本文运用物理冶金的基本观点，研究了含钨铌γ-TiAl合金化学成分和冷速对细晶凝固的影响机制。研究发现，含钨、铌多元TiAl合金存在着明显的晶粒难以均匀细化的特性.其根本的原因是:重金属W导致严重的枝晶偏析和“枝晶间隙粗化”现象，枝晶间隙因富Al而形成粗大包晶晶粒。降低W含量（从1.4at.％到1.0at.％）能够明显减少此类合金的晶粒粗化。另外一种改善途径是通过降低Al含量来减少包晶，以求获得更多的β初晶，从而通过固态相变的“多向形核”机制细化晶粒。在不同冷速下，铸棒的晶粒尺寸沿直径分布均呈现典型的“M”型特征:由表及里为表层细晶，过渡区急剧粗化，心部再适度降低粗化的总体趋势。冷速快，晶粒沿铸棒直径分布差异因过渡区晶粒粗化反而增大。这和后凝固的液体富Al，导致包晶反应有关。　　全面评估了含铝量为46at.％的中强度粗晶（46Al）、含铝量为44at.％的高强度细晶(44Al)两种含钨铌多元TiAl合金在700℃，10000小时热暴露时的组织热稳定性。通过系统的显微分析，揭示出三种组织褪变:a）α2层片的“平行分解”和“垂直分解”，b）α2层片“原位分解”为B2+ω颗粒，c）ω颗粒在β晶粒中的析出和长大。它们依次分属α2→γ，α2→β(B2+ω)，β→ω相变。研究发现，含硼合金44Al因α2层片的体积分数较高且较厚，热暴露时有较强的“平行分解”趋势，而不含硼的合金46Al“平行分解”不明显。此α2→γ转变在含钨TiAl合金中并未导致α2严重损失，但两种合金的α2层片却因广泛发生的α2→β(B2+ω)原位分解而损失严重，由此形成大量β(B2+ω)针状颗粒。合金44Al因有比合金46Al明显多的α2层片，形成的β(B2+ω)颗粒也较多。在长期热暴露过程中，ω会在母相β(B2)中不断析出、长大，达到亚微米尺寸，并与母相之间有重金属元素W和Nb的短程扩散交换。细晶合金因有比粗晶合金更多的晶界和晶界上的β(B2+ω)晶粒，ω颗粒的析出和粗化也更明显。　　本文进一步探索了这两种含钨TiAl合金在不同内部组织状态和不同表面质量时的力学行为特征，以探索此类含钨合金在高温长期服役时对表面缺陷的容忍限度。　　改善试样的表面状态（包括降低粗糙度和引入压应力）可以一定程度改善合金的性能，具体改善程度和合金的强度级别密切相关。在应力控制型交变载荷下，这两种改善型表面均需要一个裂纹萌生阶段。高强度的合金44Al因为屈服强度高，裂纹萌生在σmax＜σ0.1的受力条件下不易发生，因此改善表面状态会明显改善疲劳抗力。相反，合金46Al在粗大晶团处，特别是在软位向的层片上，容易形成σmax＞σ0.1的局部异常情况，导致裂纹早期萌生，其改善表面质量的效果并不显著。　　整体热暴露给两种合金均带来因长期退火导致的热暴露强化和因组织褪变导致的热暴露脆化。对于细晶合金44Al，由于含较多α2层片和较多晶界B2+ω，热暴露组织脆化的有害效应较大，各种表面的疲劳强度出现下降。相反，粗晶合金46Al因α2层片较少，晶界B2+ω也少，热暴露强化效应大于负面的热暴露脆化效应，整体热暴露后各种表面样品的疲劳强度出现一定程度的增加。　　试样单体热暴露+氧化对两种合金的缺陷样品的疲劳强度均无危害，但明显降低改善型表面的疲劳抗力。单体热暴露+表面氧化对缺陷表面（线切割，V型缺口）有一额外的正面效应:释放近表层的残余拉应力;而对改善型表面，有一额外的负面效应:使喷丸表层的压应力层逐渐减弱，使电解抛光表面褪化。特别值得注意的是，线切割形成的V型缺口在三种热暴露状态下，均产生相近的疲劳缺口系数Kf和疲劳缺口敏感系数Q。这表明，疲劳行为由V型缺口本身的几何形态决定，与内部组织变化无关，也与表面氧化无关。与线切割平面样品比较，V型缺口尖端承受峰值应力的材料体积急剧减少，因而导致缺陷影响也急剧减少，内部出现低质量加工的早期失效的几率也急剧减小，从而显示出一种较低的缺口敏感系数。但是，粗晶合金仍然显示比细晶合金低一倍左右的疲劳缺口敏感性。前者的Q值在三种状态下为0.18-0.34,而后者是0.57-0.58。