TC18鈦合金鑄錠進行開坯鍛造，加工成尺寸為φ200mm×500mm棒材，然后分別在兩相區（830℃）和單相區（900℃）進行鍛造，拔長變形量約為20%，得到熱變形態的初始樣品，再鋸切成φ180mm×50mm的成品試樣。分別在兩相區和單相區對試樣進行熱處理，具體工藝為：①830℃/2h爐冷至750℃/2h/AC+610℃/6h/AC；②900℃/2h爐冷至750℃/2h/AC+610℃/6h/AC。為探究不同鍛造變形溫度和熱處理工藝對TC18鈦合金組織和力學性能的影響，對不同工藝路線對應的試樣進行編號，如表2所示。
采用ZwickZ330萬能力學試驗機進行室溫拉伸試驗，拉伸試樣為圓棒狀，中間標距的直徑為5mm，長度為24mm。采用JBW-300B沖擊試驗機進行沖擊試驗，按照GB/T229—2020標準要求制備U型缺口試樣。為保證測試數據準確可靠，每個制度測3個試樣。采用KMX-2000D光學顯微鏡（OM）、FEIHelios NanolabG3UC掃描電子顯微鏡（SEM）和TitanG2Cs-corrected透射電鏡（TEM）表征試樣的組織結構。
2、結果與討論
2.1力學性能
圖2是TC18鈦合金經過不同溫度鍛造變形和熱處理后的室溫拉伸和沖擊性能。從圖2a可以看出，4#試樣的抗拉強度最高，達到（1248±8.4）MPa，2#、3#試樣的抗拉強度相近，分別為（1160±7.6）MPa和（1155±7.3）MPa，1#試樣的抗拉強度最低，為（1093±8.3）MPa。屈服強度的變化規律與抗拉強度近似，4#試樣的屈服強度最高，達到（1154±7.1）MPa，2#、3#試樣的屈服強度相近，分別為（1073±4.7）MPa和（1067±6.3）MPa，1#試樣的屈服強度最低，為（1037±5.2）MPa。從圖2b可以看出，1#試樣的塑性最好，斷后伸長率達到16%，2#、3#試樣的斷后伸長率相近，分別為10%、8.5%，4#試樣的斷后伸長率最低，為4%。斷面收縮率的變化規律和斷后伸長率規律類似，1#~4#試樣的斷面收縮率分別為45%、20%、13%和6%。從圖2c可以看出，兩相區熱處理后，試樣的沖擊韌性較好，1#、3#試樣的沖擊韌性分別為（32.9±2.1）J/cm2和（36.7±3.2）J/cm2。單相區熱處理后，試樣的沖擊韌性較差，2#、4#試樣的沖擊韌性分別為（29.5±1.9）J/cm2和（25.9±2.7）J/cm2。
2.2微觀組織
圖3是TC18鈦合金經不同溫度鍛造變形和熱處理后的金相照片。從圖3a、3b可以看出，1#試樣在放
大倍數為50倍時，無法觀察到明顯的晶界，500倍時呈現出典型的雙態組織，α相球化程度良好，等軸α相的尺寸為3~5μm，占比約為25.8%。從圖3c、3d可以看出，2#試樣在放大倍數為50倍時，可觀察到完整連續的晶界，存在較多的晶界α片層，故晶界α相含量較大，由放大500倍的金相照片可知，粗大的α片層厚度可達2μm，因而合金塑性較差。從圖3e、3f可以看出，3#試樣在放大倍數為50倍時，雖然存在完整連續的晶界，但并不明顯，晶界附近偶爾能觀察到α片層，500倍的金相照片顯示初生α相為短棒狀，長徑比約為6.2。從圖3g、3h可以看出，4#試樣的組織與2#試樣類似，有較多晶界α片層和連續的晶界，因而合金的塑性也較差。
圖4為TC18鈦合金經不同溫度鍛造變形和熱處理后的SEM照片。從圖4a可以看出，1#試樣等軸α相和時效產生的大量針狀α相彌散分布在β轉變組織中。從圖4b可以看出，2#試樣呈現出明顯的魏氏組織，初生α相的片層厚度約為2μm，長徑比約為9.6。從圖4c可以看出，3#試樣初生α相呈短棒狀，為典型的網籃組織。從圖4d可以看出，4#試樣組織與2#試樣高度類似，其初生α相為片層狀，長徑比約為10.54。
1#~4#試樣組織中均有時效析出的α片層，尺寸在納米級別，有較大的強化作用。
2.3斷口分析與變形機制
圖5為經不同溫度鍛造變形和熱處理后的TC18鈦合金拉伸試樣的斷口形貌。從圖5a、5b、5e、5f可以看出，1#和3#試樣的拉伸斷口存在大量的球狀韌窩，解理臺階較少，表明試樣發生了明顯的塑性斷裂。
該斷裂行為是一種以微孔聚集為主、沿晶斷裂機制為輔的混合斷裂，呈現出典型的塑性斷裂特征，表明1#和3#試樣具有較高的韌性。從圖5c、5d、5g、5h可以看出，2#和4#試樣的拉伸斷口上除了韌窩外，還存在解理臺階，呈現出韌脆混合斷裂的特征。
圖6是1#和3#試樣拉伸變形后的TEM照片。從圖6a可以看出，1#試樣拉伸變形后，等軸初生α相內存在平面滑移的位錯，其電子衍射結果顯示這些位錯在{101-0}柱面和{101-1}錐面滑移。對于鈦合金，柱面{101-0}a位錯在任何條件下都是最容易激活的滑移系，因為其臨界剪切應力最低。但柱面a位錯只能協調a方向上的變形，當需要協調c方向上的變形時，{101-1}錐面c+a位錯被激活。從圖6b可以看出，3#試樣拉伸變形后，初生α相內部僅有一個方向的位錯滑移，電子衍射顯示該滑移方向為{101-0}柱面滑移。由于1#試樣的組織以等軸狀初生α相為主，而3#試樣組織以短棒狀初生α相為主，等軸狀初生α相由于長徑比小，可以激活多個滑移系的位錯，因而在塑性變形時能夠協調多個方向的變形，這也就解釋了1#試樣的斷后伸長率為16%，而3#試樣的斷后伸長率僅有8.5%。
2.4微觀組織與力學性能關系
根據組織觀察與力學性能測試結果，TC18鈦合金經不同溫度鍛造變形和熱處理后，得到的組織和性能均不同。經兩相區鍛造和兩相區熱處理后的1#試樣為雙態組織，表現為3~5μm的等軸初生α相均勻分布在β基體中。該組織狀態下TC18鈦合金的斷后伸長率較大，抗拉強度和沖擊韌性略低，這是因為變形后初生α相的等軸化程度高，協調變形能力較強，在變形中能夠激發多個柱面a和c+a位錯等滑移系，因而塑性好，但其抵抗變形的能力相對較低，故拉伸斷口呈現出大量韌窩。經單相區鍛造和兩相區熱處理后的3#試樣為網籃組織，初生α相呈現短棒狀，軸徑比較小，初生α相以網籃狀分布在β基體中，因而呈現出較好的沖擊韌性和抗拉強度，這是因為短棒α相的片層厚度小于等軸α相的直徑，阻礙位錯運動的能力較強。不管是單相區還是兩相區鍛造的2#、4#試樣，經單相區熱處理后，得到的組織均為典型的魏氏組織，晶界附近存在較厚的片層，α相的長寬比相對較大，呈現出較高的強度和較低的斷后伸長率，沖擊韌性也較低，拉伸斷口呈現出混合斷裂特征，包括韌窩和解理臺階。綜合考量，TC18鈦合金經單相區鍛造和兩相區熱處理后，綜合性能最優。
3、結論
(1)TC18鈦合金經兩相區鍛造和兩相區熱處理后，得到典型的雙態組織，其斷后伸長率較高，強度和沖擊韌性相對較低。
(2)TC18鈦合金經單相區鍛造和兩相區熱處理后，得到典型的網籃組織，其初生α相呈短棒狀，長徑比較小，具有較高的強度和沖擊韌性，兼具良好的塑性，綜合力學性能最優。
(3)TC18鈦合金不論是在兩相區還是在單相區鍛造，經過單相區熱處理后均得到魏氏組織，α相的長徑比較大。
(4)TC18鈦合金試樣經兩相區熱處理后，拉伸斷口呈現出明顯的塑性斷裂特征；經單相區熱處理后，拉伸斷口存在韌窩和解理臺階形貌，呈現出混合斷裂特征。
(5)TC18鈦合金組織中的等軸α相在變形時能夠激活多個滑移系，合金呈現出較好的塑性，而片層和短棒狀α相只能激活單一的滑移系，因而合金的塑性較差。
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