TC11鈦合金名義成分為Ti-6.5Al-1.5Zr-3.5Mo-0.3Si，屬于馬氏體型α+β鈦合金。具有優異的熱強性能，主要用于工作溫度500℃以下的飛機發動機葉片、葉輪、壓氣盤等關鍵零部件，是目前航空航天工業應用較廣的一種鈦合金［1］ 。隨著鈦航空航天工業的發展，鈦合金鍛造棒材的規格不斷增大，同時對棒材的組織均勻性提出了更高要求。本文針對TC11 ? 230mm棒材組織均勻性差、力學性能不均等問題，通過制定合理的鍛造工藝方案，有效地提高 ? 230mm棒材的組織和力學能均勻性。

1、試驗材料和試驗方法

1.1 試驗材料制造方法

本文選用攀長特鈦材有限公司真空自耗熔煉的TC11鈦合金鑄錠，直徑為 ? 720mm。鑄錠化學成分（表1），β轉變度為982℃。

1.2 試驗方法

本試驗采用A、B兩種鍛造工藝方案。

開坯鍛造：A方案和B方案，鑄錠加熱到α+β相變點以上，采用鐓粗拔長工藝，總鍛比：5。

成品鍛造：A方案在β相變點以下，采用上下平砧拔長工藝生產鈦棒，總鍛比：5；B方案在β相變點以下，采用鐓粗+ V型砧拔長工藝生產鈦棒，總鍛比：8。

2、試驗結果對比

2.1 取樣方案

成品棒材熱處理工藝：960℃保溫 1h，空冷+530℃保溫6h，空冷。

A、B兩種不同工藝生產的棒材，分別在橫截面的中心、1/2R和邊部取力學和顯微組織試樣，并在棒材一端取低倍試樣。

2.2 低倍組織比較

A方案鍛造的棒材低倍組織不均勻，邊部為模糊晶，1/2R處和心部為半清晰晶。B方案鍛造的棒材低倍組織均勻性好，整體為模糊晶。

2.3 顯微組織比較

對采用A方案和B方案鍛造的棒材，其橫截面中心、1/2R和邊部的顯微組織檢驗結果如圖2所示。

（其中下標1、2、3分別表示棒材橫截面上的中心、1/2半徑及邊部）

采用方案A鍛造的棒材從中心到邊部的顯微組織差異較大，邊部組織為細小的等軸組織，但中心與1/2R處的組織破碎不充分，仍有原始β晶界的痕跡，雖然晶界已破碎，但原始β晶粒內部還存在明顯的集束。采用方案B鍛造的棒材，從中心到邊部的顯微組織基本為等軸組織，原始β晶界充分破碎。

2.4 力學性能比較

方案A鍛造的棒材，中心到邊部的強度逐漸提高。中心與邊部的抗拉強度相差39MPa，斷面收縮率相差9%。方案B鍛造的棒材，中心到邊部的力學性能較均勻，強度和塑性均優于A方案。

3、試驗結果分析

3.1 低倍和顯微組織分析

對圖1和圖2分析：A方案鍛造的棒材中心、1/2R和邊部的低倍組織分別表現為半清晰晶和模糊晶，中心和1/2R處的顯微組織為等軸α+原始β晶界，邊部為等軸組織。B方案鍛造的棒材，低倍表現為模糊晶，其顯微組織基本為等軸組織。在α+β區變形時，A方案采用上下平砧拔長工藝，棒材中心和1/2R變形不充分、鍛透性差，β晶界破碎程度不高，α片層的球化程度低；B方案采用鐓粗+ V型砧拔長，棒材中心受3向壓應力，提高鍛透性，β晶粒破碎充分，α片層的球化程度提高。

3.2 力學性能分析

從表2分析：B方案棒材斷面收縮率，較A方案提高了6%，中心到邊部的性能較A方案也有提高。

據相關研究表明：α相對拉伸塑性指標影響較明顯，特別是斷面收縮率［2］ 。適當地增大變形程度，可以起到細化晶粒的作用［3］ 。由于A方案鍛造的棒材只采用平砧拔長，棒材變形不均勻，晶粒細化程度低，等軸α相含量相對較少，棒材中心到邊部的抗拉強度和塑性相差大。B方案采用鐓粗+V型砧拔長，從中心到邊部棒材變形更充分、更均勻，晶粒細化程度高，等軸α相含量提高，棒材的抗拉強度均勻，斷面收縮率提高。

4、結論

TC11 ? 230mm棒材鍛造，適當增加在α+β相區總鍛比,采用鐓粗+ V型砧拔長，棒材中心和1/2R處的鍛透性得到改善，提高低倍組織的均勻性；晶粒細化，等軸α相含量提高，性能均勻性提升。

參考文獻

［1］ 蘇祖武,孟國文,郭鴻鎮,等.TC11鈦合金棒材顯微組織等軸細晶化工藝研究[J].金屬學報.1991:27

［2］ 莫畏.鈦鑄錠和鍛造[M].北京：冶金工業出版社.2012［3］ 趙永慶,陳永楠,張學敏.等.鈦合金相變及熱處理[M].湖南：中南大學出版社.2012.