一种初始凝固相为β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β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：使用加热装置对初始凝固相为β相的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β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，由所述β相区温度冷却至所述α相区温度的冷却速率≤3℃/s，由所述α相区温度冷却至α2相区温度的冷却速率≥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β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β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β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，位于有效热区内的TiAl合金母材的温度为β相区温度，得到热处理β相TiAl合金热件；

将所述热处理β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β相相变为α相，再由α相相变为多取向的γ相和α2相片层组织，所述控温冷却过程中，由所述β相区温度冷却至所述α相区温度的冷却速率≤3℃/s，由所述α相区温度冷却至α2相区温度的冷却速率≥5℃/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β相区温度为1350～1550℃。

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β相区温度的升温率为20～30℃/s。

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15～30min，所述保温处理时位于有效热区内的TiAl合金母材的温度为β相区温度，所述β相区温度为1350～1550℃。

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2～15μm/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，所述β相区温度为1350～

1550℃。

7.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述控温冷却的过程中，由所述α2相区温度冷却至韧脆转变温度的冷却速率为≤5℃/s，所述控温冷却的终止温度低于所述韧脆转变温度。

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β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40～46.5at.％，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80～85％。

9.权利要求8所述的初始凝固相为β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β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β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] 具有定向晶组织(柱状晶、单晶)的TiAl合金由于其更为优异的纵向力学性能，成为新一代发动机涡轮叶片材料的备选材料。当TiAl合金为β凝固时，受择优取向和晶体学关系影响，其最终γ/α2片层取向平行于合金宏观生长方向0°或者呈45°。

[0003] 对于β凝固TiAl合金，张来启等在2012年发表于《Acta Materialia》第60卷的文章“Microstructural control of TiAl‑Nb alloys by directional solidification”中通过二次Bridgman定向凝固法，将Ti‑46Al‑5Nb(at.％)合金片层控制为与生长方向平行。陈光等在2016年发表于《Nature Materials》15卷的文章“Polysynthetic twinned TiAl single crystals for high‑temperature applications”中基于光悬浮定向凝固技术，通过凝固和固态相变控制，分别获得了Ti‑45Al‑8Nb(at.％)合金平行于生长方向和45°方向的片层结构。沈军等在2021年发表与《Materials Science&Engineering A》第812卷的文章“Microstructure fracture toughness and high‑temperature tensile propertyof large size  Ti–46Al–5Nb‑0.18C‑0.3Si  alloy with  oriented lamella  by electromagnetic confinement directional solidification”中通过籽晶法加电磁悬浮定向凝固手段，制备出片层平行于生长方向的大尺寸柱状晶。

[0004] 针对β凝固TiAl合金定向片层控制技术：中国专利CN102672150A公开了一种钛铝铌合金片层组织方向控制方法，通过改变凝固条件，消除初生β凝固枝晶对后续组织可能带来的不利影响，在不使用籽晶的条件下获得了平行与凝固宏观生长法向的片层结构组织。中国专利CN103789598A公开了一种定向TiAl基合金及其制备方法，基于Ti‑(40‑50)Al‑10(Nb,Cr,Mo,V,Mn)合金成分和光悬浮定向技术，通过区域加热温度宽度、加热温度和抽拉速率控制，获得了完全β凝固的定向TiAl合金。中国专利CN104328501A公开了一种片层取向完全可控的TiAl单晶合金及其制备方法，针对β凝固凝固合金采用Bridgman法，通过凝固速率和固相冷速控制，制备出平行和45°取向的TiAl合金片层结构。中国专利CN107354344A公开了一种β单相凝固TiAl基合金及其组织控制方法，通过合金成分、温度梯度和抽拉速率控制，基于Bridgman法获得了全片层组织。

[0005] 上述关于β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或呈45°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

[0006] 有鉴于此，本发明提供了一种初始凝固相为β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初始凝固相为β相的多取向片层组织的TiAl合金。

[0007] 为了实现上述发明目的，本发明提供以下技术方案：

[0008] 本发明提供了一种初始凝固相为β相的多取向片层组织TiAl合金的制备方法，包括以下步骤：

[0009] 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β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β相凝固TiAl合金；

[0010] 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，位于有效热区内的TiAl合金母材的温度为β相区温度，得到热处理β相TiAl合金热件；

[0011] 将所述热处理β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β相相变为α相，再由α相相变为多取向的γ相和α2相片层组织，所述控温冷却过程中，由所述β相区温度冷却至所述α相区温度的冷却速率≤3℃/s，由所述α相区温度冷却至α2相区温度的冷却速率≥5℃/s。

[0012] 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。

[0013] 优选的，对TiAl合金母材的局部进行加热时，所述β相区温度为1350～1550℃。

[0014] 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β相区温度的升温率为20～30℃/s。

[0015] 优选的，所述保温处理的时间为15～30min，所述保温处理时位于有效热区内的TiAl合金母材的温度为β相区温度，所述β相区温度为1350～1550℃。

[0016] 优选的，所述相对运动的相对速率为2～15μm/s。

[0017] 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，所述β相区温度为1350～1550℃。

[0018] 优选的，所述控温冷却的过程中，由所述α2相区温度冷却至韧脆转变温度的冷却速率为≤5℃/s，所述控温冷却的终止温度低于所述韧脆转变温度。

[0019] 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β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元素的原子百分比为40～46.5at.％，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80～85％。

[0020] 本发明提供了上述技术方案所述的多取向片层组织TiAl合金在航天航空中的应用。

[0021] 本发明提供了一种初始凝固相为β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β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β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，位于有效热区内的TiAl合金母材的温度为β相区温度，得到热处理β相TiAl合金热件；将所述热处理β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β相相变为α相，再由α相相变为多取向的γ相和α2相片层组织，所述控温冷却过程中，由所述β相区温度冷却至所述α相区温度的冷却速率≤3℃/s，由所述α相区温度冷却至α2相区温度的冷却速率≥5℃/s，由所述α2相区温度冷却至韧脆转变温度的冷却速率为≤5℃/s，所述控温冷却的终止温度低于所述韧脆转变温度。本发明通过对β相凝固特性的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β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β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，本发明由所述β相区温度冷却至所述α相区温度时，TiAl合金由β→β+α→α，通过控制由所述β相区温度冷却至所述α相区温度的冷却速率≤3℃/s，能够使β→α相变过程充分进行，避免残余B2出现，并且最大程度上降低合金偏析程度；由α相区温度冷却至α2时，受到固态相变位相关系和组织遗传的影响，TiAl合金由α→α+γ/α(高温片层)→γ/α2(有序化片层)，通过控制由所述α相区温度冷却至α2相区温度的冷却速率≥5℃/s，能够有效获得细化的多取向的γ/α2片层组织，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。

[0022] 本发明提供的通过控制降温速率有效消除TiAl合金中残余β/B2相，降低合金偏析程度，且制备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

[0023] 图1为本发明实施例1的原料铸态组织电镜图；

[0024] 图2为本发明实施例1的产品定向组织电镜图；

[0025] 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；

[0026] 图4为本发明实施例2的原料铸态组织电镜图；

[0027] 图5为本发明实施例2的产品定向组织电镜图；

[0028] 图6为本发明实施例2的产品定向组织电镜细节图；

[0029] 图7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；

[0030] 图8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

[0031] 本发明提供了一种初始凝固相为β相的多取向片层组织TiAl合金的制备方法，包括以下步骤：

[0032] 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β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β相凝固TiAl合金；

[0033] 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，位于有效热区内的TiAl合金母材的温度为β相区温度，得到热处理β相TiAl合金热件；

[0034] 将所述热处理β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β相相变为α相，再由α相相变为多取向的γ相和α2相片层组织，所述控温冷却过程中，由所述β相区温度冷却至所述α相区温度的冷却速率≤3℃/s，由所述α相区温度冷却至α2相区温度的冷却速率≥5℃/s。

[0035] 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β相区温度，得到具有温度梯度的TiAl合金热件。

[0036] 在本发明中，所述TiAl合金母材为β相凝固TiAl合金，即所述TiAl合金母材的初生相为β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为40～46.5at.％。在本发明中的具体实施例中，当所述TiAl合金母材为Ti‑Al二元合金时，所述TiAl合金母材的Al元素的原子百分比优选为40～45at.％；当所述TiAl合金母材为Ti‑Al多元合金时，所述TiAl合金母材还包括β相促进元素，所述β相促进元素优选为Nb元素、Ta元素、Cr元素和V元素中的一种或多种，当所述TiAl合金母材为Ti‑Al多元合金时，所述TiAl合金母材的Al元素的原子百分比优选为40～46.5at.％。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β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。

[0037] 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。

[0038] 在本发明中，所述加热优选在定向热处理炉中进行。

[0039] 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‑4 ‑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 ～1×10 Pa，更优‑4 ‑4
选为2×10 ～5×10 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。

[0040] 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。

[0041] 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β相区温度，在本发明中，当TiAl合金的温度为所述β相区温度时，所述TiAl合金为α单相状态；在本发明中，所述β相区温度优选为1350～1550℃，更优选为1400～1500℃。

[0042] 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β相区温度的升温率优选为20～30℃/s，更优选为22.5～25℃/s。

[0043] 本发明由室温升温至所述β相区温度的升温率控制为20～30℃/s时，能够有效避免TiAl合金长时间加热而降低储存能；同时也能够有效消化高温β相的晶粒。

[0044] 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。

[0045] 在本发明中，所述保温处理的时间优选为15～30min，更优选为18～25min；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β相区温度，所述β相区温度优选为1350～1550℃，更优选为1400～1500℃。

[0046] 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。

[0047] 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。

[0048] 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β相TiAl合金热件。

[0049] 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β相区温度，所述β相区温度优选为1350～1550℃，更优选为1400～1500℃。

[0050] 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。

[0051] 在本发明中，所述相对运动的相对速率优选为2～15μm/s，更优选为3～13μm/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。

[0052] 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β相区温度，并实现有效热区内的TiAl合金母材的温度均匀。

[0053] 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β相柱状晶组织，且呈现出多种取向并存的状态。

[0054] 本发明通过局部热处理将所述TiAl合金母材全部相转化为β相TiAl合金。

[0055] 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。

[0056] 得到热处理β相TiAl合金热件后，本发明将所述热处理β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β相相变为α相，再由α相相变为多取向的γ相和α2相片层组织，所述控温冷却过程中，由所述β相区温度冷却至所述α相区温度的冷却速率≤3℃/s，由所述α相区温度冷却至α2相区温度的冷却速率≥5℃/s。

[0057] 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β相TiAl合金热件进行控温冷却。

[0058] 所述控温冷却过程中，本发明由所述β相区温度冷却至所述α相区温度时，TiAl合金由β→β+α→α；在本发明中，由所述β相区温度冷却至所述α相区温度的冷却速率≤3℃/s，优选为1～3℃/s，更优选为1.5～2.5℃/s，本发明通过控制由所述β相区温度冷却至所述α相区温度的冷却速率≤3℃/s，能够使β→α相变过程充分进行，避免残余B2出现，并且最大程度上降低合金偏析程度。

[0059] 所述控温冷却过程中，本发明由α相区温度冷却至α2时，受到固态相变位相关系和组织遗传的影响，TiAl合金由α→α+γ/α(高温片层)→γ/α2(有序化片层)，在本发明中，由所述α相区温度冷却至α2相区温度的冷却速率≥5℃/s，优选为更优选为5～15℃/s，更优选为6.5～13℃/s，本发明通过控制由所述α相区温度冷却至α2相区温度的冷却速率≥5℃/s，能够有效获得细化的多取向的γ/α2片层组织。在本发明中，TiAl合金由α相相变为α2相的相转变温度优选为1120～1180℃，

[0060] 在本发明中，所述控温冷却过程中还优选由所述α2相区温度冷却至韧脆转变温度，在本发明中，所述韧脆转变温度优选为700～900℃，在本发明中，由所述α2相区温度冷却至韧脆转变温度的冷却速率优选为≤5℃/s，更优选为2～5℃/s，最优选为2.5～4℃/s，本发明通过通过控制由所述α2相区温度冷却至韧脆转变温度的冷却速率能够降低TiAl合金韧脆转变时冷却带来的合金内部应力，改善TiAl合金的塑形能力。

[0061] 在本发明中，所述控温冷却的终止温度优选低于所述韧脆转变温度，更优选≤700℃。

[0062] 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相和α2相片层组织TiAl合金随炉冷却、通空气取料。

[0063] 本发明提供的通过控制降温速率有效消除TiAl合金中残余β/B2相，降低合金偏析程度，且制备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。

[0064] 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β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元素的原子百分比为40～46.5at.％，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80～85％。

[0065] 本发明提供了上述技术方案所述多取向片层组织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，具体为航空发动机涡轮叶片。

[0066] 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。

[0067] 实施例1

[0068] 首先将成分为Ti‑43Al(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1×10 Pa时通入氩气至300Pa，反复4次进行。

[0069] 开启感应加热电源，使用加热线圈(热效区宽度为6mm)对Ti‑43Al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1490℃时，加热速率为20℃/s，进行保温15min。

[0070] 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10μm/s，移动过程中始终控制位于有效热区内的Ti‑43Al合金棒的温度为1490℃，在相对定向运动过程中，合金棒材始终处于固相状态。

[0071] 停止相对定向运动，进行控温冷却，控制冷却速率为3℃/s，冷却到1250℃；控制冷却速率为10℃/s，冷却到800℃，控制冷却速率为5℃/s，冷却到650℃，关闭加热电源，使Ti‑43Al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。

[0072] 图1为本实施例Ti‑43Al(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‑43Al(at.％)合金的定向组织电镜图，分析图1、图2和图7得出，通过本实施例的方法，Ti‑43Al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。

[0073] 实施例2

[0074] 首先将成分为Ti‑46Al‑6Nb(at.％)合金的母合金棒材(等轴晶组织，长度为‑4100mm)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4次进行。

[0075] 开启感应加热电源，使用加热线圈(热效区宽度为6mm)对Ti‑46Al‑6Nb母合金棒材的局部进行加热，位于有效热区内的Ti‑46Al‑6Nb合金母材由室温升温至1500℃时，加热速率为30℃/s，进行保温30min。

[0076] 控制加热线圈相对于Ti‑46Al‑6Nb合金棒材进行向上移动，移动速率为4μm/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。

[0077] 停止相对定向运动，进行控温冷却，控制冷却速率为3℃/s，冷却到1390℃；控制冷却速率为10℃/s，冷却到900℃，控制冷却速率为2℃/s，冷却到750℃，关闭加热电源，使Ti‑46Al‑6Nb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。

[0078] 图4为本实施例Ti‑46Al‑6Nb(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‑46Al‑6Nb合金的定向组织电镜图，图6为本实施例制备得到的多取向的γ相和α2相片层组织Ti‑46Al‑6Nb合金的定向组织局部电镜图，分析图4、图5、图6和图8得出，通过本实施例的方法，Ti‑46Al‑6Nb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。

[0079] 实施例3

[0080] 首先将成分为Ti‑43Al(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1×10 Pa时通入氩气至300Pa，反复4次进行。

[0081] 开启感应加热电源，使用加热线圈(热效区宽度为6mm)对Ti‑43Al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1490℃时，加热速率为20℃/s，进行保温20min。

[0082] 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10μm/s，移动过程中始终控制位于有效热区内的Ti‑43Al合金棒的温度为1490℃，在相对定向运动过程中，合金棒材始终处于固相状态。

[0083] 停止相对定向运动，进行控温冷却，控制冷却速率为1℃/s，冷却到1250℃；控制冷却速率为15℃/s，冷却到800℃，控制冷却速率为3℃/s，冷却到650℃，关闭加热电源，使Ti‑43Al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。

[0084] 实施例4

[0085] 首先将成分为Ti‑46Al‑6Nb(at.％)合金的母合金棒材(等轴晶组织，长度为‑4100mm)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4次进行。

[0086] 开启感应加热电源，使用加热线圈(热效区宽度为6mm)对Ti‑46Al‑6Nb母合金棒材的局部进行加热，位于有效热区内的Ti‑46Al‑6Nb合金母材由室温升温至1500℃时，加热速率为20℃/s，进行保温30min。

[0087] 控制加热线圈相对于Ti‑46Al‑6Nb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。

[0088] 停止相对定向运动，进行控温冷却，控制冷却速率为3℃/s，冷却到1390℃；控制冷却速率为15℃/s，冷却到900℃，控制冷却速率为3℃/s，冷却到750℃，关闭加热电源，使Ti‑46Al‑6Nb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。

[0089] 测试例1

[0090] 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和图7所示，由表1和图3、图7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1.3％，而原料仅能达到0.35％；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1.2％，而原料仅能达到0.7％。

[0091] 的拉伸应变和拉伸应力。

[0092] 表1实施例1～2制备的产品和原料拉伸应力的测试结果

[0093]

[0094]

[0095] 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。