CN109778005A - 一种具有优异变形能力的TiAl合金及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供了一种具有优异变形能力的TiAl合金及其制备方法，所述合金包括：41‑43.5％Al，0.2‑9％x，0.01‑0.5％y，余量为Ti；所述x为Mo，Cr，Nb和Mn中的一种或几种的混合，y为B，C和Y中的一种或几种的混合。本发明通过合理的合金成分设计，增加了变形温度下高温无序α相的含量，有效地改善了TiAl合金的变形能力，保证了低温、高应变速率和大变形量工艺条件下TiAl合金的高温成形。同时通过合理的工艺参数设计，使得获得的变形态的TiAl合金具有均匀细小的变形组织，改善了TiAl合金的室温和高温力学性能。本发明工艺简单高效，成本低，可制得高质量，无缺陷的变形TiAl合金材料。

Description

一种具有优异变形能力的TiAl合金及其制备方法

技术领域

本发明属于TiAl合金热加工制备技术领域，特别是提供了一种具有优异变形能力的TiAl合金及其制备方法。

背景技术

TiAl合金具有密度低、高温强度高、抗蠕变性能好和抗氧化能力强等优点，是航空航天工业中一种极具应用潜力的新型轻质高温结构材料，是目前替代航空发动机中广泛使用的镍基高温合金的主要备选材料。TiAl合金的研究和应用对提高航空发动机的推重比、提高能源利用效率、增强飞行器的续航能力具有重要意义。变形TiAl合金具有比铸造TiAl合金更加细小均匀的组织，更高的强度和塑性变形能力，是TiAl工程化转换过程中急需的材料。但目前设计的TiAl合金成分的Al含量多数在45Al以上，使得TiAl合金中含有更多的γ相、而含有较少的α₂相和少量的β₀相，导致塑性低，变形能力差。研究表明：TiAl合金的高温变形能力与高温组织中的相组成密切相关。在高温组织中引入无序的β和α相，能有效改善TiAl合金的变形能力。β相的存在促进了晶粒的滑动和晶界的迁移，提高了变形能力，但β相在低温时会有序化为B2结构的β₀相。有序β₀相属于硬脆相，裂纹易出现在β₀相附近，不利于TiAl合金室温塑性。而且室温组织中的β₀相不仅很难通过后续的热处理完全消除，而且热处理过程还会造成晶粒粗化，损害合金力学性能。因此在设计TiAl合金时既希望高温组织中含有足够多的β相，又不希望室温组织中出现β₀相。但目前合金元素的添加量很难同时找到热塑性和力学性能之间的平衡。尽管高温的无序α相的高温变形能力若于无序的β相，但共析转变生成的细小层片晶团是有利于同时改善室温和高温力学性能的。

据检索，现有专利文献CN108559872A中公开了一种TiAl合金及其制备方法，该方法提供的[Nb]当量对于不同Al含量的TiAl合金，其公式应是不同的。其要求[Nb]当量需控制在6～11之间，这样会在变形温度内引入高温无序β相，因而来提高TiAl合金的高温变形能力。但过高的无序β相会在降温过程中转化为脆性的β₀相，会损害合金的室温塑性。同时加入的细化元素Si，在熔炼过程中会形成硅化物，是不利于TiAl合金塑性的改善。该发明还要求填入Ta，Ta是一种贵金属元素，不利于TiAl合金制备成本的降低。本发明设计的TiAl合金在Te-Tα温度区间长时间保温后会减少β相，而在高温组织中形成大量的等轴的α相。α相在高温变形条件下时无序相，具有优异的变形能力，在变形降温过程中会转变为层片晶团。这样就减少了β₀相对室温力学性能的损害。

发明内容

本发明的目的是要解决由于TiAl合金热加工窗口窄、热变形能力差而导致TiAl合金在变形过程中发生开裂的问题。同时设计的合金成分保证了高温组织中不含有无序的β相，因而避免了组织中出现有序B2结构的脆性相β₀相，从而提高了变形TiAl合金的室温塑性和高温蠕变等性能。利用高温组织中无序α等轴晶粒和无序α层片，通过调控变形温度、变形量、变形速率从而实现对最终变形TiAl合金组织的调控，而提供了一种具有优异变形能力的TiAl合金及其制备方法。

本发明的目的是通过以下技术方案实现的：

本发明提供了一种具有优异变形能力的TiAl合金，包括以下原子百分含量的各元素：41-43.5％Al，0.2-9％x，0.01-0.5％y，余量为Ti；所述x为Mo，Cr，Nb和Mn中的一种或几种的混合，y为B，C和Y中的一种或几种的混合。

优选地，包括以下原子百分含量的各元素：42-43.5％Al，2-8％x，0.2-0.5％y，余量为Ti；所述x为Mo，Cr，Nb和Mn中的一种或几种的混合，y为B，C和Y中的一种或几种的混合。

优选地，包括以下原子百分含量的各元素：41.5-43.5％Al，2-8.5％x，0.05-0.3％y，余量为Ti；所述x为Cr，Nb和Mn中的一种或几种的混合，y为B和Y中的一种或两种的混合。

优选地，包括以下原子百分含量的各元素：42-43％Al，2-8％x，0.2-0.5％y，余量为Ti；所述x为Cr和Nb中的一种或两种的混合，y为B和Y中的一种或两种的混合。

优选地，所述TiAl合金为Ti-43Al-7.5Nb-0.2Y、Ti-42Al-8Nb-0.2B、Ti-43Al-8Nb-0.2B-0.3Y、Ti-42Al-2Cr-0.2B、Ti-43Al-1.5Cr-0.2Y、Ti-42Al-1.2Mo-0.2B、Ti-43Al-0.8Mo-0.2Y、Ti-43.5Al-0.4Mo-0.2C、Ti-42Al-3Mn-0.2B、Ti-43Al-2.5Mn-0.2Y、Ti-43.5Al-2Mn-0.2C、Ti-42Al-6Nb-0.6Mo-0.2C、Ti-43Al-4Nb-0.5Mo-0.2C、Ti-43Al-4Nb-0.4Mo-0.2C、Ti-42Al-6Nb-1.5Cr-0.3Y、Ti-43Al-4Nb-1.5Cr-0.2B、Ti-43Al-2Nb-2Cr-0.3Y、Ti-43Al-2Nb-2Cr-0.2B-0.3Y、Ti-43.5Al-2Nb-1.5Cr-0.3C、Ti-42Al-4Nb-2Mn-0.3C、Ti-43Al-4Nb-2Mn-0.3Y、Ti-43Al-2Nb-2Mn-0.3Y或Ti-43.5Al-4Nb-2Mn-0.2B-0.3Y。

本发明还提供了一种具有优异变形能力的TiAl合金的制备方法，包括TiAl合金的制备和TiAl合金高温塑性变形两个步骤。

优选地，所述TiAl合金的制备采用：真空自耗电弧熔炼、等离子束冷床炉熔炼、凝壳感应熔炼、真空自耗电弧熔炼+热等静压、等离子束冷床炉熔炼+热等静压、凝壳感应熔炼+热等静压、预合金粉末+热等静压、预合金粉末+真空热压烧结中的至少一种方法制备得到。更优选方法为：真空自耗电弧熔炼+热等静压、等离子束冷床炉熔炼+热等静压、预合金粉+热等静压。

更优选地，采用所述TiAl合金的制备方法制备的TiAl合金在Te-Tα保温4h-24h不出现β相，高温组织中仅为α相+γ相。其中Te为共析温度，Tα为进入α单相区的温度。

更优选地，所述热等静压的条件包括：温度为Te+5℃-Te+30℃、压力为：80MPa-140MPa、热等静压保温时间：1h-4h、随炉冷却。

优选地，所述TiAl合金高温塑性变形采用：将制备得到的TiAl合金包套锻造、包套轧制、包套挤压或近等温模锻，即得所述具有优异变形能力的TiAl合金。

优选地，所述包套锻造工艺条件包括：锻造温度：1150℃-1275℃、炉前保温：60min-240min、应变速率：0.1-0.8s^-1、一次压下量：60％-90％；

所述包套轧制工艺条件包括：轧制温度：1150℃-1290℃、炉前保温：20min-60min、轧制速度：20mm/s-120mm/s、道次变形量：18％-35％、道次回炉保温时间：5min-10min，总压下量：70％-90％；

所述包套挤压工艺条件包括：挤压温度：1180℃-1305℃、炉前保温：30min-90min、挤压速度：0.0lm/s-0.3m/s、挤压次数：2次-6次、总挤压比：(4-16):1；

所述近等温模锻工艺条件包括：TiAl合金预热温度：850℃-1100℃、模具预热温度：800℃-950℃、模锻应变速率为0.1s^-1-1s^-1。

更优选地，所述的TiAl合金的包套轧制工艺条件包括：轧制温度：1180℃-1260℃、炉前保温：30min-45min、轧制速度：30mm/s-80mm/s、道次变形量：18％-30％、道次回炉保温时间：5min-10min，总压下量：75％-85％。

更优选地，所述TiAl合金的包套挤压工艺条件包括：挤压温度：1200℃-1295℃、炉前保温：30min-60min、挤压速度：0.05m/s-0.25m/s、挤压次数：2次-6次、总挤压比：(6-12):1、

更优选地，所述的TiAl合金的近等温模锻工艺条件包括：TiAl合金预热温度：850℃-1000℃、模具预热温度：820℃-900℃、模锻应变速率为0.1s^-1-0.3s^-1。

优选地，所述包套锻造、包套轧制、包套挤压所用的包套材质为不锈钢、碳钢或耐热钢，包套厚度为5mm-15mm。

优选地，所述方法还包括在TiAl合金的制备步骤后，对制得的TiAl合金进行均匀化退火处理，退火温度为800℃-950℃，保温时间3h-24h，随炉冷却；

在进行TiAl合金高温塑性变形步骤后，进行均匀化退火处理，退火温度为800℃-900℃，保温时间3h-24h，随炉冷却。

本发明通过合理的合金成分设计，增加了变形温度下高温无序α相的含量，减少了无序β相。同时增加了高温组织中等轴γ相和α相的含量，有效地改善了TiAl合金的变形能力，可以实现TiAl合金的快速成形，即在较低的温度区间、较快的变形速率、较少的工艺步骤内实现等应变形量的TiAl合金的制备，保证了低温、高应变速率和大变形量工艺条件下TiAl合金的高温成形。同时通过与合金成分对应的特定的工艺方法及参数设计，使得获得的变形态的TiAl合金具有均匀细小的变形组织，改善了TiAl合金的室温和高温力学性能。

与现有技术相比，本发明具有如下的有益效果：

1、本发明采用的TiAl合金由于Al含量不高于44％，合金在凝固过程中不发生包晶反应，细化了铸造组织，减少了包晶转变带来的成分不均匀和元素偏析，获得的铸锭致密度高，有利于改善TiAl合金的高温变形能力，保证了大道次变形量轧制的安全实施。

2、本发明设计的TiAl合金成分保证了变形温度下高温组织中含有大量的等轴α晶粒和α相。高温组织中的α相，是一种无序相，同样具有优异的变形能力。而且在降温过程中会析出γ层片，形成细小的层片晶团，利于同时改善TiAl合金板材的室温和高温力学性能。

3、本发明设计的TiAl合金成分，避免了高温组织中出现无序的β相，因此保证了室温组织中含有少量或不含有有序的β0相，改善了最终板材的室温力学性能和高温力学性能。

具体实施方式

下面结合具体实施例对本发明进行详细说明。以下实施例将有助于本领域的技术人员进一步理解本发明，但不以任何形式限制本发明。应当指出的是，对本领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明构思的前提下，还可以做出若干变化和改进。这些都属于本发明的保护范围。

实施例1

本实施例为一种具有优异变形能力的TiAl合金及其制备方法，具体是按以下步骤进行的：

一、TiAl合金制备：所制合金成分为Ti-43Al-7.5Nb-0.2Y(at.％)，是通过真空自耗电弧熔炼+热等静压制备的。热等静压温度为1210℃、热等静压压力：100MPa、热等静压保温时间：3h、随炉冷却。均匀化退火工艺为：退火温度：850℃、保温时间12h、随炉冷却。

二、TiAl合金的包套锻造工艺为：锻造温度：1250℃、炉前保温：90min、应变速率：0.1s^-1、一次压下量：60％。均匀化退火：退火温度：870℃、保温时间6h，随炉冷却。TiAl合金包套锻造所用的包套材质为不锈钢、包套厚度为12mm。

实施例2

本实施例为一种具有优异变形能力的TiAl合金及其制备方法，具体是按以下步骤进行的：

一、TiAl合金制备：所制合金成分为Ti-43Al-2Cr-2Nb-0.3Y(at.％)，是通过真空自耗电弧熔炼+热等静压制备的。热等静压温度为1190℃、热等静压压力：120MPa、热等静压保温时间：2h、随炉冷却。均匀化退火工艺为：退火温度：870℃、保温时间12h、随炉冷却。

二、TiAl合金的包套锻造工艺为：锻造温度：1210℃、炉前保温：60min、应变速率：0.2s^-1、一次压下量：75％。均匀化退火：退火温度：830℃、保温时间6h，随炉冷却。TiAl合金包套锻造所用的包套材质为耐热钢、包套厚度为10mm。

实施例3

本实施例为一种具有优异变形能力的TiAl合金及其制备方法，具体是按以下步骤进行的：

一、TiAl合金制备：所制合金成分为Ti-43Al-4Nb-0.5Mo-0.2C(at.％)，是通过预合金粉末+热等静压制备的。热等静压温度为1180℃、热等静压压力：100MPa、热等静压保温时间：3h、随炉冷却。均匀化退火工艺为：退火温度：850℃、保温时间6h、随炉冷却。

二、TiAl合金的包套锻造工艺为：锻造温度：1225℃、炉前保温：45min、应变速率：0.15s^-1、一次压下量：70％。均匀化退火：退火温度：850℃、保温时间8h，随炉冷却。TiAl合金包套锻造所用的包套材质为碳钢、包套厚度为8mm。

实施例4

本实施例为一种具有优异变形能力的TiAl合金及其制备方法，具体是按以下步骤进行的：

一、TiAl合金制备：所制合金成分为Ti-42Al-8Nb-0.2B-0.3Y(at.％)，是通过真空自耗电弧熔炼+热等静压制备的。热等静压温度为1190℃、热等静压压力：100MPa、热等静压保温时间：3h、随炉冷却。均匀化退火工艺为：退火温度：830℃、保温时间12h、随炉冷却。

二、TiAl合金的包套轧制工艺为：轧制温度：1225℃、炉前保温：30min、轧制速度：60mm/s、道次变形量：24％、道次回炉保温时间：6min，总压下量：75％。均匀化退火：退火温度：850℃、保温时间6h，随炉冷却。TiAl合金包套锻造所用的包套材质为不锈钢、包套厚度为8mm。

实施例5

本实施例为一种具有优异变形能力的TiAl合金及其制备方法，具体是按以下步骤进行的：

一、TiAl合金制备：所制合金成分为Ti-43Al-4Nb-0.4Mo-0.2C(at.％)，是通过等离子束冷床炉熔炼+热等静压制备的。热等静压温度为1180℃、热等静压压力：80MPa、热等静压保温时间：4h、随炉冷却。均匀化退火工艺为：退火温度：850℃、保温时间12h、随炉冷却。

二、TiAl合金的包套轧制工艺为：轧制温度：1210℃、炉前保温：40min、轧制速度：55mm/s、道次变形量：22％、道次回炉保温时间：8min，总压下量：72％。均匀化退火：退火温度：900℃、保温时间6h，随炉冷却。TiAl合金包套锻造所用的包套材质为不锈钢、包套厚度为8mm。

实施例6

本实施例为一种具有优异变形能力的TiAl合金及其制备方法，具体是按以下步骤进行的：

一、TiAl合金制备：所制合金成分为Ti-43.5Al-2Nb-1.5Cr-0.3C(at.％)，是预合金粉+热等静压制备的。热等静压温度为1200℃、热等静压压力：80MPa、热等静压保温时间：4h、随炉冷却。均匀化退火工艺为：退火温度：850℃、保温时间12h、随炉冷却。

二、TiAl合金的包套轧制工艺为：轧制温度：1230℃、炉前保温：45min、轧制速度：45mm/s、道次变形量：25％、道次回炉保温时间：8min，总压下量：76％。均匀化退火：退火温度：850℃、保温时间6h，随炉冷却。TiAl合金包套锻造所用的包套材质为不锈钢、包套厚度为7mm。

实施例7

本实施例为一种具有优异变形能力的TiAl合金及其制备方法，具体是按以下步骤进行的：

一、TiAl合金制备：所制合金成分为Ti-43Al-2Nb-2Cr-0.2B-0.3Y(at.％)，是通过真空自耗电弧熔炼+热等静压制备的。热等静压温度为1150℃、热等静压压力：120MPa、热等静压保温时间：2h、随炉冷却。均匀化退火工艺为：退火温度：870℃、保温时间12h、随炉冷却。

二、TiAl合金的包套挤压工艺为：挤压温度：1245℃、炉前保温：30min、挤压速度：0.lm/s、挤压次数：4次、总挤压比：10:1。退火温度：870℃、保温时间6h，随炉冷却。TiAl合金包套挤压所用的包套材质为碳钢、包套厚度为6mm。

实施例8

本实施例为一种具有优异变形能力的TiAl合金及其制备方法，具体是按以下步骤进行的：

一、TiAl合金制备：所制合金成分为Ti-42Al-2Cr-0.2B(at.％)，是通过等离子束冷床炉熔炼+热等静压制备的。热等静压温度为1140℃、热等静压压力：100MPa、热等静压保温时间：2h、随炉冷却。均匀化退火工艺为：退火温度：800℃、保温时间12h、随炉冷却。

二、TiAl合金的包套挤压工艺为：挤压温度：1200℃、炉前保温：30min、挤压速度：0.l5m/s、挤压次数：4次、总挤压比：8:1。退火温度：800℃、保温时间6h，随炉冷却。TiAl合金包套挤压所用的包套材质为不锈钢、包套厚度为5mm。

实施例9

本实施例为一种具有优异变形能力的TiAl合金及其制备方法，具体是按以下步骤进行的：

一、TiAl合金制备：所制合金成分为Ti-42Al-8Nb-0.2B(at.％)，是通过预合金粉+热等静压制备的。热等静压温度为1180℃、热等静压压力：100MPa、热等静压保温时间：4h、随炉冷却。均匀化退火工艺为：退火温度：850℃、保温时间12h、随炉冷却。

二、TiAl合金的包套挤压工艺为：挤压温度：1200℃、炉前保温：30min、挤压速度：0.l5m/s、挤压次数：4次、总挤压比：8:1。退火温度：850℃、保温时间6h，随炉冷却。TiAl合金包套挤压所用的包套材质为不锈钢、包套厚度为5mm。

实施例10

本实施例为一种具有优异变形能力的TiAl合金及其制备方法，具体是按以下步骤进行的：

一、TiAl合金制备：所制合金成分为Ti-42Al-3Mn-0.2B(at.％)，是通过预合金粉+热等静压制备的。热等静压温度为1150℃、热等静压压力：80MPa、热等静压保温时间：3h、随炉冷却。均匀化退火工艺为：退火温度：800℃、保温时间12h、随炉冷却。

二、TiAl合金的近等温模锻工艺为：TiAl合金预热温度：900℃、模具预热温度：850℃、模锻应变速率为0.1s^-1。退火温度：800℃、保温时间3h，随炉冷却。

实施例11

本实施例为一种具有优异变形能力的TiAl合金及其制备方法，具体是按以下步骤进行的：

一、TiAl合金制备：所制合金成分为Ti-42Al-6Nb-0.6Mo-0.2C(at.％)，是通过预合金粉+热等静压制备的。热等静压温度为1180℃、热等静压压力：100MPa、热等静压保温时间：5h、随炉冷却。均匀化退火工艺为：退火温度：850℃、保温时间12h、随炉冷却。

二、TiAl合金的近等温模锻工艺为：TiAl合金预热温度：900℃、模具预热温度：870℃、模锻应变速率为0.1s^-1。退火温度：840℃、保温时间3h，随炉冷却。

实施例12

本实施例为一种具有优异变形能力的TiAl合金及其制备方法，具体是按以下步骤进行的：

一、TiAl合金制备：所制合金成分为Ti-42Al-4Nb-2Mn-0.3C(at.％)，是通过等离子束冷床炉熔炼+热等静压制备的。热等静压温度为1180℃、热等静压压力：100MPa、热等静压保温时间：5h、随炉冷却。均匀化退火工艺为：退火温度：850℃、保温时间12h、随炉冷却。

二、TiAl合金的近等温模锻工艺为：TiAl合金预热温度：880℃、模具预热温度：840℃、模锻应变速率为0.15s^-1。退火温度：820℃、保温时间4h，随炉冷却。

1、一种具有优异变形能力的TiAl合金，其特征在于，包括以下原子百分含量的各元素：41-43.5％Al，0.2-9％x，0.01-0.5％y，余量为Ti；所述x为Mo，Cr，Nb和Mn中的一种或几种的混合，y为B，C和Y中的一种或几种的混合。

实施例13

本实施例的方法与实施例2基本相同，不同之处仅在于：本实施例所制合金成分为Ti-41Al-0.2Mo-0.01C(at.％)。

实施例14

本实施例的方法与实施例2基本相同，不同之处仅在于：本实施例所制合金成分为Ti-41Al-4Nb-2Mn-1Cr-0.2B(at.％)。(13和15已包含边界范围，是否可删除)

实施例15

本实施例的方法与实施例2基本相同，不同之处仅在于：本实施例所制合金成分为Ti-43.5Al-6Nb-3Cr-0.15Y(at.％)。

实施例16

本实施例的方法与实施例9基本相同，不同之处仅在于：本实施例的步骤一采用等离子束冷床炉熔炼+热等静压制备。热等静压温度为1180℃、热等静压压力：80MPa、热等静压保温时间：2h、随炉冷却。

实施例17

本实施例的方法与实施例9基本相同，不同之处仅在于：本实施例的步骤二采用包套轧制工艺：轧制温度：1230℃、炉前保温：40min、轧制速度：60mm/s、道次变形量：20％、道次回炉保温时间：8min，总压下量：68％。均匀化退火：退火温度：850℃、保温时间6h，随炉冷却。

实施例18

本实施例的方法与实施例9基本相同，不同之处仅在于：本实施例所制合金成分为Ti-42Al-6Nb-2Cr-0.2B(at.％)。

实施例19

本实施例的方法与实施例9基本相同，不同之处仅在于：本实施例所制合金成分为Ti-42Al-8Nb-0.1B(at.％)。

效果验证：

将上述各实施例和对比例制得的具有优异变形能力的TiAl合金进行室温力学性能，拉伸应变速率为2×10^-4s^-1，其结果如下表1所示。

表1

以上对本发明的具体实施例进行了描述。需要理解的是，本发明并不局限于上述特定实施方式，本领域技术人员可以在权利要求的范围内做出各种变化或修改，这并不影响本发明的实质内容。在不冲突的情况下，本申请的实施例和实施例中的特征可以任意相互组合。

Claims (10)

1.一种具有优异变形能力的TiAl合金，其特征在于，包括以下原子百分含量的各元素：41-43.5％Al，0.2-9％x，0.01-0.5％y，余量为Ti；所述x为Mo，Cr，Nb和Mn中的一种或几种的混合，y为B，C和Y中的一种或几种的混合。

2.根据权利要求1所述的具有优异变形能力的TiAl合金，其特征在于，包括以下原子百分含量的各元素：42-43.5％Al，2-8％x，0.2-0.5％y，余量为Ti；所述x为Mo，Cr，Nb和Mn中的一种或几种的混合，y为B，C和Y中的一种或几种的混合。

3.根据权利要求1所述的具有优异变形能力的TiAl合金，其特征在于，包括以下原子百分含量的各元素：41.5-43.5％Al，2-8.5％x，0.05-0.3％y，余量为Ti；所述x为Cr，Nb和Mn中的一种或几种的混合，y为B和Y中的一种或两种的混合。

4.根据权利要求2所述的具有优异变形能力的TiAl合金，其特征在于，包括以下原子百分含量的各元素：42-43％Al，2-8％x，0.2-0.5％y，余量为Ti；所述x为Cr和Nb中的一种或两种的混合，y为B和Y中的一种或两种的混合。

5.根据权利要求1所述的具有优异变形能力的TiAl合金，其特征在于，所述TiAl合金为Ti-43Al-7.5Nb-0.2Y、Ti-42Al-8Nb-0.2B、Ti-43Al-8Nb-0.2B-0.3Y、Ti-42Al-2Cr-0.2B、Ti-43Al-1.5Cr-0.2Y、Ti-42Al-1.2Mo-0.2B、Ti-43Al-0.8Mo-0.2Y、Ti-43.5Al-0.4Mo-0.2C、Ti-42Al-3Mn-0.2B、Ti-43Al-2.5Mn-0.2Y、Ti-43.5Al-2Mn-0.2C、Ti-42Al-6Nb-0.6Mo-0.2C、Ti-43Al-4Nb-0.5Mo-0.2C、Ti-43Al-4Nb-0.4Mo-0.2C、Ti-42Al-6Nb-1.5Cr-0.3Y、Ti-43Al-4Nb-1.5Cr-0.2B、Ti-43Al-2Nb-2Cr-0.3Y、Ti-43Al-2Nb-2Cr-0.2B-0.3Y、Ti-43.5Al-2Nb-1.5Cr-0.3C、Ti-42Al-4Nb-2Mn-0.3C、Ti-43Al-4Nb-2Mn-0.3Y、Ti-43Al-2Nb-2Mn-0.3Y或Ti-43.5Al-4Nb-2Mn-0.2B-0.3Y。

6.一种根据权利要求1-5任一项所述的具有优异变形能力的TiAl合金的制备方法，其特征在于，包括TiAl合金的制备和TiAl合金高温塑性变形两个步骤。

7.根据权利要求6所述的具有优异变形能力的TiAl合金的制备方法，其特征在于，所述TiAl合金的制备采用：真空自耗电弧熔炼、等离子束冷床炉熔炼、凝壳感应熔炼、真空自耗电弧熔炼+热等静压、等离子束冷床炉熔炼+热等静压、凝壳感应熔炼+热等静压、预合金粉末+热等静压、预合金粉末+真空热压烧结中的至少一种方法制备得到。

8.根据权利要求6所述的具有优异变形能力的TiAl合金的制备方法，其特征在于，所述TiAl合金高温塑性变形采用：将制备得到的TiAl合金包套锻造、包套轧制、包套挤压或近等温模锻，即得所述具有优异变形能力的TiAl合金。

9.根据权利要求8所述的具有优异变形能力的TiAl合金的制备方法，其特征在于，所述包套锻造工艺条件包括：锻造温度：1150℃-1275℃、炉前保温：60min-240min、应变速率：0.1-0.8s^-1、一次压下量：60％-90％；

所述包套轧制工艺条件包括：轧制温度：1150℃-1290℃、炉前保温：20min-60min、轧制速度：20mm/s-120mm/s、道次变形量：18％-35％、道次回炉保温时间：5min-10min，总压下量：70％-90％；

所述包套挤压工艺条件包括：挤压温度：1180℃-1305℃、炉前保温：30min-90min、挤压速度：0.0lm/s-0.3m/s、挤压次数：2次-6次、总挤压比：(4-16):1；

所述近等温模锻工艺条件包括：TiAl合金预热温度：850℃-1100℃、模具预热温度：800℃-950℃、模锻应变速率为0.1s^-1-1s^-1。

10.根据权利要求6所述的具有优异变形能力的TiAl合金的制备方法，其特征在于，所述方法还包括在TiAl合金的制备步骤后，对制得的TiAl合金进行均匀化退火处理，退火温度为800℃-950℃，保温时间3h-24h，随炉冷却；

在进行TiAl合金高温塑性变形步骤后，进行均匀化退火处理，退火温度为800℃-900℃，保温时间3h-24h，随炉冷却。