TC11钛合金名义成分为Ti-6.5Al-1.5Zr-3.5Mo-0.3Si，属于马氏体型α+β钛合金。具有优异的热强性能，主要用于工作温度500℃以下的飞机发动机叶片、叶轮、压气盘等关键零部件，是目前航空航天工业应用较广的一种钛合金［1］ 。随着钛航空航天工业的发展，钛合金锻造棒材的规格不断增大，同时对棒材的组织均匀性提出了更高要求。本文针对TC11φ230mm钛棒材组织均匀性差、力学性能不均等问题，通过制定合理的锻造工艺方案，有效地提高φ30mm棒材的组织和力学能均匀性。
1、试验材料和试验方法
1.1 试验材料制造方法
本文选用攀长特钛材有限公司真空自耗熔炼的TC11钛合金铸锭，直径为φ720mm。铸锭化学成分（表1），β转变度为982℃。
1.2 试验方法
本试验采用A、B两种锻造工艺方案。
开坯锻造：A方案和B方案，铸锭加热到α+β相变点以上，采用镦粗拔长工艺，总锻比：5。成品锻造：A方案在β相变点以下，采用上下平砧拔长工艺生产钛棒，总锻比：5；B方案在β相变点以下，采用镦粗+ V型砧拔长工艺生产钛棒，总锻比：8。
2、试验结果对比
2.1 取样方案
成品棒材热处理工艺：960℃保温 1h，空冷+530℃保温6h，空冷。
A、B两种不同工艺生产的棒材，分别在横截面的中心、1/2R和边部取力学和显微组织试样，并在棒材一端取低倍试样。
2.2 低倍组织比较
A方案锻造的棒材低倍组织不均匀，边部为模糊晶，1/2R处和心部为半清晰晶。B方案锻造的棒材低倍组织均匀性好，整体为模糊晶。
2.3 显微组织比较
对采用A方案和B方案锻造的棒材，其横截面中心、1/2R和边部的显微组织检验结果如图2所示。
（其中下标1、2、3分别表示棒材横截面上的中心、1/2半径及边部）采用方案A锻造的棒材从中心到边部的显微组织差异较大，边部组织为细小的等轴组织，但中心与1/2R处的组织破碎不充分，仍有原始β晶界的痕迹，虽然晶界已破碎，但原始β晶粒内部还存在明显的集束。采用方案B锻造的棒材，从中心到边部的显微组织基本为等轴组织，原始β晶界充分破碎。
2.4 力学性能比较
方案A锻造的棒材，中心到边部的强度逐渐提高。中心与边部的抗拉强度相差39MPa，断面收缩率相差9%。方案B锻造的棒材，中心到边部的力学性能较均匀，强度和塑性均优于A方案。
3、试验结果分析
3.1 低倍和显微组织分析
对图1和图2分析：A方案锻造的棒材中心、1/2R和边部的低倍组织分别表现为半清晰晶和模糊晶，中心和1/2R处的显微组织为等轴α+原始β晶界，边部为等轴组织。B方案锻造的棒材，低倍表现为模糊晶，其显微组织基本为等轴组织。在α+β区变形时，A方案采用上下平砧拔长工艺，棒材中心和1/2R变形不充分、锻透性差，β晶界破碎程度不高，α片层的球化程度低；B方案采用镦粗+ V型砧拔长，棒材中心受3向压应力，提高锻透性，β晶粒破碎充分，α片层的球化程度提高。
3.2 力学性能分析
从表2分析：B方案棒材断面收缩率，较A方案提高了6%，中心到边部的性能较A方案也有提高。
据相关研究表明：α相对拉伸塑性指标影响较明显，特别是断面收缩率［2］ 。适当地增大变形程度，可以起到细化晶粒的作用［3］ 。由于A方案锻造的棒材只采用平砧拔长，棒材变形不均匀，晶粒细化程度低，等轴α相含量相对较少，棒材中心到边部的抗拉强度和塑性相差大。B方案采用镦粗+V型砧拔长，从中心到边部棒材变形更充分、更均匀，晶粒细化程度高，等轴α相含量提高，棒材的抗拉强度均匀，断面收缩率提高。
4、结论
TC11φ230mm棒材锻造，适当增加在α+β相区总锻比,采用镦粗+ V型砧拔长，棒材中心和1/2R处的锻透性得到改善，提高低倍组织的均匀性；晶粒细化，等轴α相含量提高，性能均匀性提升。
参考文献
［1］ 苏祖武,孟国文,郭鸿镇,等.TC11钛合金棒材显微组织等轴细晶化工艺研究[J].金属学报.1991:27
［2］ 莫畏.钛铸锭和锻造[M].北京：冶金工业出版社.2012
［3］ 赵永庆,陈永楠,张学敏.等.钛合金相变及热处理[M].湖南：中南大学出版社.2012.
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