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同Nb-TiAl合金使用温度比普通TiAl合金高60-100℃、强度高约300-500MPa,并且具有优异的高温抗氧化性能,成为TiAl合金发展的方向。高Nb-TiAl合金的不足是其室温塑性低,导致制备加工困难,限制了其工业化应用进程。熔模精密铸造法具有近终成型性,可以生产结构复杂、表面质量优异的铸件,是制备高Nb-TiAl合金部件的重要途径。本论文主要通过合金化的方法设计适合铸造用的性能均衡的高Nb-TiAl合金,研究合金元素对高Nb-TiAl合金组织、力学性能、铸造性能的影响。并通过数值模拟与实际试验相结合的方法,制备出质量优异的低压涡轮叶片铸件。主要结论和成果如下：(1)合金元素对高Nb-TiAl合金组织及力学性能的影响研究结果表明,少量B(0.2%)的加入可以有效细化Ti-45Al-8Nb(除特殊标注外,全为原子分数)合金组织。Ti-45Al-8Nb-0.4B合金具有最佳的室温力学性能。0.5%Cr的添加会提高Ti-45Al-8Nb-0.4B合金的室温力学性能。因为Cr的加入有利于降低合金层错能,增加合金变形孪晶,从而起到提高合金室温力学性能的作用。但是当加入2%Cr时,合金力学性能降低。因为β相稳定元素Cr的加入会使合金铸态组织中脆性B2相的体积分数增加,使合金力学性能恶化。β相稳定元素Mn在高Nb-TiAl合金中的随机占位,会使得其它β相稳定元素(Nb或Cr)在B2相中分布增加,导致B2相体积分数显著增加,对合金力学性能起到不利影响。Si的加入会使Ti-45Al-8Nb-0.4B合金片层团内部及晶界处析出大量硅化物,对合金力学性能起到不利影响。Ni加入后,合金中B2相含量显著增加,导致合金室温力学性能明显下降。Y的加入会使得片层晶界处析出大量白色点状钇化物颗粒,导致晶界脆化,对合金室温力学性能不利。(2)高Nb-TiAl合金加入Si合金化后,组织中析出的硅化物为具有D88结构的Nb5Si3(ε):相,而不是普通TiAl合金中的Ti5Si3相。ε相的形成有利于合金组织中β(B2)相偏析的减少,因为ε相析出会导致基体中β(B2)相稳定元素Nb含量降低,使β(B2)相区减小。β(B2)相偏析减弱,有利于提高合金铸态室温拉伸力学性能。但是,当含Si高Nb-TiAl合金经1000℃以上热处理后,ε相的大量析出会导致合金室温拉伸力学性能恶化。因为ε相与γ相界面为半共格界面,会导致界面位错产生。ε相会导致裂纹沿片层产生与增殖,而且应力会导致硅化物进一步析出,进一步加速裂纹的产生与扩展。γ相稳定元素Si的加入会导致退火处理或循环热处理组织内部ε相附近形成γ相,导致片层粗化或溶解。(3)对高Nb-TiAl合金充型性能研究表明,降低合金液相线温度、减小合金固液相线温度区间、降低合金粘度、提高合金抗界面反应能力等因素有利于提高合金的充型性能。对Ti-45Al-8Nb合金充型性能有利的元素为(0.5%)Si、Y、Cr、B、Ni;无明显影响的为W、Mn、Co;而有害的为Mo或V。最终,综合考虑合金力学性能与铸造性能,优化的铸造合金成分为Ti-45Al-8Nb-(0.5-0.7)Cr-0.5Si-0.4B。Cr的加入可以有利于降低合金层错能,增加合金变形孪晶,从而起到提高合金室温力学性能的作用；Si的加入可以提高合金充型性能,减少合金β(B2)相偏析；B的加入有利于细化组织,提高合金综合力学性能。(4)应用有限元铸造模拟软件Procast模拟熔模铸造工艺过程,优化工艺参数结果表明,最优的重力铸造工艺参数为浇注温度1650℃、浇注速度1 m/s、模壳预热温度400℃。最优的离心转速为500r/min。利用模拟得到的最佳工艺参数进行实际浇注实验,成功得到涡轮叶片铸件。模拟结果与实验结果吻合良好,模拟对实际铸造过程具有很好的指导作用。离心铸造叶片表面及内部质量均优于重力铸造叶片。重力铸造叶片表面有浇不足现象,而离心铸造叶片表面质量良好。重力铸造叶片缩孔缩松缺陷较多且分散,离心铸造叶片缩孔缩松较少。重力铸造叶片表面裂纹较多,离心铸造叶片裂纹较少。(5)优化出的Ti-45Al-8Nb-0.7Cr-0.5Si-0.4B合金形成的整个叶片组织比较均匀细小,组织为近片层组织。重力铸造片层团尺寸约70μm,叶片边缘与叶片中心位置组织没有明显变化,均是β凝固的近片层组织。由于离心铸造叶片冷却速度较大,叶片片层团尺寸较小约为50μm,而且B2相数量较少,表明该铸造合金可能具有优异的综合力学性能。