèi)取3g左右粉末進(jìn)行X射線衍射(XRD)和差示掃描量熱(DSC)分析等測試，直到球磨時間為40h后，經(jīng)XRD檢測表明40h球磨的粉末結(jié)構(gòu)為β-Ti納米晶/非晶復(fù)合粉末。其DSC曲線與不含B的Ti₆₁Nb₁₄Cu₉Ni₈Al₈合金粉末具有單個晶化放熱峰相比，本實施例含B合金粉末還具有第二個放熱峰，其峰值溫度為485℃，由此可見晶化形成了TiB相；得知40h球磨的合金粉末中fcc MTi₂(M＝Cu，Ni)相熔化峰的開始熔化溫度為1114℃，而bccβ-Ti熔點通常高于1670℃(1943K)，由于DSC設(shè)備只測試到1200℃，因而DSC曲線未能測出bccβ-Ti的熔點。盡管這樣，依然能夠確定當(dāng)燒結(jié)溫度在1114℃和1670℃之間時，Ti₅₈Nb₁₄Cu₉Ni₈Al₈B₃合金即進(jìn)入半固態(tài)區(qū)間。

(3)半固態(tài)燒結(jié)合金粉末：將20g球磨40h的合金粉末用鉭紙包覆，然后裝入Φ20mm石墨模具內(nèi)，采用30MPa預(yù)壓，抽真空到10^-4Pa，然后充高純氬氣保護(hù)；采用熱壓爐(HP-12×12×12)燒結(jié)，選擇的燒結(jié)溫度為1250℃。熱壓工藝條件如下：

燒結(jié)溫度T_s：1250℃，MTi₂熔化開始溫度1114℃<1250℃<1670℃；

燒結(jié)壓力：30MPa；

燒結(jié)程序：30MPa壓力下以20℃/min的升溫速率升到1200℃，再10℃/min的升溫速率升到1250℃，保溫5分鐘后隨爐冷卻到室溫(冷到600℃時迅速卸掉壓力減小內(nèi)應(yīng)力)。

經(jīng)半固態(tài)燒結(jié)后，即獲得直徑為Φ20mm的基于原位晶須強韌化的雙尺度結(jié)構(gòu)鈦合金。掃描電鏡圖分析表明，該雙尺度結(jié)構(gòu)鈦合金具有類似的微觀組織結(jié)構(gòu)和相似的性能。

上述實施例為本發(fā)明較佳的實施方式，但本發(fā)明的實施方式并不受上述實施例的限制，其它的任何未背離本發(fā)明的精神實質(zhì)與原理下所作的改變、修飾、替代、組合、簡化，均應(yīng)為等效的置換方式，都包含在本發(fā)明的保護(hù)范圍之內(nèi)。