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TiAl基合金由于具有较好的综合性能,被认为是一种最具发展前景的航空航天用新型轻质耐高温结构材料,但较低的室温塑性严重制约了TiAl基合金的推广应用。合金化法和热加工法是改善TiAl基合金室温脆性的重要途径。本文利用光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)、X射线衍射(XRD)等分析手段研究了铸态Ti-43Al-4Nb-1.4W合金的凝固路线,分析了微量B和Y元素对合金显微组织及相组成的影响；通过热模拟试验,分别建立了Ti-43Al-4Nb.1.4W、Ti-43Al-4Nb-1.4W-0.6B和Ti-43Al-4Nb-1.4.W-0.6B-0.2Y合金的本构关系方程及热加工图,确定了三种成分合金热加工的稳定区和失稳区,分析了其高温变形的组织演化行为,并探讨了微量B和Y对Ti-43Al-4Nb-1.4W合金热加工性能及高温变形微观机制的影响。对于制备具有良好热加工性能的TiAl基合金可起到一定的指导作用。对Ti-43Al-4Nb-1.4W基合金铸态组织的研究表明：Ti-43A1l-4Nb-1.4W铸态合金的室温相组成为α2+Y+β,其基本凝固路径为L→L+β→β→β→α→α→β→α→γ→βr→片层(α2+γ)+γ+βr,其中pr表示残余p相；微量B和Y的加入并未改变其基本凝固路径,但明显细化了合金的片层晶团尺寸和片层间距；微量B通过在片层晶团界面处形成TiB2从而限制晶团的长大,Y元素主要是通过影响初生p相的形核细化晶团,而Y元素对片层间距的细化作用是α相界面层错能降低、高能界面形成以及片层侧向生长受阻综合作用的结果。B和Y的复合添加比单独添加两种元素更为有效地细化Ti-43Al-4Nb-1.4W铸态合金组织。对Ti-43Al-4Nb-1.4W基合金高温变形流变行为及组织演化的研究表明：Ti-43Al-4Nb-1.4W.Ti-43Al-4Nb-1.4W-0.6B和Ti-43Al-4Nb-1.4W-0.6B-0.2Y合金高温压缩变形峰值应力与变形条件的关系均可用双曲正弦函数来表示；三种合金的变形激活能分别为567.05kJ/mol、580.11 kJ/mol和601.71 kJ/mol;随着B、Y的加入,Ti-43Al-4Nb-1.4W基合金高温变形峰值应力降低,变形激活能增大。Ti-43Al-4Nb-1.4W基合金在不同高温压缩变形条件下均发生了不同程度的动态再结晶；随Z参数值的降低,p相逐渐由不规则形状转变为球形,且长大愈发明显,同时,动态再结晶晶粒的体积含量也随之增加；加入微量B和Y后,Ti-43Al-4Nb-1.4W基合金的动态再结晶程度有所增加,这主要与初始p相含量的增加以及颗粒诱发动态再结晶形核有关。Ti-43Al-4Nb-1.4W基合金的高温变形机制与z参数值密切相关；在低Z值条件下,其主要变形机制为动态再结晶和p相的球化、长大；在高Z值条件下,其主要变形机制为片层的扭折、重新取向和局部的动态再结晶。对Ti-43Al-4Nb-1.4W基合金热加工图的分析表明：Ti-43Al-4Nb-1.4W基合金均具有较高的最大功率耗散效率η,低功率耗散效率值(η<20%)位于应变速率为0.5-1s-1的区域,加工失稳也主要发生在此应变速率范围内；高功率耗散效率值(η>40%)出现在应变速率为0.001-0.005s-1的区域,合金在此区域变形条件下发生明显的动态再结晶。随着B、Y的加入,耗散效率高于40%的区域有所扩大,失稳区域逐渐缩小,这主要可归结于p相对塑性变形的协调作用以及硼化物、钇氧化物析出相对动态再结晶形核的促进作用。