Ti Al合金作为一种极具应用前景的高温结构材料,具有质轻、比强度和比刚度高、服役温度下耐氧化能力较强等优点,在航空航天发动机涡轮叶片、高超声速飞行器热防护系统、汽车和坦克增压涡轮叶片方面拥有巨大的应用潜力。然而,Ti Al合金的室温塑性较低（经过变形后Ti Al合金室温塑性也很难超过2%）,而且Ti Al合金在变形温度下变形抗力大、氧化严重、变形不均匀和苛刻的加工窗口,均给后续的变形、机械加工、装配和日常维护使用带来了巨大的困难,阻碍了Ti Al合金的实际应用进程。而使用粉末冶金工艺路线制备的Ti Al合金,微观组织均匀而细小,不仅具有良好的力学性能,而且非常适合后续的热变形。然而粉末冶金也面临着杂质元素较多的难题。论文采用Ti43Al9V0.3Y预合金粉末,在超快的冷却速度下Y元素过固溶到Ti Al合金粉末基体中,同时在制粉及烧结过程中去除基体组织中多余的O元素。系统研究了Ti Al合金粉末在热等静压烧结、热压缩及包套轧制过程中的组织演变、相组成、材料变形机理和析出物的形成机理,并研究了组织与性能之间的关系,为粉末冶金Ti Al合金板材的轧制提供了理论和工程指导。Ti Al预合金粉末在1200℃/140MPa/5h的热等静压处理后,最终获得了微观组织致密无孔洞、晶粒细小均匀、力学性能优良的块体Ti Al合金材料,并在组织内形成了大量弥散分布的球状纳米Y2O3颗粒。合金的微观组织由（γ+B2）双相等轴晶粒组成,平均晶粒直径仅有7μm。烧结过程中发生固态相变:α2相+微量B2相→γ相+B2相,粉末中过固溶的Y元素吸收了组织中的O元素,在γ相中均匀而弥散的析出大量球状纳米Y2O3颗粒。合金的室温抗拉强度为793MPa,延伸率达到了1.1%,优异的性能归因于纳米Y2O3颗粒的析出强化、Y元素对基体组织的净化和细小均匀的组织的共同作用。在700℃时,Ti Al合金的屈服强度和抗拉强度分别为589MPa和664MPa,而在800℃时,抗拉强度仍然具有很高的强度水平,达到了448MPa。为了研究Ti Al合金的变形行为和变形机理,对热等静压Ti Al合金进行了等温热压缩实验,分析了相变与组织演变情况,并绘出了相应的热加功图,为Ti Al合金的包套热轧提供了指导。热等静压烧结态Ti Al合金拥有较低的热激活能295.86k J/mol,说明具有良好的变形能力,这归因于细小均匀的晶粒组织。1200℃等温变形时,晶粒明显拉长,其组织主要由α2相和γ相组成,大量α2相的生成削弱了变形能力,主要的固态相变过程为:β→β+α→α2。在1100℃等温变形时,B2相含量大量增加,主要的固态相变过程为:γ→α→β。1200℃以下,变形主要来源于软质的β相晶粒变形、晶界滑移及动态再结晶进行。在1200℃时,γ相、α2相晶粒的变形和晶界滑移、动态再结晶均对材料的变形做出贡献。建立了应变量分别为50%和80%时的热加工图,确定了材料在50%应变量下的合适热加工工艺为:1150～1200℃/≤1s-1和1000～1200℃/≤0.05s-1;80%应变量下的合适热加工工艺为:1100～1200℃/≤1s-1。研究了不同轧制温度下Ti Al合金组织演变与性能,发现了物相转变规律与变形机理,获得了一种高塑性的Ti Al合金板材,并分析了塑性高的原因。轧制Ti Al合金板材的微观组织均是由γ、α2和B2三种物相组成,在1100～1200℃温度范围内,轧制温度对合金的轧制成形能力没有明显的影响。随着轧制温度的升高,B2相含量逐渐减少,而α2相含量逐渐增加,γ相含量先增加后减少。1200℃轧制时,其室温抗拉强度650MPa,延伸率达到3.0%。室温塑性大增的原因为:再结晶程度最高,组织内亚结构最少,从而减小了组织内的位错塞积和局部应力集中;晶粒形状球形度最高,而球形晶粒能够最大程度的减小变形过程中的应力集中;组织内在轧制变形过程中形成了大量的孪晶,而孪晶在位错滑移过程中,能够通过调整晶体位向以利于位错的继续滑移,这样孪晶在和位错交替出现的过程中大大增加了Ti Al合金的塑性。轧制时形成了明显的织构,其中γ相（001）晶面织构对Ti Al合金板材的各向异性影响最大。研究了不同变形条件下Ti Al合金板材的组织演变与性能,并分析了板材在800℃拉伸塑性变形时的断裂失效机理。轧制速度和道次变形量均显著影响了Ti Al合金板材的成形能力,轧制速度过快和道次变形量过高都会导致Ti Al合金板材表面出现裂纹。轧制速度对亚结构数量和再结晶程度无明显影响,而更大的道次变形量导致板材组织中的亚结构数量变少和再结晶程度提高。升高轧制速度明显提高了α2相含量,而α2相在轧制温度下变形能力不强,因此会恶化Ti Al合金板材的成形能力。γ相和α相晶粒内形成的孪晶对不连续动态再结晶形核有促进作用。不同的轧制速度和道次变形量对Ti Al合金的γ相（001）晶面织构影响不大,但是该织构在RD方向的分布强度均很高。800℃拉伸时,Ti Al合金板材均是从晶界萌生出裂纹,裂纹沿着晶界扩展并最终导致板材失效断裂。拉伸变形过程中晶粒没有发生明显的拉长变形,说明拉伸过程主要通过晶界的滑移进行,而晶界裂纹是材料失效的关键因素。