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。拥有优异的热强机能，重要用于工作温度500℃以下的飞机发起机叶片、
、、叶轮、
、、压气盘等关键零部件，是目前航空航天工业利用较广的一种钛合金［1］ 。随着钛航空航天工业的发展，钛合金铸造棒材的规格不休增大，同时对棒材的组织均匀性提出了更高要求。本文针对TC11 ? 230mm棒材组织均匀性差、
、、力学机能不均等问题，通过制订合理的铸造工艺规划，有效地提高 ? 230mm棒材的组织和力学能均匀性。

1、
、、试验资料和试验步骤

1.1 试验资料制作步骤

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 ? 720mm。铸锭化学成分（表1），β转变度为982℃。

1.2 试验步骤

本试验选取A、
、、B两种铸造工艺规划。

开坯铸造：A规划和B规划，铸锭加热到α+β相变点以上，选取镦粗拔长工艺，总锻比：5。

制品铸造：A规划在β相变点以下，选取高低平砧拔长工艺出产钛棒，总锻比：5；；；B规划在β相变点以下，选取镦粗+ V型砧拔长工艺出产钛棒，总锻比：8。

2、
、、试验了局对比

2.1 取样规划

制品棒材热处置工艺：960℃保温 1h，空冷+530℃保温6h，空冷。

A、
、、B两种分歧工艺出产的棒材，别离在横截面的中心、
、、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 低倍组织比力

A规划铸造的棒材低倍组织不均匀，边部为：，1/2R处和心部为半清澈晶。B规划铸造的棒材低倍组织均匀性好，整体为：А

2.3 显微组织比力

对选取A规划和B规划铸造的棒材，其横截面中心、
、、1/2R和边部的显微组织检验了局如图2所示。

（其中下标1、
、、2、
、、3别离暗示棒材横截面上的中心、
、、1/2半径及边部）

选取规划A铸造的棒材从中心到边部的显微组织差距较大，边部组织为藐小的等轴组织，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，固然晶界已破碎，但原始β晶粒内部还存在显著的集束。选取规划B铸造的棒材，从中心到边部的显微组织根基为等轴组织，原始β晶界充分破碎。

2.4 力学机能比力

规划A铸造的TC11钛棒材，中心到边部的强度逐步提高。中心与边部的抗拉强度相差39MPa，断面收缩率相差9%。规划B铸造的棒材，中心到边部的力学机能较均匀，强度和塑性均优于A规划。

3、
、、试验了局分析

3.1 低倍和显微组织分析

对图1和图2分析：A规划铸造的棒材中心、
、、1/2R和边部的低倍组织别离阐发为半清澈晶和：，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规划铸造的棒材，低倍阐发为：，其显微组织根基为等轴组织。在α+β区变形时，A规划选取高低平砧拔长工艺，棒材中心和1/2R变形不充分、
、、锻透性差，β晶界破碎水平不高，α片层的球化水平低；；；B规划选取镦粗+ 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片层的球化水平提高。

3.2 力学机能分析

从表2分析：B规划棒材断面收缩率，较A规划提高了6%，中心到边部的机能较A规划也有提高。

据有关钻研批注：α相对拉伸塑性指标影响较显著，出格是断面收缩率［2］ 。适本地增大变形水平，能够起到细化晶粒的作用［3］ 。由于A规划铸造的棒材只选取平砧拔长，棒材变形不均匀，晶粒细化水平低，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规划选取镦粗+V型砧拔长，从中心到边部棒材变形更充分、
、、更均匀，晶粒细化水平高，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

TC11 ? 230mm棒材铸造，适当增长在α+β相区总锻比,选取镦粗+ V型砧拔长，棒材中心和1/2R处的锻透性得到改善，提凹凸倍组织的均匀性；；；晶粒细化，等轴α相含量提高，机能均匀性提升。

参考文件

［1］ 苏祖武,孟国文,郭鸿镇,等.Tcll钛合金棒材显微组织等轴细晶化工艺钻研[J].金属学报.1991:27

［2］ 莫畏.钛铸锭和铸造[M].北京：冶金工业出版社.2012［3］ 赵永庆,陈永楠,张学敏.等.钛合金相变及热处置[M].湖南：中南大学出版社.2012.