随着航空航天工业产业的不断地进步,对合金材料的性能要求越来越高,例如在轻量化、高温强度以及抗氧化等方面要求都很严苛。γ-TiAl合金拥有较高的比强度并且抗氧化性能好、高温抗蠕变性能优异等性能,受到了越来越多研究人员的关注,成为了航空航天材料中较有前景的高温结构材料。传统γ-TiAl合金的铸造性能好,但是传统γ-TiAl合金的凝固路径为包晶凝固,凝固后为粗大的片层团。而β-γTiAl合金凝固时经过了β单相区,凝固后片层团的尺寸较为细小。在β-γTiAl合金的熔炼过程中一般会添加B、C或Y等元素来产生异质形核作用,从而细化片层团。而对于没有添加异质形核元素的β-γTiAl合金而言,其凝固后的显微组织较为粗大。β→α的转变为β-γTiAl合金的特征型相变,在β→α转变时,初生的β相被大量的α相分割,从而达到细化片层的作用。β-γTiAl合金中β→α的转变包括块状转变、魏氏体转变和马氏体转变等多种方式,但是由于发生马氏体相变的难度较高,目前关于TiAl合金马氏体相变机制和分解机制的研究较少。另外,β-γTiAl合金凝固组织中含有B2相,因此其热加工性优异,并且添加β稳定化元素使得热加工温度范围提升。有很多研究者研究了TiAl合金的变形动力学和变形机制,但目前对含有超大B2基体的（B2+γ）组织的高温塑性变形机制仍不明确。基于上述研究背景,本文研究了不同冷却速率对Ti-42.1Al-8.3V合金（TAV合金）显微组织的影响,对比分析了含异质形核元素的Ti-38.6Al-8.1V-0.2（B,C）合金（TAVBC合金）和不含异质形核元素的TAV合金的β→α的转变模型。研究了TAV合金中马氏体的析出以及分解机制,并且探析了TAV合金的高温塑性变形机制。主要研究内容和结果如下:研究了不同冷却速率对TAV合金以及TAVBC合金显微组织的影响。结果表明,在炉冷条件下,TAV合金β→α是通过魏氏体转变模型实现的,魏氏体粗大并且呈平行分布、取向单一,B2相上发生了β→α2′的马氏体转变,马氏体的形貌为针状。TAVBC合金中通过β→α转变析出了大量取向多样、等轴状的α晶粒;在慢冷（30℃/h、100℃/h）条件下,TAV合金中平行分布的魏氏体板条发生了球化,球化机制为末端物质迁移机制,并且B2相析出了大量的马氏体。TAVBC合金中仍然析出了取向多样、等轴状的α晶粒,B2相上没有发生马氏体转变;TAV合金在油淬时发生了β→α2′的马氏体转变,出现了大量透镜状、大小不同、取向多样的马氏体,马氏体的中脊线上位错密度高,马氏体内部也存在大量位错。TAV合金在空冷时出现了β→α2′的马氏体转变、魏氏体转变以及β→α的扩散型相变的三种β→α转变模式。TAVBC合金在空冷时发生了β→α的扩散型相变、β→α2′的马氏体转变。在油淬时,TAVBC合金还出现了无扩散型β→αm的块状转变。对油淬后TAV合金进行不同温度和时间的时效处理。结果表明,在较低的温度（750℃-800℃）下进行时效处理,马氏体上析出了大量细小的γ片层,发生了α2→α2+γ的转变,B2基体上析出了大量细小、等轴状的γ晶粒,发生了B2→γ的转变。低温时效后的马氏体没有发生分解,展现出了优异的热稳定性,时效后的显微组织为以马氏体为基体的（α2+γ）片层团+少量细小的（B2+γ）组织;在较高温度（900℃-1000℃）的时效处理后,马氏体上仍然析出了大量的片层,发生了α2→α2+γ的转变,片层周围和内部出现了细小的γ相和B2相,发生了α2+γ→B2+γ的转变,从而导致了马氏体的分解。B2基体上发生了B2→γ的转变。当时效为1000℃/100 min时,马氏体基本全部被分解,组织为细小的（B2+γ）组织。对1000℃/100 min时效处理后的TAV合金进行温度为850℃-1000°C,应变速率为5×10-4 s-1-5×10-3 s-1的高温拉伸。结果表明,时效后显微组织中的B2相和γ相遵循K-S取向关系,高温拉伸的流变曲线为加工硬化型曲线。在1000℃下变形,TAV合金展现出了超塑性,延伸率最高达到了177.5%。对TAV合金激活能（Q）以及应力指数（n）进行计算,得出Q和n的值分别为464 KJ/mol和3.1,变形机制为近超塑性变形机制,其应变速率由晶界/相界滑动和位错蠕变共同提供。通过对TAV合金高温拉伸式样进行观察,发现超大的B2相基体被拉长并且式样变形不均匀,B2相发生了晶内变形。随着变形量的增大,B2相上出现了动态再结晶,B2相的取向发生转动,最终转变为γ-纤维织构中的{111}<112>织构。超细的γ相会随着B2相的移动而发生移动,出现了<110>丝织构,并且γ相和B2相仍然保持着K-S取向关系。γ相没有发生明显的晶内变形。γ相和B2相的K-S取向关系较为微弱,这主要是因为较强的晶界/相界滑移导致的。