γ-TiAl合金是一种比强度高、耐蚀性好、耐高温的优质合金,被广泛应用于航空航天领域。然而γ-TiAl合金塑性差是制约其发展的一个重要因素,因此,研究γ-TiAl合金的塑性变形机制具有重要意义。晶界是影响γ-TiAl合金塑性的一个重要因素,本文利用晶体塑性有限元模拟和热压缩模拟试验来研究相对取向晶界对γ-TiAl合金的塑性变形行为的影响。本文建立了基于普通滑移系和超滑移系的晶体塑性本构关系,编制了相应的晶体塑性有限元子程序（UMAT）,构建了基于Voronoi算法的γ-TiAl多晶体几何模型,对γ-TiAl多晶体进行有限元压缩模拟。通过设定三组不同的应变速率、晶粒尺寸、晶粒数目参数来研究γ-TiAl多晶体塑性变形行为,结果表明,应变速率越高,多晶体的强度也越高,三种模型的强度由大到小排列顺序为:1×10^-1s^-1>1×10^-2s^-1>1×10^-3s^-1;晶粒尺寸越小,多晶体的屈服强度越高,符合多晶体变形理论及试验规律,验证了该模型的合理性;晶粒数越多,多晶体的屈服强度越高,但晶粒数目为27时模型已经收敛,为减小后续计算工作量,本文采用数目为27的晶粒模型。分别研究了单一晶界多晶体和混合晶界多晶体的塑性变形。研究了含相对取向晶界:Σ3<111>60°、Σ5<100>36.9°、Σ9<221>90°、Σ11<110>50.5°、Σ13a<100>22.6°的γ-TiAl多晶体压缩变形行为,模拟结果表明,含不同晶界的多晶体压缩变形后应力应变情况不同,位错滑移启动的越多,多晶体的屈服强度就越大,五种晶界的屈服强度由高到低的顺序为:Σ9<221>90°>Σ3<111>60°>Σ11<110>50.5°>Σ13a<100>22.6°>Σ5<100>36.9°。与滑移系启动情况相对应,γ-TiAl多晶体中Σ9<221>90°和Σ11<110>50.5°晶界的强度高,Σ5<100>36.9°晶界的强度低,Σ3<111>60°晶界塑性好。通过热模拟压缩试验与电子背散射衍射（EBSD）技术对γ-TiAl合金进行压缩变形研究,将试验结果与模拟结果对比,结果表明:在压缩变形过程中,晶体的片层结构出现了弯曲变形,晶体内部的晶粒取向发生转变,整体趋势由[101]晶向转变为[001]晶向,有一些原来不利于位错滑移的晶粒取向或晶界在应力的作用下,转变成有利于传递位错的晶粒取向和晶界,晶粒内部和晶界处出现了明显的滑移带。本文通过分析γ-TiAl多晶体中这五种相对取向晶界的塑性变形机制来研究了晶界在塑性变形中起到的作用,结果表明,Σ9<221>90°和Σ11<110>50.5°晶界对位错滑移的运动起到了阻碍作用,属于硬取向晶界,这类晶界附近容易出现交滑移和多滑移现象,导致晶界处应力集中;Σ5<100>36.9°晶界可以起到传递位错的作用,其相邻晶粒也容易一起发生转动,属于软取向晶界,这类晶界应力一般较小。