鈦鋁相為L10型面心四方結構，這種結構中、Ti原子和Al原子在(002)面上分層排列。從而使鈦原子周同最近鄰Ti-Ti原子配位數減少到4、由于Ti原子的負電性大于Al原子，勢必在沿(110)方向的Ti-Ti原子間吸引更多的電子，使(101)方向Ti-Al原子間的電荷密度相對減少，從而造成了電荷密度分布的不對稱性。這樣，在只包含Ti原子的原子面上，在(110)方向的Ti-Ti原子間趨向形成共價鍵，從而導致鈦鋁晶體中Peierls應力波變得不對稱、在共價特性較強的Ti-Ti鍵間形成較深的勢谷。這樣使得軸向垂直于只含Ti原子的原子面的位錯有可能掉入Peierls應力深谷而可動性差。由于軸向為(001)的位錯線不在鈦鋁的滑稱面(111)上，可以不必進行討論。因此，在變形量較小的Ti—36Al合金中，位錯主要沿(110)和(112)方向排列，從而形成矩形位錯網絡。在另一部分晶粒中，超位錯首先開動，當超位錯的一段正好滑到與(110)平行的方向時，這段超位錯就由于處于Peierls應力深谷而被固定，位錯的其它部分繼續運動便會產生超位錯偶。這時超位錯偶若發生分解反應，便會形成以1／6(112)型不全位錯為邊界的層錯偶極子。由于超位錯受到這種層錯偶極子的拖拽，不能自由滑移，使鈦鋁的滑移系減少。可見，鈦鋁中各類位錯都會不同程度地受到Peierls應力深谷的影響，其可動性降低，這可能是鈦鋁本質脆性的重要原因。在富鈦合金中的多余的鈦原子以及在TiAl+Mn、TiAl+Cr和TiAl+V、TiAl+Ga三元合金中的添加元素Mn、Cr、V、Ca均主要占據在Al的亞點陣中。由于Ti、Mn、Cr和V的負電性大于Al原子，而且主要占據在Al的亞點陣中，可以從(110)方向的Ti-Ti原子間吸引部分電子到(101)方向的Ti—M(M＝Ti、Mn、Cr、V)原子間來，從而提高了Ti原子周圍電荷密度分布的對稱性，使Peierls應力波趨于對稱和平緩。因此，添加Ti、Mn、Cr和V可以消除由于受Peierls應力作用而形成的位錯網絡和層錯偶極子等固定位錯結構，使位錯的可動性增加。位錯可動性增加，不僅對鈦鋁的塑性變形作出直接貢獻，更重要的是促進在鈦鋁中產生大量的棱位錯孿生源；另一方面，添加Ti、Mn、Cr和V還可以降低鈦鋁相的層錯能，這有利于孿生位錯的掃動，從而使鈦鋁相中孿生變形得到加強，合金的延性得到改善。由于Ga原子的負電性小于Al原子，它占據在Al原子的亞點陣中，進一步增加了鈦鋁相中電荷分布的不對稱性，從而使合金的脆性增加。
綜上所述，在鈦合金中，添加主要占據鋁原子亞點陣且其負電性大于鋁原子的合金元素，將有利于改善鈦鋁的室溫延性。
