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γ-TiAl基合金具有优良的性能,在高温下表现出优异的强度、良好的抗蠕变性和抗阻燃性,已成为重点实用化研究的新型轻质高温结构材料。然而γ-TiAl基合金的本征脆性导致室温塑性差、延展性低,难以采用常规加工方法成形,因此研究超塑性成形方法对其发展具有重要意义。当前已实现超塑性能的γ-TiAl基合金多为细晶近γ组织或双态组织,原位合成等轴双相超细晶组织却鲜有报道。实现超塑性的前提是获得超细晶组织,采用粉末烧结工艺制备的合金组织均匀细小,无偏析、疏松等铸造缺陷,易于添加各种合金元素。因此,该工艺为超细晶组织的制备奠定了良好的基础。本文通过粉末冶金工艺制备Ti-45Al-5Nb（at.%）合金,采用高能球磨（40h）+真空热压烧结方法,获得等轴双相超细晶γ-TiAl基合金组织（γ-TiAl+α2-Ti3Al）。主要研究Ti-45Al-5Nb合金在10001075℃、应变速率5×10-51×10-3s-1时的高温拉伸性能,重点分析在高温形变过程中超细晶组织真应力-应变曲线特征及超塑性变形机理,主要包括组织界面处的演化规律、错配结构和晶界间位向关系等。研究结果表明:（1）高能球磨40h的合金粉末细化效果非常显著,在实现纳米化的同时产生了部分合金化。球磨粉末经真空热压烧结原位合成等轴超细晶/纳米晶（γ+α2）双相合金组织,γ相晶粒尺寸为500nm,α2相晶粒尺寸介于100200nm。（2）经包套热压后的Ti-45Al-5Nb合金烧结块体,在温度10001075℃、应变速率5×10-51×10-3s-1条件下,表现出不同程度的拉伸性能:在1000℃、1×10-3s-1条件下,当达到应力峰值时,试样未进入稳态流动区即发生断裂,流变应力达到208MPa,其延伸率仅为14.8%;而温度为1075℃、应变速率为5×10-5s-1时,流变应力峰值仅为7.5MPa,延伸率达到251%,表现出超塑拉伸性能。（3）Ti-45Al-5Nb合金的高温形变过程是热激活过程,在1025℃、1050℃和1075℃时的应变速率敏感指数m值分别为0.40、0.46和0.47;且该温度范围内的高温变形激活能Q值为387.51kJ·mol-1,建立相关的高温热形变本构方程为:（?）=3.75×1011[sinh（0.08σ）]2.47exp（-387510/RT）（4）在1000℃、不同应变速率时,Ti-45Al-5Nb合金拉伸断口表现出不同的形貌:在应变速率为1×10-3s-1条件下,断口表面存在少量的二次微裂纹;在应变速率为1×10-4s-1和5×10-5s-1时,断口处出现明显的韧窝,且随应变速率的减小,韧窝逐渐加深、尺寸增大、数量也相应增多。（5）高温塑性变形机制为位错滑移和γ/γ相间的孪晶,其中γ相晶内孪晶界的取向关系为（001）γ//（110）γ,且γ/γ孪晶界面处存在着大量的内禀型堆垛层错（SISF）组成的台阶,孪晶界宽度为0.963nm,夹角为110°;高温变形后主要的软化机制为γ相晶粒的动态再结晶。