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具有潜在优势的航空发动机叶片材料TiAl基合金,由于其密度低、比强度高及优异的高温性能等特点,可提高航天发动机推重比,降低能耗。原位自生Ti2AlC增强TiAl基合金,可以有效地弥补单一金属间化合物存在的不足。定向凝固技术可获得单一方向生长的全片层TiAl基合金,明显提高其蠕变、疲劳和高温性能。但是在原位自生Ti2AlC形成过程、合金化元素耦合作用,以及定向凝固原位自生Ti2AlC增强TiAl基合金等方面,仍需要研究和完善。本文系统研究了熔铸过程中碳化物的形成过程,高温合金元素Nb和Ta的耦合作用,合金元素B对Ti2AlC增强TiAl基合金组织演变和力学性能的影响,定向凝固原位自生Ti2AlC增强TiAl基合金的组织演变,揭示了定向凝固成形机制,制备了具有定向凝固组织的原位自生Ti2AlC增强TiAl基合金坯锭。研究熔铸过程中原位自生Ti2AlC的形成过程,发现随着碳含量增加,Ti2AlC增强相长径比降低,Ti2AlC相周围存在残余γ相等实验结果。其形成过程为:加热升温过程中,660℃时铝被熔化;液态铝和固态海绵钛发生反应,在接近900℃时生成液态TiAl3;高于900℃时钛与碳生成TiC;当温度达到1200℃以上,Ti2AlC由液态TiAl3、固态TiC和Ti发生反应而生成;温度高于1625±10℃时,熔融金属液中的Ti2AlC颗粒分解为TiC颗粒和液态TiAl,由于TiC具有较高熔点（约为3200℃）,以固态形式分布在熔融态金属液中。在降温凝固过程中,固态TiC颗粒作为异质形核质点,再次与液态TiAl反应生成Ti2AlC颗粒。因此在凝固过程中,TiC颗粒作为Ti2AlC颗粒的异质形核质点,而Ti2AlC颗粒作为基体的异质形核质点。随着碳含量的增加,片层团被显著细化。通过调控Al含量,可以有效地将残余TiC完全转变为Ti2AlC相。提高了二元TiAl合金室温和高温的力学性能。在调控原位自生Ti2AlC增强二元TiAl合金的基础上,选取Ti42Al2.6C和Ti46Al2.6C两种合金做为对比实验。向两种合金中添加Nb元素,研究Nb对合金组织演变和力学性能的影响。实验结果表明,当Nb含量大于等于4 at.%时,Ti42Al2.6C-xNb合金中,B2相存在于片层团之间,并随Nb含量增加而增加。在Ti46Al2.6C-xNb合金中,片层团之间形成大量γ相,显微组织中不存在B2相。由于Nb在γ相中具有较大固溶度,所以γ相含量越高,基体固溶Nb的含量就越多,从而降低了Nb元素偏析,减少了B2相的形成。Nb的添加可以一定程度提高两种基体合金的室温和高温力学性能,但是当合金基体中B2相的含量较高时,合金的力学性能会降低。选取Ti42Al6Nb2.6C和Ti46Al8Nb2.6C两种合金基体进行对比实验,为了消除基体中的B2相,利用具有大原子半径和高熔点的Ta,在凝固过程中抑制Nb的偏析,降低B2相的含量。实验结果表明,Ti42Al6Nb2.6C合金中添加Ta,会消除片层团间的B2相,而对于Ti46Al8Nb2.6C合金,当Ta含量大于等于0.6 at.%时,在片层团内部形成B2相。这是因为Ta具有较小的扩散系数,高凝固速率下抑制了Nb元素的扩散,使其更多的固溶到基体当中。随着Ta元素含量的增加,Ti42Al6Nb2.6C合金片层团尺寸增加了2.2倍,而Ti46Al8Nb2.6C合金片层团尺寸降低了1.4倍。这与凝固前沿Nb和Ta元素的含量有直接关系,因为Nb和Ta会作为异质形核质点,随着其含量的增加,片层团尺寸会被细化。在Ti42Al6Nb2.6C-xTa合金中,片层团与γ相之间的晶界处,或者片层团间的γ相内,均存在Ti1.4Al纳米沉淀相,γ相内Ti1.4Al相周围存在着大量位错。由于Ta的低扩散率,抑制了Ti的扩散,使其在晶界处或者晶体缺陷处发生堆垛顺序和成分改变,进而形成Ti1.4Al相。Ti1.4Al相与γ相在晶体结构上极为相似,所以Ti1.4Al相具有莫尔条纹的形貌特征。由于Ta的添加,抑制了B2相形成,因此Nb和Ta的固溶起到了很大的作用,能够提高合金室温和高温的力学性能。Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta和Ti46Al8Nb2.6C0.8Ta合金中添加B元素,利用B的细化作用和原位生成TiB的沉淀强化作用,进一步调控合金显微组织和力学性能。在两种基体合金中,硼化物含量随着B含量增加而增加,Nb和Ta为TiB相稳定元素,凝固过程中优先固溶进TiB相内。添加B元素后,Ta抑制Nb偏析的作用降低,在Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta-xB合金中,合金显微组织中生成B2相,随着TiB含量增加,B2相含量随之降低;而在Ti46Al8Nb2.6C0.8Ta-xB合金中,添加B后片层团内B2相消失。凝固过程中,Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta-xB合金中,F型硼化物含量明显增加,而Ti46Al8Nb2.6C0.8Ta-xB合金中C型硼化物含量增加较为明显。B的添加可提高合金的力学性能,尤其是Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta2.0B合金,850℃时高温抗拉强度为664MPa,伸长率为6.89%。主要作用机制为原位自生TiB的沉淀强化作用,而细晶强化作用受到一定限制。作为拓展和探索性实验,初选Ti46Al4Nb1.0C0.8Ta合金作为制备定向凝固合金坯料的母锭成分,通过抽拉速度和加热功率参数的控制,成功制备出具有定向凝固组织的Ti2AlC增强TiAl合金坯料。当抽拉速度为0.2 mm/min,加热功率为39 kW时,合金固液界面相对平直,稳定生长区的柱状晶与温度梯度方向所成角度较小,并且柱状晶连续生长较好。固液界面前沿存在的初生相为β相和α相,α初生相存在原因是形成Ti2AlC过程中消耗一部分Ti,使得枝晶间Al元素偏析,发生β初生相向α初生相转变。糊状区存在着未完全转变的片层组织,Ti2AlC颗粒主要分布在定向凝固试样的初始过渡区和稳定生长区的凝壳区,并且与试样边部具有一定距离。该工艺参数下定向凝固初始过渡区作用范围较小,定向凝固组织稳定性较好。