CN117696805A - Ti3Al合金细棒材及其制备方法 - Google Patents
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Abstract
本发明涉及钛合金制备技术领域，尤其是涉及一种Ti3Al合金细棒材及其制备方法。包括如下步骤：(a)将Ti3Al合金铸锭于B2单相区进行整形得到方坯，然后进行镦拔开坯，得到第一坯料；(b)然后依次于B2+α2两相区、B2+α2+O三相区进行镦拔开坯，然后于B2+α2+O三相区进行拔长，得到第二坯料；(c)倒棱甩圆后，于1000～1030℃温度进行一火径锻后，得到棒坯；(d)于1000～1030℃温度进行一火径锻后，再进行固溶时效处理。本发明通过快锻开坯和径锻成形组合工艺，快锻过程实现铸锭芯部晶粒的细化；配合径锻，改善铸锭表面组织状态，制备出组织均匀的Ti3Al合金细棒材，周期缩短，且成材率提高。
Description
技术领域
本发明涉及钛合金制备技术领域，尤其是涉及一种Ti3Al合金细棒材及其制备方法。
背景技术
Ti3Al是Ti-Al基金属间化合物的一种，具有有序密排六方结构，其比强度高，对航空航天飞行器有重要意义。现有制备Ti3Al棒材的工艺主要为快锻机镦拔开坯以及快锻机成形来生产规格以上棒材。随着航空航天工业的高速发展，对轻质高温Ti3Al合金的细棒材提出应用需求，要求Ti3Al合金的棒材达到/>规格。如果采用现有Ti3Al棒材的工艺来制备细棒材，会导致生产周期较长、锻造火次多、成材率低的问题。
有鉴于此，特提出本发明。
发明内容
本发明的一个目的在于提供Ti3Al合金细棒材的制备方法，以解决现有技术中存在的生产周期长、锻造火次多、成材率低等技术问题。
本发明的另一目的在于提供采用上述方法制得的Ti3Al合金细棒材。
为了实现本发明的上述目的，本发明一方面提供了Ti3Al合金细棒材的制备方法，包括如下步骤：
(a)将规格的Ti3Al合金铸锭于B2单相区的温度范围内进行整形得到方坯，然后进行镦拔开坯，冷却后修伤，得到第一坯料；
(b)将所述第一坯料依次于B2+α2两相区、B2+α2+O三相区的温度范围内，进行镦拔开坯和冷却后修伤，然后于B2+α2+O三相区的温度范围内进行拔长和冷却后修伤，得到第二坯料；
(c)将所述第二坯料倒棱甩圆后，于1000～1030℃温度进行一火径锻后，冷却修伤，得到棒坯；
(d)将所述棒坯于1000～1030℃温度进行一火径锻后，冷却修伤，再进行固溶时效处理，得到所述Ti3Al合金细棒材。
在本发明的具体实施方式中，步骤(a)中，所述镦拔开坯的总锻造比为8～12。
在本发明的具体实施方式中，步骤(b)中，在各温度范围内的所述镦拔开坯中，总锻造比各自独立地选自8～12。
在本发明的具体实施方式中，步骤(b)中，所述拔长的变形量为60％～80％。
在本发明的具体实施方式中，步骤(c)中，所述一火径锻包括4道次。进一步地，所述一火径锻中，单道次的下压量＜25mm，单道次的变形量＜25％。
在本发明的具体实施方式中，步骤(c)中，所述一火径锻的总变形量为50％～60％。
在本发明的具体实施方式中，步骤(d)中，所述一火径锻包括4道次。进一步地，所述一火径锻中，单道次的下压量＜25mm，单道次的变形量＜25％。
在本发明的具体实施方式中，步骤(d)中，所述一火径锻的总变形量为55％～65％。
在本发明的具体实施方式中，所述B2单相区的温度为1150～1170℃。
在本发明的具体实施方式中，所述B2+α2两相区的温度为1040～1080℃。
在本发明的具体实施方式中，所述B2+α2+O三相区的温度为1000～1030℃。
在本发明的具体实施方式中，步骤(a)中，所述镦拔开坯包括：于镦拔温度下沿第一方向进行镦粗操作，得到中间坯；然后将所述中间坯沿第一方向进行拔长操作。进一步地，所述第一方向为所述方坯的长度方向。
在本发明的具体实施方式中，步骤(b)中，所述镦拔开坯包括，于镦拔温度下沿第一方向进行镦粗操作，得到中间坯；然后将所述中间坯沿第一方向进行拔长操作。进一步地，所述第一方向为所述第一坯料的长度方向。
本发明另一方面提供了采用上述任意一种所述的Ti3Al合金细棒材的制备方法制得的Ti3Al合金细棒材。
在本发明的具体实施方式中，所述Ti3Al合金细棒材的直径为80～100mm。
在本发明的具体实施方式中，所述Ti3Al合金细棒材中，等轴α2相的体积分数为5％～15％，尺寸为3～15μm；细小板条α2/O相的体积分数为58％～65％，基体B2相的体积分数10％～21％。
与现有技术相比，本发明的有益效果为：
(1)本发明通过快锻开坯和径锻成形组合工艺，快锻过程中可将合金芯部铸锭组织充分破碎，实现铸锭芯部晶粒的细化；同时配合径锻，改善铸锭表面组织状态，制备出组织均匀的Ti3Al合金细棒材，成材率可提高至75％以上；
(2)采用本发明的Ti3Al合金细棒材的制备方法制得了规格的Ti3Al合金细棒材，具有较好的组织均匀性。
附图说明
为了更清楚地说明本发明具体实施方式或现有技术中的技术方案，下面将对具体实施方式或现有技术描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图是本发明的一些实施方式，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。
图1为本发明实施例1制备得到的Ti3Al合金细棒材的高倍组织图；其中，(a)、(b)和(c)分别对应棒材中部的边部、1/2R部和芯部的高倍组织图，放大倍数均为500倍。
具体实施方式
下面将结合附图和具体实施方式对本发明的技术方案进行清楚、完整地描述，但是本领域技术人员将会理解，下列所描述的实施例是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例，仅用于说明本发明，而不应视为限制本发明的范围。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。实施例中未注明具体条件者，按照常规条件或制造商建议的条件进行。所用试剂或仪器未注明生产厂商者，均为可以通过市售购买获得的常规产品。
本发明一方面提供了Ti3Al合金细棒材的制备方法，包括如下步骤：
(a)将规格的Ti3Al合金铸锭于B2单相区的温度范围内进行整形得到方坯，然后进行镦拔开坯，冷却后修伤，得到第一坯料；
(b)将第一坯料依次于B2+α2两相区、B2+α2+O三相区的温度范围内，进行镦拔开坯和冷却后修伤，然后于B2+α2+O三相区的温度范围内进行拔长和冷却后修伤，得到第二坯料；
(c)将第二坯料倒棱甩圆后，于1000～1030℃温度进行一火径锻后，冷却修伤，得到棒坯；
(d)将棒坯于1000～1030℃温度进行一火径锻后，冷却修伤，再进行固溶时效处理，得到Ti3Al合金细棒材。
在实际操作中，步骤(a)和步骤(b)的镦拔开坯及拔长等操作可采用快锻机进行，步骤(c)和步骤(d)的径锻可采用径锻机进行。
本发明的Ti3Al合金细棒材的制备中，先利用快锻机锤头大锤击力将合金芯部铸锭组织充分破碎，完成铸锭芯部晶粒细化；在快锻时铸锭边缘温度较低，与快锻机接触面存在变形死区，铸锭近表面处在拔长后存在未完成动态再结晶区域。径锻时径锻机的多个锤头同步快速连续打击，表面变形量大，能够改善铸锭表面组织状态，同时提高棒坯的成材率。
在快速锤击时坯料在锻造变形过程中几乎无宽展，各部分变形均匀，具有应力状态好、拔长效率高、温降少、尺寸精度高的特点。径锻工艺可以明显改善棒坯表面组织，且可实现一火成形和自动控制，提高棒坯的成材率和生产效率。
如在不同实施方式中，步骤(c)中，一火径锻的温度可以为1000℃、1010℃、1020℃、1030℃或其中任意两者组成的范围；步骤(d)中，一火径锻的温度可以为1000℃、1010℃、1020℃、1030℃或其中任意两者组成的范围。
其中，各温度范围内的保温处理时间可按照本领域常规热处理保温时间进行调整选择。如步骤(a)和步骤(b)中各温度的保温处理时间可以为300～420min等，步骤(c)和步骤(d)中各温度的保温处理时间可以为60～240min等。
在本发明的具体实施方式中，步骤(a)中，将Ti3Al合金铸锭于B2单相区的温度范围内在快锻机上进行整形得到方坯；其中，方坯的边长与Ti3Al合金铸锭的直径相同。
在本发明的具体实施方式中，步骤(a)中，镦拔开坯的总锻造比为8～12。
如在不同实施方式中，步骤(a)中，镦拔开坯的总锻造比可以控制在8、9、10、11、12或其中任意两者组成的范围。
在本发明的具体实施方式中，步骤(b)中，在各温度范围内的镦拔开坯中，总锻造比各自独立地选自8～12。
如在不同实施方式中，步骤(b)中，在B2+α2两相区、B2+α2+O三相区各温度范围内的镦拔开坯中，总锻造比可分别控制在8、9、10、11、12或其中任意两者组成的范围。
在本发明的具体实施方式中，在步骤(b)的各温度范围内的镦拔开坯结束后，第一坯料的尺寸基本保持一致。
在本发明的具体实施方式中，步骤(b)中，拔长的变形量为60％～80％。
如在不同实施方式中，步骤(b)中，拔长的变形量可以为60％、65％、70％、75％、80％或其中任意两者组成的范围。
在本发明的具体实施方式中，步骤(c)中，一火径锻包括4道次。进一步地，一火径锻中，单道次的下压量＜25mm，单道次的变形量＜25％。
如在不同实施方式中，步骤(c)中，一火径锻中，单道次的下压量可以为25mm、20mm、15mm、10mm、5mm或其中任意两者组成的范围，单道次的变形量可以为25％、20％、15％、10％、5％或其中任意两者组成的范围。一火径锻中的单道次的下压量、变形量控制在上述范围内，有助于改善径锻过程中棒坯的表面组织。一火径锻中的各道次的下压量和变形量可相同，也可不同，各道次的下压量和变形量分别满足上述条件，并且各道次整体能够实现一火径锻的总变形量要求即可。
在本发明的具体实施方式中，步骤(c)中，一火径锻的总变形量为50％～60％。
如在不同实施方式中，步骤(c)中，一火径锻的总变形量可以为50％、52％、54％、55％、56％、58％、60％或其中任意两者组成的范围。一火径锻的总变形量在上述范围内可进一步保证径锻过程中棒坯表面具有足够的变形量以改善棒坯表面的组织状态。
在本发明的具体实施方式中，步骤(d)中，一火径锻包括4道次。进一步地，一火径锻中，单道次的下压量＜25mm，单道次的变形量＜25％。
如在不同实施方式中，步骤(d)中，一火径锻中，单道次的下压量可以为25mm、20mm、15mm、10mm、5mm或其中任意两者组成的范围，单道次的变形量可以为25％、20％、15％、10％、5％或其中任意两者组成的范围，优选的，步骤(d)的一火径锻中，单道次的下压量＜20mm，优选≤15mm。一火径锻中的单道次的下压量、变形量控制在上述范围内，有助于改善径锻过程中棒坯的表面组织。一火径锻中的各道次的下压量和变形量可相同，也可不同，各道次的下压量和变形量分别满足上述条件，并且各道次整体能够实现一火径锻的总变形量要求即可。
在本发明的具体实施方式中，步骤(d)中，一火径锻的总变形量为55％～65％。
如在不同实施方式中，步骤(d)中，一火径锻的总变形量可以为55％、56％、58％、60％、62％、64％、65％或其中任意两者组成的范围。一火径锻的总变形量在上述范围内可进一步保证径锻过程中棒坯表面具有足够的变形量以改善棒坯表面的组织状态。
在本发明的具体实施方式中，B2单相区的温度为1150～1170℃。
如在不同实施方式中，B2单相区的温度可以为1150℃、1155℃、1160℃、1165℃、1170℃或其中任意两者组成的范围。
在本发明的具体实施方式中，B2+α2两相区的温度为1040～1080℃。
如在不同实施方式中，B2+α2两相区的温度可以为1040℃、1050℃、1060℃、1070℃、1080℃或其中任意两者组成的范围。
在本发明的具体实施方式中，B2+α2+O三相区的温度为1000～1030℃。
如在不同实施方式中，B2+α2+O三相区的温度可以为1000℃、1010℃、1020℃、1030℃或其中任意两者组成的范围。
在本发明的具体实施方式中，步骤(a)中，镦拔开坯包括：于镦拔温度下沿第一方向进行镦粗操作，得到中间坯；然后将中间坯沿第一方向进行拔长操作。进一步地，第一方向为方坯的长度方向。
在本发明的具体实施方式中，步骤(b)中，镦拔开坯包括，于镦拔温度下沿第一方向进行镦粗操作，得到中间坯；然后将中间坯沿第一方向进行拔长操作。进一步地，第一方向为第一坯料的长度方向。
在本发明的具体实施方式中，步骤(b)中，于B2+α2+O三相区的温度范围内进行拔长时，拔长的方向为Ti3Al合金的长度方向。
在实际操作中，倒棱甩圆可在快锻机上进行。
在本发明的具体实施方式中，步骤(d)中，固溶时效处理包括：固溶为1000℃保温3h后，油淬；时效为800℃保温24h后，空冷。
本发明的Ti3Al合金可以为Ti-23Al-17Nb合金细棒材提供一种高效制备工艺路线。
本发明另一方面提供了采用上述任意一种Ti3Al合金细棒材的制备方法制得的Ti3Al合金细棒材。
在本发明的具体实施方式中，Ti3Al合金细棒材的直径为80～100mm。
如在不同实施方式中，Ti3Al合金细棒材的直径可以为80mm、85mm、90mm、95mm、100mm或其中任意两者组成的范围。
在本发明的具体实施方式中，Ti3Al合金细棒材中，等轴α2/O相的体积分数为5％～15％，尺寸为3～15μm；细小板条α2/O相的体积分数为58％～65％，基体B2相的体积分数10％～21％。
如在不同实施方式中，Ti3Al合金细棒材中，等轴α2/O相的体积分数可以为5％、8％、10％、12％、15％或其中任意两者组成的范围，等轴α2/O相的尺寸可以为3μm、5μm、8μm、10μm、12μm、15μm或其中任意两者组成的范围；细小板条α2/O相的体积分数可以为58％、60％、61％、62％、63％、64％、65％或其中任意两者组成的范围；基体B2相的体积分数可以为10％、12％、15％、18％、20％、21％或其中任意两者组成的范围。
实施例1
本实施例提供了Ti3Al合金细棒材的制备方法，包括如下步骤：
(1)选取尺寸为的Ti3Al合金铸锭，加热至1160℃保温380min，在快锻机上将铸锭整形至380×380×760mm，然后于1160℃进行镦拔开坯，三镦三拔至尺寸为380×380×760mm，并控制总锻造比为10，锻后空冷修伤。
(2)将步骤(1)得到的尺寸为380×380×760mm的坯料于1060℃保温380min后，在快锻机上进行镦拔开坯，三镦三拔至尺寸为380×380×760mm，并控制总锻造比为10，锻后空冷修伤。
(3)将步骤(2)得到的尺寸为380×380×760mm的坯料于1010℃保温380min后，在快锻机上进行镦拔开坯，三镦三拔至尺寸为380×380×760mm，并控制总锻造比为10，锻后空冷修伤。
(4)将步骤(3)得到的尺寸为380×380×760mm的坯料于1010℃保温380min后，在快锻机上进行拔长，拔长至尺寸为210×210×2240mm，锻后空冷修伤，沿长度二均分。
(5)将步骤(4)得到的尺寸为210×210×1120mm坯料在快锻机上倒棱甩圆至空冷后修伤。
(6)将步骤(5)得到的尺寸为的坯料于1010℃保温190min后，在径锻机上进行单火次4道次径锻，单道次压下量分别为20mm、20mm、15mm、10mm，单火次径锻至/>锻后空冷修伤，沿长度二均分。
(7)将步骤(6)得到的尺寸为的坯料于1010℃保温125min后，在径锻机上进行单火次4道次径锻，单道次压下量分别为13mm、12mm、11mm、9mm，单火次径锻至锻后空冷修伤。
(8)对步骤(7)得到的坯料进行固溶时效处理，然后进行性能检测评价；其中，固溶时效处理包括：固溶为1000℃保温3h后，油淬；时效为800℃保温24h后，空冷。
实施例2
本实施例提供了Ti3Al合金细棒材的制备方法，包括如下步骤：
(1)选取尺寸为的Ti3Al合金铸锭，加热至1150℃保温380min，在快锻机上将铸锭整形至380×380×760mm，然后于1150℃进行镦拔开坯，三镦三拔至尺寸为380×380×760mm，并控制总锻造比为8，锻后空冷修伤。
(2)将步骤(1)得到的尺寸为380×380×760mm的坯料于1050℃保温380min后，在快锻机上进行镦拔开坯，三镦三拔至尺寸为380×380×760mm，并控制总锻造比为8，锻后空冷修伤。
(3)将步骤(2)得到的尺寸为380×380×760mm的坯料于1000℃保温380min后，在快锻机上进行镦拔开坯，三镦三拔至尺寸为380×380×760mm，并控制总锻造比为8，锻后空冷修伤。
(4)将步骤(3)得到的尺寸为380×380×760mm的坯料于1000℃保温380min后，在快锻机上进行拔长，拔长至尺寸为210×210×2240mm，锻后空冷修伤，沿长度二均分。
(5)将步骤(4)得到的尺寸为210×210×1120mm坯料在快锻机上倒棱甩圆至空冷后修伤。
(6)将步骤(5)得到的尺寸为的坯料于1000℃保温190min后，在径锻机上进行单火次4道次径锻，单道次压下量分别为20mm、20mm、15mm、10mm，单火次径锻至/>锻后空冷修伤，沿长度二均分。
(7)将步骤(6)得到的尺寸为的坯料于1000℃保温125min后，在径锻机上进行单火次4道次径锻，单道次压下量分别为13mm、12mm、11mm、9mm，单火次径锻至锻后空冷修伤。
(8)对步骤(7)得到的坯料进行固溶时效处理，然后进行性能检测评价；其中，固溶时效处理包括：固溶为1000℃保温3h后，油淬；时效为800℃保温24h后，空冷。
实施例3
本实施例提供了Ti3Al合金细棒材的制备方法，包括如下步骤：
(1)选取尺寸为的Ti3Al合金铸锭，加热至1170℃保温380min，在快锻机上将铸锭整形至380×380×760mm，然后于1170℃进行镦拔开坯，三镦三拔至尺寸为380×380×760mm，并控制总锻造比为12，锻后空冷修伤。
(2)将步骤(1)得到的尺寸为380×380×760mm的坯料于1070℃保温380min后，在快锻机上进行镦拔开坯，三镦三拔至尺寸为380×380×760mm，并控制总锻造比为12，锻后空冷修伤。
(3)将步骤(2)得到的尺寸为380×380×760mm的坯料于1020℃保温380min后，在快锻机上进行镦拔开坯，三镦三拔至尺寸为380×380×760mm，并控制总锻造比为12，锻后空冷修伤。
(4)将步骤(3)得到的尺寸为380×380×760mm的坯料于1020℃保温380min后，在快锻机上进行拔长，拔长至尺寸为210×210×2240mm，锻后空冷修伤，沿长度二均分。
(5)将步骤(4)得到的尺寸为210×210×1120mm坯料在快锻机上倒棱甩圆至空冷后修伤。
(6)将步骤(5)得到的尺寸为的坯料于1020℃保温190min后，在径锻机上进行单火次4道次径锻，单道次压下量分别为20mm、20mm、15mm、10mm，单火次径锻至/>锻后空冷修伤，沿长度二均分。
(7)将步骤(6)得到的尺寸为的坯料于1020℃保温125min后，在径锻机上进行单火次4道次径锻，单道次压下量分别为13mm、12mm、11mm、9mm，单火次径锻至锻后空冷修伤。
(8)对步骤(7)得到的坯料进行固溶时效处理，然后进行性能检测评价；其中，固溶时效处理包括：固溶为1000℃保温3h后，油淬；时效为800℃保温24h后，空冷。
实施例4
本实施例参考实施例1提供了Ti3Al合金细棒材的制备方法，区别仅在于：步骤(6)和步骤(7)的径锻中，单道次压下量不同。
步骤(6)中，单火次4道次径锻中，单道次的压下量分别为25mm、25mm、10mm、5mm；
步骤(7)中，单火次4道次径锻中，单道次的压下量分别为20mm、15mm、5mm、5mm。
对比例1
对比例1提供了Ti3Al合金棒材的制备方法，包括如下步骤：
(1)选取尺寸为的Ti3Al合金铸锭，加热至1160℃保温380min，在快锻机上将铸锭整形至380×380×760mm，然后于1160℃进行镦拔开坯，三镦三拔至尺寸为380×380×760mm，并控制总锻造比为10，锻后空冷修伤。
(2)将步骤(1)得到的尺寸为380×380×760mm的坯料于1110℃保温380min后，在快锻机上进行镦拔开坯，三镦三拔至尺寸为380×380×760mm，并控制总锻造比为10，锻后空冷修伤。
(3)将步骤(2)得到的尺寸为380×380×760mm的坯料于1060℃保温380min后，在快锻机上进行镦拔开坯，三镦三拔至尺寸为380×380×760mm，并控制总锻造比为10，锻后空冷修伤。
(4)将步骤(3)得到的尺寸为380×380×760mm的坯料于1010℃保温380min后，在快锻机上进行镦拔开坯，三镦三拔至尺寸为380×380×760mm，并控制总锻造比为10，锻后空冷修伤。
(5)将步骤(4)得到的尺寸为380×380×760mm的坯料于1010℃保温380min后，在快锻机上进行拔长，拔长至尺寸为210×210×2240mm，锻后空冷修伤，沿长度二均分。
(6)将步骤(5)得到的尺寸为210×210×1120mm的坯料于1010℃保温380min后，在快锻机上进行拔长，拔长至尺寸为120×120×3430mm，锻后空冷修伤，沿长度二均分。
(7)将步骤(6)得到的尺寸为120×120×1710mm坯料在快锻机上倒棱甩圆至空冷后修伤。
(8)对步骤(7)得到的坯料进行固溶时效处理，然后进行性能检测评价；其中，固溶时效处理包括：固溶为1000℃保温3h后，油淬；时效为800℃保温24h后，空冷。
实验例
对实施例1制得的Ti3Al合金细棒材的组织进行测试，测试结果见图1。从图中可知，本发明制备得到的Ti3Al合金细棒材边部、1/2R部和芯部的均匀性均较好，且棒材中α2相分布均匀。
对实施例1～4和对比例1的细棒材的晶粒尺寸(测试标准参考GB/T6494-2017)、不同相体积分数(测试采用Image plus软件)进行测试，测试结果见表1。
表1不同实施例和对比例制得的细棒材的测试结果
对实施例1～4和对比例1的加工得到的Ti3Al合金细棒材的室温和900℃力学性能进行测试(测试标准参考GB/T 228.1与GB/T 228.2)，测试结果见表2。
表2不同细棒材的性能测试结果
从上述测试结果可知，本发明制得的Ti3Al合金规格细棒材的性能相较于现有的快锻工艺有所提高，900℃屈服强度大于150MPa，并且棒材表面质量好。
对采用本发明实施例1～4的制备方法的成材率以及对比例1的制备方法的成材率进行计算，结果见表3。
表3不同制备方法的成材率
| 编号 | 成材率/％ |
| 实施例1 | 76 |
| 实施例2 | 75 |
| 实施例3 | 77 |
| 实施例4 | 75 |
| 对比例1 | 69 |
从上述结果可知，采用本发明的Ti3Al合金细棒材的制备方法，不仅制得的细棒材的表面质量好，且性能有所提升。相比于传统快锻工艺路线，本发明的制备方法更适合制备细棒材，可显著缩短工艺生产周期，提高成材率。
最后应说明的是：以上各实施例仅用以说明本发明的技术方案，而非对其限制；尽管参照前述各实施例对本发明进行了详细的说明，本领域的普通技术人员应当理解：其依然可以对前述各实施例所记载的技术方案进行修改，或者对其中部分或者全部技术特征进行等同替换；而这些修改或者替换，并不使相应技术方案的本质脱离本发明各实施例技术方案的范围。
Claims (10)
1.Ti3Al合金细棒材的制备方法，其特征在于，包括如下步骤：
(a)将φ300mm～φ450mm规格的Ti3Al合金铸锭于B2单相区的温度范围内进行整形得到方坯，然后进行镦拔开坯，冷却后修伤，得到第一坯料；
(b)将所述第一坯料依次于B2+α2两相区、B2+α2+O三相区的温度范围内，进行镦拔开坯和冷却后修伤，然后于B2+α2+O三相区的温度范围内进行拔长和冷却后修伤，得到第二坯料；
(c)将所述第二坯料倒棱甩圆后，于1000～1030℃温度进行一火径锻后，冷却修伤，得到棒坯；
(d)将所述棒坯于1000～1030℃温度进行一火径锻后，冷却修伤，再进行固溶时效处理，得到所述Ti3Al合金细棒材。
2.根据权利要求1所述的Ti3Al合金细棒材的制备方法，其特征在于，步骤(a)中，所述镦拔开坯的总锻造比为8～12；
优选的，步骤(b)中，在各温度范围内的所述镦拔开坯中，总锻造比各自独立地选自8～12。
3.根据权利要求1所述的Ti3Al合金细棒材的制备方法，其特征在于，步骤(b)中，所述拔长的变形量为60％～80％。
4.根据权利要求1所述的Ti3Al合金细棒材的制备方法，其特征在于，步骤(c)中，所述一火径锻包括4道次；
优选的，所述一火径锻中，单道次的下压量＜25mm，单道次的变形量＜25％；
优选的，步骤(c)中，所述一火径锻的总变形量为50％～60％。
5.根据权利要求1所述的Ti3Al合金细棒材的制备方法，其特征在于，步骤(d)中，所述一火径锻包括4道次；
优选的，所述一火径锻中，单道次的下压量＜25mm，单道次的变形量＜25％；
优选的，步骤(d)中，所述一火径锻的总变形量为55％～65％。
6.根据权利要求1所述的Ti3Al合金细棒材的制备方法，其特征在于，具有如下特征中的至少一个：
(1)所述B2单相区的温度为1150～1170℃；
(2)所述B2+α2两相区的温度为1040～1080℃；
(3)所述B2+α2+O三相区的温度为1000～1030℃。
7.根据权利要求1所述的Ti3Al合金细棒材的制备方法，其特征在于，步骤(a)中，所述镦拔开坯包括：于镦拔温度下沿第一方向进行镦粗操作，得到中间坯；然后将所述中间坯沿第一方向进行拔长操作；
所述第一方向为所述方坯的长度方向。
8.根据权利要求1所述的Ti3Al合金细棒材的制备方法，其特征在于，步骤(b)中，所述镦拔开坯包括，于镦拔温度下沿第一方向进行镦粗操作，得到中间坯；然后将所述中间坯沿第一方向进行拔长操作；
所述第一方向为所述第一坯料的长度方向。
9.采用权利要求1～8任一项所述的Ti3Al合金细棒材的制备方法制得的Ti3Al合金细棒材。
10.根据权利要求9所述的Ti3Al合金细棒材，其特征在于，所述Ti3Al合金细棒材的直径为80～100mm；
优选的，所述Ti3Al合金细棒材中，等轴α2相的体积分数为5％～15％，尺寸为3～15μm；细小板条α2/O相的体积分数为58％～65％，基体B2相的体积分数10％～21％。
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