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TiAl合金由于其低密度及优异的高温性能，在航空航天及汽车工业等领域具有巨大的应用潜力。在过去的二十多年里，人们为实现TiAl合金的工程应用进行了大量的研究。然而，TiAl合金较差的室温塑性及韧性阻碍它的工程化应用进程。为了理解TiAl合金的变形行为，从而为改善它的室温性能提供理论上的支持，有必要对它的形变显微结构进行深入的研究。本论文运用高分辨电子显微术从两方面研究了TiAl合金的形变显微结构：一是形变孪晶与孪晶交截；二是形变诱发的相变。具体工作如下：
一、形变孪晶与孪晶交截首先研究了TiAl合金的形变孪晶形核及扩展。发现形变孪晶可在三种位置形核：具有小角度偏离(1.5度)的非对称γ/γ界面、α2/γ异质板条界面以及γ板条内部。其中前两者代表TiAl合金形变孪晶的非均匀形核机制，它们主要是通过界面错配位错的分解来形核的；而γ板条内的形核则代表了TiAl合金形变孪晶的均匀形核机制。形变孪晶的扩展都是通过α/6＜112]shockley不全位错在连续的{111}γ面上滑移完成的。其次研究了孪晶交截的穿透分解机制：当形变孪晶发生交截时，入射孪晶穿过阻拦孪晶后可分解成为几个孪晶片层。入射孪晶的穿过分解机制与位错的分解反应密切相关。另外，研究还发现形变孪晶交截可以导致形变纳米孪晶带的形成。孪晶交截过程中在入射孪晶内侧孪晶面上形成了许多台阶，这些台阶在应力的作用下沿新的孪晶面发射孪晶位错，从而导致形变纳米孪晶带的形成。
二、形变诱发相变研究发现，无论是室温变形还是高温变形，都可在孪晶交截区发生形变诱发的γ→DI-α2相变，且该相变的相变产物不会随温度变化而发生改变。成分分析表明，该相变无成分变化，未发生原子扩散，DI-α2相的成分与母相γ的成分完全一致。该相变的相变机制可用FCC→HCP相变的位错滑移模型来解释。通过衍射分析及模拟高分辨与实验像的对比，确定了DI-α2相的结构。DI-α2相并不是标准的α2-Ti3Al相，两者最大差异表现为它们的原子排布有序性及成分的不同。形成能的计算表明形变诱发的γ→DI-α2相变在能量上是可行的，并且DI-α2相不会转变为标准α2-Ti3Al相。另外，研究表明，强烈的应力场是TiAl合金中发生形变诱发π→DI-α2相变的主要诱因，对该相变的发生起主要作用。
对形变诱发的α2→γ相变的研究表明，该相变既可在高温变形过程中发生，也可在室温变形过程中发生。所不同的是：在室温变形过程中，相变中无原子扩散及成分改变，相变产物并不是标准的γ相，它的成分和α2基体一致；在高温变形过程中，该相变发生了原子扩散、成分改变以及原子排布有序性的变化，相变产物是标准的γ相。形变诱发的α2→γ相变经常在α2相的堆垛层错区形核，而该相变的γ相长大过程则依靠α/3＜1100]α2Shockley不全位错在交替的(0001)α2晶面上滑移来实现。形变诱发的γ相与基体α2相之间遵从严格的取向关系：<1120>α2‖<101>γ，(0001)α2‖{111}γ。
最后，通过模拟高分辨像与实验像对比的方法研究了TiAl合金中的重叠结构的成像特点。研究表明所谓的形变导致的9R结构其实并不是真实的9R结构，它实际上只是两孪晶取向的γ板条重叠而导致的Moire条纹。另外，当TiAl合金中的γ或α2中的任一相从另一相析出时，常会在析出相小薄片的尖端出现条纹结构。人们曾认为它们是α2←→γ相变过程中的堆垛层错条纹，然而研究表明，这些条纹其实是由γ/α2两相重叠导致的Moire条纹。通过对TiAl合金中的重叠结构成像的研究，进一步加深了对TiAl合金形变诱发相变的认识。