TiAl基合金具有较低的密度、优良的抗氧化性、良好的高温比强度等性能,是最有发展前景的新一代高温结构材料之一。在TiAl合金的各种组织中,由γ-TiAl相和α-Ti3Al相组成的全片层组织同时具备较好的室温韧性和高温强度,成为研究热点。对于全层片TiAl合金,当层片取向平行于外应力方向时,能够在较大的温度范围内提高合金的强度和塑性,人们希望通过控制层片取向提高TiAl合金的综合性能。TiAl合金控制层片取向的方法有控制凝固路径法和籽晶法,但是,对于籽晶法而言,仍然存在许多问题。因此,本文主要针对初生相为α相的Ti-49Al(at.％,后文中合金成分未经说明的均为原子百分比)二元合金和Ti-46Al-0.5W-0.5Si多元合金进行籽晶法层片取向控制。首先分析这两种合金在不同凝固条件下的凝固组织特征及演化规律,以及凝固条件对初生α相生长方向的影响。并探索了这两种合金的自引晶法层片取向控制工艺。最后,测试了定向凝固试样在室温条件下的力学性能,并讨论了层片取向和凝固条件对这两种合金力学性能的影响。　　Ti-49Al和Ti-46Al-0.5W-0.5Si合金的在当前定向凝固条件下初生相均为α相。Ti-49Al合金定向凝固后的组织由α2/γ层片组织组成。Ti-46Al-0.5W-0.5Si合金定向凝固组织由α2/γ层片组织和少量的ξ-Ti5Si3相组成。Ti5Si3相主要分布在α相枝晶晶界,其体积分数随着生长速度的增大而增加。这两种合金的凝固路径分别为:L→α→α+γ→(α2+γ)+γ和L→L+α→Ti5Si3+α+γ→Ti5Si3+(α2+γ)。定向凝固Ti-49Al合金一次枝晶间距(λ1)、二次枝晶间距(λ2)、层片间距(λL)与生长速度、温度梯度的关系分别为:λ1=852.7V-0.30、λ'1=1529.1G-0.50、λ2=159.2V-0.27、λ'2=151.0G-0.26、λL=5.82V-0.41、λ'L=8.07G-0.55。定向凝固Ti-46Al-0.5W-0.5Si合金一次枝晶间距、二次枝晶间距和层片间距与生长速度的关系为:λ1=3.36×10-6V-0.47、λ2=128.8V-0.29、λL=4.67V-0.13。　　初生α相的生长取向随着生长速度和温度梯度的改变而发生变化。在接近平衡凝固或胞晶生长条件下,热流方向起决定性作用,且热流方向、晶体生长方向和择优取向三者方向接近,α相易于沿择优生长取向<0001>α方向生长,层片取向垂直于热流方向。在较高的生长速度下,择优取向起控制作用,α相枝晶的生长方与沿择优取向<0001>α方向一致,形成的层片组织垂直于枝晶生长方向。而凝固条件介于上述两种情况之间时,热流方向与择优取向共同影响α相晶体的生长方向。　　通过双籽晶定向凝固实验分析了α相择优取向<0001>α方向和非择优取向1120>α方向的竞争生长。发现在V=10μm/s和30μm/s,G=12.1K/mm的条件下,有利于<0001>α取向晶粒的生长,<1120>α取向的晶粒将被淘汰。在V=20μm/s,α取向晶粒的生长,<0001>α取向的晶粒将被淘汰。晶粒的淘汰通过晶界的横向移动而实现。增生加长速度,能够增大晶粒的淘汰速度。　　对籽晶法进行了改进,提出了自引晶层片取向控制方法。对于α相凝固的Ti-49Al和Ti-46Al-0.5W-0.5Si合金,在V=20μm/s和G=12.1K/mm的生长条件下,能够保证α相沿1120<>α方向生长,实现自引晶法层片取向控制,获得了层片取向完全平行于生长方向的定向凝固组织。要实现籽晶法层片取向控制,首先要制备合格的籽晶材料,其次要保证引晶过程的成功,即实现层片取向的传递,最后要选择合适的凝固条件,保证具有1120<>α取向晶粒的连续生长。　　定向凝固Ti-49Al和Ti-46Al-0.5W-0.5Si合金的室温拉伸性能受层片取向的影响。当层片取向平行于应力方向时,拉伸强度和延伸率都比较高,综合性能最好。层片取向平行于生长方向的定向凝固试样的拉伸强度和延伸率均优于未定向凝固的等轴晶试样。试样的层片取向不同,其断裂方式也有差异。当层片取向垂直于应力方向时,裂纹在α2/γ层片界面形成,并沿α2/γ层片界面扩展。当层片取向平行于应力方向时,裂纹在层片内部形成,并能穿越层片,导致试样断裂。而微裂纹的形核是由位错在层片界面的堆积引起的,在外应力的作用下,微裂纹逐渐长大,达到临界应力后,引起裂纹失稳扩展,试样最终发生断裂。