TC11钛合金相当于前苏联的BT9钛合金。该合金的名义成分为6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.25Si，属高铝当量马氏体型α+β两相钛合金。这种合金具有优异的热强性能，主要用于制作工作温度在500℃以下的飞机发动机压气机盘、叶片和叶轮等关键零部件，是目前航空工业上应用最广泛的钛合金之一。随着航空航天技术的发展，对TC11钛棒材的规格和组织性能的要求越来越高，本文针对TC11大规格棒材的组织均匀性差、力学性能的匹配差等问题，通过制定合理可行的主导工艺方案，从而最终获得各个部位组织均匀一致、力学性能完全符合标准及用户使用要求的Φ320mm大规格棒材。

1、试验材料及实验方法

1.1 试验材料

试验用材料选用优质小颗粒海绵钛，采用真空自耗电弧炉三次熔炼，其化学成分符合GB3620-2007标准要求。(α+β)/β转变温度990 ～ 1010℃ 。

1.2 试验方法

试验按 A、B 两种工艺进行。工艺A采用铸锭加热至相变点以上较高温度，采用常规锻造工艺进行1～2火自由锻变形，单相区变形量大于50%，之后在两相区采用常规锻造工艺进行变形，变形量为40%以上，最终锻制得到直径为φ280规格成品棒材。

工艺B采用铸锭加热至相变点以上较高温度，进行1～2火自由锻变形，单相区变形量大于70%，采用特殊锻造方法，走圆－圆系变形。然后进行均匀化处理，再在两相区加热，进行多火的特殊锻造方法以及工序控制方法，两相区变形量为85%以上，最终锻制得到直径为φ320mm规格成品棒材。

2、试验结果与讨论

2.1 力学性能分析

分别在两种锻制工艺得到的成品棒材的中心、1/2R、边部各点制取横向和纵向试样，试样经950℃/1h.AC+530℃/6h.AC热处理后，进行室温力学性能和500℃高温力学性能测试，测试结果见表1和表2，接着对锻制的φ320mm规格成品棒材热稳定性、高温持久性和冲击性能进行测试，测试结果见表3。

从以上图表1中可以看出，工艺A锻制的φ280mm大规格棒材同一截面上中心、1/2R、边部各点力学性能差异较大，从中心至边部强度值逐渐提高，中心和边部相比较，抗拉强度相差约70MPa。经分析认为，这是由于边部较中心变形更充分，组织更细小。而按工艺B锻制的φ320mm大规格棒材同一截面上中心、1/2R、边部各点力学性能均无明显差异，棒材整体力学性能均匀性较好。

从表1、表 2 可以看出，工艺B锻制的φ320mm大规格棒材室温力学性能和500℃高温力学性能明显高于工艺A锻制的φ280mm大规格棒材。分析原因为工艺B的变形量高于工艺A，各个部分的变形更充分，组织更细小。而细小组织可以起到细晶强化的作用。由表3 可以看出工艺B锻制的φ320mm大规格棒材热稳定性、高温持久和冲击性能都达到了一定的标准要求。

2.2 低倍组织分析

通过上述两种锻造方案锻制的棒材低倍组织见图1和图2。从图中可以看出，工艺A锻制的φ280mm棒材的低倍组织有明细的清晰晶，而工艺B锻制的φ320mm棒材低倍组织为模糊晶。

2.3 显微组织分析

分别对两种锻造工艺所得到的成品棒材在其对应的中心、1/2R、边部各点取横向试样，经950℃/1h.AC+530℃/6h.AC热处理后，得到各点的显微组织如下图所示:

从图中可以看出，按工艺A锻制的φ280mm棒材同一截面上从中心至边部各点显微组织为少量等轴α+大量长条α+β，特别是心部有明显的大块α; 而按工艺B锻制的φ320mm 棒材同一截面上从中心至边部各点横向显微组织为大量等轴α+极少量长条α+β，初生 α含量都在45~55%之间。这是由于工艺B锻制的φ320mm棒材在单相区和两相区变形量都较充分，并且在两相区没有采用镦———拔工艺，只进行变形较均匀的拔长变形，且变形量大于85%，已满足把单相区不均匀变形产生的少部分的不均匀组织进行了充分的变形， 所以得到了从中心到边部各点组织均匀性好的TC11合金φ320mm大规格钛棒材。

3、结论

通过单相区变形量大于70%和两相区采用拔长变形，变形量大于85%的锻造工艺，可以获得同一截面上各点组织均匀性较好、力学性能完全符合标准及用户使用要求的φ320mm大规格棒材。

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