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以正交有序结构O相为主要组成相的Ti2AlNb基金属间化合物因具有优良的室温塑性、较高的高温比强度和抗蠕变性能,以及中等的抗氧化性,有望部分取代高密度镍基超合金,在航空航天等领域获得广泛应用。但其含Nb量高,相对于TiAl及Ti3Al密度大,而且铸态组织粗大,加工性能差,严重限制了其实际工程应用。本文通过添加β相强稳定元素Mo、V,代替部分重质元素Nb,采用水冷铜坩埚真空感应熔炼炉（ISM）制备出密度仅为5.01g/cm3,同时具有较高比强度的Ti2AlNb基合金。随后,采用多步等温锻造、包覆热轧及中间退火特殊热机械加工工艺细化金属间化合物粗大晶粒,以提高合金室温塑性及强度,并分析了材料在热加工过程中组织演变规律及性能变化原因。合金铸态组织平均晶粒尺寸约500μm,主要由O、B2和α2相组成,O相呈粗片状分布于B2相基体之上,α2相分布于原始B2相晶界处,其室温和650℃抗拉强度分别为966MPa、848MPa,但塑性较差。经多步等温锻造后,原始粗大组织得到显著细化,沿B2相原始晶界分布的α2相碎化,变为圆整的短棒状或粒状分布于由细小的O相和B2相组成的基体中,其室温和650℃抗拉强度分别为1524MPa和766MPa,尤其是700℃延伸率达到19%,表明锻态合金高温塑性变形能力优异,从而为板材轧制提供了合适的组织。采用包覆热轧工艺,合金平均晶粒尺寸细化至1.5μm,并制备出尺寸为464×180×1.3mm3的Ti2AlNb基合金板材,其室温下σ0.2、σb和δ分别为1062MPa、1213MPa和5.51%,600℃合金σ0.2、σb和δ分别为767MPa、883MPa和12%,综合力学性能优良。热轧态Ti2AlNb基合金板材在800-1000℃、6.25×10-3s-1-2×10-4s-1变形条件范围内超塑性变形能力优异,并在950℃、4×10-4s-1拉伸条件下获得实验范围内最大延伸率668%。热轧态Ti2AlNb基合金板材超塑性变形机制主要是晶界滑移（GBS）。变形初期,原始组织中位错运动及再结晶是晶界滑移的主要协调机制;随后,原始组织中位错消耗完毕,合金由尺寸稳定的两相等轴晶组织构成,此时,位错运动及扩散蠕变是晶界滑移的主要协调机制。