TiAl基合金是一种极具应用前景的中高温结构材料,对于含片层TiAl基合金,通过定向凝固技术控制其微观组织可提高其综合力学性能。本文主要采用Bridgman定向凝固技术,控制具有不同凝固路径的TiAl基合金的微观组织。首先研究了不同凝固路径的TiAl合金在定向凝固准备阶段糊状区内的微观组织演变,而后通过常规定向凝固技术对TiAl合金定向凝固,重点研究了起始界面处糊状区对微观组织的影响,最后采用籽晶法消除了糊状区对微观组织的影响,以达到定向凝固合金的微观组织控制。在α型凝固Ti-43Al-3Si合金中含有先析出Ti5Si3相、共晶Ti5Si3相和α2+γ片层组织,在一定温度梯度下,对该合金进行热稳定化处理后,该合金的糊状区由液相、α晶粒和Ti5Si3相组成。随着热稳定时间的延长,温度梯度区熔效应(TGZM)发生,糊状区逐渐变短,糊状区内液相体积分数逐渐减少,Ti5Si3相不断长大。对于β包晶凝固型Ti-47Al-1.0W-0.5Si合金,铸态合金主要有片层组织和Ti5Si3相及少量B2相组成。其糊状区由液相和β晶粒组成,同时伴随包晶反应L+β→α的发生,随着热稳定化处理时间延长,糊状区内液相逐渐减少,包晶转变逐渐被限制。β单相凝固型Ti-44Al-5Nb-1.5Cr-1.0W-0.5Si合金主要含有γ/α2片层组织、晶界处的γ/B2相及晶内的B2相。随着热稳定化处理时间的增加,固/液界面趋于平整,内部液滴数量减少,固/液界面前方溶质元素分布逐渐趋于稳定,聚集的硅化物逐渐减少。在定向凝固过程中Ti-47Al(W,Si)合金的领先相为α相,主要原因是凝固过程中的溶质偏析、成分过冷以及Y2O3陶瓷模壳对合金熔体的污染等因素造成的。对于Ti-47Al-1.0W-0.5Si合金,稳态生长时合金的凝固路径为:L→L+α→Ti5Si3+α+γ→Ti5Si3+(α2+γ)。由于W元素的添加,在合金中形成了S-型偏析,随着生长速率的逐渐增加,S-型偏析逐渐加剧。定向凝固Ti-47Al-1.0W-0.5Si合金一次枝晶间距、片层间距与生长速率之间满足关系λ=731.6·V-0.356、λs=29.56·V-0.76。定向凝固过程中,领先相的生长取向随生长速率的增加发生改变,当生长速度范围在5μm/s≤V≤20μm/s之间时,可控制具有非择优晶向的晶粒的连续生长,获得与生长方向接近平行的片层组织。研究发现,在定向凝固过程前期的熔体准备过程中,糊状区内的微观组织演化对定向凝固起始界面处的微观组织的形成有较大的影响,也造成了定向凝固微观组织的不稳定性。为了减弱消除起始糊状区内微观组织的影响,以及改进现存籽晶法的不足,本文提出了一种采用高熔点纯金属(Ti、Nb)做籽晶基底材料对领先相为α相的Ti-47Al(W,Si)合金进行定向凝固的方法。高熔点纯金属做籽晶基底材料时,在定向凝固时处于未熔状态,起始定向凝固熔体直接以其为基底形核生长,消除了糊状区的影响。同时,Ti、Nb元素作为β相稳定元素,有利于在定向凝固的起始阶段β相先析出,成为领先相,从而起到片层取向控制的作用。β单相凝固Ti-44Al-5Nb-1.5Cr-1.0W-0.5Si合金定向凝固后,得到沿生长方向平行分布的条状B2/γ相,片层取向也控制在与生长方向的夹角为45°范围内。随生长速率的增加,条状B2/γ相变细,间距逐渐减小,连续性增强,片层间距也逐渐减小。采用高熔点纯Ti和Nb作为基底籽晶材料定向凝固时,所定向凝固微观组织与常规定向凝固微观组织相似,但高熔点基底籽晶材料定向凝固消除了起始阶段未熔铸态区微观组织的影响,所获得片层取向与生长方向的夹角可控制在更小范围内。对铸态Ti-47Al-1.0W-0.5Si合金中片层取向与应力方向呈垂直(TD)、平行(LD)以及定向凝固(DS)合金进行压缩实验,结果表明,屈服强度逐渐增加:TD<LD<DS,压缩应变逐渐有所降低:TD>LD>DS。定向凝固之后,合金室温及高温屈服强度和压缩强度都有所增加,主要归因于片层取向的控制。定向凝固Ti-44Al-5Nb-1.5Cr-1.0W-0.5Si合金中,B2/γ组合相纳米硬度值在7.5~8.5GPa之间,片层组织(α2+γ)在5~7.5GPa之间,随着生长速率的增加,纳米硬度值略微升高,室温强度有所增加,压缩应变有降低的趋势。相比于铸态合金,定向凝固Ti-44Al-5Nb-1.5Cr-1.0W-0.5Si合金发生完全再结晶需要更高的变形温度和较低的应变速率,定向凝固态合金具有更强的抗高温变形能力。