β凝固TiAl合金具有在600-850℃高温保持高比强度、比模量,优异的抗蠕变和断裂韧性性能,良好的阻燃性等潜质,有望取得广泛应用。目前,以TNM(Ti-43.5Al-4Nb-1Mo-0.1B,原子分数)合金为代表的β凝固TiAl合金通过锻造工艺制备的低压涡轮叶片成功应用在GTF(Geared Turbofan)发动机上。从热变形的特性分析,三向应力条件下包套挤压比锻造加工更适合γ-TiAl合金变形,能获得合金最佳综合性能,但国内外相关研究较少。虽然国外在对TNM的热变形领域取得一定进展,但由于变形参数严格保密,国内研究必须进一步探索。传统γ-TiAl合金挤压变形会导致挤压制品的各向异性较大、加工成本高、材料利用率低等缺点,因此,本文采用包套热挤压工艺制备TNM合金方形棒材,分析了其显微组织和拉伸性能,并研究了不同退火温度、时间和冷却速率的热处理工艺对方形棒材的显微组织和拉伸性能影响,着重分析了不同状态下方棒组织晶界相特征和750℃持久性能,得到如下主要结论:包套热挤压变形制备了 TNM合金方形棒材,方棒变形组织为近片层组织,主要由(α2+γ)片层晶粒、晶界γ相和β0相组成。片层晶粒破碎,取向趋于平行挤压方向。γ相和β0相沿晶界平行于挤压方向分布。变形组织均匀,心部和边部位置的组织无明显差异。晶界γ相存在3种形态:颗粒状、块状和长条状。时效处理过程中在晶界β0相中析出大量透镜状γ相,降低β0相含量,促进合金向热力学平衡状态转变。挤压变形过程中从β0相中析出ω0相,这是由高温应力诱发相变和Nb元素浓度导致,满足[111]β0//[0001]ω0、{110}β0//{2110}ω0。热处理工艺不能完全消除ω0相而获得近平衡状态组织。TNM合金挤压变形后室温拉伸强度显著提高,达到1000MPa以上;室温拉伸的断裂方式均是由小平面萌生裂纹扩展至整个断口,呈明显脆性特征。800℃拉伸屈服强度在400～500MPa,表现明显塑性,高温拉伸失效是由晶界萌生裂纹导致。时效处理后室温拉伸强度略微下降,而高温拉伸强度增加。不同位置的拉伸性能无明显差异,实现良好的组织-性能一致性。挤压组织中片层晶粒尺寸随退火温度和时间的增加而增大,其中温度的增加引起晶粒增大尤为显著;片层晶粒尺寸随冷却速率降低而增大。当冷速高于炉冷冷速时,不同退火温度及时间热处理后均在片层晶粒内或晶界上发生(α2+γ)lamella→(α2+β0+γ)cellular反应形成不连续网状组织。不连续网状组织与γ相析出维持总界面面积平衡,当退火温度较高,γ相的析出引起界面面积大幅增加时,不连续网状组织将不再发生。两种反应在炉冷条件下均不会出现。残余片层随退火温度升高逐渐减少,在(β+α)两相区热处理可以显著降低残余片层尺寸;平均片层间距随冷速降低而急剧增加,由γ相片层增厚动力学控制。β0相含量在(α+β/β0+γ)三相区随退火温度升高而减少,在(β+α)两相区随退火温度升高而增加;随退火时间持续和冷却速率降低,出现β0相含量减少的现象。在(α+β/β0+γ)三相区,室温拉伸强度随退火温度升高而增加;在(β+α)两相区,室温拉伸屈服强度随退火温度升高而减小。室温拉伸强度随退火时间持续呈先减小后增加趋势。室温拉伸强度随冷速降低而减小,与片层厚度增加有关。800℃拉伸强度随退火温度升高呈增加后减小,随退火时间持续而减小与晶界相含量降低有关;随冷速降低晶界β0相析出γ相含量显著降低导致拉伸强度降低。综合拉伸性能最好的热处理工艺为:退火温度在Tγsolv附近,退火时间1h以上,冷却速率介于炉冷和空冷之间,采用高温退火+低温时效热处理法。挤压态方棒因晶界β0和γ相含量较高导致高温持久性能差,热处理工艺能够明显降低晶界相含量从而改善高温持久性能。不同时效处理温度对挤压组织抗应变能力有影响,主要与ω0相的形态有关。