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TiAl合金具有密度低和弹性模量高的优点,同时其具有较好的高温性能,比如抗蠕变性能好、强度高等,在航空发动机的涡轮叶片上具有重要的应用,不足之处是其室温塑性低,使得TiAl合金在更严苛服役条件下的推广应用受到阻碍。合金化是解决TiAl合金上述问题的一种方便有效的方法,因此本文选用Ti46Al4Nb1Mo合金为基体合金,通过添加扩大β相区的Co元素、扩大α相区的N元素以及对TiAl合金相区无影响的B元素和Ho元素,研究上述元素对Ti46Al4Nb1Mo基体合金的影响。显微组织结果表明,添加0.7%Co时,在α2/γ片层团上和柱状晶的晶界处出现少量富Co的B2相,添加1.4%Co时,柱状晶的二次枝晶臂明显,枝晶晶界处生成大量块状以及长条状富Co的B2相;添加0.15%Ho时,α2/γ片层的平均间距由493±65nm降到366±37nm,同时生成微纳米级尺寸的Ho2O3颗粒,添加0.3%Ho时,柱状枝晶的二次枝晶臂更加明显,且枝晶界处生成大尺寸不规则的Al2Ho相;添加N的含量大于0.8%时,Ti2Al N相生成,基体合金中的网状B2相偏析消除,随着N添加量增加,Ti2Al N相和块状γ相的数量增加、α2/γ片层团尺寸减小;添加0.4%和0.8%B时,基体合金的二次枝晶臂明显,枝晶臂间分布着长条状的Ti B,添加B含量超过1.2%时,柱状枝晶转变成等轴晶,长条状Ti B数量减少,颗粒状Ti B数量增多且尺寸粗化;复合添加0.4%N和0.4%B时,基体合金的凝固方式由β凝固转变为β+α混合凝固,网状B2相偏析消失,随着N和B添加量的增加,α2/γ片层团的尺寸减小,Ti2Al N和Ti B相的数量增多;上述显微组织演变中柱状晶的细化以及二次枝晶臂明显主要归因于Co、Ho以及B的成分过冷作用,基体合金的柱状晶转变成等轴晶主要归因于Ti2Al N和Ti B相的异质形核作用。添加0.7%Co提高了基体合金的室温压缩强度和压缩率,强化机制主要为Co的固溶强化和柱状晶的细化;添加0.15%Ho提高了基体合金的室温压缩强度,室温压缩性能的提高主要归因于柱状枝晶的细化、Ho2O3相的强化作用以及α2/γ片层厚度的减小;添加1.6%N时,室温压缩强度达到最大值2312MPa,强化机制主要为α2/γ片层团的细化、Ti2Al N相的生成以及脆性B2相的消失,高温下细化的α2/γ片层团导致晶界软化减弱了细晶强化的作用,Ti2Al N第二相的强化起主导作用,900℃和1000℃下的压缩强度分别达到956MPa和746MPa;添加1.6%B时,室温压缩强度和压缩率最高,分别为2339MPa和33.7%,晶粒细化和Ti B第二相的生成为室温压缩性能提高的主要原因;复合添加1.2%N和1.2%B时,室温压缩强度最大值达到2493MPa,Ti2Al N和Ti B相的协同强化以及细晶强化提高了基体合金的室温压缩强度。根据添加N和B元素后的Ti2Al N和TiB第二相尺寸较大,加入Co元素后B2相偏析严重,采用超声波处理辅助制备TiAl基合金,进一步优化显微组织和力学性能。研究发现随着超声波处理时间的增加,Ti46Al4Nb1Mo1.6N合金中缩松缩孔区域减小、Ti2Al N的长宽比降低且α2/γ片层团间的Al偏析减轻,Ti46Al4Nb1Mo0.8B合金中Ti B的长度减小且柱状晶转变成等轴晶,Ti46Al4Nb1Mo1.4Co合金中柱状晶和长条状B2相的尺寸减小。当超声波处理的时间为90s时,Ti46Al4Nb1Mo1.6N合金的室温压缩强度达到最大值2462MPa,当超声波处理的时间为120s时,室温压缩率达到最大值28.5%;当超声波处理的时间为90s和120s时,Ti46Al4Nb1Mo0.8B合金室温下的压缩强度和压缩率分别达到最大值2238MPa和31.9%;当超声波处理的时间为120s时,Ti46Al4Nb1Mo1.4Co合金的室温压缩强度和压缩率达到最大值,分别为1773MPa和27.5%。显微组织的变化主要由于超声波的空化效应提高了形核过冷度,促进柱状晶转变成等轴晶,增强相的形核半径减小,声流效应使熔体温度场更加均匀,枝晶主干取向更加随机分布。