| 专利类型 | 发明公开 | 法律事件 | 公开; 实质审查; |
| 专利有效性 | 实质审查 | 当前状态 | 实质审查 |
| 申请号 | CN202411518729.8 | 申请日 | 2024-10-29 |
| 公开(公告)号 | CN119242988A | 公开(公告)日 | 2025-01-03 |
| 申请人 | 西北工业大学; | 申请人类型 | 学校 |
| 发明人 | 王一君; 赖敏杰; 李金山; | 第一发明人 | 王一君 |
| 权利人 | 西北工业大学 | 权利人类型 | 学校 |
| 当前权利人 | 西北工业大学 | 当前权利人类型 | 学校 |
| 省份 | 当前专利权人所在省份：陕西省 | 城市 | 当前专利权人所在城市：陕西省西安市 |
| 具体地址 | 当前专利权人所在详细地址：陕西省西安市友谊西路127号 | 邮编 | 当前专利权人邮编：710072 |
| 主IPC国际分类 | C22C14/00 | 所有IPC国际分类 | C22C14/00 ; C22C1/02 ; C22F1/18 ; C22F1/02 |
| 专利引用数量 | 0 | 专利被引用数量 | 0 |
| 专利权利要求数量 | 10 | 专利文献类型 | A |
| 专利代理机构 | 重庆三航专利代理事务所 | 专利代理人 | 万文会; |
| 摘要 | 本 发明 提供了一种屈强比低于0.6的亚稳β 钛 合金 及其制备方法，该钛合金的组成元素及 质量 百分比为：78%~82%Ti，18%~20%V，0.5%~1%Fe，0.03%~0.08%O，余量为不可避免的杂质元素。该钛合金的制备方法包括 真空 电弧 熔炼、真空均匀化 退火 、 热轧 、 冷轧 、真空固溶 热处理 等步骤。本发明提供的钛合金在 变形 过程中可以产生边界附着有非同一变体ω相薄层的应 力 诱发ω相板条和/或孪 晶界 附着有一薄层ω相的{332} 变形孪晶。这种ω相板条或孪晶的形成可以大幅提高相应合金的加工硬化能力和塑性，进而降低其屈强比至0.6以下，并且在最佳成分配比条件下可将其屈强比降低至0.51。本发明解决了现有亚稳β钛合金屈强比偏高的问题，所提供的钛合金适合用于制造新型航空 飞行器 用冷成形高强度部件。 | ||
| 权利要求 | 1.一种屈强比低于0.6的亚稳β钛合金，其特征在于，所述钛合金的组成元素及质量百分比为：78% 82%Ti，18% 20%V，0.5% 1%Fe，0.03% 0.08%O，余量为不可避免的杂质元素。 |
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| 说明书全文 | 一种屈强比低于0.6的亚稳β钛合金及其制备方法技术领域[0001] 本发明属于钛合金材料技术领域，具体涉及一种屈强比低于0.6的亚稳β钛合金及其制备方法。 背景技术[0002] 钛合金具有高比强度和优异的耐腐蚀性，是重要的航空结构用材料。采用钛合金制造飞机承力结构件，不仅能大幅降低飞机整体结构重量，还能显著提高燃油效率、延长使用寿命。对于通过冷变形成形的钛合金板材，其尺寸极限远大于通过加热锻造成形的钛合金板材，同时其成形效率高、成本低，易于满足飞机大尺寸结构件的设计与应用需求。冷变形要求材料具有较低的屈服强度以容易变形，较高的塑性以防止变形过程中开裂，以及显著的加工硬化能力以确保变形后能获得很高的抗拉强度，也即要求材料具有较低的屈强比（屈服强度与抗拉强度之比）。此外，较低的屈强比也可以提高材料在屈服过后、塑性失稳之前的失效抵抗能力和抗振能力，提升材料在服役过程中的可靠性。 [0003] 钛合金作为高层错能材料，普遍存在加工硬化能力不足的问题，导致其屈强比很高（接近于1.0）。近些年的相关研究表明，β基体稳定性很低的亚稳β钛合金因能在变形过程中产生相变和/或孪生诱导塑性效应而具有很高的加工硬化能力，使其成为屈强比最低的一类钛合金。但是，值得注意的是，当前绝大部分亚稳β钛合金中的相变诱导塑性效应依赖于应力诱发β→α”马氏体相变，由于α”马氏体对位错运动的阻碍作用有限，造成现有亚稳β钛合金的屈强比普遍高于0.7，而少数能产生很硬的α”马氏体的亚稳β钛合金的屈强比也不低于0.63，限制了该类合金在航空用冷成形部件领域的进一步应用。 [0004] 相关研究发现，与α”马氏体相比，ω相和{332}<113>孪晶对位错的阻碍作用更强。此外，通过对ω相板条和{332}<113>孪晶的界面组织进行调控，使ω相板条和孪晶的界面产生薄层ω相，可以进一步提高其对位错的阻碍能力。因此，通过对亚稳β钛合金进行合理的成分设计，使其能在变形过程中容易产生界面附着有薄层ω相的应力诱发ω相板条和/或{332}<113>变形孪晶，是解决现有亚稳β钛合金屈强比偏高问题的关键途径。 [0005] 基于此，本发明提供一种屈强比低于0.6的亚稳β钛合金及其制备方法。 发明内容[0006] 考虑到现有亚稳β钛合金的屈强比偏高，导致其冷变形困难或冷变形后强度不足，且在服役过程中容易发生提前失效，而在亚稳β钛合金中引入界面附着有薄层ω相的应力诱发ω相板条或{332}<113>变形孪晶可以有效提高其加工硬化能力和塑性，显著降低其屈强比。因此，合理调控合金成分以使其在变形过程中产生界面附着有薄层ω相的应力诱发ω相板条和/或{332}<113>变形孪晶是解决现有亚稳β钛合金屈强比偏高问题的关键途径。 [0007] 亚稳β钛合金的变形机制与其β基体特定方向上的剪切模量密切相关，而剪切模量又受合金成分的直接影响。通过合理设计亚稳β钛合金的化学成分，例如使用V元素作为主合金元素并将其含量控制在特定范围内，可以使β基体在变形过程中产生应力诱发ω相板条和/或{332}<113>变形孪晶，而在此基础上添加Fe元素可以进一步调控ω相板条以及孪晶的界面组织，使界面处产生薄层ω相。界面附着有薄层ω相的应力诱发ω相板条或{332}<113>变形孪晶的大量形成可以有效地降低位错平均自由程，并促进位错的积累，从而提高相应合金的加工硬化能力和塑性，显著降低合金的屈强比。 [0008] 基于以上考虑，本发明针对现有亚稳β钛合金屈强比偏高的问题，提供一种屈强比低于0.6的亚稳β钛合金及其制备方法。 [0009] 具体的，本发明第一方面提供了一种屈强比低于0.6的亚稳β钛合金，所述钛合金的组成元素及质量百分比为：78% 82%Ti，18% 20%V，0.5% 1%Fe，0.03% 0.08%O，余量为不可~ ~ ~ ~避免的杂质元素。 [0010] 作为本发明的进一步说明，所述钛合金由100%的β相组成，并且在塑性变形阶段产生边界附着有非同一变体ω相薄层的应力诱发ω相板条和/或孪晶界附着有一薄层ω相的{332}<113>变形孪晶。 [0011] 作为本发明的进一步说明，所述钛合金中Ti元素和V元素的质量百分数之比在4~4.5范围内，且V元素质量百分数的0.67倍与Fe元素质量百分数的2.9倍之和在13.6% 16.3%~ 范围内，以保证该钛合金在固溶淬火后能获得100%的稳定性较低的β相，且β相特定方向上的剪切模量处于合适的范围，使得该钛合金在塑性变形过程中可以产生大量应力诱发ω相板条和/或{332}<113>变形孪晶。 [0012] 作为本发明的进一步说明，所述钛合金中V元素和Fe元素的质量百分数之比在18~35范围内，以保证该钛合金在塑性变形过程中产生的应力诱发ω相板条或{332}<113>变形孪晶的边界上会形成薄层ω相，从而产生非常强的阻碍位错运动的能力，进而使该钛合金呈现出非常强的加工硬化能力。 [0013] 作为本发明的进一步说明，所述钛合金中Fe元素和O元素的质量百分数之和不高于1.05%，以保证该钛合金呈现足够低的屈服强度，从而易于冷变形和获得低屈强比。 [0014] 作为本发明的进一步说明，所述钛合金中间隙型杂质元素H、N、C的质量百分比分别低于0.004%、0.015%、0.02%，以保证该钛合金在发生应力诱发β→ω相变或{332}<113>孪生时所涉及的原子运动不被间隙杂质原子完全阻碍住。 [0015] 本发明第二方面提供一种上述的屈强比低于0.6的亚稳β钛合金的制备方法，包括如下步骤：S1、按照权利要求1‑4中任一项所述的钛合金的组成元素及质量百分比称取纯Ti、纯V和纯Fe原料，通过真空电弧熔炼得到钛合金铸锭； S2、对所述钛合金铸锭进行真空均匀化退火处理； S3、将真空均匀化退火处理后的钛合金铸锭通过热轧处理制成热轧板材，热轧完成后水冷淬火至室温，再将所述热轧板材通过多道次冷轧处理制成冷轧板材； S4、对所述冷轧板材进行真空固溶热处理，固溶完成后水冷淬火至室温，完成钛合金的制备。 [0016] 作为本发明的进一步说明，在S1中，原料为纯度高于99.95%的纯Ti、纯V和纯Fe，并根据各个元素的质量百分比进行配料。 [0017] 作为本发明的进一步说明，在S1中，真空电弧熔炼重复进行3 5次，每一次熔炼完~成后翻转钛合金铸锭进行下一次熔炼。 [0018] 作为本发明的进一步说明，在S2中，将钛合金铸锭置于真空度高于3×10‑4Pa的真空环境中随炉升温，经1050℃保温10h以上，然后随炉冷却至室温。 [0019] 作为本发明的进一步说明，在S3中，将真空均匀化退火处理后的钛合金铸锭置于‑4真空度高于3×10 Pa的真空环境中随炉升温，经900℃保温30min以上，随后立即使用双辊板带轧机对其进行一道次热轧，变形量为30% 60%，热轧完成后水冷淬火至室温。 ~ [0020] 作为本发明的进一步说明，在S3中，在室温下使用双辊板带轧机对所述热轧板材进行多道次冷轧，每道次的轧辊下压量不超过0.3mm，总变形量为30% 70%。~ [0021] 作为本发明的进一步说明，在S4中，将所述冷轧板材置于真空度高于1×10‑3Pa的真空环境中经800℃ 900℃保温30min，然后水冷淬火至室温。~ [0023] 与现有技术相比，本发明具有以下有益的技术效果：本发明通过合理的成分设计以及制备流程的精细控制，制备得到了屈强比低于 0.6的亚稳β钛合金。该钛合金在塑性变形过程中可以产生边界附着有非同一变体ω相薄层的应力诱发ω相板条和/或孪晶界附着有一薄层ω相的{332}<113>变形孪晶。这种界面附着有薄层ω相的应力诱发ω相板条或{332}<113>变形孪晶具有非常强的阻碍位错运动的能力，可以大幅提高相应合金的加工硬化能力和塑性，显著降低合金的屈强比。所提供的钛合金在屈服强度不超过460MPa的情况下，抗拉强度达到690MPa以上，断裂延伸率达到36%以上，屈强比低于0.6，并且在最佳成分配比条件下可将其屈强比进一步降低至0.51，适用于制造新型航空飞行器用冷成形高强度部件。 附图说明 [0025] 图2为本发明实施例1、2及对比例3中制备得到的钛合金的室温拉伸工程应力‑工程应变曲线图。 [0026] 图3为本发明实施例1、2及对比例3中制备得到的钛合金的变形组织电子背散射衍射图。 [0027] 图4为本发明实施例1、2及对比例3中制备得到的钛合金的变形组织中变形带的电子背散射衍射图。 具体实施方式[0028] 下面将结合本发明实施例中的附图，对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。 [0029] 本发明针对现有亚稳β钛合金屈强比偏高的问题，提供一种屈强比低于0.6的亚稳β钛合金，钛合金的组成元素及质量百分比为：78% 82%Ti，18% 20%V，0.5% 1%Fe，0.03%~ ~ ~ ~0.08%O，余量为不可避免的杂质元素。 [0030] 具体的，上述钛合金中，Ti元素的质量百分数例如可以为78%、79%、80%、81%、82%，或者上述两个数值之间的任意点值等；V元素的质量百分数例如可以为18%、19%、20%，或者上述两个数值之间的任意点值等；Fe元素的质量百分数例如可以为0.5%、0.6%、0.7%、0.8%、0.9%、1%，或者上述两个数值之间的任意点值等；O元素的质量百分数例如可以为0.03%、 0.04%、0.05%、0.06%、0.07%、0.08%，或者上述两个数值之间的任意点值等。 [0031] 进一步的，上述钛合金中Ti元素和V元素的质量百分数之比在4 4.5范围内，例如~可以为4、4.1、4.2、4.3、4.4、4.5，或者上述两个数值之间的任意点值等；且V元素质量百分数的0.67倍与Fe元素质量百分数的2.9倍之和在13.6% 16.3%范围内，例如可以为13.6%、~ 14%、15%、16%、16.3%，或者上述两个数值之间的任意点值等，以保证该钛合金在固溶淬火后能获得100%的稳定性较低的β相，且β相特定方向上的剪切模量处于合适的范围，使得该钛合金在塑性变形过程中可以产生大量应力诱发ω相板条和/或{332}<113>变形孪晶。 [0032] 钛合金中V元素和Fe元素的质量百分数之比在18 35范围内，例如可以为18、20、~23、25、27、30、32、35，或者上述两个数值之间的任意点值等，以保证该钛合金在塑性变形过程中产生的应力诱发ω相板条或{332}<113>变形孪晶的边界上会形成薄层ω相，从而产生非常强的阻碍位错运动的能力，进而使该钛合金呈现出非常强的加工硬化能力。 [0033] 钛合金中Fe元素和O元素的质量百分数之和不高于1.05%，例如可以为0.53%、0.6%、0.7%、0.8%、0.9%、1%、1.05%，或者上述两个数值之间的任意点值等，以保证该钛合金呈现足够低的屈服强度，从而易于冷变形和获得低屈强比。 [0034] 钛合金中间隙型杂质元素H、N、C的质量百分比分别低于0.004%、0.015%、0.02%，以保证该钛合金在发生应力诱发β→ω相变或{332}<113>孪生时所涉及的原子运动不被间隙杂质原子完全阻碍住。 [0035] 上述的屈强比低于0.6的亚稳β钛合金的制备方法，包括如下步骤：S1、按照上述的钛合金的组成元素及质量百分比称取纯Ti、纯V和纯Fe原料，通过真空电弧熔炼得到钛合金铸锭。 [0036] 在S1中，原料为纯度高于99.95%的纯Ti、纯V和纯Fe，并根据各个元素的质量百分比进行配料。真空电弧熔炼重复进行3 5次，每一次熔炼完成后翻转钛合金铸锭进行下一次~熔炼。 [0037] S2、对钛合金铸锭进行真空均匀化退火处理。 [0038] 在S2中，将钛合金铸锭置于真空度高于3×10‑4Pa的真空环境中随炉升温，经1050℃保温10h以上，然后随炉冷却至室温。 [0039] S3、将真空均匀化退火处理后的钛合金铸锭通过热轧处理制成热轧板材，热轧完成后水冷淬火至室温，再将热轧板材通过多道次冷轧处理制成冷轧板材。 [0040] 在S3中，将真空均匀化退火处理后的钛合金铸锭置于真空度高于3×10‑4Pa的真空环境中随炉升温，经900℃保温30min以上，随后立即使用双辊板带轧机对其进行一道次热轧，变形量为30% 60%，热轧完成后水冷淬火至室温。在室温下使用双辊板带轧机对热轧板~材进行多道次冷轧，每道次的轧辊下压量不超过0.3mm，总变形量为30% 70%。 ~ [0041] S4、对冷轧板材进行真空固溶热处理，固溶完成后水冷淬火至室温，完成钛合金的制备。 [0042] 在S4中，将冷轧板材置于真空度高于1×10‑3Pa的真空环境中经800℃ 900℃保温~30min，然后水冷淬火至室温。 [0043] 经过步骤S4的真空固溶热处理后，钛合金材料的微观组织为平均晶粒尺寸在80μm150μm范围内的等轴β晶粒组织。 ~ [0044] 下面结合具体的实施例进行说明:实施例1 [0045] 本实施例提供的屈强比低于0.6的亚稳β钛合金的主要组成元素及质量百分比为：80.4%Ti，18.95%V，0.58%Fe，0.036%O，0.0023%H，0.011%N，0.02%C，余量为不可避免的杂质元素。 [0046] 该种钛合金的制备过程包括以下步骤：S1、以纯度为99.995%的高纯Ti、纯度为99.95%的高纯V和纯度为99.95%的高纯Fe为原料，在真空电弧熔炼炉中进行熔炼，熔炼共重复进行5次，每一次熔炼完成后翻转钛合金铸锭进行下一次熔炼； ‑4 S2、将钛合金铸锭封入玻璃管，玻璃管的真空度为3.5×10 Pa，将封管后的钛合金铸锭置于电阻炉中，先随炉升温至1050℃，在该温度下保温进行12h的真空均匀化退火处理，然后随炉冷却至室温； S3、将装有真空均匀化退火处理后的钛合金铸锭的玻璃管置于电阻炉中，先随炉升温至900℃，在该温度下保温30min，然后迅速砸碎玻璃管，使用双辊板带轧机对钛合金铸锭进行一道次热轧，总变形量为53.8%，热轧完成后水冷淬火至室温。再使用双辊板带轧机在室温下对热轧处理后的钛合金板材进行多道次冷轧，每道次的轧辊下压量为0.3mm，总变形量为64.7%； ‑3 S4、将冷轧处理后的钛合金板材封入玻璃管，玻璃管的真空度为1×10 Pa，将封管后的钛合金板材置于电阻炉中，经830℃保温30min，然后水冷淬火至室温。 [0047] 采用扫描电子显微镜表征了本实施例中制备的钛合金的初始组织，结果如附图1所示。结果表明，本实施例中制备的钛合金的初始组织为平均晶粒尺寸为102.7±0.9μm的等轴β晶粒组织。 [0048] 根据GB/T 228.1–2010《金属材料 拉伸试验 第1部分：室温试验方法》对本实施例中制备的钛合金的力学性能进行测试，其工程应力‑工程应变曲线如附图2所示。结果表明，合金的上屈服强度为401±33MPa，下屈服强度为367±14MPa，抗拉强度为713±1MPa，断裂延伸率为41±8%，屈强比为0.51。 [0049] 采用扫描电子显微镜的电子背散射衍射表征了本实施例中制备的钛合金的变形组织，如附图3所示。结果表明，该合金的主导变形机制为应力诱发β→ω相变、{332}<113>孪生和位错滑移。 [0050] 采用扫描电子显微镜的电子背散射衍射表征了本实施例中制备的钛合金的变形组织中的变形带，如附图4所示。结果表明，该合金在塑性变形过程中形成的应力诱发ω相板条的边界附着有一薄层ω相，该ω相与内部应力诱发ω相板条属于不同的变体。实施例2 [0051] 本实施例提供的屈强比低于0.6的亚稳β钛合金的主要组成元素及质量百分比为：79.61%Ti，19.35%V，0.94%Fe，0.07%O，0.0011%H，0.007%N，0.014%C，余量为不可避免的杂质元素。 [0052] 该种钛合金的制备过程包括以下步骤：S1、以纯度为99.995%的高纯Ti、纯度为99.95%的高纯V和纯度为99.95%的高纯Fe为原料，在真空电弧熔炼炉中进行熔炼，熔炼共重复进行5次，每一次熔炼完成后翻转钛合金铸锭进行下一次熔炼； ‑4 S2、将钛合金铸锭封入玻璃管，玻璃管的真空度为3.5×10 Pa，将封管后的钛合金铸锭置于电阻炉中，先随炉升温至1050℃，在该温度下保温进行12h的真空均匀化退火处理，然后随炉冷却至室温； S3、将装有真空均匀化退火处理后的钛合金铸锭的玻璃管置于电阻炉中，先随炉升温至900℃，在该温度下保温30min，然后迅速砸碎玻璃管，使用双辊板带轧机对钛合金铸锭进行一道次热轧，总变形量为39.7%，热轧完成后水冷淬火至室温。再使用双辊板带轧机在室温下对热轧处理后的钛合金板材进行多道次冷轧，每道次的轧辊下压量为0.3mm，总变形量为67.4%； ‑3 S4、将冷轧处理后的钛合金板材封入玻璃管，玻璃管的真空度为1×10 Pa，将封管后的合金板材置于电阻炉中，经830℃保温30min，然后水冷淬火至室温。 [0053] 采用扫描电子显微镜表征了本实施例中制备的钛合金的初始组织，结果如附图1所示。结果表明，本实施例中制备的钛合金的初始组织为平均晶粒尺寸为105.5±2.3μm的等轴β晶粒组织。 [0054] 根据GB/T 228.1–2010《金属材料 拉伸试验 第1部分：室温试验方法》对本实施例中制备的钛合金的力学性能进行测试，其工程应力‑工程应变曲线如附图2所示。结果表明，合金的上屈服强度为456±57MPa，下屈服强度为398±31MPa，抗拉强度为696±16MPa，断裂延伸率为38±2%，屈强比为0.57。 [0055] 采用扫描电子显微镜的电子背散射衍射表征了本实施例中制备的钛合金的变形组织，如附图3所示。结果表明，该合金的主导变形机制为{332}<113>孪生和位错滑移。 [0056] 采用扫描电子显微镜的电子背散射衍射表征了本实施例中制备的钛合金的变形组织中的变形带，如附图4所示。结果表明，该合金在塑性变形过程中形成的{332}<113>变形孪晶的边界附着有一薄层ω相。 [0057] 对比例3本对比例提供的亚稳β钛合金的主要组成元素及质量百分比为：76.83%Ti，21.34%V，1.75%Al，0.005%Fe，0.044%O，0.003%H，0.008%N，0.019%C，余量为不可避免的杂质元素。 [0058] 该种钛合金的制备过程包括以下步骤：S1、以纯度为99.995%的高纯Ti、纯度为99.95%的高纯V和纯度为99.95%的高纯Al为原料，在真空电弧熔炼炉中进行熔炼，熔炼共重复进行5次，每一次熔炼完成后翻转钛合金铸锭进行下一次熔炼； ‑4 S2、将钛合金铸锭封入玻璃管，玻璃管的真空度为3.5×10 Pa，将封管后的钛合金铸锭置于电阻炉中，先随炉升温至1050℃，在该温度下保温进行12h的真空均匀化退火处理，然后随炉冷却至室温； S3、将装有真空均匀化退火处理后的钛合金铸锭的玻璃管置于电阻炉中，先随炉升温至900℃，在该温度下保温30min，然后迅速砸碎玻璃管，使用双辊板带轧机对钛合金铸锭进行一道次热轧，总变形量为43.5%，热轧完成后水冷淬火至室温。再使用双辊板带轧机在室温下对热轧处理后的钛合金板材进行多道次冷轧，每道次的轧辊下压量为0.3mm，总变形量为62.2%； ‑3 S4、将冷轧处理后的钛合金板材封入玻璃管，玻璃管的真空度为1×10 Pa，将封管后的钛合金板材置于电阻炉中，经860℃保温30min，然后水冷淬火至室温。 [0059] 采用扫描电子显微镜表征了本对比例中制备的钛合金的初始组织，结果如附图1所示。结果表明，本对比例中制备的钛合金的初始组织为平均晶粒尺寸为104.7±1μm的等轴β晶粒组织。 [0060] 根据GB/T 228.1–2010《金属材料 拉伸试验 第1部分：室温试验方法》对本对比例中制备的钛合金的力学性能进行测试，其工程应力‑工程应变曲线如附图2所示。结果表明，合金的屈服强度为462±8MPa，抗拉强度为590±1MPa，断裂延伸率为40±3%，屈强比为0.78。 [0061] 采用扫描电子显微镜的电子背散射衍射表征了本对比例中制备的钛合金的变形组织，如附图3所示。结果表明，该合金的主导变形机制为{332}<113>孪生和位错滑移。 [0062] 采用扫描电子显微镜的电子背散射衍射表征了本对比例中制备的钛合金的变形组织中的变形带，如附图4所示。结果表明，该合金在塑性变形过程中形成的{332}<113>变形孪晶的边界上只含有少量α”相，不存在ω相薄层。 [0063] 相较于实施例1和实施例2，尽管采用了相同的制备流程，但是该对比例所提供的钛合金成分超出了本专利申请保护的范围，这导致相应合金在塑性变形过程中形成的{332}<113>变形孪晶的边界上无法形成ω相薄层，因此该种孪晶只能提供有限的加工硬化能力，进而导致合金的屈强比明显偏高。 [0064] 需要说明的是，在本文中，诸如术语“包括”、“包含”或者其任何其他变体意在涵盖非排他性的包含，从而使得包括一系列要素的过程、方法、物品或者设备不仅包括那些要素，而且还包括没有明确列出的其他要素，或者是还包括为这种过程、方法、物品或者设备所固有的要素。 [0065] 尽管已经示出和描述了本发明的实施例，对于本领域的普通技术人员而言，可以理解在不脱离本发明的原理和精神的情况下可以对这些实施例进行多种变化、修改、替换和变型，本发明的范围由所附权利要求及其等同物限定。 |
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