一种初始凝固相为α相的多取向片层组织TiAl合金及其制备方法和应用

摘要

本发明属于钛合金片层控制技术领域，尤其涉及一种初始凝固相为α相的多取向片层组织TiAl合金及其制备方法和应用。本发明提供的制备方法包括以下步骤：使用加热装置对TiAl合金母材的局部进行加热，将位于有效热区内的TiAl合金母材的温度加热至α相区温度进行保温处理后，依次进行局部热处理、进行控温冷却，控温冷却的冷却速率≥5℃/s，得到的TiAl具有多取向γ相片层和多取向的α2相片层形成的组织，本发明提供的方法无需经过熔化，且制备得到多取向片层组织的TiAl合金。

权利要求

1.一种初始凝固相为α相的多取向片层组织TiAl合金的制备方法，包括以下步骤：

使用加热装置对TiAl合金母材的局部进行加热，将位于有效热区内的TiAl合金母材的温度加热至α相区温度进行保温处理，得到具有温度梯度的TiAl合金保温热件，所述TiAl合金母材为α相凝固TiAl合金；位于有效热区内的TiAl合金母材占所述TiAl合金母材的体积比为(4～10):100；

所述TiAl合金保温热件和加热装置进行相对运动，对所述TiAl合金保温热件进行局部热处理，得到热处理α相TiAl合金热件；

将所述热处理α相TiAl合金热件进行控温冷却，所述控温冷却的过程中，TiAl合金由α相相变为多取向的γ相和α2相片层组织，所述控温冷却的终止温度低于TiAl合金的α相向α2相的相转变温度，所述控温冷却的冷却速率≤15℃/s。

2.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，对TiAl合金母材的局部进行加热时，所述α相区温度为1370～1480℃。

3.根据权利要求1或2所述的制备方法，其特征在于，对TiAl合金母材的局部进行加热时，由室温升温至所述α相区温度的升温程序为：由室温按照第一升温速率升温至第一温度，由所述第一温度按照第二升温速率升温至所述α相区温度；所述第一升温速率为10～30℃/s，所述第二升温速率为2～5℃/s，所述第一温度为1150～1250℃。

4.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述保温处理的时间为5～15min，所述保温处理时位于有效热区内的TiAl合金母材的温度为α相区温度，所述α相区温度为1370～1480℃。

5.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述相对运动的相对速率为2～10μm/s。

6.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述局部热处理时，位于有效热区内的TiAl合金母材占所述TiAl合金母材的体积比为(4～10):100，位于有效热区内的TiAl合金母材的温度为α相区温度，所述α相区温度为1370～1480℃。

7.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述控温冷却的终止温度≤800℃。

8.权利要求1～7任一项所述制备方法得到的初始凝固相为α相的多取向片层组织TiAl合金，所述多取向片层组织TiAl合金的Al元素的原子百分比≥47.5at.％，所述多取向片层组织为多取向的γ相和α2相片层组织，所述γ相片层组织的体积百分比≥90％。

9.权利要求8所述的初始凝固相为α相的多取向片层组织TiAl合金在航天航空中的应用。

说明书

一种初始凝固相为α相的多取向片层组织TiAl合金及其制备

方法和应用

技术领域

[0001] 本发明属于钛合金片层控制技术领域，尤其涉及一种初始凝固相为α相的多取向片层组织TiAl合金及其制备方法和应用。

背景技术

[0002] 2015年傅恒志等人在科学出版社学术专著《航空航天材料定向凝固》中系统总结了TiAl合金定向凝固的发展历程和技术手段，通过熔化和凝固过程控制，消除其横向晶界。当凝固初生相为α相时，TiAl合金从高温到低温的相变路径为：L(液相)→L+α→α→α+γ/α(高温片层)→γ/α2(有序化片层)。此时，受α凝固择优取向和固态相变晶体学位向关系影响，最终γ/α2片层取向与生长方向呈90°(垂直于生长方向)。H.Inui等人首次制备出α凝固TiAl合金单晶，具有单一片层取向，其成分为Ti‑49.3Al(at.％)，相关成果发表在“Room‑temperature tensile deformation of polysynthetically twinned(PST)crystals ofTiAl.Acta Metallurgica et Materialia.1992,40(11):3095‑3104.”。针对Ti‑48Al(at.％)α凝固定向合金，G.Wegmann和H.Y.Kim等人的工作表明其在853℃时具有优良的蠕变性能，相关工作发表分别发表在“Deformationcharacteristics of polysynthetically twinned(PST)crystals during creep at 1150K.Intermetallics.2000,8:165‑177.”和“Parallel twinning during creep deformation in soft orientation PST crystal ofTiAl alloy.Acta Materialia.2001,49:2635‑2643.”。

[0003] 针对α凝固TiAl合金定向组织片层取向控制：中国专利CN104328501A公开了一种片层取向完全可控的TiAl单晶及其制备方法，针对α凝固特征Ti‑49Al‑9Nb(at.％)合金，基于水冷铜坩埚母合金锭制备和氧化钇涂层高纯刚玉管定向凝固，通过凝固和固态相变控制，使最终片层取向平行于生长方向。中国专利CN104651650A公开了一种制备TiAl基合金定向全片层组织的方法，采用籽晶重熔和定向凝固法，对具有α凝固特征的Ti‑48Al‑2Cr‑2Nb(at.％)合金进行片层取向控制，其最终片层取向与生长方向平行。中国专利CN105821470A公开了一种双重结构TiAl合金及其制备方法，采用熔炼后定向凝固手段，制备出具有α凝固特征TiAl合金的单一取向的柱状晶和等轴晶组织。

[0004] 上述关于α凝固TiAl合金定向组织片层取向控制方法的报道中，片层取向控制单一，过于强调片层取向平行于生长方向的情况，而忽视了其它片层取向的性能优势。

发明内容

[0005] 有鉴于此，本发明提供了一种初始凝固相为α相的多取向片层组织TiAl合金及其制备方法和应用，本发明提供的制备方法能够制备得到多取向片层组织的TiAl合金。

[0006] 为了实现上述发明目的，本发明提供以下技术方案：

[0007] 本发明提供了一种初始凝固相为α相的合金多取向片层组织TiAl的制备方法，包括以下步骤：

[0008] 使用加热装置对TiAl合金母材的局部进行加热，将至位于有效热区内的TiAl合金母材的温度加热至α相区温度进行保温处理，得到具有温度梯度的TiAl合金保温热件，所述TiAl合金母材为α相凝固TiAl合金；

[0009] 所述TiAl合金保温热件和加热装置进行相对运动，对所述TiAl合金保温热件进行局部热处理，得到热处理α相TiAl合金热件；

[0010] 将所述热处理α相TiAl合金热件进行控温冷却，所述控温冷却的过程中，TiAl合金由α相相变为多取向的γ相和α2相片层组织，所述控温冷却的终止温度低于TiAl合金的α相向α2相的相转变温度，所述控温冷却的冷却速率≤15℃/s。

[0011] 优选的，位于有效热区内的TiAl合金母材占所述TiAl合金母材的体积比为(4～10):100。

[0012] 优选的，对TiAl合金母材的局部进行加热时，所述α相区温度为1370～1480℃。

[0013] 优选的，对TiAl合金母材的局部进行加热时，由室温升温至所述α相区温度的升温程序为：由室温按照第一升温速率升温至第一温度，由所述第一温度按照第二升温速率升温至所述α相区温度；所述第一升温速率为10～30℃/s，所述第二升温速率为2～5℃/s，所述第一温度为1150～1250℃。

[0014] 优选的，所述保温处理的时间为5～15min，所述保温处理时位于有效热区内的TiAl合金母材的温度为α相区温度，所述α相区温度为1370～1480℃。

[0015] 优选的，所述相对运动的相对速率为2～10μm/s。

[0016] 优选的，所述局部热处理时，位于有效热区内的TiAl合金母材占所述TiAl合金母材的体积比为(4～10):100，位于有效热区内的TiAl合金母材的温度为α相区温度，所述α相区温度为1370～1480℃。

[0017] 优选的，所述控温冷却的终止温度≤800℃。

[0018] 本发明提供了上述技术方案所述制备方法得到的初始凝固相为α相的多取向片层组织TiAl合金，所述多取向片层组织TiAl合金的Al元素的原子百分比≥47.5at.％，所述多取向片层组织为多取向的γ相和α2相片层组织，所述γ相片层组织的体积百分比≥90％。

[0019] 本发明提供了上述技术方案所述初始凝固相为α相的多取向片层组织TiAl合金在航天航空中的应用。

[0020] 本发明提供了一种初始凝固相为α相的多取向片层组织TiAl合金的制备方法，包括以下步骤：使用加热装置对TiAl合金母材的局部进行加热，将位于有效热区内的TiAl合金母材的温度加热至α相区温度，得到具有温度梯度的TiAl合金热件，将所述TiAl合金热件进行保温处理，得到具有温度梯度的TiAl合金保温热件，所述TiAl合金母材为α相凝固TiAl合金；所述TiAl合金保温热件和加热装置进行相对运动，对所述TiAl合金保温热件进行局部热处理，得到热处理α相TiAl合金热件；将所述热处理α相TiAl合金热件进行控温冷却，所述控温冷却时，TiAl合金由α相相变为多取向的γ相和α2相片层组织，所述控温冷却的终止温度低于TiAl合金的α相向α2相的相转变温度，所述控温冷却的冷却速率≤15℃/s。本发明通过对α相凝固特性的TiAl合金母材进行局部加热，加热至位于有效热区内的TiAl合金母材的温度为α相区温度，使位于有效热区内的TiAl合金母材中的元素原子具有高迁移速率，同时对得到具有温度梯度的TiAl合金热件进行保温处理，能够有效降低TiAl合金热件的原始化学成分的偏析，并确保位于有效热区内的TiAl合金母材温度分布均匀；然后，本发明对具有温度梯度的TiAl合金保温热件进行局部热处理时，在温度梯度、相邻晶粒取向差和晶界曲率的共同作用下，TiAl合金母材原始晶相的晶界会随相对运动由轴向分布迁移为柱状分布，经过竞争生长淘汰，原始晶相等轴晶组织逐渐演化成α相柱状晶组织，且呈现出多种取向并存的状态；最后，本发明通过控温冷却降时冷却速率≤15℃/s，至终止温度低于TiAl合金的α相向α2相的相转变温度的过程中，当温度降低到α+γ两相区时，γ相片层从高温α母相中析出，且由于高温α母相具有多取向特征，因此形成的γ/α高温两相片层组织受到固态相变位相关系和组织遗传的影响，也具有多取向特征，随着温度不断降低，γ相片层连续析出；当温度降到低于TiAl合金的α相向α2相的相转变温度时，高温α相发生有序化转变为α2相，从而最终形成多取向的γ/α2片层组织且保持定向柱状晶的状态。

[0021] 本发明提供的方法无熔化和凝固过程，工艺流程在固相下即可得到多取向片成组织TiAl合金，操作简单，适宜工业化生产。

附图说明

[0022] 图1为本发明实施例1的原料铸态组织电镜图；

[0023] 图2为本发明实施例1的产品铸态组织电镜图；

[0024] 图3为本发明实施例1的原料和产品力学性能测试结果对比图；

[0025] 图4为本发明实施例2的原料铸态组织电镜图；

[0026] 图5为本发明实施例2的产品铸态组织电镜图；

[0027] 图6为本发明实施例2的原料和产品力学性能测试结果对比图；

[0028] 图7为本发明提供的方法制备的多取向片层定向组织和与生长方向平行的片层定向组织的示意图。

具体实施方式

[0029] 本发明提供了一种初始凝固相为α相的多取向片层组织TiAl合金的制备方法，包括以下步骤：

[0030] 使用加热装置对TiAl合金母材的局部进行加热，将位于有效热区内的TiAl合金母材的温度加热至α相区温度，得到具有温度梯度的TiAl合金热件，将所述TiAl合金热件进行保温处理，得到具有温度梯度的TiAl合金保温热件，所述TiAl合金母材为α相凝固TiAl合金；

[0031] 所述TiAl合金保温热件和加热装置进行相对运动，对所述TiAl合金保温热件进行局部热处理，得到热处理α相TiAl合金热件；

[0032] 将所述热处理α相TiAl合金热件进行控温冷却，所述控温冷却时，TiAl合金由α相相变为多取向的γ相和α2相片层组织，所述控温冷却的终止温度低于TiAl合金的α相向α2相的相转变温度，所述控温冷却的冷却速率≤15℃/s。

[0033] 本发明使用加热装置对TiAl合金母材的局部进行加热，将位于有效热区内的TiAl合金母材的温度加热至α相区温度，得到具有温度梯度的TiAl合金热件。

[0034] 在本发明中，所述TiAl合金母材为α相凝固TiAl合金，即所述TiAl合金母材的初生相为α相。在本发明中，所述TiAl合金母材的Al元素的原子百分比优选≥47.5at.％，更优选为47.5～49.8at.％。在本发明中的具体实施例中，所述TiAl合金母材为Ti‑48％Al(at.％)或Ti‑48Al‑2Cr‑2Nb(at.％)。在本发明的具体实施中，所述TiAl合金母材为等轴晶组织，所述TiAl合金母材的初生相为α相，所述TiAl合金母材的形状为棒状，所述TiAl合金母材的长度为30～100mm。

[0035] 在本发明的具体实施中，所述加热装置优选为感应加热线圈，所述加热装置的热效区宽度优选≤6mm。本发明通过加热装置对所述TiAl合金母材的局部进行加热。

[0036] 在本发明中，所述加热优选在定向热处理炉中进行。

[0037] 在本发明中，对TiAl合金母材的局部进行加热时，所述加热的气氛优选为惰性气体气氛，更优选为Ar气气氛；所述加热的气氛压强优选为250～550Pa，更优选为500Pa。在本发明的具体实施例中，所述加热的气氛优选通过以下方法得到：将所述加热区域进行抽真‑3 ‑3空，然后通入惰性气体。在本发明中，所述抽真空至真空度优选为1×10 ～5×10 Pa，更优‑3 ‑3
选为2×10 ～3×10 Pa；所述通入惰性气体至所述加热的气氛压强优选为250～550Pa，更优选为300～500Pa；本发明优选将所述抽真空后通入惰性气体的操作重复进行3～5次。

[0038] 在本发明中，对TiAl合金母材的局部进行加热时，位于有效热区内的TiAl合金母材占所述TiAl合金母材的体积比优选为(4～10):100，更优选为(6～8):100。

[0039] 在本发明中，对TiAl合金母材的局部进行加热时，位于有效热区内的TiAl合金母材的温度为α相区温度，在本发明中，当TiAl合金的温度为所述α相区温度时，所述TiAl合金为α单相状态；在本发明中，所述α相区温度优选为1370～1480℃，更优选为1400～1450℃。

[0040] 在本发明中，对TiAl合金母材的局部进行加热时，由室温升温至所述α相区温度的升温程序优选为：由室温按照第一升温速速升温至第一温度，由所述第一温度按照第二升温速率升温至所述α相区温度；所述第一升温速率优选为10～30℃/s，更优选为15～25℃/s；所述第二升温速率优选为2～5℃/s，更优选为2.5～4℃/s；所述第一温度优选为1150～1250℃，更优选为1200℃。

[0041] 本发明由室温升温至第一温度时，采用第一升温速率能够有效避免TiAl合金长时间加热而释放储存能；由第二温度升温至α相区温度时，采用第二升温速率能够进一步避免TiAl合金熔化。

[0042] 得到具有温度梯度的TiAl合金热件后，本发明将所述TiAl合金热件进行保温处理，得到具有温度梯度的TiAl合金保温热件。

[0043] 在本发明中，所述保温处理的时间优选为5～15min，更优选为6～12min；所述保温处理时位于有效热区内的TiAl合金母材的温度优选为α相区温度，所述α相区温度优选为1370～1480℃，更优选为1400～1450℃。

[0044] 本发明通过所述保温处理能够有效降低TiAl合金原始组织的化学成分偏析，并确保位于有效热区内的TiAl合金母材温度分布均匀。

[0045] 本发明通过所述热装置对具有温度梯度的TiAl合金热件进行保温处理。

[0046] 得到具有温度梯度的TiAl合金保温热件后，本发明将所述TiAl合金保温热件和加热装置进行相对运动，对所述TiAl合金保温热件进行局部热处理，得到热处理α相TiAl合金热件。

[0047] 在本发明中，所述局部热处理时，位于有效热区内的TiAl合金母材优选占所述TiAl合金母材的体积比优选为(4～10):100，更优选为(6～8):100；位于有效热区内的TiAl合金母材的温度优选为α相区温度，所述α相区温度优选为1370～1480℃，更优选为1400～1450℃。

[0048] 本发明通过移动加热装置固定TiAl合金、移动TiAl合金固定加热装置、或同时移动TiAl合金和加热装置实现所述TiAl合金保温热件和加热装置进行相对运动。

[0049] 在本发明中，所述相对运动的相对速率优选为2～10μm/s，更优选为3～8μm/s。在本发明中的具体实施例中，进行相对运动时，本发明固定加热装置，通过移动TiAl合金的载物装置实现移动TiAl合金，使所述加热装置和TiAl合金发生相对运动。

[0050] 本发明通过控制相对运动的相对速率，能够进一步确保位于有效热区内的TiAl合金母材的温度为α相区温度，并实现有效热区内的TiAl合金母材的温度均匀。

[0051] 本发明通过对具有温度梯度的TiAl合金保温热件进行局部热处理时，在温度梯度、相邻晶粒位相差和晶界曲率的共同作用下，TiAl合金母材原始晶相的晶界会随相对由轴向分布迁移为柱状分布，经过竞争生长淘汰，原始晶相等轴晶组织逐渐演化成α相柱状晶组织，且呈现出多种取向并存的状态。

[0052] 本发明通过局部热处理将所述TiAl合金母材全部相转化为α相TiAl合金。

[0053] 在本发明中，所述局部热处理时，所述TiAl合金母材始终为固体状态。

[0054] 得到热处理α相TiAl合金热件后，本发明将所述热处理α相TiAl合金热件进行控温冷却，所述控温冷却时，TiAl合金由α相相变为多取向的γ相和α2相片层组织，所述控温冷却的终止温度低于TiAl合金的α相向α2相的相转变温度。

[0055] 本发明停止相对运动后停止加热装置对TiAl合金加热，然后对所述热处理α相TiAl合金热件进行控温冷却。

[0056] 在本发明中，所述控温冷却的终止温度低于TiAl合金的α相向α2相的相转变温度，所述控温冷却时冷却速率≤15℃/s更优选为5～15℃/s，TiAl合金由α相相变为多取向的γ相片层组织和多取向的α2相片层组织。本发明通过控温冷却降至终止温度低于TiAl合金的α相向α2相的相转变温度的过程中，当温度降低到α+γ两相区时，γ相片层从高温α母相中析出，且由于高温α母相具有多取向特征，因此形成的γ/α高温两相片层组织受到固态相变位相关系和组织遗传的影响，也具有多取向特征，随着温度不断降低，γ相片层连续析出；当温度降到低于TiAl合金的α相向α2相的相转变温度时，高温α相发生有序化转变为α2相，从而最终形成多取向的γ/α2片层组织且保持定向柱状晶的状态。

[0057] 在本发明中，所述控温冷却的终止温度优选≤800℃，更优选为600～750℃。

[0058] 在本发明中，所述控温冷却优选为匀速冷却，所述控温冷却的冷却速率为5～15℃/s，优选为6～12℃/s。

[0059] 本发明通过控制冷却降温的速率不仅能够实现细化片层组织的技术效果，还能够有效抑制非平衡块状相的形成。

[0060] 控温冷却结束后，本发明优选将控温冷却得到的具有多取向的γ相片层组织和多取向的α2相片层组织TiAl合金随炉冷却、通空气取料。

[0061] 本发明提供的方法无熔化和凝固过程，工艺流程在固相下即可实现，操作简单，适宜工业化生产。

[0062] 发明提供了上述技术方案所述制备方法得到的初始凝固相为α相的多取向片层组织TiAl合金，所述多取向片层组织TiAl合金的Al元素的原子百分比≥47.5at.％，所述多取向片层组织为多取向的γ相和α2相片层组织，所述γ相片层组织的体积百分比≥90％。

[0063] 本发明提供了上述技术方案所述初始凝固相为α相的多取向片层组织TiAl合金在航天航空中的应用。在本发明中，所述多取向片层组织TiAl合金优选作为所述航空发动机材料使用。

[0064] 下面将结合本发明中的实施例，对本发明中的技术方案进行清楚、完整地描述。显然，所描述的实施例仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。

[0065] 实施例1

[0066] 首先将成分为Ti‑48Al(at.％)合金的母合金棒材(等轴晶组织，长度为100mm)放‑3入定向热处理炉内，然后抽真空，在真空度5×10 Pa时通入氩气至500Pa，反复4次进行。

[0067] 开启感应加热电源，使用加热线圈(热效区宽度为6mm)对Ti‑48Al母合金棒材的局部进行加热，位于有效热区内的TiAl合金母材由室温升温至1200℃时，加热速率为20℃/s，1200℃加热至1410℃时，加热速率为5℃/s，加热到1410℃后，进行保温5min。

[0068] 控制加热线圈相对于Ti‑48Al合金棒材进行向上移动，移动速率为5μm/s，移动过程中始终控制位于有效热区内的Ti‑48Al合金棒的温度为1410℃，在相对定向运动过程中，合金棒材始终处于固相状态。

[0069] 停止相对定向运动，进行控温冷却，冷却速率为10℃/s，冷却到750℃以下时，关闭加热电源，使Ti‑48Al合金棒材进行随炉冷却，冷却到100℃以下后通入空气，打开炉门，取出材料。

[0070] 图1为本实施例Ti‑48Al(at.％)合金的母合金棒材的铸态组织电镜图，图2为本实施例制备得到的多取向的γ相和α2相片层组织Ti‑48Al(at.％)合金的铸态组织电镜图，分析图1、图2和图7得出，通过本实施例的方法，Ti‑48Al合金的铸态组织由等轴晶组织转变为片层结构的柱状晶组织，且片层结构的柱状晶组织呈多取向分布并存。

[0071] 实施例2

[0072] 首先将成分为Ti‑48Al‑2Cr‑2Nb(at.％)合金的母合金棒材(等轴晶组织，长度为‑3100mm)放入定向热处理炉内，然后抽真空，在真空度1×10 Pa时通入氩气至300Pa，反复3次进行。

[0073] 开启感应加热电源，使用加热线圈(热效区宽度为6mm)对Ti‑48Al母合金棒材的局部进行加热，位于有效热区内的Ti‑48Al‑2Cr‑2Nb合金母材由室温升温至1200℃时，加热速率为10℃/s，1200℃加热至1430℃时，加热速率为2℃/s，加热到1430℃后，进行保温15min。

[0074] 控制加热线圈相对于Ti‑48Al‑2Cr‑2Nb合金棒材进行向上移动，移动速率为2μm/s，移动过程中始终控制位于有效热区内的Ti‑48Al合金棒的温度为1410℃，在相对定向运动过程中，合金棒材始终处于固相状态。

[0075] 停止相对定向运动，进行控温冷却，冷却速率为5℃/s，冷却到750℃以下时，关闭加热电源，使Ti‑48Al‑2Cr‑2Nb合金棒材进行随炉冷却，冷却到100℃以下后通入空气，打开炉门，取出材料。

[0076] 图4为本实施例Ti‑48Al‑2Cr‑2Nb(at.％)合金的母合金棒材的铸态组织电镜图，图5为本实施例制备得到的多取向的γ相和α2相片层组织Ti‑48Al(at.％)合金的铸态组织电镜图，分析图4、图5和图7得出，通过本实施例的方法，Ti‑48Al‑2Cr‑2Nb合金的铸态组织由等轴晶组织转变为片层结构的柱状晶组织，且片层结构的柱状晶组织呈多取向分布并存。

[0077] 实施例3

[0078] 首先将成分为Ti‑48Al(at.％)合金的母合金棒材(等轴晶组织，长度为100mm)放‑3入定向热处理炉内，然后抽真空，在真空度5×10 Pa时通入氩气至500Pa，反复4次进行。

[0079] 开启感应加热电源，使用加热线圈(热效区宽度为6mm)对Ti‑48Al母合金棒材的局部进行加热，位于有效热区内的TiAl合金母材由室温升温至1200℃时，加热速率为30℃/s，1200℃加热至1410℃时，加热速率为3℃/s，加热到1410℃后，进行保温10min。

[0080] 控制加热线圈相对于Ti‑48Al合金棒材进行向上移动，移动速率为8μm/s，移动过程中始终控制位于有效热区内的Ti‑48Al合金棒的温度为1410℃，在相对定向运动过程中，合金棒材始终处于固相状态。

[0081] 停止相对定向运动，进行控温冷却，冷却速率为8℃/s，冷却到750℃以下时，关闭加热电源，使Ti‑48Al合金棒材进行随炉冷却，冷却到100℃以下后通入空气，打开炉门，取出材料，Ti‑48Al合金的铸态组织由等轴晶组织转变为片层结构的柱状晶组织，且片层结构的柱状晶组织呈多取向分布并存。

[0082] 实施例4

[0083] 首先将成分为Ti‑48Al‑2Cr‑2Nb(at.％)合金的母合金棒材(等轴晶组织，长度为‑3100mm)放入定向热处理炉内，然后抽真空，在真空度1×10 Pa时通入氩气至300Pa，反复3次进行。

[0084] 开启感应加热电源，使用加热线圈(热效区宽度为6mm)对Ti‑48Al母合金棒材的局部进行加热，位于有效热区内的Ti‑48Al‑2Cr‑2Nb合金母材由室温升温至1200℃时，加热速率为15℃/s，1200℃加热至1430℃时，加热速率为2.5℃/s，加热到1430℃后，进行保温15min。

[0085] 控制加热线圈相对于Ti‑48Al‑2Cr‑2Nb合金棒材进行向上移动，移动速率为5μm/s，移动过程中始终控制位于有效热区内的Ti‑48Al合金棒的温度为1410℃，在相对定向运动过程中，合金棒材始终处于固相状态。

[0086] 停止相对定向运动，进行控温冷却，冷却速率为6℃/s，冷却到750℃以下时，关闭加热电源，使Ti‑48Al‑2Cr‑2Nb合金棒材进行随炉冷却，冷却到100℃以下后通入空气，打开炉门，取出材料，Ti‑48Al‑2Cr‑2Nb合金的铸态组织由等轴晶组织转变为片层结构的柱状晶组织，且片层结构的柱状晶组织呈多取向分布并存。

[0087] 测试例1

[0088] 对实施例1和2制备的产品进行力学性能测试，测试结果如表1和图3～4所示，由表1和图1～2可以得出，相较于TiAl合金原料经过本发明提供的方法制备得到的多取向片层结构的TiAl合金在相同的拉伸应变下，拉伸应力明显减小，且本发明实施例1提供的方法制备的产品的拉伸应变能够达到1.5％，而原料仅能达到0.4％；本发明实施例2提供的方法制备的产品的拉伸应变能够达到1.6％，而原料仅能达到0.8％。

[0089] 的拉伸应变和拉伸应力。

[0090] 表1实施例1～2制备的产品和原料拉伸应力的测试结果

[0091]

[0092] 以上所述仅是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。