CN112662971B - 一种具有梯度结构的高强twip钛合金及其热轧方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开的一种具有梯度结构的高强TWIP钛合金及其热轧方法，将合金在马弗炉中1000～1200℃下的β单相区保温1～2h，然后淬火至室温获得均匀的β相，将得到的合金再次升温至相变点以上，并且保温10‑20min后进行轧制，最后将轧制得到的板材在780～800℃之间保温5～20min后淬火至室温，得到具有梯度组织的单相TWIP钛合金；通过上述方法制备的梯度结构TWIP钛合金，可以分别获得屈服强度720MPa，抗拉强度801MPa，断裂延伸率34.5％和屈服强度900MPa，抗拉强度1100MPa，断裂延伸率23.5％的不同强塑性组合，具有优异的力学性能。

Description

一种具有梯度结构的高强TWIP钛合金及其热轧方法

技术领域

本发明属于金属材料领域，特别是一种具有梯度结构的高强TWIP钛合金及其热轧方法。

背景技术

钛合金被誉为现代金属，其比强度位于金属材料之首，在众多领域都获得了广泛的工程应用。与β单相和α+β两相钛合金相比，亚稳态β钛合金表现出更好的淬硬性，不仅具有塑性、强度、疲劳抗力的良好匹配和优异的变形加工性能，还具有较高的抗腐蚀性能，因而拥有诱人的应用前景。通过调控亚稳态β钛合金的相稳定性，可以使其发生TWIP(孪生诱发塑性)和TRIP(相变诱导塑性)两种变形机制，从而呈现出独特的力学性能。基于这种设计方法，科研人员开发出了一系列TWIP/TRIP钛合金，如Ti-10V-2Fe-3Al、Ti-12Mo、Ti-9Mo-6W等。TWIP/TRIP钛合金在塑性变形过程中，应力诱导马氏体、应力诱导孪晶这两种变形机制均可以显著提升合金的加工硬化率和塑性，导致其冷加工成型工艺好，可以在室温下经受大变形而不开裂，降低热机械加工的能源消耗和材料的耗损。

在石油化工管道、油井钻杆等领域，马氏体不锈钢、超级马氏体不锈钢等钢铁材料使用极其广泛，但是其抗硫化物应力开裂或应力腐蚀开裂性能极差，在应用过程中经常出现因腐蚀开裂而引起的失效事故，给国民经济造成了极大的损失。相较于不锈钢材料，钛合金除了具有高的比强度，还具有极强的CO₂+H₂S+Cl^-腐蚀抗力。同时，钛合金在船舶、海水淡化工业可以作为热交换器和冷凝管道，有效弥补了白铜管道中出现的局部腐蚀和点蚀等缺陷，并具有良好的热传输效应。实际上，单相亚稳态β钛合金的腐蚀抗力优于α+β钛合金和热处理时效强化钛合金。

上述特点都使得亚稳态β钛合金成为耐高压、耐腐蚀材料最热门选择材料。然而，应力诱导马氏体和应力诱导孪晶变形机制开动应力较低，导致合金屈服强度较低。因此，TWIP或TRIP钛合金的屈服强度很难得到进一步的提升，严重阻碍了亚稳态β钛合金的进一步发展。一般来说，多元合金元素强化和细晶强化是提升合金屈服强度并保持较好延伸率的两种策略。加入多种合金元素，可以增加晶格畸变从而增大内应力场，阻碍应力诱导马氏体、机械孪晶和位错等变形机制的开动应力。但是，这种方法需要在合金基体中加入较多的合金元素，特别是对于亚稳态β钛合金来说，需要加入较多稳定β相的元素，例如Mo、V、Nb等昂贵的元素，使得合金成本显著提升。另一方面，细化晶粒可以提升合金的屈服强度，并保持较好的延伸率。但钛合金的原子扩散速率极大，晶粒生长速率很快，很难将单相固溶亚稳态β钛合金晶粒细化到微米甚至亚微米级别。因此，如何调控亚稳态β钛合金的组分与结构，通过提升激活TWIP或TRIP效应的临界应力，来提高其屈服强度且不损失甚至提高延伸率是目前亟需解决的关键问题。

发明内容

针对现有钛合金屈服强度低的问题，本发明提供一种具有梯度结构的高强TWIP钛合金及其热轧方法，该方法能够合理利用小晶粒对TWIP变形机制的抑制以及大晶粒对TWIP变形机制的促进作用，通过调控异质结构来改变TWIP变形机制的开动以提高屈服强度，同时提高合金的应变强化能力，保持较高的断裂延伸率。

本发明是通过以下技术方案来实现：

一种具有梯度结构的高强TWIP钛合金，所述梯度结构截面两边为完全再结晶的β晶粒，截面的中间为未完全再结晶的β晶粒或部分再结晶的β晶粒，未完全再结晶的β晶粒或部分再结晶的β晶粒中包含亚晶界。

优选的，所述未完全再结晶的β晶粒和部分再结晶的β晶粒的晶粒尺寸大于完全再结晶的β晶粒的晶粒尺寸。

优选的，所述完全再结晶的β晶粒尺寸为10～100μm。

优选的，所述未完全再结晶的β晶粒和部分再结晶的β晶粒的晶粒尺寸100～300μm。

优选的，所述完全再结晶的β晶粒为等轴晶粒。

优选的，所述未完全再结晶的β晶粒和部分再结晶的β晶粒中亚晶界的占比为40-80％。

一种具有梯度结构的高强TWIP钛合金的热轧方法，包括以下步骤：

步骤1、将钛合金在1000～1200℃下的β单相区保温1～2h，然后淬火至室温获得均匀的β相；

步骤2、将步骤1得到的钛合金再次升温至相变点以上温度，并且保温10-20min；

步骤3、对步骤2保温后的钛合金采用跨β轧制方法进行轧制，单道次压下量为4～10％的轧制变形，总轧制压下量为70～90％；

步骤4、将步骤3得到的钛合金在相变点以上温度保温5～20min后淬火至室温，得到具有梯度结构的高强TWIP钛合金。

优选的，步骤2中，钛合金轧制变形后至回炉保温，其时间间隔小于2min。

优选的，步骤4中保温5-9min，梯度结构截面中间形成拉长的未完全再结晶的β晶粒。

优选的，步骤4中保温10-20min，梯度结构截面中间形成部分再结晶的β晶粒。

与现有技术相比，本发明具有以下有益的技术效果：

本发明提供的梯度结构的高强TWIP钛合金，充分利用梯度结构调控TWIP变形机制的抑制和开动，显著提高了合金的屈服强度，同时，软硬不同的梯度结构能够协调界面两侧的变形，避免应力集中，因此合金也保持了较高的断裂延伸率。其性能远远优于同类型的均匀等轴晶材料力学性能，可以获得屈服强度720MPa，34.5％的断裂延伸率，以及屈服强度900MPa，23.5％的性能组合。

本发明提供的一种具有梯度结构的高强TWIP钛合金的热轧方法，选择在单相区热轧，可以获取不同的强塑性匹配。热轧后经过简单的固溶处理，在样品截面(RD面)两边保留了一定含量细小的等轴β状晶粒，同时在样品中间部位，又产生了拉长、粗大部分再结晶β晶粒。细小的等轴β晶粒对TWIP变形机制具有抑制作用，表现为硬化区；而拉长、粗大的β晶粒对TWIP变形机制具有促进作用。硬化区提供较高的屈服强度，软化区产生良好的塑性变形能力，从而获取强度和塑性的良好匹配。硬化区和软化区在塑性变形过程中变形不均匀，为保持变形的连续性，会在梯度结构的界面处产生背应力，背应力可以同时提高合金的加工硬化能力和应变强化能力，从而使合金表现出较好的强度和塑性组合。本方法制备的合金，梯度结构细晶粒区尺寸较小且均匀，中间拉长、粗大部分再结晶的β晶粒可避免局部应力集中及过早开裂，因而在得到较高屈服强度的同时保持优异的塑性。

附图说明

图1是本发明实施例1的梯度结构钛合金金相组织照片；

图2是本发明实施例1的梯度结构钛合金EBSD、大小晶界统计图；

图3是本发明实施例1的梯度结构钛合金与对比例1、对比例2的工程应变-工程应力拉伸曲线图；

图4是本发明实施例2的梯度结构钛合金金相组织照片；

图5是本发明实施例2的梯度结构钛合金EBSD、晶粒尺寸统计图；

图6是本发明实施例2的梯度结构钛合金与对比例1、对比例2的工程应变-工程应力拉伸曲线图；

图7是本发明实施例1、实施例2梯度结构钛合金与传统均匀等轴晶TRIP/TWIP亚稳态β钛合金性能对比统计图。

具体实施方式

下面结合附图对本发明做进一步的详细说明，所述是对本发明的解释而不是限定。

一种具有梯度结构的高强TWIP钛合金的热轧方法，包括以下步骤：

步骤1、将钛合金在马弗炉中1000～1200℃下的β单相区保温1～2h，然后淬火至室温获得均匀的β相；

步骤2、将步骤1得到的合金再次升温至相变点以上温度，并且保温10-20min后进行轧制。

相变点温度为765±5℃，升温温度为相变点温度至相变点温度以上50℃，升温温度为765-815℃。

步骤3、对步骤2得到的钛合金采用跨β轧制，单道次压下量为4～10％的轧制变形，每经过1～2道次轧制后，温度低于相变点温度后将钛合金升温至相变点以上温度重新保温1～5min，直至合金总轧制压下量为70～90％。

步骤4、将步骤3得到的钛合金轧板在相变点以上温度保温5～20min后淬火至室温，得到具有梯度结构的高强TWIP钛合金。

相变点以上温度为780～800℃。

当保温5-9min，梯度结构截面中间形成拉长的未完全再结晶的β晶粒。

当保温10-20min，梯度结构截面中间形成粗大的部分再结晶的β晶粒。

根据上述方法得到的具有梯度结构的高强TWIP钛合金，梯度结构截面两边为细小的完全再结晶的β晶粒，截面的中间为拉长的未完全再结晶的β晶粒或粗大的部分再结晶的β晶粒，未完全再结晶的β晶粒或部分再结晶的β晶粒中包含大量的亚晶界。

所述梯度结构截面为RD截面或TD截面。

所述完全再结晶的β晶粒尺寸为10～100μm，完全再结晶β晶粒为等轴晶粒，未完全再结晶β晶粒和部分再结晶的β晶粒的晶粒尺寸为100～300μm。

所述未完全再结晶的β晶粒和部分再结晶的β晶粒中亚晶界的占比为40-80％，当截面的中部为未完全再结晶的β晶粒，亚晶界的占比为65-80％，当截面的中部为部分再结晶的β晶粒，亚晶界的占比为40-64％。

实施例1：

一种具有梯度结构的高强TWIP钛合金的热轧方法，包括以下步骤：

步骤1、将8mm厚的Ti-Al-Mo-Cr-Zr亚稳态β钛合金板材在马弗炉中1000℃下保温60min，然后淬火至室温；

Ti-Al-Mo-Cr-Zr亚稳态β钛合金成分为1.5～2.5％的Al，7～8％的Mo，3～4％的Cr，6～7％的Zr，余量为Ti及其他一些不可避免的杂质。

步骤2、将8mm厚的Ti-Al-Mo-Cr-Zr亚稳态β钛合金板材在马弗炉中765℃下保温10min；

步骤3、取出进行轧制，单道次压下量为4％，每两道次轧制后试样回炉在765℃下保温1min，总轧制压下率为70％。

步骤4、将轧制后的将试样立即放入马弗炉中，在780℃下保温5min，然后淬火到室温，即可得到梯度结构的高强亚稳态β钛合金。

根据上述方法得到的具有梯度结构的高强TWIP钛合金，梯度结构截面两边为细小的完全再结晶的β晶粒，截面的中间为拉长的未完全再结晶的β晶粒，未完全再结晶的β晶粒中包含大量的亚晶界，亚晶界的占比为65％。完全再结晶的β晶粒为等轴晶粒，其平均晶粒尺寸为50μm。

实施例2：

一种具有梯度结构的高强TWIP钛合金的热轧方法，包括以下步骤：

步骤1、将8mm厚的Ti-Al-Mo-Cr-Zr亚稳态β钛合金板材在马弗炉中1100℃下保温90min，然后淬火至室温；

Ti-Al-Mo-Cr-Zr亚稳态β钛合金成分为1.5～2.5％的Al，7～8％的Mo，3～4％的Cr，6～7％的Zr，余量为Ti及其他一些不可避免的杂质。

步骤2、将8mm厚的Ti-Al-Mo-Cr-Zr亚稳态β钛合金板材在马弗炉中790℃下保温15min；

步骤3、取出进行轧制，单道次压下量为7％，每两道次轧制后试样回炉在765℃下保温2min，总轧制压下率为80％。

步骤4、将轧制后的将试样立即放入马弗炉中，在790℃下保温7min，然后淬火到室温，即可得到梯度结构的高强亚稳态β钛合金。

根据上述方法得到的具有梯度结构的高强TWIP钛合金，梯度结构截面两边为细小的完全再结晶的β晶粒，截面的中间为拉长的未完全再结晶的β晶粒，未完全再结晶的β晶粒中包含大量的亚晶界，亚晶界的占比为72％，完全再结晶的β晶粒的平均晶粒尺寸为60μm。

实施例3：

一种具有梯度结构的高强TWIP钛合金的热轧方法，包括以下步骤：

步骤1、将8mm厚的Ti-Al-Mo-Cr-Zr亚稳态β钛合金板材在马弗炉中1200℃下保温120min，然后淬火至室温；

Ti-Al-Mo-Cr-Zr亚稳态β钛合金成分为1.5～2.5％的Al，7～8％的Mo，3～4％的Cr，6～7％的Zr，余量为Ti及其他一些不可避免的杂质。

步骤2、将8mm厚的Ti-Al-Mo-Cr-Zr亚稳态β钛合金板材在马弗炉中815℃下保温20min；

步骤3、取出进行轧制，单道次压下量为10％，每两道次轧制后试样回炉在765℃下保温5min，总轧制压下率为90％。

步骤4、将轧制后的将试样立即放入马弗炉中，在800℃下保温9min，然后淬火到室温，即可得到梯度结构的高强亚稳态β钛合金。

根据上述方法得到的具有梯度结构的高强TWIP钛合金，梯度结构截面两边为细小的完全再结晶的β晶粒，截面的中间为拉长的未完全再结晶的β晶粒，未完全再结晶的β晶粒中包含大量的亚晶界，亚晶界的占比为80％，完全再结晶的β晶粒的平均晶粒尺寸为100μm。

实施例4：

一种具有梯度结构的高强TWIP钛合金的热轧方法，包括以下步骤：

步骤1、将8mm厚的Ti-Al-Mo-Cr-Zr亚稳态β钛合金板材在马弗炉中1000℃下保温60min，然后淬火至室温；

步骤2、将8mm厚的Ti-Al-Mo-Cr-Zr亚稳态β钛合金板材在马弗炉中785℃下保温10min；

步骤3、取出进行轧制，单道次压下量为5％，每两道次轧制后试样回炉在785℃下保温1min，总轧制压下率为80％。

步骤4、将轧制后的将试样立即放入马弗炉中，在785℃下保温5min，然后淬火到室温，即可得到梯度结构的高强亚稳态β钛合金。

如图1所示，从图中可以看到金相图中包含细小的等轴β状晶粒，同时在样品中间部位，又产生了拉长的未完全再结晶的β晶粒，进一步放大的EBSD照片显示拉长的未完全再结晶的β晶粒中包含大量的亚晶界，如图2所示；亚晶界和拉长的未完全再结晶的β晶粒中存在的大量亚晶界可以提升TWIP变形机制的开动应力，因此提升了合金的屈服强度。同时，亚晶界在一定程度上允许孪晶、位错的迁移，因此避免了早期局部应力应变的集中，显著提升了合金的塑性。力学性能测试表明该单相亚稳态β钛合金的屈服强度达到720MPa，抗拉强度达到801MPa，断裂延伸率达到34.5％，其拉伸曲线如图3中的实施例1所示，具有优异的强塑性匹配。

实施例5

一种具有梯度结构的高强TWIP钛合金的热轧方法，包括以下步骤：

步骤1、将8mm厚的Ti-Al-Mo-Cr-Zr亚稳态β钛合金板材在马弗炉中1200℃下保温60min，然后淬火至室温；

步骤2、将8mm厚的Ti-Al-Mo-Cr-Zr亚稳β钛合金板材在马弗炉中815℃下保温10min；

步骤3、取出进行轧制，单道次压下量为6％，每两道次轧制后试样回炉在775℃下保温1min，总轧制压下率为80％。

步骤4、将轧制后的将试样立即放入马弗炉中，在785℃下保温10min，然后淬火到室温，即可得到梯度结构的高强亚稳态β钛合金。

根据上述方法得到的具有梯度结构的高强TWIP钛合金，梯度结构截面两边为细小的完全再结晶的β晶粒，截面的中间为粗大的部分再结晶的β晶粒，粗大的部分再结晶的β晶粒中包含大量的亚晶界，亚晶界的占比为40％，部分再结晶的β晶粒的晶粒尺寸100μm，完全再结晶的β晶粒的平均晶粒尺寸为100μm。

实施例6

一种具有梯度结构的高强TWIP钛合金的热轧方法，包括以下步骤：

步骤1、将8mm厚的Ti-Al-Mo-Cr-Zr亚稳态β钛合金板材在马弗炉中1000℃下保温120min，然后淬火至室温；

步骤2、将8mm厚的Ti-Al-Mo-Cr-Zr亚稳β钛合金板材在马弗炉中800℃下保温15min；

步骤3、取出进行轧制，单道次压下量为8％，每两道次轧制后试样回炉在800℃下保温1min，总轧制压下率为80％。

步骤4、将轧制后的将试样立即放入马弗炉中，在800℃下保温15min，然后淬火到室温，即可得到梯度结构的高强亚稳态β钛合金。

根据上述方法得到的具有梯度结构的高强TWIP钛合金，梯度结构截面两边为细小的完全再结晶的β晶粒，截面的中间为粗大的部分再结晶的β晶粒，粗大的部分再结晶的β晶粒中包含大量的亚晶界，亚晶界的占比为58％，部分再结晶的β晶粒的晶粒尺寸200μm，完全再结晶的β晶粒的平均晶粒尺寸为50μm。

实施例7

一种具有梯度结构的高强TWIP钛合金的热轧方法，包括以下步骤：

步骤1、将8mm厚的Ti-Al-Mo-Cr-Zr亚稳态β钛合金板材在马弗炉中1100℃下保温100min，然后淬火至室温；

步骤2、将8mm厚的Ti-Al-Mo-Cr-Zr亚稳β钛合金板材在马弗炉中785℃下保温15min；

步骤3、取出进行轧制，单道次压下量为10％，每两道次轧制后试样回炉在785℃下保温1min，总轧制压下率为90％。

步骤4、将轧制后的将试样立即放入马弗炉中，在785℃下保温20min，然后淬火到室温，即可得到梯度结构的高强亚稳态β钛合金。

根据上述方法得到的具有梯度结构的高强TWIP钛合金，梯度结构截面两边为细小的完全再结晶的β晶粒，截面的中间为粗大的部分再结晶的β晶粒，粗大的部分再结晶的β晶粒中包含大量的亚晶界，亚晶界的占比为64％，部分再结晶的β晶粒的晶粒尺寸300μm，完全再结晶的β晶粒的平均晶粒尺寸为70μm。

实施例8

一种具有梯度结构的高强TWIP钛合金的热轧方法，包括以下步骤：

步骤1、将8mm厚的Ti-Al-Mo-Cr-Zr亚稳态β钛合金板材在马弗炉中1000℃下保温60min，然后淬火至室温；

步骤2、将8mm厚的Ti-Al-Mo-Cr-Zr亚稳β钛合金板材在马弗炉中785℃下保温10min；

步骤3、取出进行轧制，单道次压下量为5％，每两道次轧制后试样回炉在765℃下保温1min，总轧制压下率为80％。

步骤4、将轧制后的将试样立即放入马弗炉中，在785℃下保温10min，然后淬火到室温，即可得到梯度结构的高强亚稳态β钛合金。

如图4所示，从图中可以看到金相图中包含细小的等轴β状晶粒，同时在样品中间部位，又产生了粗大的部分再结晶的β晶粒，进一步放大的EBSD照片和晶粒尺寸统计图显示出明显的小、大晶粒的混合分布，如图5所示；力学性能测试表明该单相亚稳态β钛合金的屈服强度达到900MPa，抗拉强度达到1100MPa，断裂延伸率达到23.5％，其拉伸曲线如图6中的实施例2所示，具有优异的强塑性匹配。

对比例1：

一种粗大等轴晶结构的单相TWIP钛合金的热轧方法，包括以下步骤：

步骤1、将8mm厚的Ti-Al-Mo-Cr-Zr亚稳态β钛合金板材在马弗炉中1000℃下保温60min，然后淬火至室温；

步骤2、将8mm厚的Ti-Al-Mo-Cr-Zr亚稳态合金板在马弗炉中785℃下保温10min；

步骤3、取出进行轧制，单道次压下量为5％，每两道次轧制后试样回炉在785℃下保温1min，总轧制压下率为80％。

步骤4、将轧制后的将试样立即放入马弗炉中，在785℃下保温60min，然后淬火到室温，得到粗大等轴晶结构的单相亚稳态β钛合金。

该粗大等轴晶单相亚稳态β钛合金组织中包含晶粒尺寸为400-1000μm的单相β晶粒。由粗大的等轴晶构成的结构，其试样晶界总面积小，在拉伸变形过程中大晶粒易于发孪晶变形机制，同时晶界对位错滑移阻力也小。因而，仅有粗大的等轴晶的试样强度较低，而粗晶粒因为晶粒较少，发生TWIP的晶粒数量、密度因此减少，其塑性也相对较差。力学性能测试表明，该均匀等轴晶单相亚稳态β钛合金屈服强度为620MPa，抗拉强度为665MPa，断裂延伸率为15％。

对比例2：

一种均匀等轴晶结构的单相TWIP钛合金的热轧方法，包括以下步骤：

步骤1、将8mm厚的Ti-Al-Mo-Cr-Zr亚稳态β钛合金板材在马弗炉中1000℃下保温60min，然后淬火至室温；

步骤2、将8mm厚的Ti-Al-Mo-Cr-Zr亚稳态合金板在马弗炉中785℃下保温10min；

步骤3、取出进行轧制，单道次压下量为5％，每两道次轧制后试样回炉在785℃下保温1min，总轧制压下率为80％。

步骤4、将轧制后的将试样立即放入马弗炉中，在785℃下保温30min，然后淬火到室温，即可得到均匀等轴晶结构的单相亚稳态β钛合金。

该均匀等轴晶单相亚稳态β钛合金组织中包含晶粒尺寸为100～200μm的单相β晶粒。由均匀等轴晶组成的试样，晶粒尺寸均匀，晶界总面积提升，因此提升了孪晶的启动应力，对位错的阻碍作用也进一步提升。大量等轴晶变形协调能力相较于粗大晶粒更高，因此其相较于对比例1合金的塑性有所提高。力学性能测试表明，该均匀等轴晶单相亚稳态β钛合金屈服强度为630MPa，抗拉强度达到741MPa，断裂延伸率为19.8％。

以上内容仅为说明本发明的技术思想，不能以此限定本发明的保护范围，凡是按照本发明提出的技术思想，在技术方案基础上所做的任何改动，均落入本发明权利要求书的保护范围之内。

Claims (6)

1.一种具有梯度结构的高强TWIP钛合金，其特征在于，所述梯度结构截面两边为完全再结晶的β晶粒，截面的中间为未完全再结晶的β晶粒或部分再结晶的β晶粒，未完全再结晶的β晶粒或部分再结晶的β晶粒中包含亚晶界；所述完全再结晶的β晶粒尺寸为10～100μm，所述未完全再结晶的β晶粒和部分再结晶的β晶粒的晶粒尺寸100～300μm。

2.根据权利要求1所述的一种具有梯度结构的高强TWIP钛合金，其特征在于，所述未完全再结晶的β晶粒和部分再结晶的β晶粒的晶粒尺寸大于完全再结晶的β晶粒的晶粒尺寸。

3.根据权利要求1所述的一种具有梯度结构的高强TWIP钛合金，其特征在于，所述完全再结晶的β晶粒为等轴晶粒。

4.根据权利要求1所述的一种具有梯度结构的高强TWIP钛合金，其特征在于，所述未完全再结晶的β晶粒和部分再结晶的β晶粒中亚晶界的占比为40-80％。

5.一种具有梯度结构的高强TWIP钛合金的热轧方法，其特征在于，包括以下步骤：

步骤1、将钛合金在1000～1200℃下的β单相区保温1～2h，然后淬火至室温获得均匀的β相；

步骤2、将步骤1得到的钛合金再次升温至相变点以上温度，并且保温10-20min；

步骤3、对步骤2保温后的钛合金采用跨β轧制方法进行轧制，单道次压下量为4～10％的轧制变形，总轧制压下量为70～90％；

步骤4、将步骤3得到的钛合金在相变点以上温度保温5～20min后淬火至室温，得到具有梯度结构的高强TWIP钛合金；

步骤4中保温5-9min，梯度结构截面中间形成拉长的未完全再结晶的β晶粒，步骤4中保温10-20min，梯度结构截面中间形成部分再结晶的β晶粒。

6.根据权利要求5所述的一种具有梯度结构的高强TWIP钛合金的热轧方法，其特征在于，步骤2中，钛合金轧制变形后至回炉保温，其时间间隔小于2min。

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