高Nb-TiAl合金是发展高温高强TiAl合金的典范，具有高比强度和比模量，良好的高温抗氧化性以及蠕变抗力等优点，使其在航空航天工业以及汽车工业中极具应用前景。高Nb-TiAl合金铸锭制备困难，变形抗力大，限制了其加工和应用。β相凝固被证明可以有效的细化合金的铸造组织，减小元素偏析。本文通过ISM技术、 VAR技术分别制备出了成分为Ti-45Al-9Nb-Y和Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-Y的β相凝固高Nb-TiAl合金，并对铸锭制备、热加工技术、热处理工艺，以及组织和性能进行了系统的研究。采用ISM技术，VAR三次重熔技术分别成功制备了Ti-45Al-9Nb-Y合金以及Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-Y合金。Ti-45Al-9Nb-Y合金是典型的近层片组织，相邻片层晶团具有相同的片层取向。γ相遵循（110） β//（111） γ位向关系从晶界上残余的β相内不连续析出，形成混合组织。ISM熔炼可以有效的减少元素偏析，提高组织均匀性。热等静压后大尺寸Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-Y合金铸锭元素分布基本均匀。添加的B元素形成的TiB作为异质形核剂提高α相的形核率，导致大量非Burgers位向关系的α相出现，细化了片层组织。铸锭顶部具有最好的性能，室温强度约为680MPa。对Ti-45Al-9Nb-Y合金进行了高温压缩试验以及包套锻造。高温热压缩过程中，θ=0°的中等强度取向片层晶团发生θ=90°的片层弯曲，并在晶界和片层弯曲处发生动态再结晶。0°＜θ＜90°的软取向片层晶团向θ=90°的取向整体转动同时发生大量的动态再结晶。θ=90°的硬取向片层拉长，晶界上发生动态再结晶。确定最佳变形工艺为：1250℃/0.05s^-1。锻态组织是双态组织，残余片层晶团内α₂相板条粗化，并形成垂直于板条取向的花呢状花纹。在1330℃/30min/FC的热处理中,锻态组织中等轴γ相内获得魏氏组织（Widmannst tten），魏氏组织的出现有利于片层的形成。对锻造组织进行了双态以及全层片组织热处理。全层片组织强度最高，锻态组织延伸率最高。在1275℃对Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-Y合金进行包套锻造，制备出了变形量分别为50%和70%的锻饼，并对70%变形量的锻饼进行了炉冷和空冷处理。变形量越大，室温强度和塑性越高，70%变形量合金的室温强度达到930MPa。空冷组织残余应力大，加工硬化明显，锻饼发生开裂。在70%变形量合金900℃以上高温拉伸组织中，形成白亮的ω相，并且温度越高，应变速率越低，ω相越多。拉伸过程中，ω相的形成可以通过α₂→ω+γ固态相变形成。此外，对锻态Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-Y合金在1310℃/20min+1240℃/1h进行了双步热处理，并获得了球状γ等轴晶粒与细小片层的双态组织。1340℃/10min可以获得全层片组织。对双态组织和全片层组织进行了力学性能测试。详细分析了α板条和γ板条在热加工及冷却过程中的组织演化机制。变形过程中，残余片层内有序γ相首先以亚晶界的转动发生动态再结晶γ_D，而高层错能的无序α相板条仅发生塑性弯曲形成亚结构。γ D再结晶晶粒通过晶界的膨胀在冷却过程中向α₂相板条的生长。随着变形量的增加，α相发生动态再结晶，γ_D对α₂相的吞食作用增加。 γ_D对α₂相的吞食作用与冷却速度有关，冷却速度越快，吞食作用越弱，残余α₂相含量。包套轧制后Ti-45Al-9Nb-Y合金的组织发生明显变化。轧制组织在RD、ND以及TD三个方向均为动态再结晶等轴晶粒，是典型的近γ组织。随着轧制变形量的增加，发生应力诱发的γ→α相变，形成的α₂+γ混合组织粗化，并完全转变成单相的α₂相。由于变形量较大，65%变形量的板材组织中等轴γ相内形成以层错为核心退火孪晶。轧制变形促进了ω相在β/B2相的形成，轧制变形量的增加，ω相含量增加并改变了ω相的析出形貌。变形量增加到65%，β/B2相内ω相的含量很高。ω相是有害相，1420℃保温20min的全层片热处理可以完全消除ω相。