一种提高两相钛合金大规格棒材强韧性的加工方法

摘要

本发明提供了一种提高两相钛合金大规格棒材强韧性的加工方法，包括以下步骤：一、将两相钛合金铸锭进行开坯锻造；二、进行第一镦拔锻造；三、进行均匀化处理；四、进行第二镦拔锻造；五、进行成品退火处理，得到直径为250mm～450mm的两相钛合金大规格棒材。采用本发明制备的两相钛合金大规格棒材具有一定的等轴α相含量，原始β晶粒均匀、细小且二次α条具有一定长宽比的双态组织结构，使合金强度和断裂韧性提高的同时，提高了大规格棒材的探伤级别；采用本发明制备的两相钛合金大规格棒材具有良好的强韧性。

权利要求

1.一种提高两相钛合金大规格棒材强韧性的加工方法，其特征在于，该方法包括以下步骤：

步骤一、将两相钛合金铸锭进行开坯锻造，水冷后得到截面为圆形的第一锻坯；所述两相钛合金铸锭的截面为直径为460mm～800mm的圆形；所述开坯锻造分两火次完成，每火次开坯锻造的变形量均为80%～90%，且每火次开坯锻造前均对两相钛合金铸锭进行第一阶段加热处理，其中第一火次开坯锻造前进行第一阶段加热处理的温度为β相变点以上150℃～180℃，第二火次开坯锻造前进行第一阶段加热处理的温度为β相变点以上100℃～120℃；所述第一阶段加热处理的具体制度为：第一火次开坯锻造前进行第一阶段加热处理的时间t1满足：0.8δ1≤t1≤1.0δ1，其中δ1为所述两相钛合金铸锭的直径值，δ1的单位为mm，t1的单位为min；当第一火次开坯锻造后两相钛合金铸锭的温度低于930℃时，第二火次开坯锻造前进行第一阶段加热处理的时间t1′满足：

0.8δ1≤t1′≤1.0δ1，否则，第二火次开坯锻造前进行第一阶段加热处理的时间t1′满足：0.5δ1≤t1′≤0.7δ1，其中δ1为所述两相钛合金铸锭的直径值，δ1的单位为mm，t1′的单位为min；

步骤二、将步骤一中所述第一锻坯进行第一镦拔锻造，水冷后得到截面为圆形的第二锻坯；所述第一镦拔锻造的累计变形量为70%～80%；所述第一镦拔锻造分4～5火次完成，且每火次第一镦拔锻造前均对第一锻坯进行第二阶段加热处理，每火次第一镦拔锻造前进行第二阶段加热处理的温度均为β相变点以下40～50℃；所述第二阶段加热处理的具体制度为：每火次第一镦拔锻造前进行第二阶段加热处理的时间t2均满足：

0.8δ2≤t2≤1.0δ2，其中δ2为所述第一锻坯的直径值，δ2的单位为mm，t2的单位为min；

步骤三、将步骤二中所述第二锻坯进行均匀化处理，然后水冷至25℃室温；所述均匀化处理的温度为β相变点以上30℃～300℃，所述均匀化处理的时间t3满足：t3=0.6δ3，其中δ3为所述第二锻坯的直径值，δ3的单位为mm，t3的单位为min；

步骤四、将步骤三中经均匀化处理后的第二锻坯进行第二镦拔锻造，水冷后得到截面为圆形的第三锻坯；所述第二镦拔锻造的累计变形量为80%～90%；所述第二镦拔锻造分3～4火次完成，且每火次第二镦拔锻造前均对第二锻坯进行第三阶段加热处理，每火次第二镦拔锻造前进行第三阶段加热处理的温度均为β相变点以下20℃～30℃；

所述第三阶段加热处理的具体制度为：每火次第二镦拔锻造前加热的时间t4均满足：

0.6δ4≤t4≤1.0δ4，所述δ4为所述第二锻坯的直径值，δ4的单位为mm，t4的单位为min；

步骤五、将步骤四中所述第三锻坯进行成品退火处理，自然冷却后得到截面直径为

250mm～450mm的两相钛合金大规格棒材。

2.根据权利要求1所述的一种提高两相钛合金大规格棒材强韧性的加工方法，其特征在于，步骤一中所述两相钛合金铸锭为TC4钛合金铸锭、TC6钛合金铸锭或TC11钛合金铸锭。

3.根据权利要求1所述的一种提高两相钛合金大规格棒材强韧性的加工方法，其特征在于，步骤二中每火次第一镦拔锻造的终锻温度均不低于830℃。

4.根据权利要求1所述的一种提高两相钛合金大规格棒材强韧性的加工方法，其特征在于，步骤四中每火次第二镦拔锻造的终锻温度均不低于830℃。

5.根据权利要求1所述的一种提高两相钛合金大规格棒材强韧性的加工方法，其特征在于，步骤五中所述成品退火处理的温度为650℃～750℃，所述成品退火处理的时间为

1h～2h。

说明书

一种提高两相钛合金大规格棒材强韧性的加工方法

技术领域

[0001] 本发明属于钛合金加工技术领域，具体涉及一种提高两相钛合金大规格棒材强韧性的加工方法。

背景技术

[0002] 钛合金由于具有比强度高、耐腐蚀性好等优异特性，成为航空、航天飞行器的关键结构材料。随着飞机性能的提高，机体结构的用钛量呈增加趋势，目前最具代表性的F-22战机的用钛量达到结构重量的41%，最新大型波音787中的用钛量也达到了结构重量的15%。20世纪60年代以来，高可靠性和长寿命成为航空用结构件选材和设计制造的发展方向，设计理念由过去单纯的静强度设计转变为损伤容限设计理念，与之相应的选材判据也随之发生变化。基于损伤容限设计理念的需要，各国均在积极的优化热加工工艺和发展损伤容限型合金来获得锻件良好的强韧性匹配。

[0003] 两相钛合金的力学性能强烈的依赖于其显微组织参数。根据热加工工艺的不同，通常可获得四种典型的微观组织，即等轴组织、双态组织、网篮组织和魏氏组织。其中，等轴组织和双态组织，由于组织中含有一定的等轴α相，其具有较好的强度和塑性。而魏氏组织具有最好的损伤容限性能。这是因为魏氏组织中裂纹的扩展路径较为曲折，增加了裂纹的长度，从而吸收了更多的能量，降低裂纹扩展速率，提高了断裂韧性。然而，由于原始晶粒粗大及晶界α相的存在导致魏氏组织的塑性较低，所以通常不被采用。对于航空航天用结构件来说，大多采用的是等轴组织或双态组织，但传统热加工工艺获得的这种组织的损伤容限性能较低。因此，如何通过优化热加工工艺获得理想的显微组织，在提高合金强度的同时，显著提高合金的断裂韧性，成为挖掘传统两相钛合金性能潜力的关键。

发明内容

[0004] 本发明所要解决的技术问题在于针对上述现有技术的不足，提供一种提高两相钛合金大规格棒材强韧性的加工方法。采用该方法制备的两相钛合金大规格棒材具有一定等轴α相含量，原始β晶粒均匀、细小且二次α条具有一定长宽比的双态组织结构，使合金强度和断裂韧性提高的同时，提高了大规格棒材的探伤级别；采用本发明制备的两相钛合金大规格棒材具有良好的强韧性。

[0005] 为解决上述技术问题，本发明采用的技术方案是：一种提高两相钛合金大规格棒材强韧性的加工方法，其特征在于，该方法包括以下步骤：

[0006] 步骤一、将两相钛合金铸锭进行开坯锻造，水冷后得到截面为圆形的第一锻坯；所述两相钛合金铸锭的截面为直径为460mm～800mm的圆形；所述开坯锻造分两火次完成，每火次开坯锻造的变形量均为80%～90%，且每火次开坯锻造前均对两相钛合金铸锭进行第一阶段加热处理，其中第一火次开坯锻造前进行第一阶段加热处理的温度为β相变点以上150℃～180℃，第二火次开坯锻造前进行第一阶段加热处理的温度为β相变点以上100℃～120℃；

[0007] 步骤二、将步骤一中所述第一锻坯进行第一镦拔锻造，水冷后得到截面为圆形的第二锻坯；所述第一镦拔锻造的累计变形量为70%～80%；所述第一镦拔锻造分4～5火次完成，且每火次第一镦拔锻造前均对第一锻坯进行第二阶段加热处理，每火次第一镦拔锻造前进行第二阶段加热处理的温度均为β相变点以下40～50℃；

[0008] 步骤三、将步骤二中所述第二锻坯进行均匀化处理，然后水冷至25℃室温；

[0009] 步骤四、将步骤三中经均匀化处理后的第二锻坯进行第二镦拔锻造，水冷后得到截面为圆形的第三锻坯；所述第二镦拔锻造的累计变形量为80%～90%；所述第二镦拔锻造分3～4火次完成，且每火次第二镦拔锻造前均对第二锻坯进行第三阶段加热处理，每火次第二镦拔锻造前进行第三阶段加热处理的温度均为β相变点以下20℃～30℃；

[0010] 步骤五、将步骤四中所述第三锻坯进行成品退火处理，自然冷却后得到截面直径为250mm～450mm的两相钛合金大规格棒材。

[0011] 上述的一种提高两相钛合金大规格棒材强韧性的加工方法，其特征在于，步骤一中所述两相钛合金铸锭为TC4钛合金铸锭、TC6钛合金铸锭或TC11钛合金铸锭。

[0012] 上述的一种提高两相钛合金大规格棒材强韧性的加工方法，其特征在于，步骤一中所述第一阶段加热处理的具体制度为：第一火次开坯锻造前进行第一阶段加热处理的时间t1满足：0.8δ1≤t1≤1.0δ1，其中δ1为所述两相钛合金铸锭的直径值，δ1的单位为mm，t1的单位为min；当第一火次开坯锻造后两相钛合金铸锭的温度低于930℃时，第二火次开坯锻造前进行第一阶段加热处理的时间t1′满足：0.8δ1≤t1′≤1.0δ1，否则，第二火次开坯锻造前进行第一阶段加热处理的时间t1′满足：0.5δ1≤t1′≤0.7δ1，其中δ1为所述两相钛合金铸锭的直径值，δ1的单位为mm，t1′的单位为min。

[0013] 上述的一种提高两相钛合金大规格棒材强韧性的加工方法，其特征在于，步骤二中所述第二阶段加热处理的具体制度为：每火次第一镦拔锻造前进行第二阶段加热处理的时间t2均满足：0.8δ2≤t2≤1.0δ2，其中δ2为所述第一锻坯的直径值，δ2的单位为mm，t2的单位为min。

[0014] 上述的一种提高两相钛合金大规格棒材强韧性的加工方法，其特征在于，步骤二中每火次第一镦拔锻造的终锻温度均不低于830℃。

[0015] 上述的一种提高两相钛合金大规格棒材强韧性的加工方法，其特征在于，步骤三中所述均匀化处理的温度为β相变点以上30℃～300℃，所述均匀化处理的时间t3满足：t3=0.6δ3，其中δ3为所述第二锻坯的直径值，δ3的单位为mm，t3的单位为min。

[0016] 上述的一种提高两相钛合金大规格棒材强韧性的加工方法，其特征在于，步骤四中所述第三阶段加热处理的具体制度为：每火次第二镦拔锻造前加热的时间t4均满足：0.6δ4≤t4≤1.0δ4，所述δ4为所述第二锻坯的直径值，δ4的单位为mm，t4的单位为min。

[0017] 上述的一种提高两相钛合金大规格棒材强韧性的加工方法，其特征在于，步骤四中每火次第二镦拔锻造的终锻温度均不低于830℃。

[0018] 上述的一种提高两相钛合金大规格棒材强韧性的加工方法，其特征在于，步骤五中所述成品退火处理的温度为650℃～750℃，所述成品退火处理的时间为1h～2h。

[0019] 本发明与现有技术相比具有以下优点：

[0020] 1、本发明对两相钛合金大规格棒材在首次两相区锻造即第一镦拔锻造和再次两相区锻造即第二镦拔锻造之间加入一次高温β区均匀化处理以及锻后采用水冷的方式快速冷却处理，且再次两相区锻造的加热温度高于首次两相区锻造的加热温度；其中高温均匀化处理，可使合金成分更加均匀，同时组织中原始β晶粒的大小、形态、分布等更加均匀；锻后采用水冷的方式快速冷却，可增加冷却过程中的结晶核心，细化组织，同时β转变组织中析出的二次α条细小、混乱；在再次两相区锻造过程中，细小二次α条被破碎、球化，从而获得细小的等轴状α相，且再次两相区锻造的高温加热，有效控制了等轴α相含量范围30%～40%；锻后进行成品退火处理，不会使合金的显微结构发生大的变化，但在加热和慢速冷却过程中，二次α条会长大、变粗，获得大小均匀且分布混乱的二次α条，长宽比约为10︰1；同时，由于等轴α相的存在，限制了β晶粒的长大，可获得细小的原始β晶粒，晶粒尺寸为10μm～20μm。

[0021] 2、采用本发明制备的两相钛合金大规格棒材具有一定等轴α相含量，原始β晶粒均匀、细小且二次α条具有一定长宽比的双态组织结构，使合金强度和断裂韧性提高的同时，提高了大规格棒材的探伤级别；采用本发明制备的两相钛合金大规格棒材具有良好的强韧性。

[0022] 下面结合附图和实施例对本发明作进一步详细说明。

附图说明

[0023] 图1为本发明实施例1制备的两相钛合金大规格棒材的高倍组织SEM照片。

具体实施方式

[0024] 实施例1

[0025] 本实施例提高两相钛合金大规格棒材强韧性的加工方法包括以下步骤：

[0026] 步骤一、将TC4两相钛合金铸锭进行开坯锻造，水冷后得到第一锻坯；所述两相钛合金铸锭的截面为直径为460mm的圆形；所述第一锻坯的截面为直径为320mm的圆形；所述开坯锻造采用镦拔方式分两火次完成，每火次开坯锻造的变形量均为80%，且每火次开坯锻造前均对两相钛合金铸锭进行第一阶段加热处理，其中第一火次开坯锻造前进行第一阶段加热处理的温度为β相变点以上150℃，第一火次开坯锻造前进行第一阶段加热处理的时间为368min，第一火次开坯锻造的终锻温度为950℃；第二火次开坯锻造前进行第一阶段加热处理的温度为β相变点以上100℃，第二火次开坯锻造前进行第一阶段加热处理的时间为230min；

[0027] 步骤二、将步骤一中所述第一锻坯进行第一镦拔锻造，水冷后得到第二锻坯；所述第二锻坯的截面为直径为320mm的圆形；所述第一镦拔锻造的累计变形量为70%；所述第一镦拔锻造采用镦拔方式分5火次完成，且每火次第一镦拔锻造前均对第一锻坯进行第二阶段加热处理，每火次第一镦拔锻造前进行第二阶段加热处理的温度均为β相变点以下50℃，每火次第一镦拔锻造前进行第二阶段加热处理的时间均为256min，每火次第一镦拔锻造的终锻温度均为850℃；

[0028] 步骤三、将步骤二中所述第二锻坯进行均匀化处理，然后水冷至25℃室温；所述均匀化处理的温度为β相变点以上30℃，所述均匀化处理的时间为192min；

[0029] 步骤四、将步骤三中均匀化处理后的第二锻坯进行第二镦拔锻造，水冷后得到第三锻坯；所述第三锻坯的截面为直径为250mm的圆形；所述第二镦拔锻造的累计变形量为80%；所述第二镦拔锻造分3火次完成，且每火次第二镦拔锻造前均对第二锻坯进行第三阶段加热处理，每火次第二镦拔锻造前进行第三阶段加热处理的温度均为β相变点以下
30℃，每火次第二镦拔锻造前进行第三阶段加热处理的时间均为192min，每火次第二镦拔锻造的终锻温度均为850℃；

[0030] 步骤五、将步骤四中所述第三锻坯进行成品退火处理，成品退火处理的温度为650℃，成品退火处理的时间为2h，自然冷却后得到截面直径为250mm的两相钛合金大规格棒材。

[0031] 采用本实施例制备的TC4两相钛合金大规格棒材的高倍组织SEM照片如图1所示；由图1可知，采用本实施例制备的TC4两相钛合金大规格棒材的组织均匀，等轴α相含量在30%～40%，其分布及大小均匀，二次析出α条尺寸短小，长宽比约为10:1，原始β晶粒均匀、细小。

[0032] 采用本实施例制备的TC4两相钛合金大规格棒材与传统锻造工艺制备的TC4两相钛合金大规格棒材的性能对比数据见表1。

[0033] 表1本发明实施例1制备的TC4大规格棒材与现有TC4大规格棒材性能对比数据表

[0034]

[0035] 由表1可知，采用本实施例制备的TC4两相钛合金大规格棒材的纵向性能和横向性能差异较小，有效地降低了TC4两相钛合金大规格棒材的各向异性。与传统的两相区锻造工艺相比，本实施例通过β区高温均匀化处理、快速水冷及控制锻造变形量的加工方法，有效改善了TC4两相钛合金大规格棒材组织均匀性，细化了组织，使探伤底波衰减水平降低了20%，单个反射信号的杂波水平提高了50%～100%。采用本实施例制备的TC4两相钛合金大规格棒材在强度和塑性提高的同时，将断裂韧性KIC提高了96%，说明采用本实施例制备的TC4两相钛合金大规格棒材具有良好的强韧性。

[0036] 实施例2

[0037] 本实施例提高两相钛合金大规格棒材强韧性的加工方法包括以下步骤：

[0038] 步骤一、将TC6两相钛合金铸锭进行开坯锻造，水冷后得到第一锻坯；所述两相钛合金铸锭的截面为直径为600mm的圆形；所述第一锻坯的截面为直径为480mm的圆形；所述开坯锻造采用镦拔方式分两火次完成，每火次开坯锻造的变形量均为85%，且每火次开坯锻造前均对两相钛合金铸锭进行第一阶段加热处理，其中第一火次开坯锻造前进行第一阶段加热处理的温度为β相变点以上160℃，第一火次开坯锻造前进行第一阶段加热处理的时间600min，第一火次开坯锻造的终锻温度为860℃；第二火次开坯锻造前进行第一阶段加热处理的温度为β相变点以上110℃，第二火次开坯锻造前进行第一阶段加热处理的时间为600min；

[0039] 步骤二、将步骤一中所述第一锻坯进行第一镦拔锻造，水冷后得到第二锻坯；所述第二锻坯的截面为直径为480mm的圆形；所述第一镦拔锻造的累计变形量为75%；所述第一镦拔锻造分4火次完成，且每火次第一镦拔锻造前均对第一锻坯进行第二阶段加热处理，每火次第一镦拔锻造前进行第二阶段加热处理的温度均为β相变点以下40℃，每火次第一镦拔锻造前进行第二阶段加热处理的时间均为480min，每火次第一镦拔锻造的终锻温度均为830℃；

[0040] 步骤三、将步骤二中所述第二锻坯进行均匀化处理，然后水冷至25℃室温；所述均匀化处理的温度为β相变点以上100℃，所述均匀化处理的时间为288min；

[0041] 步骤四、将步骤三中均匀化处理后的第二锻坯进行第二镦拔锻造，水冷后得到第三锻坯；所述第三锻坯的截面为直径为360mm的圆形；所述第二镦拔锻造的累计变形量为85%；所述第二镦拔锻造分4火次完成，且每火次第二镦拔锻造前均对第二锻坯进行第三阶段加热处理，每火次第二镦拔锻造前进行第三阶段加热处理的温度均为β相变点以下
20℃，每火次第二镦拔锻造前进行第三阶段加热处理的时间均为480min，每火次第二镦拔锻造的终锻温度均为830℃；

[0042] 步骤五、将步骤四中所述第三锻坯进行成品退火处理，成品退火处理的温度为650℃，所述成品退火处理的时间为2h，自然冷却后得到截面直径为360mm的两相钛合金大规格棒材。

[0043] 采用本实施例制备的TC6两相钛合金大规格棒材的纵向和横向性能差异较小，有效地降低了TC6两相钛合金大规格棒材的各向异性。与传统的两相区锻造工艺相比，本实施例通过β区高温均匀化处理、快速水冷及控制锻造变形量的加工方法，有效改善了TC6两相钛合金大规格棒材组织均匀性，细化了组织，使探伤底波衰减水平降低了20%，单个反射信号的杂波水平提高了50%～100%。采用本实施例制备的TC6两相钛合金大规格棒材在强度和塑性提高的同时，将断裂韧性提高了92%，说明采用本实施例制备的TC6两相钛合金大规格棒材具有良好的强韧性。

[0044] 实施例3

[0045] 本实施例提高两相钛合金大规格棒材强韧性的加工方法包括以下步骤：

[0046] 步骤一、将TC11两相钛合金铸锭进行开坯锻造，水冷后得到第一锻坯；所述两相钛合金铸锭的截面为直径为800mm的圆形；所述第一锻坯的截面为直径为620mm的圆形；所述开坯锻造采用镦拔方式分两火次完成，每火次开坯锻造的变形量均为90%，且每火次开坯锻造前均对两相钛合金铸锭进行第一阶段加热处理，其中第一火次开坯锻造前进行第一阶段加热处理的温度为β相变点以上180℃，第一火次开坯锻造前进行第一阶段加热处理的时间为800min，第一火次开坯锻造的终锻温度为930℃；第二火次开坯锻造前进行第一阶段加热处理的温度为β相变点以上120℃，第二火次开坯锻造前进行第一阶段加热处理的时间为560min；

[0047] 步骤二、将步骤一中所述第一锻坯进行第一镦拔锻造，水冷后得到第二锻坯；所述第二锻坯的截面为直径为620mm的圆形；所述第一镦拔锻造的累计变形量为80%；所述第一镦拔锻造分5火次完成，且每火次第一镦拔锻造前均对第一锻坯进行第二阶段加热处理，每火次第一镦拔锻造前进行第二阶段加热处理的温度均为β相变点以下50℃，每火次第二镦拔锻造前进行第三阶段加热处理的时间均为558min，每火次第二镦拔锻造的终锻温度均为870℃；

[0048] 步骤三、将步骤二中所述第二锻坯进行均匀化处理，然后水冷至25℃室温；所述均匀化处理的温度为β相变点以上300℃，所述均匀化处理的时间为372min；

[0049] 步骤四、将步骤三中均匀化处理后的第二锻坯进行第二镦拔锻造，水冷后得到第三锻坯；所述第三锻坯的截面为直径为450mm的圆形；所述第二镦拔锻造的累计变形量为90%；所述第二镦拔锻造分3火次完成，且每火次第二镦拔锻造前均对第二锻坯进行第三阶段加热处理，每火次第二镦拔锻造前进行第三阶段加热处理的温度均为β相变点以下
30℃，每火次第二镦拔锻造前进行第三阶段加热处理的时间均为558min，每火次第二镦拔锻造的终锻温度均为870℃；；

[0050] 步骤五、将步骤四中所述第三锻坯进行成品退火处理，成品退火处理的温度为650℃，所述成品退火处理的时间为2h，自然冷却后得到截面直径为450mm的两相钛合金大规格棒材。

[0051] 采用本实施例制备的TC11两相钛合金大规格棒材的纵向和横向性能差异较小，有效地降低了TC11两相钛合金大规格棒材的各向异性。与传统的两相区锻造工艺相比，本实施例通过β区高温均匀化处理、快速水冷及控制锻造变形量的加工方法，有效改善了TC11两相钛合金大规格棒材组织均匀性，细化了组织，使探伤底波衰减水平降低了20%，单个反射信号的杂波水平提高了50%～100%。采用本实施例制备的TC11两相钛合金大规格棒材在强度和塑性提高的同时，将断裂韧性提高了93%，说明采用本实施例制备的TC11两相钛合金大规格棒材具有良好的强韧性。

[0052] 实施例4

[0053] 本实施例提高两相钛合金大规格棒材强韧性的加工方法包括以下步骤：

[0054] 步骤一、将TC6两相钛合金铸锭进行开坯锻造，水冷后得到第一锻坯；所述两相钛合金铸锭的截面为直径为560mm的圆形；所述第一锻坯的截面为直径为460mm的圆形；所述开坯锻造采用镦拔方式分两火次完成，每火次开坯锻造的变形量均为80%，且每火次开坯锻造前均对两相钛合金铸锭进行第一阶段加热处理，其中第一火次开坯锻造前进行第一阶段加热处理的温度为β相变点以上150℃，第一火次开坯锻造前进行第一阶段加热处理的时间560min，第一火次开坯锻造的终锻温度为860℃；第二火次开坯锻造前进行第一阶段加热处理的温度为β相变点以上110℃，第二火次开坯锻造前进行第一阶段加热处理的时间为448min；

[0055] 步骤二、将步骤一中所述第一锻坯进行第一镦拔锻造，水冷后得到第二锻坯；所述第二锻坯的截面为直径为460mm的圆形；所述第一镦拔锻造的累计变形量为72%；所述第一镦拔锻造分4火次完成，且每火次第一镦拔锻造前均对第一锻坯进行第二阶段加热处理，每火次第一镦拔锻造前进行第二阶段加热处理的温度均为β相变点以下45℃，每火次第一镦拔锻造前进行第二阶段加热处理的时间均为460min，每火次第一镦拔锻造的终锻温度均为830℃；

[0056] 步骤三、将步骤二中所述第二锻坯进行均匀化处理，然后水冷至25℃室温；所述均匀化处理的温度为β相变点以上100℃，所述均匀化处理的时间为276min；

[0057] 步骤四、将步骤三中均匀化处理后的第二锻坯进行第二镦拔锻造，水冷后得到第三锻坯；所述第三锻坯的截面为直径为300mm的圆形；所述第二镦拔锻造的累计变形量为88%；所述第二镦拔锻造分4火次完成，且每火次第二镦拔锻造前均对第二锻坯进行第三阶段加热处理，每火次第二镦拔锻造前进行第三阶段加热处理的温度均为β相变点以下
25℃，每火次第二镦拔锻造前进行第三阶段加热处理的时间均为414min，每火次第二镦拔锻造的终锻温度均为830℃；

[0058] 步骤五、将步骤四中所述第三锻坯进行成品退火处理，成品退火处理的温度为650℃，所述成品退火处理的时间为2h，自然冷却后得到截面直径为300mm的两相钛合金大规格棒材。

[0059] 采用本实施例制备的TC6两相钛合金大规格棒材的纵向和横向性能差异较小，有效地降低了TC6两相钛合金大规格棒材的各向异性。与传统的两相区锻造工艺相比，本实施例通过β区高温均匀化处理、快速水冷及控制锻造变形量的加工方法，有效改善了TC6两相钛合金大规格棒材组织均匀性，细化了组织，使探伤底波衰减水平降低了20%，单个反射信号的杂波水平提高了50%～100%。采用本实施例制备的TC6两相钛合金大规格棒材在强度和塑性提高的同时，将断裂韧性提高了98%，说明采用本实施例制备的TC6两相钛合金大规格棒材具有良好的强韧性。

[0060] 以上所述，仅是本发明的较佳实施例，并非对本发明作任何限制。凡是根据发明技术实质对以上实施例所作的任何简单修改、变更以及等效变化，均仍属于本发明技术方案的保护范围内。