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(5)α→α2＋γ共析转变温度升高；
(6)含Nb约大于 9.5％时，出现β＋α＋γ三相区。
同时还证明了Nb在显著提高了TiAl合金抗氧化性和高温力学性能（图1-6）的同时还保持了其低密度的特性。
图1-6 Nb和Al含量对TiAl-Nb合金高温强度的影响[24]
1.3.2 高Nb-TiAl合金高温性能
目前钛铝合金的室温塑性和断裂韧性较低，在700℃以上抗高温蠕变和抗氧化性能较差，可通过改善其组织，使之成为γ+α2的两相组织，适当提高高温综合性能，前期研究结果表明高铌钛铝合金比普通钛铝合金的熔点高约60~100℃，室温屈服强度高约一倍，900℃时的屈服强度高约130~200 MPa[25]。
(1) 高温抗氧化性
合金化和表面处理是改善TiAl合金高温抗氧化能力的重要途径，Shida等[26]把应用于TiAl的合金元素分为3类：最有利的合金元素（如Nb，Mo，W，Si，C，B）、中等合金元素和有害合金元素。其中Nb被认为是改善TiAl合金高温抗氧化能力最有效的元素，而且随着合金中Nb含量的增加，合金的抗氧化能力也随之提高。
(2) 高温抗蠕变性
Nb的添加不仅能提高高温强度，更有效地改善了钛铝合金的抗蠕变性能。蠕变大都是在高温条件下，高应力、低应变速率下产生的缓慢变形。高铌钛铝合金在高温下主要的变形方式是孪生，其变形方式主要为位错的滑移和攀移，当添加大量Nb时，由于Nb的固溶强化和高温沉淀相的弥散强化作用，使位错开动和孪生，就需要更大的应力。
(3) 高温强度
高铌钛铝合金除了有明显的高温抗氧化能力之外，Nb的添加(Nb为5~10%)还提高了合金的高温强度。相对于近γ试样在900℃有如此高的屈服强度的原因主要在于：第一，由于Nb在高铌合金γ相中的固溶强化，导致位错滑移的临界剪切应力(CRSS)增大，而堆垛层错能减小。临界剪切应力的增大使位错滑移变得困难，位错不容易滑动；堆垛层错能的减小，使得在晶粒内容易形成层错，从而阻碍位错滑移，在宏观表现为屈服强度变大。第二，试样的γ相近片层状结构，片层之间的晶界对位错滑移存在阻碍。所以在900℃时,试样变形的主要方式是大量的孪生[27]。
1.3.3高Nb-TiAl合金定向凝固的研究
高Nb-TiAl合金定向凝固后的组织主要分为四段，即铸态组织区，定向退火区，熔融结晶区和定向生长区。图1-7是定向凝固高Nb-TiAl合金的纵截面光学宏观组织图，在组织定向生长区，晶粒沿热流方向被拉长且呈柱状晶生长，内部片层与生长方向的夹角分别为45°和近90°。
图1-7定向凝固高Nb-TiAl合金的纵截面光学宏观组织图
高Nb-TiAl定向凝固组织受到材料组分、凝固环境、工艺参数(温度梯度、生长速率)的影响。例如，随着生长速度的增加，合金定向凝固出现枝晶。图1-8所示[11]为温度梯度为 6.9K/mm 时，不同生长速度的 Ti-45Al-5Nb 合金的片层组织。由图可知，不同生长速度的 Ti-45Al-5Nb 合金的片层取向与生长方向之间的夹角θ在 0°<θ<90°范围内。且随着生长速度的增加，在 Ti-45Al-5Nb 合金定向凝固组织中能够明显地观察到枝晶形态(图1-8c)所示，且枝晶的生长方向发生了一定程度的倾斜，这主要是由于感应定向凝固过程中温度场分布不均匀所致。
图1-8 温度梯度为 6.9K/mm 时不同生长速度的 Ti-45Al-5Nb
合金的片层组织[11]
(a)5μm/s (b)5μm/s (c)5μm/s
总之，如何控制高Nb-TiAl定向凝固过程，从而得到沿着生长方向平行排列的全片层组织是一个复杂的问题，需要不断研究。