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随着新材料科学的进一步发展,对于航空航天发动机叶片材料的深入研究,为提高其使用温度和寿命,TiAl基合金的组织从等轴晶逐渐向着定向排列的柱状晶和单晶过渡。本研究通过对高频交变电流在TiAl合金试棒内所产生的温度场进行数值模拟和实验验证,提出并论证了定向热处理（Directional Heat Treatment,DHT）工艺在TiAl基合金组织调控与力学性能改善方面的重要作用。本研究以Ti44Al合金,Ti44Al6Nb1Cr合金和Ti44Al6Nb1Cr2V合金为研究对象,计算模拟了DHT过程中不同工艺参数下,合金试棒内部的温度场情况;研究了DHT过程晶界迁移与柱状晶生长行为;分析了DHT对于多组元TiAl基合金定向组织的形成,片层团簇以及B2相等显微组织的影响规律;讨论了循环DHT对于TiAl基合金柱状晶组织和力学性能的影响;同时计算获得了不同横截面尺寸TiAl基合金进行DHT需满足的必要条件。在温度场模拟中发现,通过控制试棒的横截面尺寸和感应线圈的加载功率,可以使有效热处理作用区域贯穿整个试棒横截面,实现区域化热处理的目的。当感应线圈的加载功率为21.6k W时,Ti44Al合金试棒内有效热处理作用区域温度可达1477°C,处于β单相区。在DHT过程中,有效热处理区域内的晶粒发生β相转变并连续依附长大,最终得到定向排列的柱状晶组织,证实了DHT工艺的可行性。通过理论分析和实验验证,研究了DHT过程中柱状晶的生长行为。在高温下,晶粒首先通过竞争长大使其部分晶界发生弯曲,随后在定向热流和试棒的定向移动双重作用下,弯曲晶界定向迁移,形成柱状晶组织。计算结果显示,在1477°C进行DHT,当试棒的抽拉速率为4.17μm/s时,Ti44Al合金晶粒界面的迁移速率在0.350μm/s～0.505μm/s范围内,柱状晶将连续长大。在循环DHT对铸态Ti44Al合金定向组织调控的影响中发现,随着循环DHT次数的增多,柱状晶明显长大,合金晶粒的定向性逐渐增强,片层相的厚度先减小后增大。当合金经过4次循环DHT后,片层相和柱状晶生长方向之间小于60°的夹角比例达80%,其中约41%的片层相平行于柱状晶的生长方向,而且片层相的厚度逐渐减小,最小约为0.6μm,显微硬度值最高达312.9HV,相比铸态Ti44Al合金（244.8HV）提高28%,合金的室温压缩强度增至1200MPa左右。其主要原因是DHT过程中γ相的形核质点增多,片层γ相被明显细化。压缩实验表明,主裂纹优先在晶界处萌生并沿着晶界扩展,二次裂纹则一般萌生于主裂纹的尖端附近区域并沿着片层相扩展。在DHT对定向凝固（Directional Solidification,DS）制备的高Nb含量TiAl合金定向组织优化和力学性能提高中发现,DS-Ti44Al Nb1Cr合金经过DHT后,合金晶粒沿着试棒轴向定向长大的同时沿着径向也发生合并。合金的显微组织发生了明显改变,柱状晶粒内片层团簇由椭球状变为柱状,B2相由网状变为条带状,它们相互间隔且片层团簇几乎与B2相沿着柱状晶轴向平行排布。相比DSTi44Al Nb1Cr合金的室温力学性能（422MPa,523MPa和3.03%）,DHT后合金的屈服强度,抗拉强度和总应变分别为574MPa,636MPa和2.28%,强度大幅提高,分别提高约36%和22%。700°C拉伸时,DHT合金同样展现出优异的高温力学性能,其抗拉强度和总应变分别为695MPa,5.8%。该影响趋势在DS-Ti44Al6Nb1Cr2V合金中同样被获得。DS-Ti44Al6Nb1Cr2V合金经过DHT后,柱状晶明显长大而且更加平直,柱状晶生长方向与试棒轴向之间的夹角由17.55°减小至10.67°;片层团簇也由椭球状变为柱状,B2相由网状变为条带状,并且它们相互平行沿着柱状晶生长方向分布;相比DS-Ti44Al6Nb1Cr2V合金（505MPa,1.40%）,DHT后合金的抗拉强度和总应变分别为609MPa和1.86%。力学性能提高的机理是DHT后合金定向组织明显改善,片层γ相厚度减小,合金拉伸过程中在片层γ相中不仅产生了大量位错,而且还产生了大量层错带,这些显微组织的变化对于合金综合力学性能的提高具有非常重要的影响。