CN112376005A

CN112376005A - Ta11钛合金棒材的制造方法

Info

Publication number: CN112376005A
Application number: CN202011154419.4A
Authority: CN
Inventors: 刘赛; 樊凯; 李超; 焦毅柱; 黄德超
Original assignee: Hunan Goldsky Titanium Industry Technology Co ltd
Current assignee: Hunan Xiangtou Jintian Titanium Technology Co ltd
Priority date: 2020-10-26
Filing date: 2020-10-26
Publication date: 2021-02-19
Anticipated expiration: 2040-10-26
Also published as: CN112376005B

Abstract

本发明提供了一种TA11钛合金棒材的制造方法，包括以下步骤：提供铸锭：按照TA11钛合金所需元素提供铸锭；锻造整形：将所述铸锭于1100℃～1200℃进行均匀化热处理，并锻造整形得到锻坯，冷却后扒皮；锻坯真空熔炼：将扒皮后的锻坯进行真空熔炼，得到成品锻坯；第一锻造：将所述成品锻坯扒皮后，在β转变温度以上40℃～200℃进行镦拔锻造，锻后冷却；第二锻造：将进行所述第一锻造后的成品锻坯在β转变温度以下20℃～50℃依次进行镦拔和拔长锻造，锻后冷却；一道次精锻成型：将进行所述第二锻造后的成品锻坯在β转变温度以下10℃～20℃进行一道次精锻成型，锻后冷却，得到TA11钛合金棒材。该制造方法制得的TA11钛合金棒材组织均匀、蠕变小。

Description

TA11钛合金棒材的制造方法

技术领域

本发明涉及技术领域钛合金制造技术领域，特别是涉及一种TA11钛合金棒材的制造方法。

背景技术

TA11合金是一种近α型钛合金，其名义成分为Ti-8Al-1Mo-1V，是一种铝含量很高的高温钛合金。TA11合金具有较高的弹性模量和较低的密度，所以其比刚度是工业钛合金中最高的。TA11合金的室温抗拉强度与TC4合金相当，但高温强度和抗蠕变性能优于TC4合金。此外，TA11合金对热盐应力腐蚀的敏感度比TC4合金更高。该合金可以进行各种方式的焊接，焊接性能优良，虽然韧性有些下降，但焊接强度与基体金属很近。TA11合金是作为发动机上的“超”α合金研制出来，后来这种8-1-1合金被考虑作为美国超音速运输机的蒙皮材料。目前该合金主要用于制备航空发动机高压气盘机、叶片和机匣等，最高长期工作温度为450℃。

但TA11合金由于其韧性差，在锻造过程中易开裂；且由于其Al含量高达8％，易产生熔炼偏析，在生产过程中易形成Ti3Al脆性有序向，进而导致锻造过程中内裂。此外，TA11合金作为“超”α合金，其组织中初生α相含量对材料性能，尤其是蠕变影响很大。TA11合金的工业化规模生产难度大，目前主要依赖进口，因此TA11合金的制造方法还有待改进。

发明内容

基于此，有必要提供一种组织均匀、蠕变小的TA11钛合金棒材的制造方法。

一种TA11钛合金棒材的制造方法，包括以下步骤：

提供铸锭：按照TA11钛合金所需元素提供铸锭；

锻造整形：将所述铸锭于1100℃～1200℃进行均匀化热处理，并锻造整形得到锻坯，冷却后扒皮；

锻坯真空熔炼：将扒皮后的锻坯进行真空熔炼，得到成品锻坯；

第一锻造：将所述成品锻坯扒皮后，在β转变温度以上40℃～200℃进行镦拔锻造，锻后冷却；

第二锻造：将进行所述第一锻造后的成品锻坯在β转变温度以下20℃～50℃依次进行镦拔和拔长锻造，锻后冷却；

一道次精锻成型：将进行所述第二锻造后的成品锻坯在β转变温度以下10℃～20℃进行一道次精锻成型，所述一道次精锻成型的锻造比控制在(1.3～1.8):1，锻后冷却，得到TA11钛合金棒材。

上述TA11钛合金棒材的制造方法，将铸锭依次进行锻造整形、锻坯真空熔炼、扒皮后进行相变点以上的第一锻造、相变点以下近β锻的第二锻造，然后再进行成品锻坯的近β的一道次精锻成型。该制造方法在锻坯真空熔炼的步骤之前进行锻造整形，通过高温条件下的均匀化热处理以及锻造变形促进成分的均匀性，从而获得成分均匀的铸锭；在相变点以上的第一锻造的主要目的是为了破碎晶粒，获得小晶粒组织，提高材料韧性，降低TA11中由于Al含量过高形成Ti3Al脆性相导致锻造过程中内裂问题；然后在相变点以下进行近β锻的第二锻造，控制锻造温度在较高的温度，提高棒坯的组织均匀性，提高韧性，解决TA11中由于Al含量过高形成Ti3Al脆性相导致锻造过程中内裂问题；近β的一道次精锻成型主要目的是控制终锻温度，降低初生α相含量，获得细小均匀交织的网篮组织，以满足TA11的使用蠕变需求。如此上述制造方法制得的TA11钛合金棒材，其组织均匀、蠕变小，生产的棒材满足国内外标准要求，且富余量充足。

在其中一些实施例中，所述提供铸锭的步骤包括如下步骤：

按照TA11钛合金所需元素提供自耗电极；

将所述自耗电极进行真空自耗熔炼，得到所述铸锭，所述铸锭的直径为Φ490mm～Φ510mm。

在其中一些实施例中，将所述自耗电极进行真空自耗熔炼的步骤包括如下步骤：

将Φ330mm～Φ350mm的自耗电极于熔炼电压25V～35V、熔炼电流7KA～10KA下进行一次真空自耗熔炼至直径为Φ410mm～Φ430mm；再于熔炼电压28V～35V、熔炼电流15KA～22KA下进行二次真空自耗熔炼，得到所述铸锭。

在其中一些实施例中，所述第一锻造的火次为3～6火次，每火次锻造比控制在(1.5～1.7):1。

在其中一些实施例中，所述第二锻造的总火次为4～10火次；其中，镦拔锻造时，每火次锻造比控制在(1.2～2.0):1；拔长锻造时，每火次锻造比控制在(1.4～5.0):1，所述镦拔锻造的火次为3～5次。

在其中一些实施例中，所述一道次精锻成型的锻造比控制在(1.3～1.8):1。

在其中一些实施例中，所述第一锻造后的锻后冷却的方式为水冷；和/或

所述第二锻造后的锻后冷却的方式为水冷与空冷交替的方式；和/或

所述一道次精锻成型后的锻后冷却的方式为空冷。

在其中一些实施例中，所述一道次精锻成型后的锻后冷却的步骤控制终锻温度≥850℃。

在其中一些实施例中，所述锻造整形的步骤中：在所述冷却后扒皮的步骤之前，所述锻造整形得到的锻坯的直径为Φ435mm～Φ450mm；所述冷却后扒皮至锻坯的直径为Φ415mm～Φ430mm；和/或

所述成品锻坯的直径为Φ490mm～Φ510mm；和/或

所述成品锻坯扒皮的步骤控制成品锻坯的直径为Φ460mm～Φ480mm；和/或

所述TA11钛合金棒材的直径为Φ30～Φ50mm。

在其中一些实施例中，所述锻坯真空熔炼的条件为：熔炼电压为29V～36V，熔炼电流18KA～25KA。

附图说明

图1为本发明实施例1的Φ40mm规格的TA11钛合金棒材的低倍组织图；

图2为本发明实施例1的Φ40mm规格的TA11钛合金棒材的显微组织图；

图3为本发明实施例2的Φ50mm规格的TA11钛合金棒材的低倍组织图；

图4为本发明实施例2的Φ50mm规格的TA11钛合金棒材的显微组织图；

图5为本发明对比例1的Φ50mm规格的TA11钛合金棒材的低倍组织图；

图6为本发明对比例1的Φ50mm规格的TA11钛合金棒材的显微组织图。

具体实施方式

为了便于理解本发明，下面将参照相关附图对本发明进行更全面的描述。附图中给出了本发明的较佳实施例。但是，本发明可以以许多不同的形式来实现，并不限于本文所描述的实施例。相反地，提供这些实施例的目的是使对本发明的公开内容的理解更加透彻全面。

需要说明的是，当元件被称为“固定于”另一个元件，它可以直接在另一个元件上或者也可以存在居中的元件。当一个元件被认为是“连接”另一个元件，它可以是直接连接到另一个元件或者可能同时存在居中元件。

除非另有定义，本文所使用的所有的技术和科学术语与属于本发明的技术领域的技术人员通常理解的含义相同。本文中在本发明的说明书中所使用的术语只是为了描述具体的实施例的目的，不是旨在于限制本发明。本文所使用的术语“和/或”包括一个或多个相关的所列项目的任意的和所有的组合。

本发明提供了一种TA11钛合金棒材的制造方法，包括以下步骤：

提供铸锭：按照TA11钛合金所需元素提供铸锭。

在其中一些实施例中，提供铸锭的步骤包括如下步骤S11～S12。

步骤S11：按照TA11钛合金所需元素提供自耗电极；

步骤S12：将自耗电极进行真空自耗熔炼，得到铸锭，铸锭的直径为Φ490mm～Φ510mm。

进一步地，将自耗电极进行真空自耗熔炼的步骤包括如下步骤：将Φ330mm～Φ350mm的自耗电极于熔炼电压25V～35V、熔炼电流7KA～10KA下进行一次真空自耗熔炼至直径为Φ410mm～Φ430mm；再于熔炼电压28V～35V、熔炼电流15KA～22KA下进行二次真空自耗熔炼，得到铸锭。

进一步地，真空自耗熔炼在真空自耗炉中进行。

锻造整形：将铸锭于1100℃～1200℃进行均匀化热处理，并锻造整形得到锻坯，冷却后扒皮。

进一步地，锻造整形的步骤中，均匀化热处理的时间为9h～11h。

在其中一些实施例中，锻造整形的步骤中：在冷却后扒皮的步骤之前，锻造整形得到的锻坯的直径为Φ435mm～Φ450mm。在其中一些实施例中，冷却后扒皮至锻坯的直径为Φ415mm～Φ430mm。

锻坯真空熔炼：将扒皮后的锻坯进行真空熔炼，得到成品锻坯。

在其中一些实施例中，成品锻坯的直径为Φ490mm～Φ510mm。

在其中一些实施例中，锻坯真空熔炼的条件为：熔炼电压为29V～36V，熔炼电流18KA～25KA。进一步地，锻坯真空熔炼为在真空自耗炉中进行真空自耗熔炼。

第一锻造：将成品锻坯扒皮后，在β转变温度以上40℃～200℃进行镦拔锻造，锻后冷却。

在其中一些实施例中，成品锻坯扒皮的步骤控制成品锻坯的直径为Φ460mm～Φ480mm。

进一步地，第一锻造的步骤中的镦拔锻造的温度为：在β转变温度以上40℃～160℃。

在其中一些实施例中，第一锻造的火次为3～6火次，每火次锻造比控制在(1.4～2.5):1。如此控制在多火次小变量锻造，以更好地提高材料韧性。进一步地，每火次锻造比控制在(1.4～1.6):1。进一步地，第一锻造的火次可为3、4、5、6火次。

在其中一些实施例中，第一锻造后的锻后冷却的方式为水冷。

第二锻造：将进行镦拔锻造后的成品锻坯在β转变温度以下20℃～50℃依次进行镦拔和拔长锻造，锻后冷却。

进一步地，第二锻造中的镦拔和拔长锻造的温度为：在β转变温度以下20℃～40℃。

在其中一些实施例中，第二锻造的总火次为4～10火次；其中，镦拔锻造时，每火次锻造比控制在(1.2～2.0)：1之间，墩拔次数为1-2次；拔长锻造时，每火次锻造比控制在(1.6～5.0):1。如此控制在多火次小变量锻造，以更好地提高材料韧性。进一步地，第二锻造中，镦拔锻造的次数为3～5火次。

进一步地，第二锻造中的镦拔步骤之后且在精锻步骤之前控制成品锻坯的直径为Φ180mm～Φ220mm。进一步地，在第二锻造中的精锻步骤之后控制成品锻坯的直径为Φ55mm～Φ75mm。

进一步地，第二锻造后的锻后冷却的方式为水冷与空冷交替的方式。

第一锻造和第二锻造的锻造温度较高，控制在小变量变形，在韧性较好的相变点以上增加火次，确保在相变点以下变形时组织基本破碎，在相变点以下多火次小变量锻造，适当添加对角拔以及走扁方。

一道次精锻成型：将依次进行镦拔和拔长锻造后的成品锻坯在β转变温度以下10℃～20℃进行一道次精锻成型，一道次精锻成型的锻造比控制在(1.3～1.8):1，锻后冷却，得到TA11钛合金棒材。

在其中一些实施例中，一道次精锻成型的锻造比控制在(1.5～1.7):1。进一步地，一道次精锻成型后的锻后冷却的方式为空冷。

在其中一些实施例中，一道次精锻成型后的锻后冷却的步骤控制终锻温度≥850℃。进一步地，一道次精锻成型采用一道次成型工艺即可，通过控制锻造的始锻温度及锻造比，进而控制以及变形量、变形速度，达到控制终锻温度的目的。

在其中一些实施例中，TA11钛合金棒材的直径为Φ30～Φ50mm。

本发明的技术人员发现，在生产过程中控制初生α相含量很关键。基于此，提出了上述TA11钛合金棒材的制造方法。

上述TA11钛合金棒材的制造方法，能够制备组织均匀、性能优良的TA11钛合金棒材，该棒材可以用于制备航空发动机高压气盘机、叶片和机匣等，最高长期工作温度为450℃。进一步地，该制造方法制得的TA11钛合金棒材可以满足航空航天工业对叶片用钛合金棒材的应用需求，针对Φ30～Φ50mm TA11钛合金棒材可实现规模化生产，满足应用需要。

以下为具体实施例。

实施例1Φ40mm的TA11钛合金棒材的制备

一次熔炼：选取Φ340mm电极，该电极按照TA11钛合金所需元素提供，在真空自耗炉中于熔炼电压25-35V、熔炼电流7-10KA的范围内真空熔炼为Φ420mm的一次铸锭；

二次熔炼：将Φ420mm的一次铸锭，在真空自耗炉中于熔炼电压28-35V、熔炼电流15-22KA的范围内真空熔炼为Φ500mm的二次铸锭；

锻造整形：将Φ500mm的二次铸锭，在1150℃下保温10h，进行均匀化热处理，锻造整形为Φ440mm的锻坯，空冷后扒皮为Φ420mm的光棒；

锻坯真空熔炼：将Φ420mm的光棒，在真空自耗炉中于熔炼电压29-36V、熔炼电流18-25KA的范围内真空熔炼为Φ500mm的成品锻坯；

铸锭扒皮打磨：将Φ500mm的成品锻坯扒皮打磨：将Φ500mm的成品锻坯通过扒皮至470mm并对光锭行通磨，去除表面气孔、裂纹；

第一锻造(相变点以上多火次锻造)：将Φ470mm规格的光锭在β转变温度以上40～200℃进行4火次的镦拔锻造，β转变温度为1040℃，即：

1火锻造加热温度选择1200℃，两镦两拔锻至□400mm，锻造比为1.6:1，锻后采用水冷；2火锻造加热温度选择1150℃，一镦一拔锻至□400mm，锻造比选择1.6:1，锻后采用水冷；3火锻造加热温度选择1100℃，一镦一拔锻至□400mm，锻造比选择1.6:1，锻后空冷；4火锻造加热温度选择1080℃，一镦一拔锻至□400mm，锻造比选择1.5:1，锻后水冷。其中，□表示“方锭”；此处表示为边长为400mm的方锭；以下类似。

第二锻造(相变点以下多火次小变量锻造)：将□400mm的锻坯在β转变温度以下20℃～50℃进行8火次的锻造，即：

1火锻造加热温度选择1020℃，一镦一拔锻至□400mm，锻造比为1.5:1，锻后采用水冷；2火锻造加热温度选择1020℃，直拔锻至□280mm，锻造比为1.9:1，锻后采用空冷；3火锻造加热温度选择1015℃，走扁方，一镦一拔锻至□280mm，锻造比为1.5:1，锻后采用水冷；4火锻造加热温度选择1015℃，拔八方至◇230mm，锻造比为1.5:1，锻后采用水冷；5火锻造加热温度选择1015℃，拔八方至◇200mm，锻造比为1.3:1，锻后采用空冷；6火锻造加热温度选择1010℃，甩圆拔长至Φ180mm，锻造比为1.5:1，锻后采用空冷；7火和8火采用精锻拔长的方式，精锻温度为1000℃，7火精锻至Φ100mm，锻造比为3.3:1，8火精锻至Φ58mm，锻造比为3.0:1，锻后均采用空冷；

一道次精锻成型：将Φ58mm的成品锻坯在1020℃下进行一道次精锻成型，精锻至Φ45mm，锻造比为1.7:1，锻后空冷，控制终锻温度≥850℃，最终成品规格为Φ40mm的TA11钛合金棒材。

将实施例1制得的TA11钛合金棒材熔炼后获得的铸锭在头、中、底以及头、底9点取样的主元素波动2000ppm以内，成分均匀性好。从图1中可看出，制备出的成品规格为Φ40mm的TA11钛合金棒材在低倍下无明显的冶金缺陷，组织均匀，呈模糊晶。

图2为实施例1制得的TA11钛合金棒材的边部(a)、1/2R(b)和心部(b)的显微组织，从图2中可以看出边部、1/2R和心部的显微组织非常均匀，初生α含量少。其中，1/2R是指棒材的半径的一半所在之处。

对采用实施例1的制造方法生产的该批次棒材进行整体探伤测试，测试结果满足Φ0.8-(12-18)dB，且没有超过2dB的单显。检测的蠕变结果为0.121％。生产的棒材整体结果满足国内外标准要求，且富余量充足。

实施例2Φ50mm的TA11钛合金棒材的制备

一次熔炼：选取Φ340mm电极，该电极按照TA11钛合金所需元素提供，在熔炼电压25-35V、熔炼电流7-10KA的范围内真空熔炼为Φ420mm的一次铸锭；

二次熔炼：将Φ420mm的一次铸锭，在熔炼电压28-35V、熔炼电流15-22KA的范围内真空熔炼为Φ500mm的二次铸锭；

成品熔炼：将Φ420mm的光棒，在熔炼电压29-36V、熔炼电流18-25KA的范围内真空熔炼为Φ500mm的成品铸锭；

铸锭扒皮打磨：将Φ500mm的成品铸锭通过扒皮至470mm并对光锭进行通磨，去除表面气孔、裂纹；

第一锻造(相变点以上多火次锻造)：将Φ470mm规格的TA11钛合金铸锭在β转变温度以上40～200℃进行4火次的镦拔锻造，β转变温度为1040℃，即：

1火锻造加热温度选择1200℃，两镦两拔锻至□400mm，锻造比为1.6:1，锻后采用水冷；2火锻造加热温度选择1150℃，一镦一拔锻至□400mm，锻造比选择1.6:1，锻后采用水冷；3火锻造加热温度选择1100℃，一镦一拔锻至□400mm，锻造比选择1.6:1，锻后空冷；4火锻造加热温度选择1080℃，一镦一拔锻至□400mm，锻造比选择1.5，锻后水冷。

第二锻造(相变点以下多火次小变量锻造)：将□400mm的锻坯在β转变温度以下20℃～50℃进行7火次的锻造，即：

1火锻造加热温度选择1020℃，一镦一拔锻至□400mm，锻造比为1.5:1，锻后采用水冷；2火锻造加热温度选择1020℃，直拔锻至□280mm，锻造比为1.9:1，锻后采用空冷；3火锻造加热温度选择1015℃，走扁方，一镦一拔锻至□280mm，锻造比为1.5:1，锻后采用水冷；4火锻造加热温度选择1015℃，拔八方至◇230mm，锻造比为1.5:1，锻后采用水冷；5火锻造加热温度选择1015℃，甩圆拔长至Φ210mm，锻造比为1.4:1，锻后采用空冷；6火和7火采用精锻的方式，精锻温度为1000℃，6火精锻至Φ120mm，锻造比为3.1:1，7火精锻至Φ68mm，锻造比为3.1:1，锻后均采用空冷。

一道次精锻成型：将Φ68mm的成品锻坯在1020℃下进行一道次精锻成型，精锻至Φ55mm，锻造比为1.5:1，锻后空冷，控制终锻温度≥850℃，最终成品规格为Φ50mm的TA11钛合金棒材。

将实施例2制得的TA11钛合金棒材熔炼后获得的铸锭在头、中、底以及头、底9点取样(其中九点取样指铸锭横向十字线上心部、边部及1/2R均匀分布九点)的主元素波动2000ppm以内，成分均匀性好。从图3中可看出，制备出的成品规格为Φ50mm棒材在低倍下无明显的冶金缺陷，组织均匀，呈模糊晶。

图4为实施例2制得的TA11钛合金棒材的边部(a)、1/2R(b)和心部(b)的显微组织，从图4中可以看出边部、1/2R和心部的显微组织非常均匀，初生α含量少。

对采用实施例2的制造方法生产的该批次棒材进行整体探伤测试，测试结果满足Φ0.8-(12-15)dB，且没有超过2dB的单显。检测的蠕变结果为0.136％。生产的棒材整体结果满足国内外标准要求，且富余量充足。

对比例1Φ50mm的TA11钛合金棒材的制备

一次熔炼、二次熔炼、锻造整形、锻坯真空熔炼、铸锭扒皮打磨、第一锻造、第二锻造的前5次火次与实施例2相同，不同之处在于：

第二锻造的第6火次采用精锻的方式，精锻温度为1000℃，6火精锻至Φ110mm，锻造比为3.6:1，锻后空冷；

4道次精锻成型：将Φ110mm的成品锻坯在1020℃下进行成品精锻，经4道次精锻至Φ55mm，锻造比为4.0:1，锻后空冷，控制终锻温度≥750℃，最终成品规格为Φ50mm棒材。

从图5中可看出，对比例1制备出的成品规格为Φ50mm棒材在低倍下无明显的冶金缺陷，组织均匀，呈模糊晶，与实施案例二对比低倍组织无差异项。

图6为相应棒材的边部(a)、1/2R(b)和心部(c)的显微组织，从图6中可以看出边部与心部的显微组织均匀性与实施例2差别不大，均比较均匀，但初生α含量差别大，对比例1的初生α含量明显高于实施例2。

对采用对比例1的制造方法生产的该批次棒材进行整体探伤测试，测试结果满足Φ0.8-(12-15)dB，且没有超过2dB的单显，探伤差别不明显。检测的蠕变结果为0.195％，蠕变结果高于实施例2，换言之蠕变性能明显低于实施例2。

以上所述实施例的各技术特征可以进行任意的组合，为使描述简洁，未对上述实施例中的各个技术特征所有可能的组合都进行描述，然而，只要这些技术特征的组合不存在矛盾，都应当认为是本说明书记载的范围。

以上所述实施例仅表达了本发明的几种实施方式，其描述较为具体和详细，但并不能因此而理解为对发明专利范围的限制。应当指出的是，对于本领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明构思的前提下，还可以做出若干变形和改进，这些都属于本发明的保护范围。因此，本发明专利的保护范围应以所附权利要求为准。

Claims

1.一种TA11钛合金棒材的制造方法，其特征在于，包括以下步骤：

提供铸锭：按照TA11钛合金所需元素提供铸锭；

2.如权利要求1所述的制造方法，其特征在于，所述提供铸锭的步骤包括如下步骤：

按照TA11钛合金所需元素提供自耗电极；

3.如权利要求2所述的制造方法，其特征在于，将所述自耗电极进行真空自耗熔炼的步骤包括如下步骤：

4.如权利要求1至3任一项所述的制造方法，其特征在于，所述第一锻造的火次为3～6火次，每火次锻造比控制在(1.4～2.5):1。

5.如权利要求1至3任一项所述的制造方法，其特征在于，所述第二锻造的总火次为4～10火次；其中，镦拔锻造时，每火次锻造比控制在(1.2～2.0):1，拔长锻造时，每火次锻造比控制在(1.4～5.0):1，所述镦拔锻造的火次为3～5次。

6.如权利要求1至3任一项所述的制造方法，其特征在于，所述一道次精锻成型的锻造比控制在(1.5～1.7):1。

7.如权利要求1至3任一项所述的制造方法，其特征在于，所述第一锻造后的锻后冷却的方式为水冷；和/或

所述一道次精锻成型后的锻后冷却的方式为空冷。

8.如权利要求1至3任一项所述的制造方法，其特征在于，所述一道次精锻成型后的锻后冷却的步骤控制终锻温度≥850℃。

9.如权利要求1至3任一项所述的制造方法，其特征在于，所述锻造整形的步骤中：在所述冷却后扒皮的步骤之前，所述锻造整形得到的锻坯的直径为Φ435mm～Φ450mm；所述冷却后扒皮至锻坯的直径为Φ415mm～Φ430mm；和/或

所述成品锻坯的直径为Φ490mm～Φ510mm；和/或

所述TA11钛合金棒材的直径为Φ30～Φ50mm。

10.如权利要求1至3任一项所述的制造方法，其特征在于，所述锻坯真空熔炼的条件为：熔炼电压为29V～36V，熔炼电流18KA～25KA。