CN112746232B - 一种提高β型γ-TiAl合金强塑性的方法 - Google Patents

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CN112746232B CN202011606123.1A CN202011606123A CN112746232B CN 112746232 B CN112746232 B CN 112746232B CN 202011606123 A CN202011606123 A CN 202011606123A CN 112746232 B CN112746232 B CN 112746232B
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Abstract

本申请涉及一种提高β型γ‑TiAl合金强塑性的方法，包括对TiAl合金铸棒进行热等静压处理；去除热等静压态的TiAl合金铸棒的表面氧化层，而后对其进行包套；将包套后的TiAl合金坯料进行高温加热保温，保温结束后，将所述包套后的TiAl合金坯料迅速转移至挤压机的升降台上进行挤压加工操作，得到带包套的TiAl合金挤压棒材或方坯，并使其空气环境中冷却至室温，其中，挤压比为3–12；将所述带包套的TiAl合金挤压棒材或方坯进行退火处理，退火完成后随炉冷却至室温；去包套。本申请采用高温包套挤压的方式，获得了具有理想片层取向、片层团细小且片层间距也细小的TiAl合金；能够明显改善TiAl合金的综合力学性能，提高其使用温度。

Description

一种提高β型γ-TiAl合金强塑性的方法
技术领域
本申请属于TiAl合金热变形技术领域，尤其涉及一种提高β型γ-TiAl合金强塑性的方法。
背景技术
TiAl合金具有低密度、高比强度、高比模量和良好的抗蠕变、抗氧化、抗燃烧性能等诸多优点，在航空、航天领域具有广阔应用前景。利用TiAl合金代替镍基高温合金应用于航空发动机涡轮叶片和车用发动机增压器涡轮等部件，可显著改善发动机的性能。美国Boeing公司在2007年宣布在GEnx发动机中采用铸造Ti-4822合金制造的第6、7级低压涡轮叶片。传统TiAl合金的合金化程度较低，合金添加元素种类较少，含量较低，而Al含量较高(47–48at％)，因此其强度通常都较低，室温和650℃屈服强度通常只有400MPa左右，仅能使用在650–700℃温度范围。与Ti-4822相比，以TNM(Ti-43Al-4Nb-1Mo-0.1B)和高Nb-TiAl(Ti-45Al-8.5Nb-(W,B,Y))为代表的β型γ-TiAl合金通过控制Al含量、添加适量的β稳定化元素扩大β相区，提高了热加工性能，同时使其使用温度提升至740–900℃。但是合金中的β相在常温下转变为脆性B2相，严重恶化合金的塑性(<1％)，其800℃的强度只能达到500MPa左右。由于全片层组织相较于其它组织具有更高的高温强度、抗蠕变性能和断裂韧性，是TiAl合金应用的理想组织。目前，主要通过优化片层组织来改善β型γ-TiAl合金的综合力学性能，具体方式主要体现在两个方面：
(1)细化片层团。细小的片层团有助于提高TiAl合金的强度和塑性。关于片层团的细化，一方面，通过添加B元素作为细化剂形成TiB或TiB2作为异质形核核心来促使晶粒形核从而引起晶粒细化；另一方面，通过热机械加工使TiAl合金发生动态再结晶形成细晶组织，而后通过热处理获得细小的片层组织。通过细化片层团尺寸的方式，其性能提升并不显著。
(3)控制片层取向。研究表明，当片层组织的界面平行于加载方向时具有可观的综合力学性能，包括室温塑性及高温性能。目前，TiAl合金片层取向的控制主要通过定向凝固来实现。
在公开专利CN104278173A中，通过控制α相的形核驱动力得到了与生长方向平行的PST TiAl单晶，室温拉伸塑性和屈服强度均值分别达到6.9％和708MPa，900℃强度和抗蠕变性能也得到大幅度提升。但是利用该方法生产的TiAl合金材料尺寸有限。
综合上述组织优化的方式，在公开专利CN101797687A中采用热挤压的方式获得了性能优异的细晶全片层组织，其思想仅停留在细化晶粒，且该方法仅局限于Al含量为42-43at.％的TiAl合金，并且可加工的温度窗口只有20℃。
在公开专利CN103757571A中，利用热变形与后续热处理在Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.15B合金中获得了片层界面择优定向的细小全片层组织，其室温屈服强度为400–600MPa，延伸率为2.0–3.5％。该方法仅应用于传统的γ-TiAl合金，相比β型γ-TiAl合金，并没有体现其性能的优异性。
发明内容
本发明的目的在于提供一种提高β型γ-TiAl合金强塑性的方法，通过采用高温包套挤压的方式，成功地获得了具有理想片层取向、片层团细小且片层间距也细小的TiAl合金。
具体的，本申请提供一种提高β型γ-TiAl合金强塑性的方法，包括以下步骤：
步骤1，对TiAl合金铸棒进行热等静压处理；
步骤2，去除热等静压态的TiAl合金铸棒的表面氧化层，而后对其进行包套；
步骤3，将包套后的TiAl合金坯料进行高温加热保温，保温结束后，将所述包套后的TiAl合金坯料迅速转移至挤压机的升降台上进行挤压加工操作，得到带包套的TiAl合金挤压棒材或方坯，并使在其空气环境中冷却至室温，其中，挤压比为3–12，即挤压筒和模具的截面比为3–12；
步骤4，将所述带包套的TiAl合金挤压棒材或方坯进行退火处理，退火完成后随炉冷却至室温；防止所述TiAl合金挤压棒材或方坯由于内部残余应力过高而造成开裂；
步骤5，去包套。
作为本申请的进一步说明，所述热等静压温度为1260–1300℃，压力为130–170MPa，保温时间为2–6h。
作为本申请的进一步说明，所述包套采用304不锈钢，且所述不锈钢厚度为10–15mm。
作为本申请的进一步说明，所述包套与所述TiAl合金铸棒之间采用镍箔或钼箔隔离。
作为本申请的进一步说明，所述高温加热保温过程包括以下步骤：
步骤301，以10℃/min的速度将箱式高温热处理炉升温至目标温度1220–1300℃；
步骤302，将所述包套后的TiAl合金坯料置于箱式高温热处理炉内保温60–90min。
作为本申请的进一步说明，将所述包套后的TiAl合金坯料转移至挤压机的升降台上所用时间少于10s。
作为本申请的进一步说明，所述挤压加工操作过程包括以下步骤：
步骤311，在所述包套后的TiAl合金坯料和挤压轴之间放置耐陶瓷纤维垫片，
步骤312，挤压轴以恒定速度20–40mm/s推进，直至挤压轴接触挤压模具为止，将所述包套后的TiAl合金坯料从挤压模具完全挤出，得到所述带包套的TiAl合金挤压棒材或方坯。
作为本申请的进一步说明，所述退火处理过程包括：将所述带包套的TiAl合金挤压棒材或方坯置于800–1000℃的热处理炉内进行退火处理4–6h。
作为本申请的进一步说明，在步骤5去包套之后还包括：
步骤6，将去除所述包套后的TiAl合金挤压棒材或方坯重新去除表面氧化层，而后采用不锈钢对其进行包套，准备二次挤压；
步骤7，重复步骤3–5。
与现有技术相比，本申请具有以下有益的技术效果：
(1)本申请针对最新一代的β型γ-TiAl合金，在高于γ相的析出温度(即α单向区或(α+β)相区下限温度)进行热挤压，在该变形温度范围内高温α相的含量占主导，或含有少量的β相(5–10vol％)。本申请的目的是利用挤压变形使α相产生{0001}平行于挤压方向的纤维织构，根据在α→α2+γ相变过程中存在的特定取向关系导致的取向遗传性，即可获得片层界面与挤压方向一致的片层组织。同时，严重的塑性变形可使α晶粒破碎发生动态再结晶，获得细小的α晶粒。此外，该温度下存在的少量软质β相可降低变形抗力，避免微裂纹的产生。挤压完成后选择在韧脆转变温度附近(800–1000℃)进行退火：①可消除挤压棒材内部的残余应力，减少开裂；②较低的退火温度可最大限度的减少因静态再结晶而导致的织构弱化，同时可避免片层团长大，保留了变形后细小的晶粒尺寸；③在退火过程中还可进一步析出纳米尺度的γ片层，细化了片层间距。
(2)在通过本申请获得的TiAl合金棒材或方坯上取样制成标准金相试样，利用背散射衍射技术进行表征，其组织表现为均匀细小的近片层组织，片层团尺寸约为20–50μm，且在纵向截面上观察片层取向与挤压方向接近的比例达到63％，而在横向截面上片层取向分布随机。从挤压棒材或方坯上取样，加工为标准的拉伸试样进行测试，在室温、700℃和800℃条件下，其抗拉强度均可达到1000MPa以上，塑性保持在1.5–3％范围内；在900℃的抗拉强度仍保持在550-800MPa左右，塑性可达6％左右。可见采用本申请的方法明显改善了TiAl合金的综合力学性能，提高其使用温度。
附图说明
图1为本申请中实施例一所制备TNM合金挤压棒材在纵向截面上的显微组织图；
图2为本申请中实施例一所制备TNM合金挤压棒材在横向截面上的显微组织图；
图3为本申请中实施例一所制备TNM合金挤压棒材的拉伸力学性能曲线。
具体实施方式
为使本申请实施例的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将结合本申请实施例中的附图，对本申请实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例是本申请一部分实施例，而不是全部的实施例。通常在此处附图中描述和示出的本申请实施例的组件可以以各种不同的配置来布置和设计。
因此，以下对在附图中提供的本申请的实施例的详细描述并非旨在限制要求保护的本申请的范围，而是仅仅表示本申请的选定实施例。基于本申请中的实施例，本领域普通技术人员在没有作出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本申请保护的范围。
下面将结合具体实施例对本申请的技术方案加以解释。
本申请所提供的提高β型γ-TiAl合金强塑性的方法适用于β型γ-TiAl合金，以下实施例以TNM合金、Ti-42.5Al-8Nb-0.2W-0.2B合金和Ti-45Al-8.5Nb-0.2(W,B,Y)合金为例进行说明。
实施例一
一种获得高强塑性TNM合金的方法，该合金不存在α单向区，其Tγ,solv转变温度为1260℃，选择在(α+β)相区下限温度附件进行变形；
其具体实施步骤如下：
步骤1，对TNM合金铸棒进行热等静压处理，消除铸造缺陷，热等静压制度为1280℃/140MPa/4h；
步骤2，对热等静压态的TNM合金铸棒进行车削加工，去除表面氧化层，而后采用304不锈钢对其进行包套，不锈钢厚度为10mm；包套与TNM合金坯料之间采用镍箔隔离；
步骤3，以10℃/min的速度将箱式高温热处理炉升温至目标温度1260℃，将包套后的TNM合金坯料置于箱式高温热处理炉内保温90min；保温结束后，将所述包套后的TNM合金坯料迅速转移至挤压机的升降台上，该过程的时间少于10s；在包套后的TNM合金坯料和挤压轴之间放置耐陶瓷纤维垫片；挤压轴以恒定速度30mm/s推进，直至挤压轴接触挤压模具为止，使得包套后的TNM合金坯料从挤压模具出来，得到带包套TNM合金挤压棒材，使其在空气环境中冷却至室温，该过程挤压比为3；
步骤4，将带包套TNM合金挤压棒材置于850℃的热处理炉内进行退火处理6h，退火完成后随炉冷却至室温，防止所述TNM合金挤压棒材由于内部残余应力过高而造成开裂；
步骤5，去包套；
步骤6，将去除包套后的TNM合金挤压棒材重新进行表面车削加工，去除表面氧化层，而后采用316不锈钢对其进行包套，准备二次挤压；
步骤7，重复步骤3-5。
本实施例中获得TNM合金棒材在室温、700℃、800℃和900℃的抗拉强度分别为1138MPa，1158MPa，886MPa和556MPa，延伸率分别为1.7％，1.8％，2.2％，6.2％。
实施例二
一种获得高强塑性TNM合金的方法，该合金不存在α单向区，其Tγ,solv转变温度为1260℃，选择在(α+β)相区下限温度附件进行变形；
其的具体实施步骤如下：
步骤1，对TNM合金铸棒进行热等静压处理，消除铸造缺陷，热等静压制度为1270℃/160MPa/4h；
步骤2，对热等静压态的TNM合金铸棒进行车削加工，去除表面氧化层，而后采用304不锈钢对其进行包套；不锈钢厚度为11mm；包套与TNM合金坯料之间采用钼箔隔离；
步骤3，以10℃/min的速度将箱式高温热处理炉升温至目标温度1290℃，将包套后的TNM合金坯料置于箱式高温热处理炉内保温90min；保温结束后，将所述包套后的TNM合金坯料迅速转移至挤压机的升降台上，该过程的时间少于10s；在包套后的TNM合金坯料和挤压轴之间放置耐陶瓷纤维垫片；挤压轴以恒定速度40mm/s推进，直至挤压轴接触挤压模具为止，使得包套后的TNM合金坯料从挤压模具出来，得到带包套TNM合金挤压方坯，使其在空气环境中冷却至室温；该过程挤压比为4；
步骤4，将带包套TNM合金挤压方坯置于900℃的热处理炉内进行退火处理5h，退火完成后随炉冷却至室温，防止所述TNM合金挤压方坯由于内部残余应力过高而造成开裂；
步骤5，去包套；
步骤6，从去除包套后的TNM合金挤压方坯上取棒状坯料重新进行表面车削加工，去除表面氧化层，而后采用316不锈钢对其进行包套，准备二次挤压；
步骤7，重复步骤3-5。
本实施例中获得TNM合金棒材在室温、700℃、800℃和900℃的抗拉强度分别为1176MPa，1158MPa，1037MPa和795MPa，延伸率分别为1.2％，2.4％，2.6％，5.4％。
实施例三
是一种获得高强塑性TNM合金的方法，该合金不存在α单向区，其Tγ,solv转变温度为1260℃，选择在(α+β)相区下限温度附件进行变形；
其具体实施步骤如下：
步骤1，对TNM合金铸棒进行热等静压处理，消除铸造缺陷，热等静压制度为1300℃/130MPa/2h；
步骤2，对热等静压态的TNM合金铸棒进行车削加工，去除表面氧化层，而后采用304不锈钢对其进行包套；不锈钢厚度为12mm；包套与TNM合金坯料之间采用镍箔隔离；
步骤3，以10℃/min的速度将箱式高温热处理炉升温至目标温度1290℃，将包套后的TNM合金坯料置于箱式高温热处理炉内保温60min；保温结束后，将所述包套后的TNM合金坯料迅速转移至挤压机的升降台上，该过程的时间少于10s；在包套后的TNM合金坯料和挤压轴之间放置耐陶瓷纤维垫片；挤压轴以恒定速度35mm/s推进，直至挤压轴接触挤压模具为止，使得包套后的TNM合金坯料从挤压模具出来，得到带包套TNM合金挤压棒材，使其在空气环境中冷却至室温；该过程挤压比为12；
步骤4，将带包套TNM合金挤压棒材置于800℃的热处理炉内进行退火处理6h，退火完成后随炉冷却至室温，防止所述TNM合金挤压棒材由于内部残余应力过高而造成开裂；
步骤5，去包套。
本实施例中获得TNM合金棒材在室温、700℃、800℃和900℃的抗拉强度分别为1120MPa，1072MPa，863MPa和789MPa，延伸率分别为1.7％，2.3％，2.5％，2.9％。
实施例四
一种获得高强塑性TNM合金的方法，该合金不存在α单向区，其Tγ,solv转变温度为1260℃，选择在(α+β)相区下限温度附件进行变形；
其具体实施步骤如下：
步骤1，对TNM合金铸棒进行热等静压处理，消除铸造缺陷，热等静压制度为1260℃/170MPa/3h；
步骤2，对热等静压态的TNM合金铸棒进行车削加工，去除表面氧化层，而后采用304不锈钢对其进行包套；不锈钢厚度为13mm；包套与TNM合金坯料之间采用钼箔隔离；
步骤3，以10℃/min的速度将箱式高温热处理炉升温至目标温度1300℃，将包套后的TNM合金坯料置于箱式高温炉热处理内保温70min；保温结束后，将所述包套后的TNM合金坯料迅速转移至挤压机的升降台上，该过程的时间少于10s；在包套后的TNM合金坯料和挤压轴之间放置耐陶瓷纤维垫片；挤压轴以恒定速度20mm/s推进，直至挤压轴接触挤压模具为止，使得包套后的TNM合金坯料从挤压模具出来，得到带包套TNM合金挤压棒材，使其在空气环境中冷却至室温；该过程挤压比为4；
步骤4，将带包套TNM合金挤压棒材置于1000℃的热处理炉内进行退火处理4h，退火完成后随炉冷却至室温，防止所述TNM合金挤压棒材由于内部残余应力过高而造成开裂；
步骤5，去包套；
步骤6，将去除包套后的TNM合金挤压棒材重新进行表面车削加工，去除表面氧化层，而后采用不锈钢对其进行包套，准备二次挤压；
步骤7，重复步骤3-5；二次挤压的目标温度为1260℃，挤压比为3，其余参数与步骤3相同。
本实施例中获得TNM合金棒材在室温、700℃、800℃和900℃的抗拉强度分别为1154MPa，1138MPa，942MPa和784MPa，延伸率分别为1.3％，1.9％，2.0％，4.8％。
实施例五
一种获得高强塑性Ti-42.5Al-8Nb-0.2W-0.2B合金的方法，该合金存在α单向区，其Tγ,solv转变温度为1210℃，T(α+β)转变温度为1260℃，既可选择在α单向区温度进行变形，也可选择在(α+β)相区下限温度附件进行变形；
其具体实施步骤如下：
步骤1，对Ti-42.5Al-8Nb-0.2W-0.2B合金铸棒进行热等静压处理，消除铸造缺陷，热等静压制度为1260℃/140MPa/6h；
步骤2，对热等静压态的Ti-42.5Al-8Nb-0.2W-0.2B合金铸棒进行车削加工，去除表面氧化层，而后采用304不锈钢对其进行包套；不锈钢厚度为14mm；包套与Ti-42.5Al-8Nb-0.2W-0.2B合金坯料之间采用镍箔或钼箔隔离；
步骤3，以10℃/min的速度将箱式高温热处理炉升温至目标温度1220℃，将包套后的Ti-42.5Al-8Nb-0.2W-0.2B合金坯料置于箱式高温热处理炉内保温80min；保温结束后，将所述包套后的Ti-42.5Al-8Nb-0.2W-0.2B合金坯料迅速转移至挤压机的升降台上，该过程的时间少于10s；在所述包套后的Ti-42.5Al-8Nb-0.2W-0.2B合金坯料和挤压轴之间放置耐陶瓷纤维垫片；挤压轴以恒定速度25mm/s推进，直至挤压轴接触挤压模具为止，使得包套后的Ti-42.5Al-8Nb-0.2W-0.2B合金坯料从挤压模具出来，得到带包套Ti-42.5Al-8Nb-0.2W-0.2B合金挤压棒材，使其在空气环境中冷却至室温；该过程挤压比为5；
步骤4，将带包套Ti-42.5Al-8Nb-0.2W-0.2B合金挤压棒材置于1000℃的热处理炉内进行退火处理5h，退火完成后随炉冷却至室温，防止所述Ti-42.5Al-8Nb-0.2W-0.2B合金挤压棒材由于内部残余应力过高而造成开裂；
步骤5，去包套；
步骤6，将去除包套后的Ti-42.5Al-8Nb-0.2W-0.2B合金挤压棒材重新进行表面车削加工，去除表面氧化层，而后采用不锈钢对其进行包套，准备二次挤压；
步骤7，重复步骤3-5。
本实施例中获得Ti-42.5Al-8Nb-0.2W-0.2B合金棒材在室温、700℃、800℃和900℃的抗拉强度分别为1085MPa，951MPa，798MPa和580MPa，延伸率分别为1.2％，2.2％，2.7％，5.1％。
实施例六
一种获得高强塑性Ti-42.5Al-8Nb-0.2W-0.2B合金的方法，该合金存在α单向区，其Tγ,solv转变温度为1210℃，T(α+β)转变温度为1260℃，既可选择在α单向区温度进行变形，也可选择在(α+β)相区下限温度附件进行变形；
其具体实施步骤如下：
步骤1，对Ti-42.5Al-8Nb-0.2W-0.2B合金铸棒进行热等静压处理，消除铸造缺陷，热等静压制度为1280℃/170MPa/6h；
步骤2，对热等静压态的Ti-42.5Al-8Nb-0.2W-0.2B合金铸棒进行车削加工，去除表面氧化层，而后采用304不锈钢对其进行包套；不锈钢厚度为14mm；包套与Ti-42.5Al-8Nb-0.2W-0.2B合金坯料之间采用镍箔或钼箔隔离；
步骤3，以10℃/min的速度将箱式高温热处理炉升温至目标温度1270℃，将包套后的Ti-42.5Al-8Nb-0.2W-0.2B合金坯料置于箱式高温热处理炉内保温70min；保温结束后，将所述包套后的Ti-42.5Al-8Nb-0.2W-0.2B合金坯料迅速转移至挤压机的升降台上，该过程的时间少于10s；在所述包套后的Ti-42.5Al-8Nb-0.2W-0.2B合金坯料和挤压轴之间放置耐陶瓷纤维垫片；挤压轴以恒定速度35mm/s推进，直至挤压轴接触挤压模具为止，使得包套后的Ti-42.5Al-8Nb-0.2W-0.2B合金坯料从挤压模具出来，得到带包套Ti-42.5Al-8Nb-0.2W-0.2B合金挤压棒材，使其在空气环境中冷却至室温；该过程挤压比为6；
步骤4，将带包套Ti-42.5Al-8Nb-0.2W-0.2B合金挤压棒材置于900℃的热处理炉内进行退火处理5h，退火完成后随炉冷却至室温，防止所述Ti-42.5Al-8Nb-0.2W-0.2B合金挤压棒材由于内部残余应力过高而造成开裂；
步骤5，去包套；
步骤6，将去除包套后的Ti-42.5Al-8Nb-0.2W-0.2B合金挤压棒材重新进行表面车削加工，去除表面氧化层，而后采用不锈钢对其进行包套，准备二次挤压；
步骤7，重复步骤3-5。二次挤压的目标温度为1260℃，挤压比为3，其余参数与步骤3相同。
本实施例中获得Ti-42.5Al-8Nb-0.2W-0.2B合金棒材在室温、700℃、800℃和900℃的抗拉强度分别为1089MPa，963MPa，772MPa和568MPa，延伸率分别为1.3％，2.4％，3.5％，7.1％。
实施例七
一种获得高强塑性Ti-45Al-8.5Nb-0.2(W,B,Y)合金的方法，该合金存在α单向区，其Tγ,solv转变温度为1280℃，T(α+β)转变温度为1330℃，因(α+β)相区温度过高，只可选择在α单向区温度进行变形；
其具体实施步骤如下：
步骤1，对Ti-45Al-8.5Nb-0.2(W,B,Y)合金铸棒进行热等静压处理，消除铸造缺陷，热等静压制度为1260℃/140MPa/6h；
步骤2，对热等静压态的Ti-45Al-8.5Nb-0.2(W,B,Y)合金铸棒进行车削加工，去除表面氧化层，而后采用304不锈钢对其进行包套；不锈钢厚度为15mm；包套与Ti-45Al-8.5Nb-0.2(W,B,Y)合金坯料之间采用镍箔或钼箔隔离；
步骤3，以10℃/min的速度将箱式高温热处理炉升温至目标温度1300℃，将包套后的Ti-45Al-8.5Nb-0.2(W,B,Y)合金坯料置于箱式高温热处理炉内保温80min；保温结束后，将所述包套后的Ti-45Al-8.5Nb-0.2(W,B,Y)合金坯料迅速转移至挤压机的升降台上，该过程的时间少于10s；在所述包套后的Ti-45Al-8.5Nb-0.2(W,B,Y)合金坯料和挤压轴之间放置耐陶瓷纤维垫片；挤压轴以恒定速度28mm/s推进，直至挤压轴接触挤压模具为止，使得包套后的Ti-45Al-8.5Nb-0.2(W,B,Y)合金坯料从挤压模具出来，得到带包套Ti-45Al-8.5Nb-0.2(W,B,Y)合金挤压方坯，使其在空气环境中冷却至室温；该过程挤压比为8；
步骤4，将带包套Ti-45Al-8.5Nb-0.2(W,B,Y)合金挤压方坯置于1000℃的热处理炉内进行退火处理5h，退火完成后随炉冷却至室温，防止所述Ti-45Al-8.5Nb-0.2(W,B,Y)合金挤压方坯由于内部残余应力过高而造成开裂；
步骤5，去包套；
步骤6，从去除包套后的Ti-45Al-8.5Nb-0.2(W,B,Y)合金挤压方坯上取棒状坯料重新进行表面车削加工，去除表面氧化层，而后采用316不锈钢对其进行包套，准备二次挤压；二次挤压的目标温度为1280℃，挤压比为3，其余参数与步骤3相同；
步骤7，重复步骤3-5。
本实施例中获得Ti-45Al-8.5Nb-0.2(W,B,Y)合金棒材在室温、700℃、800℃和900℃的抗拉强度分别为1125MPa，987MPa，948MPa和621MPa，延伸率分别为2.0％，2.2％，3.7％，6.0％。
以上给出的实施例是实现本申请较优的例子，本申请不限于上述实施例。本领域的技术人员根据本申请技术方案的技术特征所做出的任何非本质的添加、替换，均属于本申请的保护范围。

Claims (9)

1.一种提高β型γ-TiAl合金强塑性的方法，其特征在于，包括以下步骤：
步骤1，对TiAl合金铸棒进行热等静压处理；
步骤2，去除热等静压态的TiAl合金铸棒的表面氧化层，而后对其进行包套；
步骤3，将包套后的TiAl合金坯料进行高温加热保温，加热的目标温度为高于γ相的析出温度，保温结束后，将所述包套后的TiAl合金坯料迅速转移至挤压机的升降台上进行挤压加工操作，得到带包套的TiAl合金挤压棒材或方坯，并使其在空气环境中冷却至室温，其中，挤压比为3–12；
步骤4，将所述带包套的TiAl合金挤压棒材或方坯置于800–1000℃的热处理炉内进行退火处理4–6h，退火完成后随炉冷却至室温；
步骤5，去包套。
2.根据权利要求1所述的提高β型γ-TiAl合金强塑性的方法，其特征在于，所述热等静压温度为1260–1300℃，压力为130–170MPa，保温时间为2–6h。
3.根据权利要求1所述的提高β型γ-TiAl合金强塑性的方法，其特征在于，所述包套采用304不锈钢，且所述不锈钢厚度为10–15mm。
4.根据权利要求1所述的提高β型γ-TiAl合金强塑性的方法，其特征在于，所述包套与所述TiAl合金铸棒之间采用镍箔或钼箔隔离。
5.根据权利要求1所述的提高β型γ-TiAl合金强塑性的方法，其特征在于，所述高温加热保温过程包括以下步骤：
步骤301，以10℃/min的速度将箱式高温热处理炉升温至目标温度1220–1300℃；
步骤302，将所述包套后的TiAl合金坯料置于箱式高温热处理炉内保温60–90min。
6.根据权利要求1所述的提高β型γ-TiAl合金强塑性的方法，其特征在于，将所述包套后的TiAl合金坯料转移至挤压机的升降台上所用时间少于10s。
7.根据权利要求1所述的提高β型γ-TiAl合金强塑性的方法，其特征在于，所述挤压加工操作过程包括以下步骤：
步骤311，在所述包套后的TiAl合金坯料和挤压轴之间放置耐陶瓷纤维垫片，
步骤312，挤压轴以恒定速度20–40mm/s推进，直至挤压轴接触挤压模具为止，将所述包套后的TiAl合金坯料从挤压模具完全挤出，得到所述带包套的TiAl合金挤压棒材或方坯。
8.根据权利要求1所述的提高β型γ-TiAl合金强塑性的方法，其特征在于，在步骤5去包套之后还包括：
步骤6，将去除所述包套后的TiAl合金挤压棒材或方坯重新去除表面氧化层，而后采用不锈钢对其进行包套，准备二次挤压；
步骤7，重复步骤3–5。
9.根据权利要求1所述的提高β型γ-TiAl合金强塑性的方法，其特征在于，所述方法适用于TNM合金、Ti-42.5Al-8Nb-0.2W-0.2B合金或Ti-45Al-8.5Nb-0.2(W,B,Y)合金。
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