TC2鈦合金是一種典型的α+β型鈦合金，主要化學成分為Ti-4Al-1.5Mn，其優異的抗氧化性能和出色的力學性能使其成為高溫結構應用的理想材料，廣泛應用于航空航天、能源、化工設備以及高溫容器等領域。隨著中國航空航天事業的快速發展，對鈦合金在高溫等極端環境下的性能要求日益提高，焊接制造工藝優化對其服役性能的影響也受到廣泛關注。在制造和服役過程中，鈦合金需承受高溫、高壓等極端工況，因此，精確評估其在高溫環境下的力學性能對于確保結構安全性和服役可靠性至關重要。

現有研究已從多個層面探討了鈦合金的高溫性能演變。部分學者從顯微組織角度出發，分析了不同鈦合金（如Ti600、Ti-60）的組織相變規律和微觀結構特征對高溫力學性能的影響。也有學者聚焦于熱處理工藝及宏觀性能評估。莫曉飛等對ZTA29鑄造鈦合金的熱處理工藝與高溫力學性能的關系進行了研究。王華等通過控制熱處理條件，探討了TC11鈦合金的顯微組織與性能變化。另外，還有學者直接展開了高溫拉伸試驗研究，對Ti65、TB17、TC21、TA15、Ti60等鈦合金進行了力學性能測試和對比分析，為高溫服役設計提供了重要參考。然而，相比于其他鈦合金，對TC2鈦合金高溫力學性能的研究仍顯不足。現有研究主要關注TC2鈦合金焊縫與母材性能以及高溫變形行為，尚缺乏系統的高溫力學性能評估及相應的預測模型。

因此，本研究通過穩態拉伸試驗，系統地研究了TC2鈦合金在20~700℃范圍內的力學性能（包括彈性模量、屈服強度、極限強度和斷后伸長率），并將試驗結果與國內鋼結構規范的模型預測結果和已有同類TC4鈦合金實測值進行了對比分析，深入探討了不同溫度下的失效模式、微觀組織以及相變機制對力學性能的影響。在此基礎上，還推導了TC2鈦合金在高溫下力學性能的預測模型，可為工程設計中合理選材和確保高溫環境下結構安全性提供可靠依據。

1、試驗材料與方法

1.1試樣制備

試驗選用直徑φ40mm的TC2鈦合金棒材作為試驗材料，化學成分見表1。高溫拉伸試樣按GB/T228.2-2015《金屬材料拉伸試驗第2部分：高溫試驗方法》規范制備，取樣位置及試樣幾何形狀與尺寸如圖1所示，兩端加工出30mm長的M12螺紋，通過轉換接頭與試驗機穩定連接。

表1 TC2鈦合金的化學成分（質量分數，%）

1.2拉伸試驗方法

高溫單軸拉伸試驗在MTS370電液伺服試驗機上進行，最大額定荷載為100kN，加載行程±75mm，最大加載速度為50mm/s。試驗過程中，使用MTS653高溫爐對試樣進行加熱，該爐溫控范圍為100~900℃，可實現長度為100mm的恒溫帶。為確保溫度在整個恒溫帶內均勻分布，爐內設置了上、中、下3個區間的電阻絲加熱，并在相應位置布置了熱電偶進行實時的溫度監控。試樣表面同樣也布置測溫熱電偶來精確測量試樣的溫度，確保試驗過程中試樣溫度與爐內溫度保持一致。

本次試驗選擇了8個溫度工況，分別為20（室溫）、100、200、300、400、500、600和700℃。為獲得穩定的高溫力學性能數據，采用穩態加載方式進行。每次加熱至目標溫度后，在該溫度下保持15min，以確保爐內溫度和試樣溫度均勻分布。試驗通過位移控制進行加載，加載速率為0.02mm/s，直至試樣破壞。整個加載過程中的應變數據由MTS632接觸式引伸計進行測量，并通過數據采集系統以40Hz的頻率進行記錄，以確保數據的準確性和可靠性。

1.3宏微觀組織表征

對完成拉伸測試的試樣進行宏微觀斷口形貌和顯微組織分析，其中微觀組織觀察面分別為斷口附近的縱截面和靠近夾持段的橫截面。用于微觀結構表征的試樣均采用標準金相技術進行切割和制備，然后利用蔡司AXIOImagerM2m光學顯微鏡（OM）以及加速電壓20kV的OXFORDApreos場發射掃描電鏡（SEM）進行觀察，采用Pro-imaging軟件對顯微孔洞、晶間β相面積分數進行定量分析。

2、高溫拉伸試驗結果

2.1應力-應變曲線

TC2鈦合金在不同溫度下的拉伸應力-應變曲線如圖2所示。根據曲線形態大致分為3個階段：彈性階段、硬化階段和軟化階段。在所有試驗溫度下，曲線未觀察到明顯的屈服平臺，這可能與TC2合金的成分和熱處理工藝密切相關。在曲線的初始階段，應力隨應變線性增加，并迅速達到屈服強度；隨后，應力、應變的關系變為非線性，直至達到極限強度。超過極限強度后，應力隨著應變的增長下降，直至斷裂。隨著溫度的升高，曲線中的彈性部分逐漸縮短，且斜率明顯減小，屈服強度和極限強度逐漸下降。在300、400℃下，應力-應變曲線表現出相似的形態，直到軟化階段才出現差異。在600、700℃下，硬化階段結束較為迅速，軟化階段則表現得更加平緩。

2.2高溫力學性能

TC2鈦合金的高溫力學性能對于高溫環境下的結構設計和安全評估具有重要意義。材料在高溫條件下的彈性模量（ET）、屈服強度（fy,T）、極限強度（fu,T）以及斷后伸長率（AT）等參數會顯著影響其在極端環境中的適用性和可靠性。本研究中，力學性能的折減系數被定義為高溫下性能值與室溫性能值的比值，以表征高溫對材料性能的影響。本研究參考了GB51249-2017《建筑鋼結構防火技術規范》中對結構鋼高溫力學性能的描述模型，結合已有的TC4鈦合金高溫力學性能實測值，對TC2鈦合金高溫力學性能進行了對比分析。TC2鈦合金的高溫力學性能計算結果匯總于表2。

表2 不同溫度下TC2鈦合金的高溫力學性能及折減系數

圖3為TC2鈦合金高溫力學性能折減系數與GB51249-2017模型預測值的對比。由圖3(a)可見，隨著溫度的升高，TC2鈦合金彈性模量折減系數（ET/E20）和GB51249-2017模型預測值均呈現顯著下降趨勢。然而，二者的下降速率表現出一定的差異：GB51249-2017模型預測值下降速率持續增大而后減小，而TC2鈦合金在200℃出現拐點，表現為先增大后減小再增大的變化趨勢。在100~500℃溫度范圍內，TC2鈦合金彈性模量折減系數略低于GB51249-2017模型預測值，最大偏差出現在200℃。在500~600℃時，TC2彈性模量折減系數與GB51249-2017模型預測值非常接近。然而，在700℃時，TC2彈性模量折減系數為0.378，高于GB51249-2017預測值0.210。總體來看，GB51249-2017中模型在100~500℃區間內的預測存在一定的偏差，彈性模量被高估，在500~600℃的中高溫區間，其預測結果與試驗值高度吻合，在700℃時，其預測偏于保守，低估了材料的彈性模量。

由于TC2鈦合金的應力-應變曲線沒有明顯的屈服平臺，且在GB51249-2017規范中未明確規定高溫下屈服強度確定采用的偏移應變水平?；谕ㄓ梅椒?，試驗采用0.2%偏移應變來確定TC2鈦合金的有效屈服強度（f0.2,T）。圖3(b)為TC2鈦合金屈服強度折減系數（f0.2,T/f0.2,20）與GB51249-2017模型預測值及TC4鈦合金實測值的比較?？梢钥闯觯敎囟鹊陀?00℃時，TC2鈦合金屈服強度折減系數明顯低于GB51249-2017預測值，尤其在300℃時，預測值為1.000，而TC2鈦合金的實測值僅為0.662。這表明，在中低溫區間內，GB51249-2017對鈦合金屈服強度的預測存在較大偏差，可能會高估材料的實際承載能力。然而，在600~700℃高溫下，TC2鈦合金的實測值與GB51249-2017預測值基本吻合。與TC4鈦合金相比，TC2鈦合金在200~700℃范圍內均表現出較高的屈服強度折減系數，尤其在500℃時，TC2和TC4鈦合金的屈服強度折減系數分別為0.573和0.450，差異明顯?？傮w來看，隨著溫度升高，TC2鈦合金屈服強度折減系數呈現下降趨勢，但其在整個溫度范圍內的屈服強度性能均優于TC4鈦合金，這表明TC2鈦合金在高溫條件下具備優越的承載能力。

圖3(c)為TC2鈦合金極限強度折減系數（fu,T/fu,20）隨溫度變化的情況。隨著溫度的升高，TC2和TC4鈦合金的極限強度折減系數均呈現顯著的下降趨勢。然而，兩者的變化特征存在一定差異：TC2鈦合金的下降速率在溫度范圍內出現波動，先減小后增大，而TC4鈦合金的下降速率則較為平穩。在200~600℃范圍內，TC2鈦合金的極限強度折減系數略高于TC4，最大偏差出現在400℃。在600~700℃高溫下，TC2和TC4鈦合金的極限強度折減系數逐漸趨于一致，差別極小。這表明，在極高溫度下，兩種鈦合金的材料性能衰減規律趨于相似。值得注意的是，在700℃時，TC2和TC4鈦合金的極限強度折減系數均降至約0.214，降低了80%，表明在高溫環境下，兩種鈦合金的材料性能衰減接近極限狀態。

圖3(d)為TC2鈦合金的斷后伸長率折減系數（AT/A20）的變化趨勢。可以看出，隨著溫度的升高，TC2和TC4鈦合金的斷后伸長率折減系數表現出不同的變化規律。對于TC2鈦合金，斷后伸長率折減系數隨著溫度升高逐漸增大，且增長速率也逐步加快，表現出較強的溫度依賴性；而TC4鈦合金則呈現出先增大后減小的趨勢。在200~400℃范圍內，TC2和TC4鈦合金的斷后伸長率折減系數非常接近，且未表現出明顯的增長。當溫度達到400℃時，TC2和TC4鈦合金的斷后伸長率折減系數均出現顯著增加，這表明在此溫度范圍內材料的塑性變形能力得到大幅提升。特別是TC4鈦合金，在600℃后其斷后伸長率折減系數增長速率進一步加快，并在800℃時達到最大值，此后迅速下降?？傮w而言，TC2和TC4鈦合金在200~700℃溫度范圍內斷后伸長率折減系數表現接近。

綜上，隨著溫度的升高，TC2鈦合金的彈性模量、屈服強度、極限強度的折減系數呈現先快速下降（20~100℃溫區），然后下降速率變緩（200~500℃溫區），最后下降速率急速增加（600~700℃溫區）的規律；斷后伸長率折減系數則先呈現較為平緩，保持基本不變（20~500℃溫區），后急速增加（600~700℃溫區）的規律。

2.3拉伸斷裂模式

TC2鈦合金高溫拉伸試樣的宏觀斷口形貌如圖4所示。試樣基本在標距段發生斷裂，斷裂特征隨著溫度的升高表現出明顯的變化。在20、100℃下，斷裂面平整且光滑，未出現明顯的塑性變形，表現出典型的脆性斷裂特征。隨著溫度升高至200~500℃，試樣的斷裂面逐漸變得粗糙，開始出現頸縮現象，表現出一定的延展性。當溫度升高至600、700℃時，試樣的斷裂特征發生顯著變化，呈現出典型的杯錐形斷口，斷后伸長率顯著增加，頸縮現象更加明顯，表現出明顯的塑性變形。這表明隨著拉伸溫度的升高，TC2鈦合金的塑性顯著提高，材料在高溫下的變形能力增強，斷裂特性逐步從脆性轉向韌性。此外，隨著拉伸溫度的升高，TC2鈦合金試樣表面氧化程度加重，顏色變化明顯，總體趨勢為銀白色（20、100℃）?銀灰色（200、300℃）?黃棕色（400、500℃）?藍紫色（600、700℃）。TC2鈦合金氧化顏色差異的本質主要是氧化膜厚引起的光干涉效應，以及高溫氧化產生的TiO₂晶體結構變化共同作用的結果。

圖5為不同拉伸溫度下，TC2鈦合金的拉伸斷口中心區域的微觀形貌?？梢?，不同溫度下試樣斷口的微觀形貌均為等軸韌窩，同時隨著溫度的升高，韌窩平均直徑變化不大，尺寸在0.03~0.04mm。在20、100℃下，韌窩較為平坦。隨著溫度升高至200~500℃，韌窩有一定深度，說明微區的塑性變形能力增強。當溫度升高至600、700℃時，斷口的微觀形貌發生明顯變化，韌窩深度較大，出現大量顯微孔洞，孔洞被拉長，孔洞之間的撕裂更加劇烈，說明塑性變形能力明顯增加。

圖6為不同拉伸溫度下TC2鈦合金試樣靠近夾持段未明顯變形區域的橫截面顯微組織。觀察發現20~500℃拉伸溫度下，體心立方（BCC）晶體結構的晶間β相（黑色條狀形貌）和密排六方（HCP）晶體結構的α相（白色形貌）面積分數未見明顯變化，其中晶間β相面積分數在10%左右，α相面積分數高達90%（見圖6(a~c)）。當溫度升高至600、700℃時，晶間β相面積分數增加至13%左右，相對應的α相面積分數有一定程度下降（見圖6(d)），這說明當溫度升高至600、700℃時，由于接近β相區溫度，發生一定程度的α→β轉變，較α相高溫塑性更好的晶間β相含量增加，從而提高了材料的塑性。

圖7、圖8為不同溫度下TC2鈦合金拉伸斷口附近縱截面組織形貌，表3為對應溫度下斷口附近顯微孔洞和晶間β相面積分數。從圖7可以看出，20~500℃下，顯微孔洞均呈等軸形貌，600、700℃下，顯微孔洞轉變為沿軸向分布的條狀形貌。20~700℃溫度下，α相和晶間β相均沿軸向拉長并發生一定程度的變形，放大觀察可見，20~200℃溫度下，α相和晶間β相形貌呈沿軸向的層狀結構（見圖8(a)），在300~500℃時，α相和晶間β相層狀結構有一定程度破碎（見圖8(b)），α相和晶間β相在600~700℃呈碎片顆粒狀（見圖8(c)），這與Koike等在對TC4鈦合金800℃等溫壓縮試驗后發現層片狀α相的破碎形貌一致，該現象可能是由晶界分裂機制導致。

表 3 不同溫度下 TC2 鈦合金的拉伸斷口附近各組織面積分數（%）

從表3可以得出，隨著溫度升高，顯微孔洞含量呈現線性逐漸增加趨勢，但變化不明顯，不超過2.5%。晶間β相面積分數呈現先增加，后有一定程度下降，然后又升高的趨勢，相對應的α相含量呈現相反的變化趨勢。在20~100℃時，晶間β相面積分數在11.0%~12.9%；當溫度升高至200~300℃時，晶間β相面積分數增加了幾乎一倍；400~500℃晶間β相面積分數下降約5%；600~700℃晶間β相面積含量在400~500℃的基礎上增加了10%左右。上述晶間β相面積分數較圖6對應溫度下整體存在明顯增加。這可能是由于熱變形過程中，變形應力為相變提供驅動力，由于變形過程中溶質元素的擴散條件和擴散特征與未變形不同，兩相的平衡狀態發生變化，從而促進或抑制相變。同時隨著溫度的升高（200~300℃），開動的滑移面和滑移系增加，α相主導變形，晶間β相提供一定延展性，位錯運動相對容易，變形應力促進了晶間β相析出。當溫度升高至400~500℃，晶間β相含量有一定程度下降，這是由于：一方面，Liu等指出鈦合金在β轉變溫度下變形，變形過程儲存的能量導致了系統偏離平衡狀態，某種程度會抑制α→β相的轉變，故晶間β相的含量會有一定程度下降；另一方面，鈦合金通過變形會發生應力誘發馬氏體相轉變，這會減弱β相的穩定性，變形變得相對困難，這也解釋了彈性模量、屈服強度、極限強度的折減系數在200~500℃下降速率變緩。根據Clausius-Clapeyron方程，變形溫度越高，應力誘發馬氏體相轉變的臨界應力就越大，因此，提高變形溫度（600~700℃）抑制了應力誘發馬氏體析出，增強β相的穩定性，使得該溫度區間的力學性能有大幅度變化。

2.4預測模型

GB51249-2017標準僅提供了彈性模量和屈服強度的高溫折減預測模型，且其對TC2鈦合金高溫力學性能的預測效果并不理想。為更準確地描述TC2鈦合金在高溫條件下的力學性能變化規律，本文基于試驗實測數據，并參照GB51249-2017中多項式形式預測模型，推導了新的預測模型，用于預測TC2鈦合金的彈性模量折減系數（E_T/E₂₀）、屈服強度折減系數（f^0.2,T/f_0.2,20）、極限強度折減系數（f_u,T/f_u,20）以及斷后伸長率折減系數（AT/A20）的演化情況，如公式（1）~（4）所示：

通過回歸分析，新推導模型的回歸系數介于0.989~0.999之間，擬合精度較高。圖9為新推導模型的預測值與TC2鈦合金實測值的對比情況。可以看出，模型預測值與實測值在演化趨勢和具體數值上基本吻合，表明新推導模型具有較高的預測精度。需要注意的是，由于本文所參照的TC2鈦合金力學性能實測數據的溫度范圍為20~700℃，因此新推導模型的適用性也限于該溫度范圍內。超出此范圍的高溫預測效果需進一步試驗驗證或修正優化。

3、結論

隨著拉伸溫度升高，TC2鈦合金的彈性模量、屈服強度和極限強度均呈下降趨勢，但整體性能優于TC4鈦合金，而斷后伸長率隨溫度升高而逐步增加，在600~700℃高溫區間增長速率顯著加快。此外，與GB51249-2017中模型預測值相比，600℃以下TC2鈦合金的彈性模量和屈服強度折減系數存在一定偏差，而在600~700℃范圍內預測結果較為吻合。

拉伸試驗溫度升高，導致TC2鈦合金的斷裂模式由脆性斷裂向延性斷裂轉變，其斷口形貌由平整光滑逐步演變為杯錐狀特征，微觀韌窩加深，塑性顯著提升。其力學性能演化受溫度軟化與晶間β相變化的共同作用。β相面積含量在20~700℃內呈非線性波動，分別在200~300℃與600~700℃達到峰值，而在400~500℃降至低谷，并與力學性能變化趨勢對應。在600~700℃區間，變形應力促使β相穩定化，從而提高材料的延展性。

基于實測數據構建了TC2鈦合金的彈性模量、屈服強度、極限強度和斷后伸長率的折減預測模型，各模型預測值與實測值在20~700℃范圍內基本吻合，回歸系數均介于0.989~0.999之間，擬合精度較高。

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（注，原文標題：TC2鈦合金的高溫力學性能及預測模型）