细小的全层片TiAl合金具有最好的综合力学性能，铸造法是工业规模生产TiAl合金成本最低的方法，用熔铸法制备了晶粒细小的Ti-A1-Nb-W-B合金铸锭。根据成分-组织-性能三者之间的关系，依据优良力学性能对微观组织的要求，对Ti-AI-Nb-W-B 合金的成分进行了优化，得到了一个优化的成分Ti-45A1-7Nb-0.15B-0.4W(％，摩尔分数)，对优化成分合金的铸态组织进行了热处理，考察了Ti-45A1-7Nb-0.15B-0.4W合金在热处理过程中的组织演变规律，研究了铸态组织中β(B<,2>)相在热处理过程中的转变规律，采用热处理的方法消除了磁悬浮铸锭中的块状β(B<,2>)相，得到了磁悬浮大锭的优化热处理工艺。对铸态磁悬浮大锭进行了优化热处理后测试了其力学性能，通过观察抗拉断口及合金的微观组织，对Ti-45A1-7Nb-0.15B-0.4W合金的应用价值进行了综合评估。进一步研究了用热加工方法细化合金晶粒的工艺，并对热加工后的合金进行了初步的热处理。研究结果表明： 随着钨含量的增加，Ti-A1-Nb-W-B合金铸态组织中的非平衡状态加剧，网状组织和胞状组织的特征越来越明显；均匀化处理态合金的片层组织更加完善，片层间距更加细小，β(B<,2>)相析出的量更多。从合金的成分。组织．性能的相互关系可以推断，钨含量为O.4％时，Ti-A1-Nb-B-W合金的组织合理，其力学性能较优。 铸造方法不同时所得Ti-45A1-7Nb-0.4W-0.15B合金的微观组织也不同，其成因跟合金的初始相区与冷却条件有关。drop casting法Ti-45A1-7Nb-0.4W-0.1 5B合金铸态组织的主要特征为：晶界薄，背散射电子像或电子探针背散射电子像模式下难于观察到完整的晶界；晶界上无块状的初生β(B<,2>)相，但存在着连续线状的β(B<,2>)相所构成的网状组织；没有观察到明显的层片状组织。磁悬浮法Ti-45A1-7Nb-0.4W-0.15B合金大锭微观组织的特征为：有明显的晶界，晶界较厚，晶界上有块状的初生β(B<,2>)相；层片状特征非常明显。在特定的条件下不同方法所得微观组织之间可以发生相互转变，在1450℃保温2h后淬冰盐水后，磁悬浮法大锭微观组织的转变成与drop casting法及重熔试样的微观组织相似性的微观组织。 在1280～1295℃时Ti-45A1-7Nb-0.4W-0.15B合金会发生相变而从α+γ两相区进入殚相区，结合合金的DTA测试结果，可以推断，θ<,a>约为1290+5℃。Dropcasting Ti-45A1-7Nb-0.4W-0.15B合金发生了α相转变后，其微观组织由近层片组织转变为全层片组织。磁悬浮Ti-45AI-7Nb-0.4W-0.15B合金在α单相区保温3h,然后以不同的速率冷却时,其晶团尺寸和层片间距均有差异,当冷却速率较快时,如风冷时,晶团尺寸约为120μm。而当冷却速率较小时,如空冷或炉冷时,晶团已明显长大,这说明冷却速率对晶团尺寸也有影响,高的冷却速率可以减小晶团尺寸。随着冷却速率的减小,层片越来越完全,层片间距也越来越小。其原因在于随着冷却速率的降低,γ片析出的时间越来越长,析出也越来越完全。 在drop casting法铸造条件下,Ti-45AI-7Nb-0.4W-0.15B合金的冷却速率较大,微观组织中没有块状的β(B<,2>)相,只有二维线状的β(B<,2>)相沿晶界分布并缠结成白色的网状组织。在磁悬浮铸造下,β(B<,2>)相以三维块状分布在晶界。在1250℃以下温度进行热处理时,β(B<,2>)相存在着溶解与析出的可逆过程。磁悬浮铸态Ti-45AI-7Nb-0.4W-0.15B合金在1260℃,8h,FC处理后β(B<,2>)相被彻底消除。 铸态Ti-45AI-7Nb-0.15B-0.4W合金的硬度为HRC38.4,均匀化处理使合金的硬度降低至HRC36.9,随后进行的1280℃,3h,随炉冷热处理使合金的硬度进一步降低至HRC36.5。铸态Ti-45AI-7Nb-0.15B-0.4W合金在热锻后硬度被大幅提高,从HRC38.4提高到了HRC45.4,提高了18.2[％]。锻态Ti-45AI-7Nb-0.15B-0.4W合金在经过1280℃,3h,随炉冷热处理后硬度降低,从HRC45.4降低至FIRC41.5,降低了8.6[％]。铸态合金经过1250℃,5h,随炉冷热处理后抗拉强度达到了710 MPa,延伸率达到了0.85[％];铸态合金经过热等静压处理,再在1250℃保温5h后随炉冷处理后抗拉强度达到了690 MPa,延伸率达到了1.11[％]。 使用45<[＃]>碳钢作为包套时,TiAl合金的包套热轧温度不能低于1050℃,也不能超过1230℃,其最优的温度为1180℃。包套TiAl合金的名义相对变形量为30[％]时,合金的实际最大相对变形量为50[％],微观组织中的晶粒被拉长、压扁,没有发现裂纹。使用不锈钢作为包套,包套TiAl合金的名义相对变形量为50[％]时,合金的实际最大相对变形量为70[％],微观组织中没有发现裂纹,再结晶进行得并不充分。包套后TiAl合金的热加工性能相当好,可以在较大的变形速率(25s<-1>)下进行热变形。Ti-45AI-7Nb-0.15B-0.4W合金有良好的热变形能力,采用预氧化不锈钢包套,变形速率约为0.05s<-1>,总变形量为80[％]时,其微观组织相当完整,锻后的组织的动态再结晶晶粒细小而均匀,β(B<,2>)相的分布更加弥散。