TiAl合金由于其密度小、比强度高、良好的抗氧化性、抗蠕变性等优点,在航空航天和汽车工业领域具有巨大的应用潜力。经过近四十年的大量研发活动,TiAl合金已经从最初的实验室试验阶段发展为新型轻质结构材料,并最终找到了它们的应用。然而,TiAl合金较差的室温塑性和高温强度等缺点限制了其更广泛的应用。但通过定向凝固或晶种法制备出的全片层TiAl单晶（Polysyntheticallytwinned,PST）,不仅具有良好的室温塑性,而且还具有较高的高温强度。除此之外,大量合金元素Nb的添加同样可以提高TiAl合金的高温强度。不仅如此,高Nb-TiAl合金中往往会析出复杂的析出相。然而,目前对PST-TiAl晶体的形变显微结构和高Nb-TiAl合金中析出相微观结构的认识仍然严重不足。而准确认识材料的微观结构是建立材料结构与性能关系的基础,因此有必要对PST-TiAl晶体的形变结构和高Nb-TiAl合金中析出相的微观结构进行精细的研究。本论文主要运用选区电子衍射（SAED）、高角环形暗场像（HADDF）、原子尺度高分辨像（Z-contrast）、X射线能量色散谱（EDS）等透射电子显微学技术,对PST-TiAl合金（名义成分为Ti-45A1-8Nb）的形变结构以及高Nb-TiAl合金（名义成分为Ti-55Al-22Nb）中析出相的微观结构进行了系统的研究。主要研究成果如下:首先,研究了 PST-TiAl晶体在不同变形温度条件下,γ形变孪晶（或入射孪晶）与120°有序畴界面的交截。室温变形时,入射孪晶通过激发γ片层中<101]超点阵位错和1/2<110]普通位错的开动而穿过有序畴界面,但并不能使其孪生系开动。而在900℃高温变形时,入射孪晶不仅能激发γ片层中<101]超点阵位错和1/2<110]普通位错的开动,而且更重要的是能激发其（111）孪生系的开动而穿过有序畴界面。并且（111）孪晶是以（112）非共格孪晶界（ITB）或超点阵外禀层错（SESF）终止在γ片层内部。另外,在（111）孪晶中不仅有1/6[112]孪生方向的缺陷,而且还有1/6[211]和1/6[121]伪孪生方向的缺陷。当位错沿着伪孪生方向滑移时会产生复杂层错（CSF）,此时需要Ti/Al原子互换位置,而900℃高温变形有利于Ti/Al原子互换位置。因此在900℃高温变形时,入射孪晶能激发γ片层中（111）孪生系的开动而穿过120°有序畴界面。其次,研究了 PST-TiAl晶体在不同变形温度条件下,入射孪晶与γ/α2异质界面的交截。室温变形时,入射孪晶不能激发α2片层中孪生系的开动,其孪生切变主要是通过α2片层中1/3{1100}柱面滑移系的开动而穿过γ/α2界面。而在900℃高温变形时,入射孪晶能激发α2片层中的{2201}孪生系的开动而穿过γ/α2界面。此外,α2孪晶中存在大量的I1型基面超点阵内禀层错（SISFs）,且它们总是与孪晶界上的台阶相连。但I1型基面SISFs并不能通过1/3Shockley位错的滑移产生。晶体学分析表明,α2孪晶并不是通过孪生位错在其孪晶面上连续滑移产生的,而是通过基体中Ti/Al原子之间复杂的交换和重排过程产生的,并且900℃高温变形有利于此过程的进行。因此在900℃高温变形时,入射孪晶能激发α2片层中{2201}孪生系的开动而穿过γ/α2异质界面。最后,对高Nb-TiAl合金中析出相的微观结构进行了精细的研究。高Nb-TiAl合金经过热处理后,在基体γ中析出了大量板条状的析出相,但该析出相并不是单一的η相,而是由交替排列的η相与γ相组成的一种分层结构。这种分层结构的析出相与基体γ之间的取向关系为“四方对四方”或者为[100]γ//[100]η,（001）γ//002)η,其惯习面为{011)γ面;并且它与基体γ之间的界面结构可以通过“平台-台阶”理论来描述,其中平台面与台阶面分别沿着（010）γ面和（001）γ面。而在分层结构的析出相中,η相与γ相之间的取向关系及其界面结构与上述情况相同。分析表明,析出相富Ti、贫Al元素是导致其分解而形成这种分层结构的主要驱动力。