TiAl基合金具有优良的高温强度、抗蠕变、抗氧化和阻燃性能,而且密度低、弹性模量高。这些优异的特性使其在航空航天领域中展现出令人瞩目的发展前景。但是由于铸造组织固有的疏松、缩孔、显微偏析等缺陷,使其在高风险部件上的应用受到严格的限制。研究表明,热塑性加工能够大幅度提高TiAl基合金的综合力学性能,拓宽该材料的使用范畴。但是,TiAl基合金的热塑性加工性能极差,有必要针对TiAl基合金的热塑性变形行为展开系统的研究,以寻求合理的解决方法。本文采用等温锻造热物理模拟的手段研究了四种不同层片形态组织TiAl基合金的热塑性变形行为。采用SEM表征研究了材料高温热塑性变形过程中的组织演变;利用TEM分析研究了材料的热塑性变形机理和流变软化机理;通过表面观察,结合SEM和TEM分析的结果,研究了材料的表观塑性;根据动态材料模型,绘制了材料的热加工图,研究了材料功率耗散率变化的内在机理。借助以上的研究,以期通过组织控制和选择合理热加工参数等手段获得具有良好热加工性能和力学性能的TiAl基合金。粗晶层片组织的Ti-43Al-5Nb-0.03Y合金的热加工性能较差。在低于1150℃的变形条件下,随着应变速率的降低和变形温度的升高,层片晶团边界及晶内层片弯折带中动态再结晶的γ晶粒呈球化长大的趋势,其体积分数逐渐加大。当温度达到1200℃以上,材料中发生了完全动态再结晶。层片晶团间动态再结晶γ晶粒中的位错滑移与孪生是此材料塑性变形的主要机制;残余层片内部γ相中的位错滑移和孪生以及层片的弯折是塑性变形的辅助机制;γ相的动态再结晶是材料产生流变软化的主要因素;残余层片中γ相的动态回复是流变软化的辅助机制。该合金流动应力的温度与应变速率依赖性可用指数型Arrehenius方程表示,其变形激活能在α₂+γ两相区（1050～1150℃）内为457.1 kJ mol^-1。根据热加工图及表观塑性图判定其热加工的安全区域为功率耗散效率η值大于65%的区域。细晶层片组织的Ti-43Al-5Nb-0.03Y合金热加工性能优于粗晶层片组织。随着变形温度的升高和应变速率的降低,层片晶团边界动态再结晶γ晶粒的体积分数迅速增加。在1150℃以上变形时,样品内发生了完全动态再结晶。材料的塑性变形以层片晶团间再结晶γ晶粒中的位错滑移及孪生变形为主,以残余层片中γ相的孪生变形为辅;其流变软化主要依赖层片晶团间γ晶粒的动态再结晶,而层片晶团间γ晶粒中的动态回复则是辅助机制。该合金流动应力的温度与应变速率依赖性可用指数型Arrehenius方程表示,其变形激活能在α₂+γ两相区（1000～1150℃）为593.7 kJ mol^-1。根据热加工图及表观塑性图判定其热加工的安全区域为功率耗散效率η值大于46%的区域。稳定β相细晶层片Ti-42Al-9V-0.3Y合金具有最为优异的热加工性能。随着变形温度的升高和应变速率的降低,其层片组织的碎化程度逐渐加剧,β相的体积分数逐渐增大。当变形温度达到1100℃以上时,其残余层片基本消失。材料的塑性变形在初始变形阶段以β/γ层片中的位错滑移以及带状β相中的位错滑移为主;在材料中产生大量γ相的动态再结晶晶粒之后,塑性变形的主要机制逐渐变为γ晶粒中的位错滑移以及β相基体中的位错滑移;其流变软化主要受β相的动态回复和γ相的动态再结晶所控制。该合金流动应力的温度与应变速率依赖性可用指数型Arrehenius方程表示,其变形激活能为531.7kJ mol^-1。根据热加工图及表观塑性图判定其热加工的安全区域为功率耗散效率η值大于45%的区域。不稳定β相细晶层片Ti-45Al-5Nb-0.8Mo-0.3Y合金具有稍低于Ti-42Al-9V-0.3Y合金的热加工性能。随着变形温度的升高和应变速率的降低,其残余层片组织体积分数逐渐降低,其β相的体积分数也逐渐下降,并且其形态逐渐等轴化。当变形温度达到1100℃以上时,其残余层片基本消失。材料的塑性变形机制以层片晶团边界和层片内部动态再结晶γ晶粒中的位错滑移和β相的位错滑移为主;其流变软化主要受γ相的动态再结晶和β相的动态回复所控制。该合金流动应力的温度与应变速率依赖性可用指数型Arrehenius方程表示,其变形激活能为395.5kJ mol^-1。根据热加工图及表观塑性图判定其热加工的安全区域为功率耗散效率η值大于43%的区域。在TiAl基合金中引入一定量的β相,可以有效的促进热压缩过程中层片组织的分解,从而降低材料组织完全球化的温度;β相中的位错滑移可以弥补单一γ相变形的不协调性;依赖于β相中的动态回复与γ相的动态再结晶的双重软化机制降低了材料的变形抗力。因此,使用在TiAl基合金中引入少量的β相的方法可以有效的设计一种具有优良高温变形能力的TiAl基合金。