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TC6钛合金名义成分为Ti-6Al-2.5Mo-1.5Cr-0.5Fe-0.3Si，是一种马氏体型双相热强钛合金，除具有比强度高、抗腐蚀性好等优点外，还具有良好的塑性，其服役温度可达450℃，是一种“全能型”钛合金结构材料，常被用于制造航空发动机叶片、涡轮盘等重要部件，也用于制造飞机的隔框、紧固件等。本文以TC6合金为研究对象，系统地研究了热轧、温拉拔棒材及随后热处理后合金的显微组织、织构及力学性能之间的关系，探索了双相钛合金塑性变形的机理，分析了不同热处理制度导致多层次复杂的微观组织及力学性能，旨在对钛合金棒材热加工工艺的选择以及力学性能控制提供有意义的借鉴。 研究了热轧TC6合金棒材不同部位的组织织构及硬度，结果表明不同区域的动态再结晶行为和相变程度不同，整体上β相比α相易于动态再结晶，中心α相发生再结晶行为明显高于近表面，而中心β相低于近表面;近表面β→α相变更明显;中心和近表面形成织构类型相同，α相织构类型为<10-10>//RD和<11-20>//RD，β相织构类型为<001>//RD和<101>//RD，在β→α相变中，β相<001>织构转变为α相<10-10>织构，近表面织构强度高于中心，但取向较散漫，从Taylor因子分布情况来看，中心为硬取向，但显微硬度低于近表面，表明α相含量和加工硬化为主导作用。 分析了温拉拔及随后退火棒材的微织构，结果表明α相强纤维织构为<01-10>//DD，β相为相对弱的<102>//DD和<112>//DD织构，两相的变形织构经过再结晶退火均增强，α/β相界面偏离Burgers关系遗传了拉拔态，其偏离Burgers关系集中在30°左右。此外，定量表征了退火后α和β相微观力学性能，α相的硬度和弹性模量分别为5.79GPa和165.22GPa，而β相分别为4.73GPa和152.06GPa，α相比β相分别高了18.31％和7.79％，但是β相的合金元素引起强化作用约是α相中的2倍。α相晶体取向对硬度有较大的影响，α相的(0001)为硬取向面，(-12-12)和(01-11)为软取向面，而β相受力面多为密排面，SF值都比较大，硬度和模量较小且稳定。 研究了拉拔量对显微组织、宏观织构及拉伸性能的影响，结果表明，在760℃经过60％变形量后，形成了拉长α相的纤维组织，α相宏观织构集中在{ψ1=10°，Φ=65°，ψ2=0°}，即(-12-12)[10-10]，经过不同拉拔量后等温退火，相比例基本不变，但随变形量增加组织更均匀，球化α相尺寸更大，同时，球化过程也是一种晶体择优取向长大过程。由于晶粒细化及加工硬化，随变形量增加强度提高，退火后强度依然随变形量增加而增加，出现负斜率的Hall-Petch关系，基于Schmid定律和Sachs晶体学模型，讨论了织构对屈服行为的影响，原始态退火后的织构软化合金，而引入拉拔织构为硬取向，并经再结晶退火加强，强化合金。 对比研究了退火温度、冷却方式对显微组织和力学性能的影响，在880℃退火空冷后，β相中有次生α相析出，等轴组织演变为双态组织，合金强度最大但塑性稍低，次生α相析出对拉伸断裂方式影响不大，随温度升高，组织明显粗化强度下降，超过相变点后合金为细针状魏氏组织，强度提高但塑性明显下降。炉冷样品的组织演变和空冷试样有三处明显不同:首先，形成双态组织的退火温度高于空冷样品，且β相中没有明显的次生α相析出;其次，较高温度下大量初生α相保留，最后，在相变点温度以上，合金为层片状魏氏组织。炉冷样品的强度随退火温度增加而单调下降，塑性变化和空冷样品趋势一致。 分析了不同温度固溶和时效后合金组织及性能，880℃固溶后，亚稳β相稳定性变差，拉伸后出现应力诱变斜方马氏体α"相，存在双屈服现象，920℃固溶后，细针状α"相在亚稳β相上析出，强度上升塑性下降，α"相使得拉伸断裂为解理脆性断裂;当超过β相变点固溶后，粗大针状六方马氏体α相使强度下降。300℃时效后，亚稳β相中弥散析出次生α相及ω相，强度上升塑性下降，当随温度升高，塑性逐渐提高，550℃处理时，强塑性匹配较佳;当600℃时效后，初生α相聚集长大并且含量增加，次生α相在β基体上析出且逐渐长大为层片状，强度下降塑性提升。 最后，本文开展了三种成分TC6合金的等温退火及固溶时效试验，分析了合金元素含量对合金显微组织的影响规律，讨论了元素当量和不同热处理制度后力学性能的关系。