U720Li合金是一种以γ’-Ni3（Al,Ti）沉淀强化的高Al、Ti含量镍基变形高温合金,具有优异的抗高温蠕变、疲劳、氧化和腐蚀等性能,广泛用作航空发动机涡轮盘材料,长期使用温度高达650～730 ℃C,但我国目前尚不能生产用于制造航空发动机涡轮盘锻件的U720Li合金大棒材。高Al、Ti含量（Al+Ti≈7.5%wt.%）导致U720Li合金凝固偏析严重,热加工塑性恶化,铸锻开坯十分困难。C和B是U720Li合金中两种关键的强化元素,对凝固偏析、铸态组织、热加工性能具有显著影响。因此,本博士学位论文着重研究了 U720Li合金的凝固偏析行为、均匀化处理、热加工塑性以及微量元素B和C的影响,主要研究结果如下:在U720Li铸态组织中观察到M₃B₂硼化物和Ni5Zr相在枝晶间（γ + γ’）共晶前沿析出,证实了 B和Zr在固/液界面前沿偏聚。测定了低熔点相Ni5Zr、M₃B₂和η-Ni3Ti的初熔温度,并根据这些相的溶解规律和元素扩散规律建立了一种三段均匀化处理工艺,可溶解各种铸态低熔点相并降低元素偏析,提高U720Li合金的热加工塑性。通过观察γ/γ’相在熔池内的形核和生长特征,研究了（Y + γ）的析出机制。在100 ℃C/s快冷下,熔池内部形成了大量蜂窝状γ相和板条状η相,但没有（γ + γ）析出,而熔池边缘析出了大量交替排列的γ/γ’。分析认为（γ + γ’）的析出是以包晶反应（L+γ）→γ 形核,在熔池边缘的固体上形成γ/γ’两相交替排列的组织。由于γ’相难以在液相中直接形核,（γ + γ’）只能在包晶反应形核后进一步向熔池内以共晶反应生长,在生长后期γ’显著粗化形成冠状组织。在相同凝固条件下,高B合金的熔池面积显著增大,熔池周围富Ti偏析区的面积显著减少。该组织表明,B通过在固/液界面前沿偏聚阻碍γ基体的凝固,B偏聚可以增大过冷度并使更多共晶形成元素Ti残留在剩余液体中,进而促进（Y+ γ’）共晶析出。高B合金中,（γ + γ’）共晶的大量析出消耗了更多Ti和Zr原子,从而减少η-Ni3Ti和富Zr相形成。研究了 B对U720Li合金热加工塑性的影响。观察证实（γ+ γ’）共晶是铸态合金的主要裂纹源,B促进晶界（γ + γ’）共晶的析出,显著降低铸态合金的抗裂纹扩展能力,恶化合金的热加工塑性。但均匀化处理后,添加B使合金的拉伸断口由沿晶开裂转变为穿晶开裂机制,热加工塑性显著提高。研究了 C对U720Li合金凝固偏析和热加工塑性的影响。结果表明,C显著促进块状MC碳化物的形成,显著消耗Ti、B、Mo、Zr元素,从而减少（γ + γ’）共晶、η相、硼化物和富Zr相的析出。适量添加C减少裂纹在铸态合金（γ+γ’）共晶与基体界面处萌生的数量,并阻碍裂纹在均匀化态合金晶界处萌生,因此对铸态和均匀化态U720Li合金的热加工塑性均有改善作用。C含量过高,碳化物显著粗化,裂纹容易在碳化物与基体界面萌生,合金热加工塑性降低。