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以有序正交结构为基础的Ti2AlNb基合金具有优异的比强度、比模量、抗蠕变性能和耐热疲劳性能，成为航空、航天领域最具发展潜力的轻质高温结构材料。近年来，各国学者相继对Ti2AlNb基合金的热机械加工性能进行了大量研究，并已开始工业化应用。本文针对Ti2AlNb基合金的热稳定性及超塑性变形行为，采用真空自耗电弧熔炼技术和大塑性变形技术制备Ti2AlNb基合金板材，通过XRD、OM、SEM和TEM等手段深入研究了O相合金在热加工时的相转变，及温度、应变速率等变形条件对其超塑性变形行为和组织演变特征的影响，阐述了Ti2AlNb基合金的超塑性变形机理。随温度升高，Ti2AlNb基合金各相演变过程为：T<600℃时，为O相单相区；800-900℃时，O→O+β/B2+α2-Ti3Al，且随温度升高，平衡时O相含量减少；950-1050℃时，O+β/B2+α2-Ti3Al三相区向β/B2+α2-Ti3Al两相区转变；当T>1100℃，为β/B2单相区。显微硬度在600℃达到最大，为509HV；600-900℃时，硬度随温度升高而降低；900-1100℃时，显微硬度呈递增的趋势。在变形条件为875-960℃、2×10-4s-1-1.67×10-3s-1时，热轧态Ti2AlNb基合金具有良好的超塑性变形能力。在950℃、4×10-4s-1时其延伸率达319%，真应力-真应变曲线出现稳态流变阶段。变形后的试样由静拉伸部分和动态拉伸部分组成。变形时，静拉伸部分和动态拉伸部分都发生O相、α2-Ti3Al相和β/B2相转变和晶粒长大。此外，动态拉伸部分还伴随着α2相晶粒沿外力方向拉长、B2相晶粒等轴化及孔洞在α2相和B2相界面处形核长大。Ti2AlNb基合金超塑性变形时，其应变速率敏感性因子m和激活能Q分别为0.36-0.5和243-270kJ/mol，晶粒尺寸因子p为3。变形机制主要以晶界滑移为主，晶格位错和原子扩散起协调变形的作用。流变应力与温度、应变速率和晶粒尺寸等变形条件之间满足如下关系