一种改善传统铸造ΓTIAL合金力学性能的多步循环热处理方法.pdf

一种改善传统铸造γ-TiAl合金力学性能的多步循环热处理方法。本发明涉及一种铸造γ-TiAl合金的多步循环热处理方法。本发明的目的是要解决铸造γ-TiAl合金室温组织粗大，塑性差的问题。一、合金的制备；二、热等静压处理；三、均匀化热处理；四、α2/γ相球化循环热处理；五、等轴化热处理；六、近层片/全层片热处理。本发明的多步循环热处理法良好地控制组织演变过程，促进粗大的层片组织转变为细小等轴组织，有效改善γ-TiAl合金室温性能，经本发明处理后合金的延伸率1.9～2.3％，屈服强度430-450Mpa，断裂强度540～570Mpa，完全满足TiAl合金的航空航天应用指标。

权利要求书
1.  一种改善传统铸造γ-TiAl合金力学性能的多步循环热处理方法，其特征在于该方法按以下步骤进行：
一、合金的的制备：将海绵钛、铝锭、含元素X的物质和纯钇置于真空水冷铜坩埚熔炼炉内进行熔炼，待合金熔化后对熔体进行保温10min～20min，然后将熔体浇注到棒状型壳中，脱壳后喷砂，得到热处理前的γ-TiAl合金；所述的含元素X的物质为铝合金或铝合金与纯Cr的混合物，其中所述的铝合金为Al-Nb中间合金、Al-V中间合金和Al-Mn中的一种或几种，且所述的含元素X的物质中元素X为非铝元素；所述的热处理前的γ-TiAl合金中各元素含量为Ti-(46～48)Al-(0～4)X-0.05Y(at％)，所述的棒状型壳在浇注前在温度为600～800℃的条件下保温2h～5h进行干燥；
二、热等静压处理：将步骤一得到的热处理前的γ-TiAl合金放入热等静压炉中，在氩气气氛下，于压力为140MPa～180MPa和温度为1240～1300℃的条件下保温保压2h～6h，得到热等静压处理后的γ-TiAl合金；
三、均匀化热处理：将步骤二得到的热等静压处理后的γ-TiAl合金放入真空管式热处理炉中，在氩气气氛下，以升温速度为12℃/min～20℃/min由室温升温至温度为1380℃～1400℃，然后在温度为1380℃～1400℃的条件下保温30min～90min，再随炉冷却至室温，得到均匀化热处理后的γ-TiAl合金；
四、α2/γ相球化循环热处理：将步骤三得到的均匀化热处理后的γ-TiAl合金放入真空管式热处理炉中进行α2/γ相球化循环热处理，所述的α2/γ相球化循环热处理过程为：①以升温速度为12℃/min～20℃/min由室温升温至温度为1150～1200℃，然后在温度为1150～1200℃的条件下保温2h～4h；②随炉冷却至温度为900～1000℃，并在温度为900～1000℃的条件下保温4h～8h；③重复步骤①和②的操作10～16次，然后随炉冷却至室温，得到α2/γ相球化循环热处理后的γ-TiAl合金；
五、等轴化热处理：将步骤四得到的α2/γ相球化循环热处理后的γ-TiAl合金放入真空管式热处理炉中，以升温速度为12℃/min～20℃/min由室温升温至温度为1120～1160℃，然后在温度为1120～1160℃的条件下保温100h～150h，继续以升温速度为12℃/min～20℃/min由温度为1120～1160℃升温至温度为1240～1270℃，然后在温度为1240～1270℃的条件下保温4h～8h，随炉冷却至室温，得到等轴化热处理后的γ-TiAl合金；
六、近层片/全层片热处理：将步骤五得到的等轴化热处理后的γ-TiAl合金放入真空管式热处理炉中，以升温速度为12℃/min～20℃/min由室温升温至温度为1340～1370℃，然后在温度为1340～1370℃的条件下保温20min～120min，随炉冷却至室温，得到热处理后的 γ-TiAl合金。

2.  根据权利要求1所述的一种改善传统铸造γ-TiAl合金力学性能的多步循环热处理方法，其特征在于步骤一中所述的海绵钛为0级海绵钛，且纯度＞99.9wt.％。

3.  根据权利要求1所述的一种改善传统铸造γ-TiAl合金力学性能的多步循环热处理方法，其特征在于步骤一中所述的铝锭纯度＞99.99wt.％。

4.  根据权利要求1所述的一种改善传统铸造γ-TiAl合金力学性能的多步循环热处理方法，其特征在于步骤一中所述的含元素X的物质中的铝合金中元素X的含量为该铝合金总量的50wt.％～80wt.％。

5.  根据权利要求4所述的一种改善传统铸造γ-TiAl合金力学性能的多步循环热处理方法，其特征在于步骤二中将步骤一得到的热处理前的γ-TiAl合金放入热等静压炉中，在氩气气氛下，于压力为160Mpa和温度为1260℃的条件下保温保压4h，得到热等静压处理后的γ-TiAl合金。

6.  根据权利要求1所述的一种改善传统铸造γ-TiAl合金力学性能的多步循环热处理方法，其特征在于步骤四①以升温速度为12℃/min由室温升温至温度为1170℃，然后在温度为1170℃的条件下保温4h。

7.  根据权利要求1所述的一种改善传统铸造γ-TiAl合金力学性能的多步循环热处理方法，其特征在于步骤四②随炉冷却至温度为950℃，并在温度为950℃的条件下保温6h。

8.  根据权利要求1所述的一种改善传统铸造γ-TiAl合金力学性能的多步循环热处理方法，其特征在于步骤五中将步骤四得到的α2/γ相球化循环热处理后的γ-TiAl合金放入真空管式热处理炉中，以升温速度为12℃/min由室温升温至温度为1160℃，然后在温度为1160℃的条件下保温120h，继续以升温速度为12℃/min由温度为1160℃升温至温度为1260℃，然后在温度为1260℃的条件下保温8h，随炉冷却至室温，得到等轴化热处理后的γ-TiAl合金。

9.  根据权利要求1所述的一种改善传统铸造γ-TiAl合金力学性能的多步循环热处理方法，其特征在于步骤六中将步骤五得到的等轴化热处理后的γ-TiAl合金放入真空管式热处理炉中，以升温速度为12℃/min由室温升温至温度为1340℃，然后在温度为1340℃的条件下保温30min，随炉冷却至室温，得到热处理后的γ-TiAl合金。

10.  根据权利要求1所述的一种改善传统铸造γ-TiAl合金力学性能的多步循环热处理方法，其特征在于步骤六中将步骤五得到的等轴化热处理后的γ-TiAl合金放入真空管式热处理炉中，以升温速度为12℃/min由室温升温至温度为1370℃，然后在温度为1370℃的 条件下保温30min，随炉冷却至室温，得到热处理后的γ-TiAl合金。

说明书一种改善传统铸造γ-TiAl合金力学性能的多步循环热处理方法
技术领域
本发明涉及一种铸造γ-TiAl合金的多步循环热处理方法。
背景技术
γ-TiAl合金具有密度低，比强度高，高温抗氧化性及抗蠕变性能优异而被广泛关注，在航空航天及工业领域具有广泛的应用前景。但γ-TiAl合金属金属间化合物，兼具陶瓷性质，室温塑性差成为制约其广泛应用的重要原因。熔模精密铸造制备γ-TiAl合金具有其他工艺无可比拟的优势，尤其是在形状复杂的薄壁构件的生产上，该方法可以实现近净成形，得到无余量或近无余量的精密构件，大幅降低损耗，提高材料利用率，并已在GE航空航空发动机上成功实现应用。但铸态γ-TiAl组织多为粗大柱状晶组织，并存在缩松缩孔等缺陷，均不利于合金的室温塑性。
合金化，热处理，热等静压均是有效改善TiAl合金室温性能的有效方法，尤其是热处理工艺。不同的热处理工艺可以得到不同性能组合的合金组织，其中细小近层片或全层片组织具有更广泛的工程应用意义。单步热处理一般不能实现良好的组织控制，而急速冷却法(气淬，油淬，水淬等)受淬透性影响且易于导致合金内部产生应力裂纹，无法应用于复杂铸件。
发明内容
本发明的目的是要解决铸造γ-TiAl合金室温组织粗大，塑性差的问题，而提供一种改善传统铸造γ-TiAl合金力学性能的多步循环热处理方法。
本发明的一种改善传统铸造γ-TiAl合金力学性能的多步循环热处理方法按以下步骤进行：
一、合金的的制备：将海绵钛、铝锭、含元素X的物质和纯钇置于真空水冷铜坩埚熔炼炉内进行熔炼，待合金熔化后对熔体进行保温10min～20min，然后将熔体浇注到棒状型壳中，脱壳后喷砂，得到热处理前的γ-TiAl合金；所述的含元素X的物质为铝合金或铝合金与纯Cr的混合物，其中所述的铝合金为Al-Nb中间合金、Al-V中间合金和Al-Mn中的一种或几种，且所述的含元素X的物质中元素X为非铝元素；所述的热处理前的γ-TiAl合金中各元素含量为Ti-(46～48)Al-(0～4)X-0.05Y(at％)，所述的棒状型壳在浇注前在温度为600～800℃的条件下保温2h～5h进行干燥；
二、热等静压处理：将步骤一得到的热处理前的γ-TiAl合金放入热等静压炉中，在 氩气气氛下，于压力为140MPa～180MPa和温度为1240～1300℃的条件下保温保压2h～6h，得到热等静压处理后的γ-TiAl合金；
三、均匀化热处理：将步骤二得到的热等静压处理后的γ-TiAl合金放入真空管式热处理炉中，在氩气气氛下，以升温速度为12℃/min～20℃/min由室温升温至温度为1380℃～1400℃，然后在温度为1380℃～1400℃的条件下保温30min～90min，再随炉冷却至室温，得到均匀化热处理后的γ-TiAl合金；
四、α2/γ相球化循环热处理：将步骤三得到的均匀化热处理后的γ-TiAl合金放入真空管式热处理炉中进行α2/γ相球化循环热处理，所述的α2/γ相球化循环热处理过程为：①以升温速度为12℃/min～20℃/min由室温升温至温度为1150～1200℃，然后在温度为1150～1200℃的条件下保温2h～4h；②随炉冷却至温度为900～1000℃，并在温度为900～1000℃的条件下保温4h～8h；③重复步骤①和②的操作10～16次，然后随炉冷却至室温，得到α2/γ相球化循环热处理后的γ-TiAl合金；
五、等轴化热处理：将步骤四得到的α2/γ相球化循环热处理后的γ-TiAl合金放入真空管式热处理炉中，以升温速度为12℃/min～20℃/min由室温升温至温度为1120～1160℃，然后在温度为1120～1160℃的条件下保温100h～150h，继续以升温速度为12℃/min～20℃/min由温度为1120～1160℃升温至温度为1240～1270℃，然后在温度为1240～1270℃的条件下保温4h～8h，随炉冷却至室温，得到等轴化热处理后的γ-TiAl合金；
六、近层片/全层片热处理：将步骤五得到的等轴化热处理后的γ-TiAl合金放入真空管式热处理炉中，以升温速度为12℃/min～20℃/min由室温升温至温度为1340～1370℃，然后在温度为1340～1370℃的条件下保温20min～120min，随炉冷却至室温，得到热处理后的γ-TiAl合金。
本发明有益效果
本发明的多步循环热处理法良好地控制组织演变过程，促进粗大的层片组织转变为细小等轴组织，有效改善γ-TiAl合金室温性能，经过本发明热处理方法后的γ-TiAl合金的力学性能测试，其延伸率1.9～2.3％，屈服强度430-450Mpa，断裂强度540～570Mpa，完全满足TiAl合金的航空航天应用指标。
附图说明
图1为试验一步骤五得到的等轴化热处理后的γ-TiAl合金的细小等轴γ-TiAl合金组织照片；
图2试验一步骤六得到的热处理后的γ-TiAl合金的细小全层片γ-TiAl合金组织照片；
图3试验一热处理前后的γ-TiAl合金拉伸力学性能图；其中1为热处理前铸态合金，2为热处理后合金；
图4为试验二步骤六得到的热处理后的γ-TiAl合金的细小近层片γ-TiAl合金组织照片。
具体实施方式
具体实施方式一：本实施方式的一种改善传统铸造γ-TiAl合金力学性能的多步循环热处理方法按以下步骤进行：
一、合金的的制备：将海绵钛、铝锭、含元素X的物质和纯钇置于真空水冷铜坩埚熔炼炉内进行熔炼，待合金熔化后对熔体进行保温10min～20min，然后将熔体浇注到棒状型壳中，脱壳后喷砂，得到热处理前的γ-TiAl合金；所述的含元素X的物质为铝合金或铝合金与纯Cr的混合物，其中所述的铝合金为Al-Nb中间合金、Al-V中间合金和Al-Mn中的一种或几种，且所述的含元素X的物质中元素X为非铝元素；所述的热处理前的γ-TiAl合金中各元素含量为Ti-(46～48)Al-(0～4)X-0.05Y(at％)，所述的棒状型壳在浇注前在温度为600～800℃的条件下保温2h～5h进行干燥；
二、热等静压处理：将步骤一得到的热处理前的γ-TiAl合金放入热等静压炉中，在氩气气氛下，于压力为140MPa～180MPa和温度为1240～1300℃的条件下保温保压2h～6h，得到热等静压处理后的γ-TiAl合金；
三、均匀化热处理：将步骤二得到的热等静压处理后的γ-TiAl合金放入真空管式热处理炉中，在氩气气氛下，以升温速度为12℃/min～20℃/min由室温升温至温度为1380℃～1400℃，然后在温度为1380℃～1400℃的条件下保温30min～90min，再随炉冷却至室温，得到均匀化热处理后的γ-TiAl合金；
四、α2/γ相球化循环热处理：将步骤三得到的均匀化热处理后的γ-TiAl合金放入真空管式热处理炉中进行α2/γ相球化循环热处理，所述的α2/γ相球化循环热处理过程为：①以升温速度为12℃/min～20℃/min由室温升温至温度为1150～1200℃，然后在温度为1150～1200℃的条件下保温2h～4h；②随炉冷却至温度为900～1000℃，并在温度为900～1000℃的条件下保温4h～8h；③重复步骤①和②的操作10～16次，然后随炉冷却至室温，得到α2/γ相球化循环热处理后的γ-TiAl合金；
五、等轴化热处理：将步骤四得到的α2/γ相球化循环热处理后的γ-TiAl合金放入真空管式热处理炉中，以升温速度为12℃/min～20℃/min由室温升温至温度为1120～1160℃，然后在温度为1120～1160℃的条件下保温100h～150h，继续以升温速度为12℃/min ～20℃/min由温度为1120～1160℃升温至温度为1240～1270℃，然后在温度为1240～1270℃的条件下保温4h～8h，随炉冷却至室温，得到等轴化热处理后的γ-TiAl合金；
六、近层片/全层片热处理：将步骤五得到的等轴化热处理后的γ-TiAl合金放入真空管式热处理炉中，以升温速度为12℃/min～20℃/min由室温升温至温度为1340～1370℃，然后在温度为1340～1370℃的条件下保温20min～120min，随炉冷却至室温，得到热处理后的γ-TiAl合金。
本实施方式步骤一中所述的真空水冷铜坩埚熔炼炉的熔炼量为15Kg～20Kg；
本实施方式步骤一中通过导流和离心机构将高温熔体浇入棒状试样型壳中；
本实施方式步骤二是为压合缩松和部分缩孔，致密化组织，同时促进组织演变；
本实施方式步骤三是为破坏柱状晶结构，消除铸态偏析，得到组织、成分均匀的粗大全层片组织；
本实施方式步骤三中所述的真空管式热处理炉为洛阳神佳窑业管式炉，1600℃温度极限，1.0×10-2Pa真空极限；
本实施方式步骤四中所述真空管式热处理炉为洛阳神佳窑业管式炉，1600℃温度极限，1.0×10-2Pa真空极限；
本实施方式步骤四①为近γ化处理，促进层片α→γ转变，破坏粗大层片结构，得到球状γ相；
本实施方式步骤四②为促进α2相的球化，防止次生针状α2相的产生；
本实施方式步骤五中所述的真空管式热处理炉为洛阳神佳窑业管式炉，1600℃温度极限，1.0×10-2Pa真空极限；
本实施方式步骤五中“以升温速度为12℃/min～20℃/min由室温升温至温度为1120～1160℃，然后在温度为1120～1160℃的条件下保温100h～150h”为近γ热处理，促进层片组织向近γ组织的转变；
本实施方式步骤五中“然后在温度为1240～1270℃的条件下保温4h～8h”为α相等轴化处理。
本实施方式步骤六以获取细小等轴的近层片或全层片组织。
本实施方式步骤六中所述的真空管式热处理炉为洛阳神佳窑业管式炉，1600℃温度极限，1.0×10-2Pa真空极限。
具体实施方式二：本实施方式与具体实施方式一不同的是：步骤一中所述的海绵钛为0级海绵钛，且纯度＞99.9wt.％。其他步骤及参数与具体实施方式一相同。
具体实施方式三：本实施方式与具体实施方式一或二不同的是：步骤一中所述的铝锭纯度＞99.99wt.％。其他步骤及参数与具体实施方式一或二相同。
具体实施方式四：本实施方式与具体实施方式一至三之一不同的是：步骤一中所述的含元素X的物质中的铝合金中元素X的含量为该铝合金总量的50wt.％～80wt.％。其他步骤及参数与具体实施方式一至三之一相同。
具体实施方式五：本实施方式与具体实施方式一至四之一不同的是：步骤二中将步骤一得到的热处理前的γ-TiAl合金放入热等静压炉中，在氩气气氛下，于压力为160Mpa和温度为1260℃的条件下保温保压4h，得到热等静压处理后的γ-TiAl合金。其他步骤及参数与具体实施方式一至四之一相同。
具体实施方式六：本实施方式与具体实施方式一至五之一不同的是：步骤三中将步骤二得到的热等静压处理后的γ-TiAl合金放入真空管式热处理炉中，在氩气气氛下，以升温速度为12℃/min由室温升温至温度为1400℃，然后在温度为1400℃的条件下保温30min，再随炉冷却至室温，得到均匀化热处理后的γ-TiAl合金。其他步骤及参数与具体实施方式一至五之一相同。
具体实施方式七：本实施方式与具体实施方式一至六之一不同的是：步骤四①以升温速度为12℃/min由室温升温至温度为1170℃，然后在温度为1170℃的条件下保温4h。其他步骤及参数与具体实施方式一至六之一相同。
具体实施方式八：本实施方式与具体实施方式一至七之一不同的是：步骤四②随炉冷却至温度为950℃，并在温度为950℃的条件下保温6h。其他步骤及参数与具体实施方式一至七之一相同。
具体实施方式九：本实施方式与具体实施方式一至八之一不同的是：步骤五中将步骤四得到的α2/γ相球化循环热处理后的γ-TiAl合金放入真空管式热处理炉中，以升温速度为12℃/min由室温升温至温度为1160℃，然后在温度为1160℃的条件下保温120h，继续以升温速度为12℃/min由温度为1160℃升温至温度为1260℃，然后在温度为1260℃的条件下保温8h，随炉冷却至室温，得到等轴化热处理后的γ-TiAl合金。其他步骤及参数与具体实施方式一至八之一相同。
具体实施方式十：本实施方式与具体实施方式一至九之一不同的是：步骤六中将步骤五得到的等轴化热处理后的γ-TiAl合金放入真空管式热处理炉中，以升温速度为12℃/min由室温升温至温度为1340℃，然后在温度为1340℃的条件下保温30min，随炉冷却至室温，得到热处理后的γ-TiAl合金。其他步骤及参数与具体实施方式一至九之一相同。
具体实施方式十一：本实施方式与具体实施方式一至十之一不同的是：步骤六中将步骤五得到的等轴化热处理后的γ-TiAl合金放入真空管式热处理炉中，以升温速度为12℃/min由室温升温至温度为1370℃，然后在温度为1370℃的条件下保温30min，随炉冷却至室温，得到热处理后的γ-TiAl合金。其他步骤及参数与具体实施方式一至十之一相同。
采用以下试验来验证本发明的有益效果
试验一、本试验的一种改善传统铸造γ-TiAl合金力学性能的多步循环热处理方法按以下步骤进行：
一、合金的的制备：将海绵钛、铝锭、Al-Nb中间合金、Al-V中间合金、纯Cr和纯钇置于真空水冷铜坩埚熔炼炉内进行熔炼，待合金熔化后对熔体进行保温15min，然后将熔体浇注到棒状型壳中，脱壳后喷砂，得到热处理前的γ-TiAl合金；所述的热处理前的γ-TiAl合金中各元素含量为Ti-47Al-2V-1Nb-1Cr-0.05Y(at％)，所述的棒状型壳在浇注前在温度为700℃的条件下保温4h进行干燥；
二、热等静压处理：将步骤一得到的热处理前的γ-TiAl合金放入热等静压炉中，在氩气气氛下，于压力为160MPa和温度为1260℃的条件下保温保压4h，得到热等静压处理后的γ-TiAl合金；
三、均匀化热处理：将步骤二得到的热等静压处理后的γ-TiAl合金放入真空管式热处理炉中，在氩气气氛下，以升温速度为12℃/min由室温升温至温度为1400℃，然后在温度为1400℃的条件下保温30min，再随炉冷却至室温，得到均匀化热处理后的γ-TiAl合金；
四、α2/γ相球化循环热处理：将步骤三得到的均匀化热处理后的γ-TiAl合金放入真空管式热处理炉中进行α2/γ相球化循环热处理，所述的α2/γ相球化循环热处理过程为：①以升温速度为12℃/min由室温升温至温度为1170℃，然后在温度为1170℃的条件下保温4h；②随炉冷却至温度为950℃，并在温度为950℃的条件下保温6h；③重复步骤①和②的操作14次，然后随炉冷却至室温，得到α2/γ相球化循环热处理后的γ-TiAl合金；
五、等轴化热处理：将步骤四得到的α2/γ相球化循环热处理后的γ-TiAl合金放入真空管式热处理炉中，以升温速度为12℃/min由室温升温至温度1160℃，然后在温度为1160℃的条件下保温120h，继续以升温速度为12℃/min由温度为1160℃升温至温度为1260℃，然后在温度为1260℃的条件下保温8h，随炉冷却至室温，得到等轴化热处理后的γ-TiAl合金；
六、全层片热处理：将步骤五得到的等轴化热处理后的γ-TiAl合金放入真空管式热处理炉中，以升温速度为12℃/min由室温升温至温度为1370℃，然后在温度为1370℃的条件下保温30min，随炉冷却至室温，得到热处理后的γ-TiAl合金。
步骤一中所述的海绵钛为0级海绵钛，且纯度＞99.9wt.％；
步骤一中所述的铝锭纯度＞99.99wt.％；
步骤一中所述的Al-Nb中间合金中Nb的质量百分含量为52.4％；
步骤一中所述的Al-V中间合金中V的质量百分含量为79.8％；
步骤一中所述的真空水冷铜坩埚熔炼炉的熔炼量为15Kg～20Kg；
步骤一中通过导流和离心机构将高温熔体浇入棒状试样型壳中；
步骤二是为压合缩松和部分缩孔，致密化组织，同时促进组织演变；
步骤三是为破坏柱状晶结构，消除铸态偏析，得到组织、成分均匀的粗大全层片组织；
步骤三中所述的真空管式热处理炉为洛阳神佳窑业管式炉，1600℃温度极限，1.0×10-2Pa真空极限；
步骤四中所述真空管式热处理炉为洛阳神佳窑业管式炉，1600℃温度极限，1.0×10-2Pa真空极限；
步骤四①为近γ化处理，促进层片α→γ转变，破坏粗大层片结构，得到球状γ相；
步骤四②为促进α2相的球化，防止次生针状α2相的产生；
步骤五中所述的真空管式热处理炉为洛阳神佳窑业管式炉，1600℃温度极限，1.0×10-2Pa真空极限；
步骤五中“以升温速度为12℃/min由室温升温至温度1160℃，然后在温度为1160℃的条件下保温120h”为近γ热处理，促进层片组织向近γ组织的转变；
步骤五中“然后在温度为1260℃的条件下保温8h”为α相等轴化处理。
步骤六中所述的真空管式热处理炉为洛阳神佳窑业管式炉，1600℃温度极限，1.0×10-2Pa真空极限。
步骤六得到了细小等轴的全层片组织。
(一)于北京航空材料研究院621所对试验一得到的热处理后的γ-TiAl合金试样进行力学性能测试，拉伸速率为1×10-4～5×10-4.S-1，得到试验一得到的热处理后的γ-TiAl合金的力学性能为延伸率1.9～2.3％，屈服强度430-450Mpa，断裂强度540～570Mpa，完全满足TiAl合金的航空航天应用指标。
(二)对试验一步骤五得到的等轴化热处理后的γ-TiAl合金进行金相检测，得到如 图1所示的试验一步骤五得到的等轴化热处理后的γ-TiAl合金的细小等轴γ-TiAl合金组织照片；对试验一步骤六得到的热处理后的γ-TiAl合金进行金相检测，得到如图2所示的试验一步骤六得到的热处理后的γ-TiAl合金的细小全层片γ-TiAl合金组织照片。
(三)对试验一步骤一得到的热处理前的γ-TiAl合金和步骤六得到的热处理后的γ-TiAl合金进行拉伸力学性能检测，得到如图3所示的试验一热处理前后的γ-TiAl合金拉伸力学性能图；其中1为热处理前铸态合金，2为热处理后合金。
试验二、本试验的一种改善传统铸造γ-TiAl合金力学性能的多步循环热处理方法按以下步骤进行：
一、合金的的制备：将海绵钛、铝锭、Al-Nb中间合金、Al-V中间合金、纯Cr和纯钇置于真空水冷铜坩埚熔炼炉内进行熔炼，待合金熔化后对熔体进行保温15min，然后将熔体浇注到棒状型壳中，脱壳后喷砂，得到热处理前的γ-TiAl合金；所述的热处理前的γ-TiAl合金中各元素含量为Ti-47Al-2V-1Nb-1Cr-0.05Y(at％)，所述的棒状型壳在浇注前在温度为700℃的条件下保温4h进行干燥；
二、热等静压处理：将步骤一得到的热处理前的γ-TiAl合金放入热等静压炉中，在氩气气氛下，于压力为160MPa和温度为1260℃的条件下保温保压4h，得到热等静压处理后的γ-TiAl合金；
三、均匀化热处理：将步骤二得到的热等静压处理后的γ-TiAl合金放入真空管式热处理炉中，在氩气气氛下，以升温速度为12℃/min由室温升温至温度为1400℃，然后在温度为1400℃的条件下保温30min，再随炉冷却至室温，得到均匀化热处理后的γ-TiAl合金；
四、α2/γ相球化循环热处理：将步骤三得到的均匀化热处理后的γ-TiAl合金放入真空管式热处理炉中进行α2/γ相球化循环热处理，所述的α2/γ相球化循环热处理过程为：①以升温速度为12℃/min由室温升温至温度为1170℃，然后在温度为1170℃的条件下保温4h；②随炉冷却至温度为950℃，并在温度为950℃的条件下保温6h；③重复步骤①和②的操作14次，然后随炉冷却至室温，得到α2/γ相球化循环热处理后的γ-TiAl合金；
五、等轴化热处理：将步骤四得到的α2/γ相球化循环热处理后的γ-TiAl合金放入真空管式热处理炉中，以升温速度为12℃/min由室温升温至温度1160℃，然后在温度为1160℃的条件下保温120h，继续以升温速度为12℃/min由温度为1160℃升温至温度为1260℃，然后在温度为1260℃的条件下保温8h，随炉冷却至室温，得到等轴化热处理后的γ-TiAl合金；
六、近层片热处理：将步骤五得到的等轴化热处理后的γ-TiAl合金放入真空管式热处理炉中，以升温速度为12℃/min由室温升温至温度为1340℃，然后在温度为1340℃的条件下保温30min，随炉冷却至室温，得到热处理后的γ-TiAl合金。
步骤一中所述的海绵钛为0级海绵钛，且纯度＞99.9wt.％；
步骤一中所述的铝锭纯度＞99.99wt.％；
步骤一中所述的Al-Nb中间合金中Nb的质量百分含量为52.4％；
步骤一中所述的Al-V中间合金中V的质量百分含量为79.8％；
步骤一中所述的真空水冷铜坩埚熔炼炉的熔炼量为15Kg～20Kg；
步骤一中通过导流和离心机构将高温熔体浇入棒状试样型壳中；
步骤二是为压合缩松和部分缩孔，致密化组织，同时促进组织演变；
步骤三是为破坏柱状晶结构，消除铸态偏析，得到组织、成分均匀的粗大全层片组织；
步骤三中所述的真空管式热处理炉为洛阳神佳窑业管式炉，1600℃温度极限，1.0×10-2Pa真空极限；
步骤四中所述真空管式热处理炉为洛阳神佳窑业管式炉，1600℃温度极限，1.0×10-2Pa真空极限；
步骤四①为近γ化处理，促进层片α→γ转变，破坏粗大层片结构，得到球状γ相；
步骤四②为促进α2相的球化，防止次生针状α2相的产生；
步骤五中所述的真空管式热处理炉为洛阳神佳窑业管式炉，1600℃温度极限，1.0×10-2Pa真空极限；
步骤五中“以升温速度为12℃/min由室温升温至温度1160℃，然后在温度为1160℃的条件下保温120h”为近γ热处理，促进层片组织向近γ组织的转变；
步骤五中“然后在温度为1260℃的条件下保温8h”为α相等轴化处理。
步骤六中所述的真空管式热处理炉为洛阳神佳窑业管式炉，1600℃温度极限，1.0×10-2Pa真空极限。
步骤六得到了细小等轴的近层片组织。
(二)对试验二步骤六得到的热处理后的γ-TiAl合金进行金相检测，得到如图4所示的试验二步骤六得到的热处理后的γ-TiAl合金的细小近层片γ-TiAl合金组织照片。