一种具有均匀细带状组织大尺寸钛合金棒料的热加工制备方法

1.本发明属于钛基材料热加工领域，具体涉及到一种具有均匀细带状组织大尺寸钛合金棒料(直径或等效直径≥150mm)的热加工制备方法。


背景技术：

2.钛合金具有比强度高、耐蚀、耐热等优点，因此在航空、航天、石油、化工、能源、汽车、医疗、体育休闲等领域得到广泛应用。随着航空和航天技术的发展，对高端钛材的需求越来越大。然而高昂的材料及加工成本，限制了钛合金的广泛应用，尤其对于脆性倾向较高的钛合金，降低热加工火次、提高材料收得率、同时不降低产品尤其是其半成品(如棒材)质量的高效制备工艺直接决定其质量稳定性、价格及应用。
3.钛合金材料半成品及成品质量主要体现在以下几个方面：1)铸锭冶金质量，系指钛合金铸锭中可能出现的高低密度夹杂、氧化物、氮化物、缩孔、疏松、宏观成分偏析、偏聚等缺陷及受控程度，受控程度越高，这些缺陷出现的概率越低，铸锭冶金质量越好；2)显微组织及其均匀性、一致性控制。铸锭冶金质量满足要求的前提下，成品或半成品的质量主要取决于目标显微组织控制、晶粒尺寸的均匀性和不同部位晶粒形态/尺寸的差异性(即组织一致性)。一般认为，在显微组织类型满足控制要求的前提下，晶粒尺寸越均匀、晶粒晶体学取向越离散，不同部位显微组织差异越小，钛合金成品或半成品的质量越高。
4.钛合金半成品及成品价格高的原因主要体现在以下几个方面：1)原材料价格。钛合金的原材料主要包括海绵钛和各种类型的中间合金，国内外海绵钛的价格在80元/公斤上下波动，中间合金价格是海绵钛价格的几倍到几十倍不等，原材料价格是普通钢材的十几倍甚至几十倍；2)合金熔炼。钛合金具有高活性，熔融状态下和空气中的o2、n2、co2、水蒸气等反应剧烈，和与其接触的几乎所有耐火材料发生化学反应，导致钛合金熔炼只能在真空或惰性气体保护环境下完成，因此必须采用水冷铜坩埚或凝壳作为容器，采用感应、真空自耗、等离子、电子束方法熔炼，因此熔炼成本较高；
5.3)热加工成本。根据合金类型、要求不同，目前国内锻造钛合金产品的热加工火次在几火到十几火次之间，有的产品甚至达到二十火以上，每火次采用电炉加热；加热过程表面氧化、锻后表面修磨等，既有原材料损耗，又有能源电力损耗，导致成本进一步增加；致使钛合金价格长期居高不下。在上述三个影响钛合金成本的因素中，成本压缩空间较大的环节是热加工成本。热加工火次减少、原材料损耗降低、合格率提高均可显著降低成本，是现阶段降低钛合金产品生产成本的关键。
6.综上所述，钛合金半成品、成品的显微组织稳定可控且具有良好的均匀性、一致性是质量控制的前提，减少火次、提高热变形效率、降低热变形过程能源、材料损耗是降低生产成本的重要手段。
7.钛合金热加工工艺专利较多，与本发明类似的专利有近20项。如：
8.中国专利公开号cn109371268a公开了一种高温、高热稳定性、高蠕变抗力钛合金
棒材的制备方法，内容包括将ti55钛合金铸锭加热至1150℃～1200℃，然后利用快锻机或水压机在β相区开坯锻造；再加热至1050℃～1100℃利用快锻机或水压机反复镦粗、拔长锻造，再将上述锻造后的坯料加热至t
β-100℃～t
β-20℃(t
β
为ti55钛合金α+β/β相转变温度)，利用快锻机或水压机反复镦粗、拔长锻造至所需尺寸，得到低倍组织为模糊晶、高倍组织均匀的钛合金棒材。该参考例与本发明所用热加工工艺的最大不同是参考例每一火锻造均采用了反复镦粗、拔长工艺，得到的是具有模糊晶的低倍组织，因为反复镦粗作用，得到的不是均匀带状组织；此外锻造温度选择上本发明要求避开发生大面积再结晶的温度区间，因此相变点以下热变形温度区间整体下移，与本发明锻造工艺及追求最终效果具有显著差异。
9.中国专利公开号cn111390081a公开了一种高蠕变抗力、高断裂韧性tc25g钛合金锻件的制备工艺，内容包括将tc25g棒材坯料加热至β转变温度以下50～30℃进行镦粗和整形，得到锻坯；然后锻坯在相变点以上10℃～40℃成形，变形量控制在40～80％；最后经固溶+时效双重热处理后得到锻件毛坯显微组织为网篮组织。该对比例的目标产品是盘锻件，最后一火锻造在β相变点以上完成，目标组织是网篮组织，与本发明最后几个火次锻造均在β转变温度以下30～200℃完成、目标组织为细带状组织有明显不同，
10.中国专利公开号cn101104898a公开了一种新型高热强性、高热稳定性的高温钛合金，并给出了该合金的热加工工艺，其特征在于采用了α+β两相区加热锻造+β单相区加热锻造+α+β两相区加热锻造的“低-高-低”工艺，中间“β单相区加热锻造”工艺会导致前面工艺的热加工组织完全再结晶，因此与本发明细带状组织的设计初衷相悖。还参考例还给出了一种采用“β单相区加热锻造+精锻+轧制”工艺制备细棒材的工艺。精锻和轧制条件下的产品规格、用途、变形方式和金属流动与本发明水压机锻造完全不同，与采用水压机制备大尺寸棒料的生产工艺不具有可比性。
11.中国专利公开号cn104018027a公开了一种新型耐热钛合金及其加工制造方法和应用，包括合金成分、冶炼、热加工和热处理等组成要素。发明合金通过不同的热加工和热处理工艺组合，可获得拉伸强度与塑性、持久和蠕变强度与热稳定性的不同匹配，可用于制作先进航空发动机高温部位的叶片、盘件等零件。该对比例给出的β相变点以上热加工温度范围为+20～+150℃、变形火次要求2～4次；相变点以下热加工工艺温度范围为10～60℃，随变形火次增加，变形温度逐渐降低，未明确显微组织形态。而本发明热加工工艺要求β相变点以下变形温度选择需避开热变形组织发生发生大面积再结晶的温度区间，避免晶粒再结晶及长大，因此β相变点以下变形温度控制非常关键，从技术原理上，“随变形火次增加，变形温度逐渐降低”的操作不适用于本发明获得均匀细小带状组织。
12.中国专利公开号cn111235506a公开了一种tc25g钛合金锻件的热加工工艺，具体内容包括：1)铸锭的开坯锻造：将合金铸锭加热保温后出炉锻造，然后将铸锭加热至一定温度进行镦、拔变形，得到β相区开坯后的坯料；2)锻坯制备：将坯料在β相变点以下100℃～20℃进行变形；然后加热至β相变点以上15℃～40℃进行高温均匀化处理后再进行变形；降温至β相变点以下100℃～30℃进行变形至目标尺寸棒材；3)模锻成形：将锻坯模锻成形；4)热处理：进行固溶和时效双重热处理，得到tc25g钛合金锻件毛坯，得到的tc25g锻件组织为双态组织。该对比例最大特点是在锻坯制备过程中采用了“低-高-低”工艺，即在相变点下100℃～20℃变形后，然后加热到相变点上15℃～40℃进行高温均匀化处理后再进行变形，之
后再在β相变点以下100℃～30℃变形至目标尺寸。而本发明热变形温度进入β相变点以下后，后续工序未有相变点上变形，从而避免发生变形晶粒的完全再结晶，进而影响细带状组织的形成以及尺寸、形态控制。
13.中国专利公开号cn109234554a公开了一种高温钛合金棒材的制备方法，内容包括将制备的ti60钛合金铸锭加热至1150℃～1200℃，然后利用快锻机或水压机在β相区开坯锻造；再加热至1080℃～1150℃利用快锻机或水压机反复镦粗、拔长锻造，再将上述锻造后的坯料加热至t
β-120℃～t
β-30℃(t
β
为ti60钛合金α+β/β相转变温度)利用快锻机或水压机反复镦粗、拔长锻造至所需尺寸，得到低倍组织为模糊晶、高倍组织均匀的钛合金棒材。该对比例的特点是强调反复镦粗、拔长，最后获得低倍组织为模糊晶、高倍组织均匀的锻造组织，与本发明要求相变点下单向拔长变形、获得细带状组织棒料的技术初衷和实施方案完全不同。
14.中国专利公开号cn101967581a公开了一种具有细片层显微组织钛合金及其制造方法，其特征在于：1)基于特殊合金成分；2)热变形温度选择在硅化物溶解温度而不是β相变点以下，确保热变形过程中存在阻碍晶粒长大的硅化物；3)经过β相变点以上、硅化物溶解温度以下热处理获得原始β晶粒尺寸在300μm以下的细片层状结构。与本发明寻求的细带状目标组织以及控制方法完全不同。
15.中国专利公开号cn109252061a公开了一种高温、高热稳定性、高断裂韧性钛合金棒材的制备方法。内容包括将tc25g钛合金铸锭加热至1100℃～1200℃，然后利用快锻机或水压机在β相区开坯锻造；再加热至1030℃～1100℃利用快锻机或水压机反复镦粗、拔长锻造，再将上述锻造后的坯料加热至t
β-110℃～t
β-20℃(t
β
为tc25g钛合金α+β/β相转变温度)利用快锻机或水压机反复镦粗、拔长锻造，最后将上述锻造后的锻坯加热至t
β-110℃～t
β-30℃，利用快锻机或水压机拔长至所需尺寸，得到低倍组织为模糊晶、高倍组织均匀的钛合金棒材。该对比例的特点是通过相变点上、下特定温度区间内的反复镦拔获得低倍组织模糊、高倍组织均匀的棒材。因为显微组织控制目标与本发明指向的细带状组织完全不同，对应的控制手段、工艺路径和变形方式具有显著差异。
16.中国专利公开号cn111318581a公开了一种网篮组织钛合金大规格环件的制造方法其特征是钛合金坯料在β相变点以下20～50℃镦粗、冲孔和整形，得到环坯；环坯在相变点以下20～50℃扩孔；扩孔后的环坯在相变点以上25～80℃环轧成形；最后进行固溶+时效双重热处理，得到具有网篮组织特征的钛合金环件。该对比例的特点是相变点下制坯、最后阶段变形在相变点以上，目标是获得具有网篮组织的轧环，与本发明最后阶段变形均在相变点以下、目标是获得细带状组织的棒料及其相关产品完全不同。
17.中国专利公开号cn111235505a公开了一种高强、高韧性tc25g钛合金环件的制备工艺，具体步骤包括：1)开坯：将合金铸锭加热至一定温度进行镦拔锻造，然后将铸锭加热至β相变点以上10～50℃进行变形，得到β相区开坯后的坯料。2)锻坯制备：将坯料在β相变点以下100～20℃进行充分变形，再加热至β相变点以上10～40℃进行高温均匀化处理；在β相变点以下100～30℃充分变形获得锻坯。3)环坯制备：β转变温度以下60～35℃冲孔和扩孔；4)环轧成形：相变点以下60～35℃轧制成形至尺寸；5)热处理：环件通过α+β两相区固溶和时效热处理。采用该工艺制备的tc25g钛合金环件为双态组织。本对比例的显著特点是在β相变点以上开坯后，执行了相变点下热变形+相变点上均匀化热处理+相变点下热变形+α+
β两相区固溶和时效热处理的制环工艺，目标组织是双态组织。因为相变点上均匀化热处理会使热变形组织发生完全再结晶，因此与本发明的细带状组织的目标背道而驰。
18.中国专利公开号cn106947887a公开了一种高温钛合金锻坯的制备方法，高温钛合金锻坯，按元素质量百分比组成：al：6.5～7.5％，sn：2～3％，zr：6～9％，mo：0.2～1％，w：0.5～1.4％，nb：0.5～1.5％，si：0.2～0.3％，er：0.1～0.3％和余量为ti；其特征在于多向锻造：将合金铸锭切成a mm
×
a mm
×
b mm大小锻坯，b/a＝1.5～2.5，喷涂防氧化涂料，进行三个垂直方向的多向模锻，将处理好的铸锭在热处理炉中在相变点以上20～50℃保温a min～b min后取出放入加热好的模具中进行锻造，每次锻造前将模具加热到锻造温度，每次将锻坯a mm
×
a mm朝下放置，放好后放入顶模，在变形速率为0.01～0.03s-1下将锻坯再次锻成横向的a mm
×
a mm
×
b mm大小；每次模锻后将合金加热到相变点以上20～50℃保温(a～b)/2min回火处理，依次锻完三个垂直方向。该对比例的特点是多向锻造，即变形操作在x、y、z三个垂直方向上交替进行，而本发明变形沿x或y或z某一方向，变形方式具有显著差异。
19.中国专利公开号cn104762576a公开了一种tc18钛合金全网篮组织中等规格超长棒材的制备方法，其特征在于：1)铸锭在900℃～1150℃下进行开坯锻造，锻造比均为5.6～8.4，得到初级锻坯；2)步骤一中所述初级锻坯分切下料，然后在(t
β-50)℃～(t
β-15)℃下进行2～3火次的镦拔锻造，每火锻造比为5.6～7.5，得到中间锻坯；t
β
为β相转变温度，单位为℃；3)中间锻坯在(t
β-50)℃～(t
β-20)℃下进行一火次精锻，得到精锻棒材；4)对精锻棒材进行β区高温固溶处理，温度为(t
β
+5)℃～(t
β
+50)℃，保温0.5h～2h；5)β区固溶处理后的精锻棒材在300℃～450℃范围内保温6h～24h后空冷；6)低温时效预处理后的精锻棒材在α+β区形变热处理，具体包括将精锻棒材置于加热炉中，先(t
β-40)℃～(t
β-10)℃范围内保温1h～3h，然后随炉冷却至720℃～760℃保温1h～3h，出炉后以1％～5％的小变形量进行拔长变形，得到具有全网篮组织特征的棒材，直径在50mm～90mm之间，长度在2700mm～3800mm之间。可见，相对于本发明工艺，该对比例所述的棒材直径较小，目标组织为网篮组织，采用了开坯-镦拔锻造-精锻-β相区高温固溶处理-低温时效预处理-小变形量拔长变形等步骤，变形工艺、目标组织、棒材规格等均与本发明差异明显。
20.中国专利公开号cn106734796a公开了一种发动机用耐高温钛合金大规格棒材的锻造方法，按以下步骤实施：首先对铸锭进行三火次开坯锻造，第一火次进行拔长变形，加热温度为1150℃～1250℃，保温时间为8～10小时，锻比控制在1.4～1.6之间；第二、三火次为镦粗和拔长变形，第二火次加热温度为1090℃～1110℃、第三火次加热温度为1070℃～1090℃，加热保温6～8小时，镦拔锻比控制在2.2～3.2之间，锻后均采用水淬；其次对开坯锻造后的铸锭在两相区进行多火次等温改锻，进一步细化和均匀化坯料的组织，锻后采用空冷；第三，锻坯在相变点以下60℃～80℃加热，甩圆，锻后采用空冷，得到wsti64311sc钛合金棒材。该对比例的重点强调了开坯锻造3个火次的重要作用，采用倒八方处理避免出现变形死区和变形不均匀，采用石棉包裹材料避免开裂。两相区进行多火次等温改锻采用的是镦粗+拔长工艺(权利要求2)，与本发明采用特定条件下单向拔长工艺、目标是获得细带状组织的变形方式和效果完全不同。
21.中国专利公开号cn105734339a公开了一种耐高温钛合金棒材及其制备方法，棒材通过“三三一”镦拔变形法制得，由于全程采用了镦拔变形，不能获得本发明所述的均匀一
致的细带状组织。
22.中国专利公开号cn106862451a公开了一种钛合金变温控速锻造方法，在大型锻坯自由锻造过程中的变温条件下，通过“高温、高速、大变形”、“低温、低速、小变形”的温度、变形速率、变形量的综合匹配控制，确保每火次变形时坯料均能产生动态再结晶，并同时通过控制“每锤变形量和每火次总变形量”，实现大厚截面的心部、边缘以及多方向的变形均匀性和变形晶粒具有足够变形能产生再结晶与晶粒长大，从而实现大型厚截面坯料的组织均匀性和组织细化的目的。该对比案利用“变形晶粒具有足够变形能产生再结晶与晶粒长大”实现“实现大型厚截面坯料的组织均匀性和组织细化的目的”，而本发明需要避免变形组织发生大范围再结晶和晶粒长大从而出现破坏带状组织的均匀性和连续性的后果，因此该对比例与本发明的工艺原理完全相反，具体操作上也是南辕北辙。
23.中国专利公开号cn106903249a公开了一种高组织均匀钛合金饼材的锻造方法，包括将钛合金铸锭进行高温均匀化处理，结束后进行1火次镦拔锻造；然后在β相转变温度以上、β相转变温度以下进行镦拔锻造，并在锻造后水冷，最后将坯料在β相转变温度以下30～50℃进行2～3火次镦拔锻造成型制得直径400～700mm、厚度100～200mm的饼材。本发明采用高温均匀化处理、锻后水冷、换向镦拔、对角线拔长等手段相互配合，并设计合理的加热保温系数，最大程度保证坯料均匀性；并采用β相转变温度以下30～50℃
→
50～70℃
→
30～50℃的两相区“高-低-高”锻造工艺，可明显改善成品探伤易出现单个显示信号的问题。与本发明相比，该对比例的最大特点是采用了镦拔锻造、两相区“高-低-高”锻造工艺，换向镦拔、对角线拔长等手段更是与本发明β相转变温度以下仅有单向拔长的技术原理南辕北辙，出发点和工艺路径完全不同。
24.中国专利公开号cn106180251a公开了一种tc20钛合金细晶棒材的制备方法，特点是在相变点以下高温加热，采用一火次多道次精锻；在相变点以下将经步骤1精锻的坯料加热，并进行单火多道次轧制；最后对其进行热处理，矫直磨光，即得到tc20钛合金细晶棒材。采用本发明方法可以生产出φ8～φ15mm横向组织均匀的细晶tc20棒材。该对比例是采用精锻和轧制工艺生产直径φ8～φ15mm规格的线材，其产品规格、变形方式、道次变形量、变形效率与本发明采用水压机或快锻机制备φ150mm棒材的工艺没有可比性。
25.中国专利公开号cn110508731a公开了一种改善tc4钛合金大尺寸锻件组织均匀性的锻造方法，包括选取铸锭扒皮后切除冒口，随后测试相变温度；将处理后的铸锭加热至t
β
+(50～150)℃，完成两～三火锻造；再在温度为t
β-(20～30)℃时完成一～两火锻造；再在温度t
β
+(30～50)℃时完成一火；再在温度t
β-(30～50)℃时完成三～四火锻造；再在t
β-(40～50)℃成型锻造。其特点是在t
β
以下的热变形中间工序增加一火次t
β
+(30～50)℃锻造，减少锻件由表及里的组织差异，均匀化组织，可总结为“低-高-低-低”工艺，中间“高”的一火会使变形组织发生完全再结晶，与本发明t
β
以下变形直至形成具有细带状组织棒料的出发点、工艺策略及路径完全不同。
26.中国专利公开号cn108262435a公开了一种钛合金棒坯拔长锻造方法，步骤如下：确定每次拔长的进给尺寸l；第一次拔长锻造；钛合金棒坯进给；按照步骤1.2叙述的锻造方法进行旋转锻造，直到该l长度的钛合金棒坯变形达到a为止；重复步骤1.3至步骤1.4，直到整个钛合金棒坯变形达到a为止。本对比例给出的是一种特殊的钛合金棒坯拔长锻造方法，增强了变形可控性，保证了棒坯端部与中部变形的一致性，提高了工艺稳定性，与变形温度
无关。而本发明是采用相变点上开坯锻造+相变点下拔长锻造方法，相变点下锻造加热温度选择需避开大面积再结晶和再结晶晶粒长大的温度区间，从而获得一种具有细带状组织特征的钛合金棒料，因此重点在于温度和变形量控制，与具体采用什么方式拔长方式关系不大。


技术实现要素：

27.本发明的目的在于提供一种具有均匀细带状组织大尺寸钛合金棒料的热加工制备方法，技术原理适用于大多数钛合金及ti2alnb等材料。其特点是：1)通过β相变点以上热变形实现钛合金铸锭中粗大柱状晶粒的一次破碎，同时根据成品棒料规格和β相变点以下总变形量控制要求，准备特定规格的坯料；2)β相变点以下实施单向拔长热变形，获得宽度≤300μm的细带状组织；3)为控制带状组织尺寸和形态，β相变点以下加热温度的选择需满足加热和热变形过程中不发生大面积再结晶的基本条件；4)成品棒料横截面和纵剖面的低倍组织分别为模糊组织和细带组织，但在横截面和纵剖面任一方向观察为均匀组织；5)采用本发明工艺生产的棒料具有一定程度的各向异性，经简单加工后可直接用于主应力方向与细带状组织平行或近似平行的零件制备；6)采用本发明工艺生产的棒料也可以作为盘类锻件和环类锻件锻造坯料；7)工艺简单、易操作、流程短、损耗小、成本低。
28.本发明的技术方案是：
29.一种具有均匀细带状组织大尺寸钛合金棒料的热加工制备方法，先后在β相变点以上和以下两个特征温度区间完成热变形；β相变点以下变形时，加热温度选择避开了变形组织发生充分再结晶的温度区间，变形方式为单向拔长并保证最低变形量要求；按截面面积换算，采用该方法制成的棒料直径或等效直径≥150mm，横截面低倍组织为1～3级模糊晶，纵剖面低倍为细带状组织，带状组织平均宽度≤300μm，带状组织内部为等轴、棒状或拉长的α颗粒+残余β相。
30.所述的具有均匀细带状组织大尺寸钛合金棒料的热加工制备方法，首先钛合金棒料在β相变点以上100～200℃开坯、β相变点以上20℃～100℃锻造1～3火；然后转入相变点下30℃～100℃单向拔长，每火次拔长变形量≥35％，相变点下变形量之和≥160％；锻造设备采用水压机或油压机或快锻机，加热设备采用控温精度
±
10℃的电阻炉。
31.所述的具有均匀细带状组织大尺寸钛合金棒料的热加工制备方法，首先钛合金棒料在β相变点以上120～200℃开坯、β相变点以上20℃～100℃锻造2火；然后转入相变点下30℃～100℃单向拔长，每火次拔长变形量≥35％，相变点下变形量之和≥160％；锻造设备采用水压机或油压机或快锻机，加热设备采用控温精度
±
10℃的电阻炉。
32.所述的具有均匀细带状组织大尺寸钛合金棒料的热加工制备方法，首先钛合金棒料在β相变点以上140～200℃开坯、β相变点以上20℃～100℃锻造1火；然后转入相变点下40℃～100℃单向拔长，每火次拔长变形量≥35％，相变点下变形量之和≥160％；锻造设备采用水压机或油压机或快锻机，加热设备采用控温精度
±
10℃的电阻炉。
33.所述的具有均匀细带状组织大尺寸钛合金棒料的热加工制备方法，首先钛合金棒料在β相变点以上140～200℃实施不少于一镦一拔的锻造变形；然后转入相变点下30℃～100℃单向拔长，每火次拔长变形量≥35％，相变点下变形量之和≥160％；锻造设备采用水压机或油压机或快锻机，加热设备采用控温精度
±
10℃的电阻炉。
34.所述的具有均匀细带状组织大尺寸钛合金棒料的热加工制备方法，钛合金棒料分为若干段，在相变点下30℃～100℃范围内施加与带状组织垂直的变形操作，改变其截面和/或轴向形状，制备具有线状特征的框、梁、柱或轴零件毛坯；加热设备采用控温精度
±
10℃的电阻炉。
35.所述的具有均匀细带状组织大尺寸钛合金棒料的热加工制备方法，变形操作为压扁或弯曲，截面为圆形或方形，轴向形状为直线或曲线。
36.所述的具有均匀细带状组织大尺寸钛合金棒料的热加工制备方法，钛合金棒料分为若干段，在相变点下30℃～100℃范围内施加与带状组织平行-垂直的交替热变形，变形2～5火次，获得具有平面特征的盘类零件毛坯；加热设备采用控温精度
±
10℃的电阻炉。
37.所述的具有均匀细带状组织大尺寸钛合金棒料的热加工制备方法，钛合金棒料分为若干段，在相变点下30℃～100℃范围内施加与带状组织平行或垂直的压扁、冲孔、扩孔或轧环操作，变形火次2～5火，制备环类零件毛坯；加热设备采用控温精度
±
10℃的电阻炉。
38.本发明的设计思想是：
39.本发明以两个关键控制要素为主要抓手，提出了一种具有细带状组织大尺寸钛合金棒料的热加工制备方法。通过采用特殊的控制工艺，获得与棒料长度方向平行的细带状组织。这种棒料制备工艺简单、流程短、热加工过程材料损耗小，沿长度方向显微组织均匀性、一致性良好，与细带状组织平行的方向具有良好力学性能匹配，经简单加工后可用于主应力方向与细带状组织平行的框、梁、轴、柱等零件制作；也可作为盘类锻件和环轧件原材料，经2～5火次平行-垂直带状方向的交替热变形后，获得高质量锻件或环轧件。
40.总之，目前国内外高温钛合金的锻造主要控制加热温度、变形量、应变速率、变形方式、变形火次等参数，这几个因素的不同组合，会形成数量繁多的具体热变形工艺。因此不同热变形工艺的核心区别是其设计思想，即“拟获得什么样的产品及实现什么样的技术效果”。本发明围绕一种具有细带状组织的钛合金棒料，其特点是横、纵两个截面低倍组织差异很大但均为高均匀性组织，提出的技术方案简单、易操作、效率高，可有效解决现有钛合金棒料尤其是难加工、易开裂钛合金棒材热加工火次偏多、显微组织均匀性和一致性控制难度大、成本高等问题，为优质钛合金的生产和扩大应用提供解决方案。
41.本发明的优点及有益效果是：
42.1、本发明工艺在β相变点之上热加工的作用之一是将铸锭中粗大铸态组织破碎，作用之二是制备指定规格的锻造坯料，作用之三是在β相变点之上制备的锻造坯料其显微组织中α相为长条状，便于后续工艺细化晶粒并获得细带状组织。
43.2、为了获得均匀的带状组织，本发明在β相变点之下热加工时，避开了β晶粒发生大范围再结晶及晶粒明显长大的温度区间，确保带状组织均匀。
44.3、为了获得均匀的细带状组织，本发明在β相变点之下热加工时，确保足够的变形量，使带状组织均匀平均宽度在300μm以内，带状组织内部为细等轴α、短棒状α、拉长带状α和残余β相组成的混合组织。
45.4、变形工艺简单、效率高。本发明在β相变点之下热加工时，采用单一拔长变形而不是镦拔工艺，火次少、效率高、成本低。
46.5、本发明具有细带状组织的棒料经简单加工如改变截面形状、弯曲等变形后，可
直接用于主应力方向与带状组织平行或接近平行的零件，利用平行带状组织方向良好的强韧性匹配，大幅度降低这类零件的制造成本。
47.6、本发明具有细带状组织的棒料还可以作为盘类锻件坯料，经平行和垂直带状组织方向的交替热变形后制坯，制备低成本、高质量稳定性盘类零件毛坯。
48.7、本发明具有细带状组织的棒料还可以作为环类零件的坯料，采用制坯、冲孔、扩孔、轧环工艺，制备低成本环类零件毛坯。
附图说明
49.图1(a)和(b)分别为本发明棒料纵剖面细带状低倍组织和横截面模糊低倍组织。
50.图2(a)和(b)分别为本发明未充分再结晶锻造高倍组织和传统工艺充分再结晶的高倍组织。
具体实施方式
51.在具体实施过程中，本发明提出一种具有均匀细带状组织大尺寸钛合金棒料(直径或等效直径≥150mm)的热加工制备方法，该方法包括适用的合金类型、热加工工艺及应用范围等组成要素。热加工工艺包括变形方式、锻造设备、锻造温度、变形量、应变速率等组成要素。其中，热加工工艺的具体步骤如下：
52.1)铸锭在β相变点之上100～200℃加热，采用水压机或油压机锻造1火次，名义变形量不低于60％，锻后空冷；
53.2)锻造坯料在β相变点之上20～150℃加热，采用水压机或油压机锻造1～3火次，每火次名义变形量不低于60％，锻后空冷；
54.3)前述β相变点之上最后一火变形结束前，根据成品棒材直径及β相变点以下变形量要求，推算坯料截面尺寸并完成合格锻造坯料制备；
55.4)α+β两相区单一拔长变形。α+β/β相变点之下30～100℃加热，每火次名义变形量不低于35％，采用液压机或快锻机热加工，锻后空冷；
56.5)重复4)操作直至接近棒料控制尺寸；最后阶段采用表面小变形拔长到成品棒料直径+10～30mm，空气中冷却到室温后表面车光；
57.6)最后1～2火锻造可采用精锻机锻造至接近成品，空气中冷却到室温后表面车光；
58.7)采用前述步骤1)～6)制备的棒料可分为若干段，在α+β/β相变点之下30～100℃加热，施加与带状组织垂直的压扁、弯曲等操作，改变其截面和/或轴向形状(直线或曲线)，制备具有线状特征的框、梁、柱、轴等零件毛坯；
59.8)采用前述步骤1)～6)制备的棒料可分为若干段，在相变点下30℃～100℃范围内施加与带状组织平行-垂直的交替热变形，变形火次2～5火，制备具有平面特征的盘类零件毛坯；
60.9)采用前述步骤1)～6)制备的棒料可分为若干段，在相变点下30℃～100℃范围内施加与带状组织平行或垂直的压扁、冲孔、扩孔、轧环等操作，变形火次2～5火，制备环类零件毛坯。
61.其中，应变速率控制应避免锻造坯料内部局部升温超过20℃，可通过变形模拟确
定变形速率控制上限。采用本发明热加工工艺，可获得横截面低倍组织为1～3级模糊晶(按gjb2220a-2018评级)、纵剖面低倍组织为均匀细带状组织的棒坯。棒坯热加工总变形火次可控制在8火以内，成品率可提高10％以上，具有短流程、高效率、低成本技术优势。采用本专利技术制备的棒料经简单热、冷加工后，可以直接用于主承力方向与带状组织平行或接近平行的框、梁、柱、轴等零件毛坯制备，也可作为各种类型锻件的锻造坯料，经2～4火的热变形后形成晶粒尺寸细小均匀的锻造组织，满足航空航天等高技术领域对高质量、低成本钛合金锻件的需求。
62.下面，通过实施例和附图对本发明进一步详细阐述。
63.实施例1
64.采用真空自耗电极电弧炉熔炼3次得到的φ710mm合金铸锭，成分为al 5.8wt.％；sn 4.0wt.％；zr 3.5wt.％；mo 0.5wt.％；si 0.40wt.％；nb 0.3wt.％；ta 1.0wt.％；w 0.8wt.％；c 0.05wt.％；fe≤0.05wt.％；o≤0.15wt.％和余量的ti(合金牌号为ti65)，采用金相法测得的相变点(t
β
)为1040℃。铸锭在扒除表面氧化皮、切冒口后，根据以下工艺制备棒料：第1火，加热温度1200℃，水压机镦粗+拔长或拔长+镦粗，φ720mm圆
→
对边距离为720mm的八边形，镦粗或拔长名义变形量≥40％；第2火，加热温度1120℃，由对边距离720mm的八边形经镦-拔-镦操作后，得到对边距离1160mm的八边形，镦粗或拔长名义变形量≥40％；第3火，加热温度1060℃，水压机拔长+镦粗，得到对边距离1260mm的八边形或方形，镦粗或拔长名义变形量40％；第4火，加热温度990℃，水压机拔长，对边距离1260mm八边形或方形
→
对边距离900mm八边形或方形，变形量为49％；第5火，加热温度990℃，水压机拔长，对边距离900mm八边形或方形
→
对边距离700mm八边形或方形，变形量40％；第6火，加热温度990℃，水压机拔长，对边距离700mm八边形或方形
→
对边距离540mm八边形或方形，拔长名义变形量为40％；第7火，加热温度990℃，水压机拔长，对边距离540mm八边形或方形
→
φ420mm圆，变形量为40％；冷却后机加工扒皮到考虑到变形过程表面温降，每火终锻温度控制在t
β-200℃即840℃。
65.说明：本发明实施例中锻造坯料规格分圆形和八边形或方形三种，圆形坯料规格用表述，八边形或方形坯料截面尺寸统一以任两条对边间距离表述；镦粗变形量计算公式为δ＝δl/l0，拔长变形量计算公式为δ＝δl/l1，其中δl为变形前坯料长度l0与变形后坯料长度l1之差；最终棒材截面可以是圆形、正方形或长方形，棒材截面形状对细带状组织特征及变形工艺不构成实质影响。加热方式为电阻炉加热，控温精度
±
10℃；后续实施例中，除非特别说明，相关表述均适用本说明。
66.实施例2
67.采用真空自耗电极电弧炉熔炼3次得到的φ710mm合金铸锭，成分为al 5.8wt.％；sn 4.0wt.％；zr 3.5wt.％；mo 0.5wt.％；si 0.40wt.％；nb 0.3wt.％；ta 1.0wt.％；w 0.8wt.％；c 0.05wt.％；fe≤0.05wt.％；o≤0.15wt.％和余量的ti(合金牌号为ti65)，采用金相法测得的相变点(t
β
)为1040℃。铸锭在扒除表面氧化皮、切冒口后，根据以下工艺制备棒料：第1火，加热温度1200℃，水压机镦粗+拔长或拔长+镦粗，φ710mm圆
→
710mm八边形，镦粗或拔长名义变形量≥40％；第2火，加热温度1120℃，水压机镦粗+拔长+镦粗，得到1200mm八边形，镦粗或拔长变形量≥35％；第3火，加热温度980℃，水压机拔长，1200mm八边
形
→
880mm八边形或方形，变形量为46％；第4火，加热温度990℃，水压机拔长，880mm八边形或方形
→
640mm八边形或方形，变形量47％，中分；第5火，加热温度990℃，水压机拔长，640mm八边形或方形
→
480mm八边形，变形量为44％；第6火加热温度990℃，水压机拔长，480mm八边形
→
φ370mm圆，变形量为40％；冷却后机加扒皮到相变点(t
β
)下4火次拔长总变形量之和为177％。考虑到变形过程表面温降，每火终锻温度控制在t
β-200℃即840℃。
68.实施例3
69.采用真空自耗电极电弧炉熔炼3次得到的φ710mm合金铸锭，成分为al 5.8wt.％；sn 4.0wt.％；zr 3.5wt.％；mo 0.5wt.％；si 0.40wt.％；nb 0.3wt.％；ta 1.0wt.％；w 0.8wt.％；c 0.05wt.％；fe≤0.05wt.％；o≤0.15wt.％和余量的ti(合金牌号为ti65)，采用金相法测得的相变点(t
β
)为1040℃。铸锭在扒除表面氧化皮、切冒口后，根据以下工艺制备棒料：第1火，加热温度1200℃，水压机镦粗+拔长或拔长+镦粗，φ720mm圆
→
对边距离为720mm的八边形，镦粗或拔长变形量≥40％；第2火，加热温度1100℃，水压机镦粗+拔长+镦粗，720mm八边形
→
1160mm八边形或方形，镦粗和拔长变形量≥40％；第3火，加热温度980℃，水压机拔长，1160mm八边形或方形
→
880mm八边形或方形，变形量为40％；第4火，加热温度990℃，水压机拔长，880mm八边形或方形
→
690mm八边形或方形，变形量为40％；第5火，加热温度990℃，水压机拔长，690mm八边形或方形
→
530mm八边形或方形，变形量为40％，中分；第6火，加热温度990℃，水压机拔长，530mm八边形或方形
→
410mm八边形，变形量为40％；第7火，加热温度990℃，水压机拔长，410mm八边形
→
φ320mm圆，变形量为40％；冷却后机械扒皮到相变点(t
β
)下5火次拔长变形量之和约200％。考虑到变形过程表面温降，每火终锻温度控制在t
β-200℃即840℃。
70.实施例4
71.采用实施例3第6火得到的410mm八边形坯料，施加第7火变形，加热温度990℃，水压机拔长为320mm八边形坯料，变形量为40％；施加第8火变形，加热温度980℃，水压机拔长为φ270mm圆，变形量为30％；冷却后机加扒皮到考虑到变形过程表面温降，每火终锻温度控制在t
β-200℃即840℃。
72.实施例5
73.采用真空自耗电极电弧炉熔炼3次得到的φ710mm合金铸锭，成分为al 5.8wt.％；sn 4.0wt.％；zr 3.5wt.％；mo 0.5wt.％；si 0.40wt.％；nb 0.3wt.％；ta 1.0wt.％；w 0.8wt.％；c 0.05wt.％；fe≤0.05wt.％；o≤0.15wt.％和余量的ti(合金牌号为ti65)，采用金相法测得的相变点(t
β
)为1040℃。铸锭在扒除表面氧化皮、切冒口后，根据以下工艺制备棒料：第1火，加热温度1160℃，水压机镦粗+拔长+镦粗，得到1030mm八边形或方形，镦粗或拔长变形量≥35％；第2火，加热温度980℃，水压机拔长，1030mm八边形或方形
→
790mm八边形或方形，变形量40％；第3火，加热温度990℃，水压机拔长，790mm八边形或方形
→
610mm八边形或方形，变形量40％；第4火，加热温度990℃，水压机拔长，610mm八边形或方形
→
470mm八边形或方形，变形量40％，中分；第5火，加热温度990℃，水压机拔长，470mm八边形或方形
→
370mm八边形或方形，变形量46％；第6火，加热温度990℃，水压机拔长，370mm八边形或方形
→
280mm八边形，变形量40％；第7火，加热温度990℃，水压机拔长，280mm八边形
→
φ220mm圆，变形量为40％；冷却后机加扒皮到相变点(t
β
)下6火次拔长总变形量
之和约240％。考虑到变形过程表面温降，每火终锻温度控制在t
β-200℃即840℃。
74.实施例6
75.采用真空自耗电极电弧炉熔炼3次得到的φ610mm合金铸锭，成分为al 5.8wt.％；sn 4.0wt.％；zr 3.5wt.％；mo 0.5wt.％；si 0.40wt.％；nb 0.3wt.％；ta 1.0wt.％；w 0.8wt.％；c 0.05wt.％；fe≤0.05wt.％；o≤0.15wt.％和余量的ti(合金牌号为ti65)，采用金相法测得的相变点(t
β
)为1040℃。铸锭在扒除表面氧化皮、切冒口后，根据以下工艺制备棒料：第1火，加热温度1200℃，采用水压机实施镦粗+拔长+镦粗变形，由φ610mm圆
→
790mm八边形或方形，镦粗或拔长变形量≥35％；第2火，加热温度990℃，水压机拔长，790mm八边形或方形
→
610mm八边形或方形，变形量40％；第3火，加热温度990℃，水压机拔长，610mm八边形或方形
→
470mm八边形或方形，变形量40％；第4火，加热温度990℃，水压机拔长，470mm八边形或方形
→
370mm八边形或方形，变形量为40％，中分；第5火，加热温度990℃，水压机拔长，370mm八边形或方形
→
280mm八边形，变形量40％；第6火，加热温度990℃，水压机拔长，280mm八边形
→
φ220mm圆，变形量40％；冷却后机加扒皮到相变点(t
β
)下5火次拔长变形量之和约200％。考虑到变形过程表面温降，每火终锻温度控制在t
β-200℃即840℃。
76.实施例7
77.采用真空自耗电极电弧炉熔炼3次得到的φ610mm合金铸锭，成分为al 5.8wt.％；sn 4.0wt.％；zr 3.5wt.％；mo 0.5wt.％；si 0.40wt.％；nb 0.3wt.％；ta 1.0wt.％；w 0.8wt.％；c 0.05wt.％；fe≤0.05wt.％；o≤0.15wt.％和余量的ti(合金牌号为ti65)，采用金相法测得的相变点(t
β
)为1040℃。铸锭在扒除表面氧化皮、切冒口后，根据以下工艺制备棒料：第1火，加热温度1200℃，水压机镦粗+拔长或拔长+镦粗，φ610mm圆
→
610mm八边形或方形，镦粗或拔长变形量≥35％；第2火，加热温度990℃，水压机拔长，610mm八边形或方形
→
470mm八边形或方形，变形量40％；第3火，加热温度990℃，水压机拔长，470mm八边形或方形
→
370mm八边形或方形，变形量为38％；第4火，加热温度990℃，水压机拔长，370mm八边形或方形
→
280mm八边形或方形，变形量为42％，中分；第5火，加热温度980℃，水压机拔长，280mm八边形或方形
→
φ220mm八边形，变形量为40％；第6火，加热温度990℃，水压机拔长或采用轧机轧制，220mm八边形
→
φ160～170mm圆，变形量为40％。冷却后机加扒皮到相变点(t
β
)下5火次拔长变形量之和约200％。考虑到变形过程表面温降，每火终锻温度控制在t
β-200℃即840℃。
78.实施例8
79.采用真空自耗电极电弧炉熔炼3次得到的φ710mm合金铸锭，成分为al 5.5wt.％；sn 3.5wt.％；zr 3.0wt.％；mo 0.8wt.％；si 0.3wt.％；nb 0.4wt.％；ta 0.4wt.％；fe≤0.10wt.％；o≤0.15wt.％和余量的ti(合金牌号为ta32)，采用金相法测得的相变点(t
β
)为1010℃。铸锭在扒除表面氧化皮、切冒口后，根据以下工艺制备棒料：第1火，加热温度1200℃，水压机镦粗+拔长+镦粗，φ710mm圆
→
940mm八边形或方形，镦粗或拔长变形量≥40％；第2火，加热温度960℃，水压机拔长，940mm八边形或方形
→
700mm八边形或方形，变形量44％；第3火，加热温度970℃，水压机拔长，700mm八边形或方形
→
530mm八边形或方形，变形量为43％；第4火，加热温度970℃，水压机拔长，530mm八边形或方形
→
390mm八边形或方形，变形量45％，中分；第5火，加热温度960℃，水压机拔长，390mm八边形或方形
→
290mm八边
形，变形量44％；第6火，加热温度970℃，水压机拔长，290mm八边形
→
φ220mm圆，变形量44％；相变点(t
β
)下5火次拔长变形量之和约220％。冷却后机械扒皮到
80.实施例9
81.采用真空自耗电极电弧炉熔炼3次得到的φ710mm合金铸锭，成分为al 5.8wt.％；sn 4.0wt.％；zr 3.5wt.％；mo 0.5wt.％；si 0.4wt.％；nb 0.7wt.％；c 0.05wt.％；fe≤0.015wt.％；0.075≤o≤0.15wt.％和余量的ti(合金牌号为ti150)，采用金相法测得的相变点(t
β
)为1042℃。铸锭在扒除表面氧化皮、切冒口后，根据以下工艺制备棒料：第1火，加热温度1200℃，采用水压机施加镦粗+拔长+镦粗变形，φ710mm圆
→
710mm八边形或方形，镦粗或拔长变形量≥40％；第2火，加热温度1070℃，水压机镦粗+拔长+镦粗，φ710mm圆
→
900mm八边形或方形，镦粗或拔长变形量≥40％；第3火，加热温度980℃，水压机拔长，900mm八边形或方形
→
690mm八边形或方形，变形量41％；第4火，加热温度990℃，水压机拔长，690mm八边形或方形
→
540mm八边形或方形，变形量40％；第5火，加热温度990℃，水压机拔长，540mm八边形或方形
→
420mm八边形或方形，变形量为40％，中分；第6火，加热温度980℃，水压机拔长，420mm八边形或方形
→
320mm八边形，变形量40％；第7火，加热温度990℃，水压机拔长，320mm八边形
→
250mm圆，变形量40％。冷却后机械扒皮到相变点(t
β
)下5火次拔长变形量之和约200％。
82.实施例10
83.采用真空自耗电极电弧炉熔炼3次得到的φ610mm合金铸锭，成分为al 6.7wt.％；v 1.0wt.％；zr 2.0wt.％；mo 1.0wt.％和余量的ti(合金牌号为ta15)，采用金相法测得的相变点(t
β
)为980℃。铸锭在扒除表面氧化皮、切冒口后，根据以下工艺制备棒料：第1火，加热温度1180℃，水压机镦粗+拔长+镦粗，φ610mm圆
→
840mm八边形或方形，镦粗或拔长变形量≥40％；第2火，加热温度935℃，水压机拔长，840mm八边形或方形
→
560mm八边形或方形，变形量为45％；第3火，加热温度930℃，水压机拔长，560mm八边形或方形
→
380mm八边形或方形，变形量为45％，中分；第4火，加热温度930℃，水压机拔长，380mm八边形或方形
→
250mm八边形或方形，变形量为45％；第5火，加热温度930℃，水压机拔长或或轧机轧制，250mm八边形或方形
→
φ160～170mm圆，变形量为45％；相变点(t
β
)下4火次拔长变形量之和约180％。冷却后机加扒皮到
84.实施例11
85.采用真空自耗电极电弧炉熔炼3次得到的φ710mm合金铸锭，成分为al 6.0wt.％；sn 2.0wt.％；zr 4.0wt.％；mo 2.0wt.％；si 0.08wt.％和余量的ti(合金牌号为ta19)，采用金相法测得的相变点(t
β
)为1002℃。铸锭在扒除表面氧化皮、切冒口后，根据以下工艺制备棒料：第1火，加热温度1180℃，水压机镦粗+拔长或拔长+镦粗，φ710mm圆
→
1030mm八边形或方形，镦粗或拔长变形量≥40％；第2火，加热温度950℃，水压机拔长，1030mm八边形或方形
→
800mm八边形或方形，变形量40％；第3火，加热温度950℃，水压机拔长，800mm八边形或方形
→
600mm八边形或方形，变形量43％；第4火，加热温度960℃，水压机拔长，600mm八边形或方形
→
400mm八边形或方形，变形量约45％，中分；第5火，加热温度950℃，水压机拔长，400mm八边形或方形
→
270mm八边形，变形量为45％；第6火，加热温度950℃，水压机拔长，270mm八边形
→
圆，变形量为34％。相变点(t
β
)下4火次拔长变形量之和约207％，
冷却后加扒皮到
86.实施例12
87.采用实施例1～6、8～11得到的的圆形棒料，按需要切分为特定长度的坯料后，在相变点下30℃～100℃加热，施加2～4组垂直带状组织和平行带状组织的交替热变形，垂直和/或平行带状组织的单次变形量≥35％，得到盘类等饼状零件的预制毛坯；相变点下30℃～100℃加热，经等温锻或热模锻或自由锻造得到零件毛坯。
88.实施例13
89.采用实施例1～6、8～11得到的的圆形棒料，按需要切分为特定长度的棒坯后，第一火相变点下30℃～100℃加热，施加垂直带状组织的热变形，平整圆周外侧面，单次变形量控制在30％以上，趁热冲孔或回炉加热后冲孔；第二火相变点下30℃～100℃加热，扩孔或扩孔+轧环或直接轧环得到环状零件毛坯。
90.实施例14
91.采用实施例7和/或10得到的圆形棒料，按需要切分为特定长度的棒坯后，相变点下30℃～100℃加热，施加沿棒材径向的变形或垂直于带状组织的弯曲变形，变形量可根据零件毛坯尺寸调整，得到不同截面形状的棒状坯料；棒状坯料采用特定工装沿长度方向弯曲，制成具有框、梁、柱特征的不同曲率的零件毛坯。
92.由图1(a)本发明棒料纵剖面低倍组织可见，沿棒材长度方向呈现细带状组织特征，即显微组织沿棒材长度方向被均匀拉长成带状，带状组织宽度在300μm以内；由图1(b)横截面低倍组织可以看出，因为纵剖面低倍组织为拉长的细带状组织，因此在与带状组织垂直的横截面上看不到任何变形痕迹；此外因为带状组织宽度控制在300μm以内，使得横截面低倍组织为完全模糊晶，未发现因存在粗晶或未完全变形粗晶导致的清晰晶或半清晰晶现象。
93.图2(a)为本发明棒材典型高倍组织，可以看到，高倍组织由拉长或等轴细小α晶粒和残余β相组成，锻态高倍组织未发现明显的再结晶现象；图2(b)为传统工艺棒材的高倍组织，因为变形温度较高、变形火次较多、变形效率较低等影响，使得其锻态高倍组织与热处理态高倍组织非常相似，为比较典型的双态组织，表明变形过程及变形后冷却过程中，棒材发生了比较明显的再结晶和晶粒长大。
94.综上所述，本发明从钛合金铸锭到成品零件毛坯之间的高效衔接、简化工艺、降低成本、提高产品质量稳定性等角度出发，通过对现有已经在应用和/或文献报道的钛合金热加工工艺、产品用途的研究和分析，在实验和理论探索基础上，根据航空和航天等领域对钛合金产品的低成本、高质量稳定性需求，提出了一种具有均匀细带状组织特征钛合金棒料的热加工制造方法，热加工工艺紧密围绕如何获得细带状组织这一目标设计，相变点以上变形工序的目的由传统的细化柱状晶组织和原始β晶粒转变为破碎柱状晶组织、为相变点以下热变形提供满足最低变形量要求的锻造坯料；相变点以下变形特点为简单拔长，变形温度选择的前提是不发生大面积再结晶、避免晶粒明显长大，变形工艺显著简化，过程控制更加简单，使棒料质量稳定性的可控程度更高，得到的棒料经简单加工后可以直接用于主应力方向与带状组织平行或接近平行的棒类零件毛坯制备；也可作为原始坯料，用于以航空航天用盘类零件为代表的饼状锻件毛坯、以机匣和鼓筒等零件为代表的环状零件毛坯制
备，用途广泛。本发明提出的一种具有均匀细带状组织特征的钛合金棒料的热加工制造方法，在技术原理上适用于当前及未来大多数可用锻造和轧制方法热加工的钛基材料。