更 低的层错能。优选地，本发明中钛合金层错能不高于200mJ/m 2,在材料加工变形中大量出现 孪晶，孪生机制对晶粒细化产生明显作用；而常规成分的β型钛合金层错能较高，变形过 程很难有孪生现象出现。
[0038] 并且，本发明中通过合金成分优化设计使应力诱发马氏体α "相得到抑制；尤其 是，本发明钛合金系在冷加工过程孪生机制占主导地位，随着冷加工进行，晶粒不断得到细 化，而且塑性也不会降低。
[0039] 本发明钛合金的强度和塑性达到良好匹配，其中超细晶钛合金或纳米晶钛合金的 抗拉强度G b不低于l〇〇〇MPa、屈服强度σ α2不低于900MPa、延伸率δ 5不低于11%、断面 收缩率φ不低于70%。
[0040] 本发明还提供一种超细晶钛合金或纳米晶钛合金的制备方法，经上述成分优化设 计的钛合金优选采用低成本的热加工及冷加工步骤制备获得，优选地实施方式包括如下步 骤：
[0041] (1)将合金原料按照比例配比，压制成电极，
[0042] (2)将合金电极进行熔炼，优选使用真空自耗电弧炉，
[0043] (3)熔炼完成后，均匀化处理，得到化学成分均匀的铸锭，
[0044] (4)将均匀化处理后的铸锭热处理，获得均匀等轴细晶，优选地，获得1 μ m~5 μ m 的均匀等轴细晶，
[0045] (5)对等轴细晶在合适温度下进行固溶处理，获得亚稳定状态的合金，
[0046] (6)将前述的坯料进行冷加工，优选为冷乳、冷锻或冷拔，
[0047] (7)将冷加工后的坯料进行时效处理，组织仍保持超细晶/纳米晶。
[0048] 进一步地，熔炼完成后，在900°C~1100°C均匀化处理20h~30h。
[0049] 进一步地，铸锭在800°C~1050°C优选900°C~950°C开坯、随后800°C~950°C锻 造，获得1 μ m~5 μ m的均匀等轴细晶。
[0050] 进一步地，上述固溶处理在800°C~900°C保温30min~120min后淬火。
[0051] 进一步地，当冷加工的变形率为40 %~50 %，获得平均晶粒尺寸为IOOnm~300nm 的超细晶；当冷加工的变形率大于50%时，获得平均晶粒尺寸小于IOOnm的纳米晶。
[0052] 值得注意的是，随冷加工变形率的增加，晶粒变形诱发大角度晶界增多，原始晶粒 被分为若干个小晶粒，亚晶粒继续被分割，使得晶粒尺寸不断减小。
[0053] 进一步地，时效处理是在450°C~650°C时效处理IOmin~90min，优选冷却方式为 空冷。
[0054] 优选地，本发明合金系发生充分再结晶的温度为800°C，选择在800°C~950°C锻 造可使热加工组织不断通过动态再结晶细化晶粒，得到1 μ m~5 μ m的均匀等轴细晶，为超 细晶/纳米晶的制备奠定良好基础；若热加工温度低于800°C，则易形成变形织构，反而易 造成晶粒反常长大，形成粗大组织，难以再制备大尺寸、均匀的超细晶/纳米晶。
[0055] 优选地，固溶处理温度选择800°C~900°C保温30min~120min后淬火。一方面， 合金经固溶后发生了充分再结晶，经充分再结晶固溶后的本发明合金即使经过不同程度冷 变形仍具有优良塑性，而低于该温度则冷变形合金塑性较低；另一方面，低于800°C未发生 充分再结晶或高于900°C再结晶晶粒长大，这两种情况都不利于后期形成均匀的超细晶/ 纳米晶。
[0056] 与现有技术相比，本发明具有以下有益效果：
[0057] 1、本发明仅通过Nb、O元素含量的合理匹配，能够很容易获得良好的显微组织结 构，从而可以采用常规加工方法获得兼具高强度和高塑性的超细晶钛合金或纳米晶钛合 金；进一步地，开创性地建立了钛合金屈服强度σ ^ 2与Nb、O重量百分数的函数关系，实现 了基于应用性能指标的要求设计Ti-Nb-O系成分，同时实现了基于Ti-Nb-O系钛合金的成 分预测其屈服强度，为钛合金成分优化设计提供了新的思路和方法。该钛合金使得利用常 规加工获得大尺寸超细晶钛合金或纳米晶钛合金成为可能。
[0058] 2、经过成份优化设计，β相稳定元素 Nb、Mo和V含量以及[Mo] 获均处于最佳 临界成分，进一步确保钛合金相成分主要为β相，合金类型为亚稳定β型钛合金，使孪生 机制在加工变形过程发挥作用，充分细化晶粒，获得超细晶/纳米晶；同时，作为α相稳定 元素的A1、0 Zr、Sn以及[Al]Si获得最佳临界成分，确保钛合金保持较高强度和良好的基 体塑性，获得强度和塑性的良好匹配。
[0059] 3、本发明获得的超细晶钛合金或纳米晶钛合金的抗拉强度〇b不低于l〇〇〇MPa、屈 服强度G tl 2不低于900MPa、延伸率δ 5不低于11 %、断面收缩率Φ不低于70%。
[0060] 4、本发明经成分优化设计的钛合金较常规钛合金具有更低的层错能，由于本发明 中钛合金层错能不高于200mJ/m 2,在材料加工变形中孪晶大量出现，孪生机制对晶粒细化 产生明显的主导作用；而常规成分的β型钛合金层错能较高，变形过程很难有孪生现象出 现。
[0061] 5、本发明的钛合金组份经优化设计后可实现低成本制备，其制备工艺中不必借助 等径角挤压、高压扭转、叠轧等复杂不易控制的变形工艺，即可获得大尺寸的稳定的超细晶 钛合金或纳米晶钛合金，其宽度达到300mm~1500m、长度可达到Im以上，突破了现有技 术制备大尺寸超细晶钛合金或纳米晶钛合金纳米的局限性，降低了工艺控制难度及制造成 本，提高了生产效率，具有广阔的应用前景。
【附图说明】
[0062] 图1是本发明热加工钛合金中的孪晶组织；
[0063] 图2是本发明热加工后钛合金获得的均匀等轴细晶组织；
[0064] 图3是本发明66. 7 %冷加工的钛合金中的孪晶组织；
[0065] 图4是本发明实施例17的钛合金66. 7%冷加工后的XRD图；
[0066] 图5是本发明Ti-Nb-O三元钛合金〇。.2与Nb、O重量百分数的函数模型。
【具体实施方式】
[0067] 下面结合附图和具体实施例对本发明优选方案进行描述，但是应当理解，这些描 述只是为进一步说明本发明的特征和优点，而不是对本发明权利要求的限制。
[0068] 实施例1~实施例16的Ti-Nb-O合金名义成分参见表1。
[0069] 按表1所示成分（重量百分比，wt%)配置合金，选用原材料，配料后压制成电极， 用真空自耗电弧炉熔炼多次得到合金铸锭。铸锭在900°C~1100°C均匀化处理20h~30h， 制备出化学成分均匀的铸锭。在900°C~950°C开坯锻造，并在800°C~950°C多火次锻造， 以细化组织，最后锻成δ 40mm板还，板还在800°C热乳至δ 6mm，并在850°C固溶处理。固溶 处理后板材经不同加工率冷变形及450°C~650°C时效处理IOmin~90min，空冷后得到的 钛合金板材晶粒尺寸、拉伸性能见表1。
[0070] 实施例17~实施例40的合金名义成分参见表2。
[0071] 按表2所示成分（重量百分比，wt% )配置合金，选用原材料，配料后压制成电极， 用真空自耗电弧炉熔炼多次得到合金铸锭。铸锭在900°C~1100°C均匀化处理20h~30h， 制备出化学成分均匀的铸锭。在900°C~950°C开坯锻造，并在800°C~950°C锻造，以细化 组织，最后锻成δ 40mm板还，板还在800°C热乳至δ 6mm，并在850°C固溶处理。固溶处理后 板材经不同加工率冷变形及450°C~650°C时效处理IOmin~90min，空冷后得到的钛合金 板材晶粒尺寸、拉伸性能见表2。
[0072] 图1所示为本发明实施例热加工钛合金显微组织，其中，钛合金晶粒内的孪晶清 晰可见，且孪晶组织具有一定取向，孪晶片间距约为20nm~50nm，孪晶界处聚集形成位错 缠结，孪晶结合位错机制起到良好的碎化晶粒作用，并且在动态再结晶作用下，获得图2所 示的约I ym~5 μπι均匀等轴细晶组织；所制备的具有均匀等轴细晶的钛合金通过固溶、 冷加工后在孪晶碎化机制的主导作用下获得超细晶钛合金或纳米晶钛合金，图3所示为实 施例中经66. 7%冷加工后钛合金中的孪晶组织，其孪晶组织具有一定取向，与热加工的钛 合金相比，出现间距更小的孪晶组织，其孪晶片间距约为5nm~30nm，孪晶界处仍然聚集有 位错缠结，表明冷加工变形后孪晶碎化；图4所示为本发明实施例17的钛合金66. 7%冷加 工后的XRD图，根据谢乐公式，估算出钛合金66. 7%冷加工后的平均晶粒（亚晶）尺寸约 13nm;经XRD相成分测试其相成分主要为β相，且含有不高于5Vol%的应力诱发马氏体α "相；优选地，在[Al] 较高时，含有不高于2Vol %的应力诱发马氏体α "相。