新型beta-gamma TiAl合金具有细小均匀的组织、优良的高温变形能力以及优异的机械加工性能等优点,拓宽了TiAl合金的加工窗口。然而,大量β相稳定元素的添加,使得beta-gamma TiAl合金组织的高温稳定性降低。在长期热暴露条件下,α2/γ片层结构会发生不连续析出,使得α2/γ片层结构被破坏分解,恶化合金的力学性能,不利于合金的大规模工程化应用。因此,系统研究片层结构的不连续析出行为对提高合金的综合性能具有重要的理论指导意义。本文通过真空自耗熔炼制备了Ti-42Al-3Nb-1Mo-0.1B（at.%）合金,采用无包套锻造工艺制备合金锻坯,系统研究了热处理过程中锻态合金的不连续析出行为,并通过调控微观组织改善了力学性能。Ti-42Al-3Nb-1Mo-0.1B合金的凝固路径为L→L+β→β→β+α→α→α+γ→α+β+γ→α2+β/B2+γ。1260℃等温锻造和1260℃-1220℃降温锻造后合金微观组织均为近片层组织,（β/B2+γ）混合组织沿和α2/γ片层团边界分布,并表现出明显的锻造流线。晶界处残留β/B2与相邻α2相的Burgers位向关系在锻造过程中被破坏。铸态合金的室温抗拉强度为659 MPa,室温延伸率很低仅为0.18%,经等温和降温锻造后合金的室温抗拉强度得到了显著提高,分别达到了为886 MPa和898MPa。降温锻造合金的高温拉伸性能普遍优于等温锻造合金。当温度低于韧脆转变温度TBD时,近片层组织的试样拉伸断口形貌表现出穿片层断裂和沿片层断裂特征。当温度高于TBD时,拉伸断口处逐渐出现韧性断裂的韧窝和撕裂棱,裂纹萌生后不易向外扩展,而是会被钝化并逐渐形成微孔,微孔优先在β/B2相周围形成,在变形过程中大量微孔发生连接后发生微孔聚集型断裂。锻态Ti-42Al-3Nb-1Mo-0.1B合金经950℃/6 h/FC热处理后合金显微组织变化不大,仍由α2/γ片层晶团和片层团晶界处的γ+β/B2混合组织组成。随着温度升高至1000℃,锻造流线形貌消失。当温度为1100℃,组织由近片层组织向双态组织转变,存在明显的不连续析出现象,α2片层内连续脱溶析出细小针状β/B2相,同时片层结构发生cellular反应（α2+γ）L→（γ+β）E,α2/γ片层结构被分解而析出等轴γ和β/B2晶粒。由于变形时α2/γ片层组织发生弯曲扭折,产生了局部的应力集中。应力集中处位错塞积会不断侵蚀α2片层,导致片层界面局部的凹陷,使得α2相逐渐析出等轴γ相。同时,会在析出的γ相周围产生一个局部的Mo和Nb元素富集区域,促使β晶粒相继析出。锻态Ti-42Al-3Nb-1Mo-0.1B合金全片层热处理工艺为1100℃/6 h/FC+1300℃/4min/FC两步热处理。全片层热处理后,片层团晶粒尺寸相对较为细小,平均晶粒尺寸约为56μm。全片层组织试样在800℃拉伸时,屈服强度和抗拉强度分别达到了703 MPa和780 MPa,而延伸率较差,仅为1.25%。随着温度的升高至850℃,试样强度降低而塑性显著上升,屈服强度和抗拉强度分别降至566 MPa和552 MPa,而延伸率提高至23.7%。全片层组织在低于TBD温度拉伸时,全片层组织在片层界面或晶界处起裂,并形成“Z”型裂纹特征。当变形温度高于TBD时,合金发生韧脆转变,裂纹萌发于晶界以及片层界面处,在解理扩展时易被钝化形成微孔,阻碍了裂纹的扩展,从而提高了合金的塑韧性。