γ-TiAl基合金具有良好的高温性能,它的比强度高,具有良好的抗蠕变性和抗阻燃性。但是,γ-TiAl基合金的本征脆性导致其塑性差、延展性低、难以采用常规加工工艺进行处理,由此限制了它的应用和发展。所以,通过一些新的研究思路和方法来改善γ-TiAl基合金的塑性具有重要的研究意义。本文采用Ti与Ti-48Al-2Cr-2Nb形成γ-TiAl基合金以期改善其高温压缩性能。在Ti-48Al-2Cr-2Nb预合金粉中分别添加质量百分比为6%、8%、10%的Ti粉,采用粉末冶金真空热压烧结的方法制备出α-Ti、γ-TiAl和α2-Ti3Al三相共存的γ-TiAl基合金,形成以α-Ti相为壳包覆等轴状γ-TiAl相和片层状γ-TiAl/α2-Ti3Al相晶团的结构,通过“质软”的α-Ti来协调“硬相”。高温压缩时,塑性良好的α-Ti相率先发生形变,并协调组织变形,以此来提高材料的塑性,从而改善γ-TiAl基合金的高温压缩性能。本文主要研究了 0%Ti、6%Ti、8%Ti、10%Ti 合金在 800～1000℃、1×10-3～5×10-5 s-1应变速率下的高温压缩性能,重点分析添加Ti对γ-TiAl基合金高温压缩性能的影响以及材料的高温形变机理和组织演变规律。研究结果表明:(1)利用粉末冶金的方法制备出α-Ti、γ-TiAl和α2-Ti3Al三相共存的组织结构。6%Ti、8%Ti、10%Ti合金中,显微组织形成了以α-Ti相为壳包覆Ti-48Al-2Cr-2Nb合金(等轴状γ-TiAl相和片层状γ-TiAl/α2-Ti3Al相晶团)的组织结构。随Ti含量的增加,包覆层的厚度、包覆的完整性和出现的包覆比例逐渐增加,形成的包覆层厚度在2.6～4.26 μm 之间。(2)0%Ti、6%Ti、8%Ti和10%Ti合金在高温压缩时表现出不同的压缩性能。随Ti含量的增加,合金抗压强度出现先降低后增加的趋势,10%Ti合金取得同等条件下最大抗压强度。与Ti-48Al-2Cr-2Nb合金(0%Ti)相比,10%Ti合金的抗压强度平均增量达到了 19.43%。由此得出包覆比例、包覆完整性和包覆层厚度的提升有利于合金抗压强度的提高。(3)加Ti合金的高温形变过程是热激活过程,在高温压缩过程中,10%Ti合金的变形激活能Q值为415.18kJ·mol-1,应变速率敏感因子m值为0.2877小于0.3,该条件下不发生超塑性变形,建立10%Ti合金的高温形变本构方程为:ε=e31.623[sinh(0.0045σ)]3.4755exp(-415180/RT)(4)高温压缩后,合金组织中均出现微裂纹及孔洞,研究认为该合金组织高温裂纹属于微孔聚集型裂纹。微孔主要在两相晶粒群交界处、相界、两片层晶粒间和不同生长方向的片层晶粒交界处形成,微孔聚集形成孔洞,孔洞在扩张和聚合后产生微裂纹。变形初期微孔有利于晶界滑动,随变形量的增加,微孔连通容易引起变形的失稳和破坏。(5)10%Ti合金的包覆层厚度足够且包覆够完整,高温压缩时“质软”的Ti率先运动协调组织变形,起到了保护Ti-48Al-2Cr-2Nb合金的作用,故压缩后10%Ti合金的微孔量最少且组织结构最为完整。一定厚度和完整性的Ti层有利于改善Ti-48Al-2Cr-2Nb合金的塑性,并能显著改善其热加工性能。(6)加Ti合金的高温压缩变形机制以位错滑移和片层γ相晶内孪晶为主,高温变形软化机制以等轴γ相晶粒和片层晶粒的动态再结晶为主。塑性变形后,片层晶团内γ与α2仍然保持完好的界面结构,以108°的大角度晶面相结合,并且满足Burgers位向关系(001)γ//(1010)α2。