高 Nb-TiAl 合金具有高比强度、高温抗氧化和抗蠕变性能优异等优点，将其制备成板材可进一步扩大TiAl合金的应用范围。但该类合金存在本征脆性、热变形能力差、热加工窗口窄、变形抗力大及层片晶团粗大等缺点，增加了高Nb-TiAl合金板材的制备难度。本文以锻态Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-Y合金为原材料，研究轧制工艺对板材的成形性、显微组织及拉伸性能的影响。研究轧制过程中高温无序α相的变形机制，建立各轧制过程的组织演变模型。　　锻态合金的初始组织主要由平均层片晶团尺寸为120μm的层片晶团和平均晶粒尺寸为 10μm的等轴 γ 晶粒组成。降低应变量可以将高 Nb-TiAl 合金的热加工窗口扩大到低温高应变速率区。当变形量从50%降低到25%，压缩条件可以从 1150℃/0.1s-1扩大到 1050℃/0.5s-1，但相同变形条件下功率耗散率降低。分步热压缩结果表明，变形后组织中层片晶团体积分数和尺寸的降低以及等轴γ 晶粒和 α2晶粒含量的增多是变形能力改善的主要原因。基于热加工图和组织优化，确定了板材的轧制工艺：应变速率小于0.5s-1、道次变形量不高于25%、变形温度高于1150℃。　　共析温度以上变形会进一步加大无序 α层片沿层片长度方向的取向差，高取向差的无序 α层片在轧制过程中沿长度方向的转动程度要高于厚度方向，会沿长度方向形成 α亚晶粒，这些亚晶粒在变形过程中继续发生转动使取向差继续增加，最终会沿α层片长度方向形成新的α晶粒。同时α层片上相变形成的γ晶粒“凹槽”又会协同α层片的分解球化。当γ晶粒贯穿α层片时，会将α层片彻底分开形成不连续的等轴 α晶粒。增大变形量、降低应变速率能促进层片晶团的分解，加速α层片转变为α晶粒。经三次1250℃/0.1s-1/25%的等温压缩变形后，粗大的层片晶团转变为新的等轴α2晶粒和γ晶粒。而在实际轧制过程中，由于温降和较高的轧制速率，导致层片晶团未能彻底分解。　　在共析温度以上轧制，随着变形温度升高，高温组织中无序α相含量增加，等轴α晶粒增加，TiAl合金变形能力增强。而且随着轧制的进行，等轴α晶粒和 γ 晶粒增多，会分别发生连续动态再结晶和不连续动态再结晶而形成再结晶α 晶粒和 γ 晶粒。这些 α 晶粒在轧制降温过程中又会发生相变和共析转变，形成γ晶粒和层片晶团。由于不同温度下α相发生以上两种相变的程度不同，因而可通过控制轧制温度，控制无序α相含量，直接制备出近γ组织、双态组织和近层片组织的TiAl合金板材。　　在1290℃和1305℃轧制前，高温组织中含有95 vol.%以上和全部的α晶粒，具有优异的变形能力，可采用 20%的道次变形量制备出总变形量为 58.4%和72.8%的TiAl合金板材。轧制过程中α晶粒先发生再结晶，在轧制降温过程中析出γ层片，因而制备的板材为近层片组织，平均层片晶团尺寸分别为60μm和 80μm。1305℃制备的板材具有优异的高温力学性能，800℃时，抗拉强度最高可达970MPa。而在1200℃变形，等轴的α晶粒发生相变转变为γ晶粒，当总变形量达到68%时，成功制备出了平均晶粒尺寸仅为6.8μm的近γ组织板材。该合金具有优异的高温变形能力，在 950℃和 2.5×10-4s-1的条件下拉伸变形，可获得290%的超塑性。而在1150℃时轧制，由于高温组织中含有粗大的层片晶团以及少量的无序β相(12 vol.%)，合金的变形能力较差，导致采用15%的道次变形量，在总变形量达到56%时板材就出现了开裂。　　在1250℃保温 2h，当前的高 Nb-TiAl合金高温组织中无序 α相含量高达70%以上。多道次轧制促进了α晶粒和α层片的连续动态再结晶及γ晶粒协调α层片分解球化过程的发生，增加了组织中等轴α晶粒的含量。这些α晶粒在轧制过程中还会发生共析转变形成新的层片晶团。同时 γ 晶粒和 γ层片也会发生再结晶而转变为等轴的γ 晶粒。增加变形量能加速粗大层片晶团的分解，减少残余层片晶团含量，同时增加新生成的层片晶团含量，提高组织均匀性。当总变形量从43%增加到72%时，残余层片晶团的体积分数从28.5%降低到6.8%，新生成的α2/γ 层片晶团体积分数从 13.7%增加到 33.7%。总变形量的增加改善了拉伸性能，降低了残余层片晶团对性能的不利影响。当总变形量为 72%时，具有双态组织板材的抗拉性能为 1106MPa，室温塑性为 0.94%，优于近层片组织板材的1100MPa和0.52%。　　在1250℃，采用25%的道次变形量，成功制备出总变形量为85%的细晶双态Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-Y合金板材，平均晶粒尺寸仅为5.3μm。均匀细小的层片晶团、高密度位错、大量的亚结构和孪晶界以及 Nb的固溶作用都有助于强度的提高，室温抗拉强度和塑性分别为1174MPa和1.01％。800℃时，屈服强度和抗拉强度也达到681MPa和777MPa。