本文利用分子动力学(Molecular Dynamics，MD)方法对单晶γ-TiAl金属间化合物的弹性性能、塑性变形及断裂等力学性能进行了研究。 计算了单晶γ-TiAl等温弹性变形过程中的能量变化，利用推导出来的弹性常数关于能量的函数的数学表达式以及弹性模量与弹性常数的关系式，得到单晶γ-TiAl的6个独立等温弹性常数和弹性模量；接着计算了γ-TiAl接近零温(0.01K)时的不同滑移系的堆垛层错能和(1／6)＜11(?)]{111}孪生系的孪晶能，发现γ-TiAl较一般面心立方(Face-Centered Cubical，FCC)晶体可动滑移系数目明显减少。根据Rice和Zhou等提出的一些材料断裂判据以及塑性变形中滑移和孪生竞争机制，预测γ-TiAl室温下呈现脆性，塑性很差，主要的塑性变形方式为(1／6)＜11(?)]{111}孪生，其次为普通位错(1／2)＜1(?)0]{111}的滑移，最后是超位错(1／2)＜0(?)1]{111}的滑移。这与实验结果相吻合。最后，计算了丫-TiAl在不同温度下的堆垛层错能和孪晶能，分析了温度对γ-TiAl金属间化合物变形和断裂机理的影响，指出当温度升高时γ-TiAl将可能出现韧性断裂，塑性变形的主要方式为普通位错(1／2)＜1(?)0]{111}的滑移。 模拟了单晶γ-TiAl在有侧向约束和无侧向约束两种情况下300K等温拉伸的过程，得到应力应变曲线，由此获得等温弹性模量，与前面通过计算等温弹性变形过程中的能量变化得到的等温弹性模量值以及实验值作对比，发现吻合得很好；接着模拟了单晶γ-TiAl不同温度下单向绝热加载的过程，得到相应的应力应变曲线和原子运动的细节，比较了绝热和等温的弹性模量发现绝热弹性模量总是大于等温弹性模量，与由热弹性理论基本方程得到的结论一致。另外，研究还发现γ-TiAl在300K～1100K温度下断裂均呈现脆性特征，几乎没有塑性变形阶段，与实验的结论相矛盾，有待于进一步深入研究。