TC2鈦合金是一種典型的α+β型鈦合金，主要化學(xué)成分為Ti-4Al-1.5Mn，其優(yōu)異的抗氧化性能和出色的力學(xué)性能使其成為高溫結(jié)構(gòu)應(yīng)用的理想材料，廣泛應(yīng)用于航空航天、能源、化工設(shè)備以及高溫容器等領(lǐng)域。隨著中國航空航天事業(yè)的快速發(fā)展，對鈦合金在高溫等極端環(huán)境下的性能要求日益提高，焊接制造工藝優(yōu)化對其服役性能的影響也受到廣泛關(guān)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(huán)境下的力學(xué)性能對于確保結(jié)構(gòu)安全性和服役可靠性至關(guān)重要。

現(xiàn)有研究已從多個(gè)層面探討了鈦合金的高溫性能演變。部分學(xué)者從顯微組織角度出發(fā)，分析了不同鈦合金（如Ti600、Ti-60）的組織相變規(guī)律和微觀結(jié)構(gòu)特征對高溫力學(xué)性能的影響。也有學(xué)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(xué)性能的關(guān)系進(jìn)行了研究。王華等通過控制熱處理?xiàng)l件，探討了TC11鈦合金的顯微組織與性能變化。另外，還有學(xué)者直接展開了高溫拉伸試驗(yàn)研究，對Ti65、TB17、TC21、TA15、Ti60等鈦合金進(jìn)行了力學(xué)性能測試和對比分析，為高溫服役設(shè)計(jì)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(xué)性能的研究仍顯不足?，F(xiàn)有研究主要關(guān)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(tǒng)的高溫力學(xué)性能評估及相應(yīng)的預(yù)測模型。

因此，本研究通過穩(wěn)態(tài)拉伸試驗(yàn)，系統(tǒng)地研究了TC2鈦合金在20~700℃范圍內(nèi)的力學(xué)性能（包括彈性模量、屈服強(qiáng)度、極限強(qiáng)度和斷后伸長率），并將試驗(yàn)結(jié)果與國內(nèi)鋼結(jié)構(gòu)規(guī)范的模型預(yù)測結(jié)果和已有同類TC4鈦合金實(shí)測值進(jìn)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(jī)制對力學(xué)性能的影響。在此基礎(chǔ)上，還推導(dǎo)了TC2鈦合金在高溫下力學(xué)性能的預(yù)測模型，可為工程設(shè)計(jì)中合理選材和確保高溫環(huán)境下結(jié)構(gòu)安全性提供可靠依據(jù)。

1、試驗(yàn)材料與方法

1.1試樣制備

試驗(yàn)選用直徑φ40mm的TC2鈦合金棒材作為試驗(yàn)材料，化學(xué)成分見表1。高溫拉伸試樣按GB/T228.2-2015《金屬材料拉伸試驗(yàn)第2部分：高溫試驗(yàn)方法》規(guī)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(zhuǎn)換接頭與試驗(yàn)機(jī)穩(wěn)定連接。

表1 TC2鈦合金的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）

1.2拉伸試驗(yàn)方法

高溫單軸拉伸試驗(yàn)在MTS370電液伺服試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)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(yàn)過程中，使用MTS653高溫爐對試樣進(jìn)行加熱，該爐溫控范圍為100~900℃，可實(shí)現(xiàn)長度為100mm的恒溫帶。為確保溫度在整個(gè)恒溫帶內(nèi)均勻分布，爐內(nèi)設(shè)置了上、中、下3個(gè)區(qū)間的電阻絲加熱，并在相應(yīng)位置布置了熱電偶進(jìn)行實(shí)時(shí)的溫度監(jiān)控。試樣表面同樣也布置測溫?zé)犭娕紒砭_測量試樣的溫度，確保試驗(yàn)過程中試樣溫度與爐內(nèi)溫度保持一致。

本次試驗(yàn)選擇了8個(gè)溫度工況，分別為20（室溫）、100、200、300、400、500、600和700℃。為獲得穩(wěn)定的高溫力學(xué)性能數(shù)據(jù)，采用穩(wěn)態(tài)加載方式進(jìn)行。每次加熱至目標(biāo)溫度后，在該溫度下保持15min，以確保爐內(nèi)溫度和試樣溫度均勻分布。試驗(yàn)通過位移控制進(jìn)行加載，加載速率為0.02mm/s，直至試樣破壞。整個(gè)加載過程中的應(yīng)變數(shù)據(jù)由MTS632接觸式引伸計(jì)進(jìn)行測量，并通過數(shù)據(jù)采集系統(tǒng)以40Hz的頻率進(jìn)行記錄，以確保數(shù)據(jù)的準(zhǔn)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(jìn)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(jié)構(gòu)表征的試樣均采用標(biāo)準(zhǔn)金相技術(shù)進(jìn)行切割和制備，然后利用蔡司AXIOImagerM2m光學(xué)顯微鏡（OM）以及加速電壓20kV的OXFORDApreos場發(fā)射掃描電鏡（SEM）進(jìn)行觀察，采用Pro-imaging軟件對顯微孔洞、晶間β相面積分?jǐn)?shù)進(jìn)行定量分析。

2、高溫拉伸試驗(yàn)結(jié)果

2.1應(yīng)力-應(yīng)變曲線

TC2鈦合金在不同溫度下的拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線如圖2所示。根據(jù)曲線形態(tài)大致分為3個(gè)階段：彈性階段、硬化階段和軟化階段。在所有試驗(yàn)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(guān)。在曲線的初始階段，應(yīng)力隨應(yīng)變線性增加，并迅速達(dá)到屈服強(qiáng)度；隨后，應(yīng)力、應(yīng)變的關(guān)系變?yōu)榉蔷€性，直至達(dá)到極限強(qiáng)度。超過極限強(qiáng)度后，應(yīng)力隨著應(yīng)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(qiáng)度和極限強(qiáng)度逐漸下降。在300、400℃下，應(yīng)力-應(yīng)變曲線表現(xiàn)出相似的形態(tài)，直到軟化階段才出現(xiàn)差異。在600、700℃下，硬化階段結(jié)束較為迅速，軟化階段則表現(xiàn)得更加平緩。

2.2高溫力學(xué)性能

TC2鈦合金的高溫力學(xué)性能對于高溫環(huán)境下的結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)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(qiáng)度（fy,T）、極限強(qiáng)度（fu,T）以及斷后伸長率（AT）等參數(shù)會顯著影響其在極端環(huán)境中的適用性和可靠性。本研究中，力學(xué)性能的折減系數(shù)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(jié)構(gòu)防火技術(shù)規(guī)范》中對結(jié)構(gòu)鋼高溫力學(xué)性能的描述模型，結(jié)合已有的TC4鈦合金高溫力學(xué)性能實(shí)測值，對TC2鈦合金高溫力學(xué)性能進(jìn)行了對比分析。TC2鈦合金的高溫力學(xué)性能計(jì)算結(jié)果匯總于表2。

表2 不同溫度下TC2鈦合金的高溫力學(xué)性能及折減系數(shù)

圖3為TC2鈦合金高溫力學(xué)性能折減系數(shù)與GB51249-2017模型預(yù)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(shù)（ET/E20）和GB51249-2017模型預(yù)測值均呈現(xiàn)顯著下降趨勢。然而，二者的下降速率表現(xiàn)出一定的差異：GB51249-2017模型預(yù)測值下降速率持續(xù)增大而后減小，而TC2鈦合金在200℃出現(xiàn)拐點(diǎn)，表現(xiàn)為先增大后減小再增大的變化趨勢。在100~500℃溫度范圍內(nèi)，TC2鈦合金彈性模量折減系數(shù)略低于GB51249-2017模型預(yù)測值，最大偏差出現(xiàn)在200℃。在500~600℃時(shí)，TC2彈性模量折減系數(shù)與GB51249-2017模型預(yù)測值非常接近。然而，在700℃時(shí)，TC2彈性模量折減系數(shù)為0.378，高于GB51249-2017預(yù)測值0.210?？傮w來看，GB51249-2017中模型在100~500℃區(qū)間內(nèi)的預(yù)測存在一定的偏差，彈性模量被高估，在500~600℃的中高溫區(qū)間，其預(yù)測結(jié)果與試驗(yàn)值高度吻合，在700℃時(shí)，其預(yù)測偏于保守，低估了材料的彈性模量。

由于TC2鈦合金的應(yīng)力-應(yīng)變曲線沒有明顯的屈服平臺，且在GB51249-2017規(guī)范中未明確規(guī)定高溫下屈服強(qiáng)度確定采用的偏移應(yīng)變水平?；谕ㄓ梅椒?，試驗(yàn)采用0.2%偏移應(yīng)變來確定TC2鈦合金的有效屈服強(qiáng)度（f0.2,T）。圖3(b)為TC2鈦合金屈服強(qiáng)度折減系數(shù)（f0.2,T/f0.2,20）與GB51249-2017模型預(yù)測值及TC4鈦合金實(shí)測值的比較?？梢钥闯觯?dāng)溫度低于600℃時(shí)，TC2鈦合金屈服強(qiáng)度折減系數(shù)明顯低于GB51249-2017預(yù)測值，尤其在300℃時(shí)，預(yù)測值為1.000，而TC2鈦合金的實(shí)測值僅為0.662。這表明，在中低溫區(qū)間內(nèi)，GB51249-2017對鈦合金屈服強(qiáng)度的預(yù)測存在較大偏差，可能會高估材料的實(shí)際承載能力。然而，在600~700℃高溫下，TC2鈦合金的實(shí)測值與GB51249-2017預(yù)測值基本吻合。與TC4鈦合金相比，TC2鈦合金在200~700℃范圍內(nèi)均表現(xiàn)出較高的屈服強(qiáng)度折減系數(shù)，尤其在500℃時(shí)，TC2和TC4鈦合金的屈服強(qiáng)度折減系數(shù)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(qiáng)度折減系數(shù)呈現(xiàn)下降趨勢，但其在整個(gè)溫度范圍內(nèi)的屈服強(qiáng)度性能均優(yōu)于TC4鈦合金，這表明TC2鈦合金在高溫條件下具備優(yōu)越的承載能力。

圖3(c)為TC2鈦合金極限強(qiáng)度折減系數(shù)（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(qiáng)度折減系數(shù)均呈現(xiàn)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(nèi)出現(xiàn)波動，先減小后增大，而TC4鈦合金的下降速率則較為平穩(wěn)。在200~600℃范圍內(nèi)，TC2鈦合金的極限強(qiáng)度折減系數(shù)略高于TC4，最大偏差出現(xiàn)在400℃。在600~700℃高溫下，TC2和TC4鈦合金的極限強(qiáng)度折減系數(shù)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(guī)律趨于相似。值得注意的是，在700℃時(shí)，TC2和TC4鈦合金的極限強(qiáng)度折減系數(shù)均降至約0.214，降低了80%，表明在高溫環(huán)境下，兩種鈦合金的材料性能衰減接近極限狀態(tài)。

圖3(d)為TC2鈦合金的斷后伸長率折減系數(shù)（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(shù)表現(xiàn)出不同的變化規(guī)律。對于TC2鈦合金，斷后伸長率折減系數(shù)隨著溫度升高逐漸增大，且增長速率也逐步加快，表現(xiàn)出較強(qiáng)的溫度依賴性；而TC4鈦合金則呈現(xiàn)出先增大后減小的趨勢。在200~400℃范圍內(nèi)，TC2和TC4鈦合金的斷后伸長率折減系數(shù)非常接近，且未表現(xiàn)出明顯的增長。當(dāng)溫度達(dá)到400℃時(shí)，TC2和TC4鈦合金的斷后伸長率折減系數(shù)均出現(xiàn)顯著增加，這表明在此溫度范圍內(nèi)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(shù)增長速率進(jìn)一步加快，并在800℃時(shí)達(dá)到最大值，此后迅速下降。總體而言，TC2和TC4鈦合金在200~700℃溫度范圍內(nèi)斷后伸長率折減系數(shù)表現(xiàn)接近。

綜上，隨著溫度的升高，TC2鈦合金的彈性模量、屈服強(qiáng)度、極限強(qiáng)度的折減系數(shù)呈現(xiàn)先快速下降（20~100℃溫區(qū)），然后下降速率變緩（200~500℃溫區(qū)），最后下降速率急速增加（600~700℃溫區(qū)）的規(guī)律；斷后伸長率折減系數(shù)則先呈現(xiàn)較為平緩，保持基本不變（20~500℃溫區(qū)），后急速增加（600~700℃溫區(qū)）的規(guī)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(biāo)距段發(fā)生斷裂，斷裂特征隨著溫度的升高表現(xiàn)出明顯的變化。在20、100℃下，斷裂面平整且光滑，未出現(xiàn)明顯的塑性變形，表現(xiàn)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(xiàn)頸縮現(xiàn)象，表現(xiàn)出一定的延展性。當(dāng)溫度升高至600、700℃時(shí)，試樣的斷裂特征發(fā)生顯著變化，呈現(xiàn)出典型的杯錐形斷口，斷后伸長率顯著增加，頸縮現(xiàn)象更加明顯，表現(xiàn)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(qiáng)，斷裂特性逐步從脆性轉(zhuǎn)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(lán)紫色（600、700℃）。TC2鈦合金氧化顏色差異的本質(zhì)主要是氧化膜厚引起的光干涉效應(yīng)，以及高溫氧化產(chǎn)生的TiO₂晶體結(jié)構(gòu)變化共同作用的結(jié)果。

圖5為不同拉伸溫度下，TC2鈦合金的拉伸斷口中心區(qū)域的微觀形貌?？梢姡煌瑴囟认略嚇訑嗫诘奈⒂^形貌均為等軸韌窩，同時(shí)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(qū)的塑性變形能力增強(qiáng)。當(dāng)溫度升高至600、700℃時(shí)，斷口的微觀形貌發(fā)生明顯變化，韌窩深度較大，出現(xiàn)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(qū)域的橫截面顯微組織。觀察發(fā)現(xiàn)20~500℃拉伸溫度下，體心立方（BCC）晶體結(jié)構(gòu)的晶間β相（黑色條狀形貌）和密排六方（HCP）晶體結(jié)構(gòu)的α相（白色形貌）面積分?jǐn)?shù)未見明顯變化，其中晶間β相面積分?jǐn)?shù)在10%左右，α相面積分?jǐn)?shù)高達(dá)90%（見圖6(a~c)）。當(dāng)溫度升高至600、700℃時(shí)，晶間β相面積分?jǐn)?shù)增加至13%左右，相對應(yīng)的α相面積分?jǐn)?shù)有一定程度下降（見圖6(d)），這說明當(dāng)溫度升高至600、700℃時(shí)，由于接近β相區(qū)溫度，發(fā)生一定程度的α→β轉(zhuǎn)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(yīng)溫度下斷口附近顯微孔洞和晶間β相面積分?jǐn)?shù)。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(zhuǎn)變?yōu)檠剌S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(fā)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(jié)構(gòu)（見圖8(a)），在300~500℃時(shí)，α相和晶間β相層狀結(jié)構(gòu)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(yàn)后發(fā)現(xiàn)層片狀α相的破碎形貌一致，該現(xiàn)象可能是由晶界分裂機(jī)制導(dǎo)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?jǐn)?shù)（%）

從表3可以得出，隨著溫度升高，顯微孔洞含量呈現(xiàn)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?jǐn)?shù)呈現(xiàn)先增加，后有一定程度下降，然后又升高的趨勢，相對應(yīng)的α相含量呈現(xiàn)相反的變化趨勢。在20~100℃時(shí)，晶間β相面積分?jǐn)?shù)在11.0%~12.9%；當(dāng)溫度升高至200~300℃時(shí)，晶間β相面積分?jǐn)?shù)增加了幾乎一倍；400~500℃晶間β相面積分?jǐn)?shù)下降約5%；600~700℃晶間β相面積含量在400~500℃的基礎(chǔ)上增加了10%左右。上述晶間β相面積分?jǐn)?shù)較圖6對應(yīng)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(yīng)力為相變提供驅(qū)動力，由于變形過程中溶質(zhì)元素的擴(kuò)散條件和擴(kuò)散特征與未變形不同，兩相的平衡狀態(tài)發(fā)生變化，從而促進(jìn)或抑制相變。同時(shí)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(dǎo)變形，晶間β相提供一定延展性，位錯(cuò)運(yùn)動相對容易，變形應(yīng)力促進(jìn)了晶間β相析出。當(dāng)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(zhuǎn)變溫度下變形，變形過程儲存的能量導(dǎo)致了系統(tǒng)偏離平衡狀態(tài)，某種程度會抑制α→β相的轉(zhuǎn)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(fā)生應(yīng)力誘發(fā)馬氏體相轉(zhuǎn)變，這會減弱β相的穩(wěn)定性，變形變得相對困難，這也解釋了彈性模量、屈服強(qiáng)度、極限強(qiáng)度的折減系數(shù)在200~500℃下降速率變緩。根據(jù)Clausius-Clapeyron方程，變形溫度越高，應(yīng)力誘發(fā)馬氏體相轉(zhuǎn)變的臨界應(yīng)力就越大，因此，提高變形溫度（600~700℃）抑制了應(yīng)力誘發(fā)馬氏體析出，增強(qiáng)β相的穩(wěn)定性，使得該溫度區(qū)間的力學(xué)性能有大幅度變化。

2.4預(yù)測模型

GB51249-2017標(biāo)準(zhǔn)僅提供了彈性模量和屈服強(qiáng)度的高溫折減預(yù)測模型，且其對TC2鈦合金高溫力學(xué)性能的預(yù)測效果并不理想。為更準(zhǔn)確地描述TC2鈦合金在高溫條件下的力學(xué)性能變化規(guī)律，本文基于試驗(yàn)實(shí)測數(shù)據(jù)，并參照GB51249-2017中多項(xiàng)式形式預(yù)測模型，推導(dǎo)了新的預(yù)測模型，用于預(yù)測TC2鈦合金的彈性模量折減系數(shù)（E_T/E₂₀）、屈服強(qiáng)度折減系數(shù)（f^0.2,T/f_0.2,20）、極限強(qiáng)度折減系數(shù)（f_u,T/f_u,20）以及斷后伸長率折減系數(shù)（AT/A20）的演化情況，如公式（1）~（4）所示：

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

3、結(jié)論

隨著拉伸溫度升高，TC2鈦合金的彈性模量、屈服強(qiáng)度和極限強(qiáng)度均呈下降趨勢，但整體性能優(yōu)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(qū)間增長速率顯著加快。此外，與GB51249-2017中模型預(yù)測值相比，600℃以下TC2鈦合金的彈性模量和屈服強(qiáng)度折減系數(shù)存在一定偏差，而在600~700℃范圍內(nèi)預(yù)測結(jié)果較為吻合。

拉伸試驗(yàn)溫度升高，導(dǎo)致TC2鈦合金的斷裂模式由脆性斷裂向延性斷裂轉(zhuǎn)變，其斷口形貌由平整光滑逐步演變?yōu)楸F狀特征，微觀韌窩加深，塑性顯著提升。其力學(xué)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(nèi)呈非線性波動，分別在200~300℃與600~700℃達(dá)到峰值，而在400~500℃降至低谷，并與力學(xué)性能變化趨勢對應(yīng)。在600~700℃區(qū)間，變形應(yīng)力促使β相穩(wěn)定化，從而提高材料的延展性。

基于實(shí)測數(shù)據(jù)構(gòu)建了TC2鈦合金的彈性模量、屈服強(qiáng)度、極限強(qiáng)度和斷后伸長率的折減預(yù)測模型，各模型預(yù)測值與實(shí)測值在20~700℃范圍內(nèi)基本吻合，回歸系數(shù)均介于0.989~0.999之間，擬合精度較高。

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（注，原文標(biāo)題：TC2鈦合金的高溫力學(xué)性能及預(yù)測模型）