摘 要 深海潛水器耐壓殼材料的服役可靠性直接關乎深潛器的作業安全，鈦合金因其優異的深海環境服役性能成為制造深潛器耐壓殼的關鍵材料。本文從深潛器用鈦合金的種類出發，詳細介紹了鈦合金室溫蠕變、低周疲勞及保載疲勞等主要失效形式的最新研究進展，歸納了鈦合金保載疲勞的主要影響因素、微觀損傷機制及壽命預測模型，以期為新型高強低保載效應的高性能鈦合金研發提供參考。最后，提出了目前深潛器用鈦合金構件服役可靠性評價亟待解決的若干問題和可能的研究方向。

關鍵詞 深潛器，鈦合金，保載疲勞，服役可靠性

海洋中蘊藏著豐富的自然資源，維護海洋權益、開發海洋資源受到越來越多瀕海國家的重視。深海潛水器是進行水下作業的重要裝備，經過多年的發展，載人深潛器的最大下潛深度已突破 10000 m。服役過程中隨著下潛深度的增加，深潛器所承受的海水壓力隨之增大；此外，隨著深潛器載人數量的增多，需要在保證材料承載能力的同時對深潛器耐壓殼體進行減重處理，這就要求服役的材料具有高的比強度；同時，為了抵抗海浪的沖擊，還要求材料具有與強度匹配的塑韌性，特別是深潛器在服役過程中通常經歷“下潛-水下作業-上浮”3 個階段，對應“加載-保載-卸載”3 個承載過程，其中“保載”過程是指構件在峰值應力作用下保持一定時間的一種承載條件。在水下長期作業過程中，耐壓殼體需要多次重復上述作業過程，因此，要求服役材料具有高的抵抗蠕變變形和保載疲勞損傷的能力，以及在海洋環境下服役的抗應力腐蝕能力；同時，良好的焊接性能是耐壓殼材料經沖壓/鑄造成型的半球瓜瓣狀殼體可焊性的必要保障。

鈦合金由于具有高的比強度、良好的綜合力學性能、無磁性和耐腐蝕等一系列優點，已成為深潛器的重要構件用材料，特別是用作耐壓球殼材料。目前，4500 m 及以上的載人艙球殼材料幾乎全部采用鈦合金。值得一提的是，20 世紀 60 年代，前蘇聯曾采用鈦合金制造了全球唯一的全鈦合金核潛艇，成為人類歷史上的工業瑰寶，然而，深潛器用鈦合金構件的安全服役性能更受矚目。 

本文從深潛器用鈦合金的種類、主要服役性能及保載疲勞微觀機制等方面對其研究現狀進行了綜合評述；提出了目前相關研究存在的問題與未來發展方向，旨在為深潛器耐壓球殼的選材和新材料的研發以及耐壓球殼的服役可靠性評價提供參考。

1 鈦合金的典型組織結構

Ti 具有 2 種同素異構體，分別為具有 hcp 結構的 α 相和 bcc 結構的 β 相。當溫度超過其同素異構轉變溫度時，α-Ti 轉變為 β-Ti，純 Ti 的 β 轉變溫度約為 882℃，合金元素會影響合金相變點和退火后的相組成。根據鈦合金的相組成，可將其分為 α 型、α＋β 型及 β 型鈦合金 3 大類，若再細分還包括近 α 型與近 β 型。α 型和近 α 型鈦合金具有良好的焊接性、塑性以及熱穩定性等優點，主要應用于高溫環境及海洋環境中；近 β 型和 β 型鈦合金中含有較多的 Mo、Cr、V 等 β 相穩定元素，可通過熱處理調控使其獲得較高的強度；α+β 型鈦合金同時含有 α 和 β 相穩定元素，具有較好的綜合力學性能，其強度一般高于 α 型鈦合金，在諸多領域有廣泛的應用。

α 相在鈦合金中有 2 種形態，即板條 α 相和等軸 α 相，根據合金中 α 相的形態和分布可將鈦合金的顯微組織分為等軸(equiaxed)組織、雙態(bimodal)組織、網籃(basketweave)組織及片層(lamellar)組織 4 類。在等軸組織中，α 相基本以等軸狀的晶粒存在，隨著 β 基體中次生 α 相含量的增加，等軸組織轉變為雙態組織，一般可通過在兩相區上部溫度進行熱處理獲得；網籃組織不含有初生 α相，其特點是次生 α相及 β片層相互編織成網籃狀，其β晶粒變得非常粗大；片層組織的β晶粒內存在大量取向一致的片狀α集束，其性能對片層厚度很敏感。此外，鈦合金的組織還包括強度高但塑性差的魏氏(Widmannstatten)組織、馬氏體組織及具有良好熱穩定性的三態(tri-modal)組織等，而具有雙態組織的鈦合金具有良好的綜合力學性能，通常將其作為合金的最終服役組織。 

2 深潛器用鈦合金種類

作為深潛器關鍵件的耐壓殼，由于服役時需要承受巨大的海水壓力，其結構設計和選材對于深潛器的設計起決定作用。當前，萬米級大深度載人潛水器已是深潛器發展的主流，因此，對深潛器耐壓殼材料的服役可靠性提出了越來越高的要求，此類耐壓殼目前主要采用高強度鋼與鈦合金 2 種材料制造，表 1 列出了目前國內、外主要載人深潛器用材料的相關設計參數，其中高強鋼的強度高、價格適中，但是其密度較大，不利于深潛器在深度下潛時對重力及浮力的控制，其應用受到了一定的限制，目前普遍采用鈦合金進行制造。

表 1 國內外主要載人深潛器用材料的相關設計參數

可見，目前主流的載人深潛器耐壓殼材料主要集中在 TC4、TC4 ELI、Ti80 及 Ti62A 4 種，Ti6211 (Ti-6Al-2Nb-1Ta-0.8Mo)合金雖然在著名的 Alvin 深潛器上成功應用，但由于該合金焊接時常出現開裂問題而被逐漸棄用。TC4、TC4 ELI、Ti80 及 Ti62A 4 種典型鈦合金的基本力學性能指標列于表 2。總體來看，前 3 種材料的力學性能相差不大，室溫拉伸強度均可達 900 MPa 左右，而 Ti62A 強度最高，屈服強度可達 1200 MPa。Ti62A 是近年來中國科學院金屬研究所楊銳團隊為我國“奮斗號”全海深載人潛水器用載人艙研制的一種更高性能的 α+β 鈦合金材料，屬于 Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si-X 系合金。在韌性和可焊性與 TC4合金相當的前提下，Ti62A合金的強度得到了大幅的提升，從而成功地解決了載人艙球殼水下萬米承載的材料難題，可在滿足下潛深度時盡可能減小壁厚，目前關于該合金服役可靠性的報道相對較少，仍需開展相關研究工作。TC4 合金強度次于 Ti62A，是目前應用最廣泛的一種鈦合金，其名義成分為 Ti-6Al-4V，是典型的 α＋β 型鈦合金，因其具有良好的強韌性匹配、較好的熱穩定性等優良的綜合性能而被廣泛應用于航空航天、生物醫學等領域，在深潛器的制造方面也得到了重要應用。此外，為了進一步提高鈦合金的斷裂韌性和疲勞裂紋擴展抗力等損傷容限性能，通過降低間隙元素 C、N和 O 及雜質元素含量，在 TC4 鈦合金的基礎上改進得到了 TC4 ELI (extra-low-interstitial)超低間隙鈦合金， 雖然其強度略有下降，但因其具有良好的耐沖擊、耐腐蝕性及焊接性能，被廣泛應用于航空航天、石油化工、海洋環境以及生物醫學等領域，已逐步取代 TC4 合金，成為目前制造深潛器耐壓殼的關鍵材料。

 Ti80 合金(國標牌號 TA31，名義成分為 Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo)是我國于 20 世紀 80 年代自主研制的一種近 α 型鈦合金，其主要合金元素 Al 是 α 相穩定元素，也是最主要的固溶強化元素，可擴大 α 相區， 并提高合金的焊接性能；其中的 Mo 與 Nb 元素具有 β 相穩定化作用，也可溶于 α 相起到固溶強化作用；中性元素 Zr 也可對合金起到強化的作用，提高合金沖壓性能與焊接性能。與 α + β 型的 TC4 及 TC4 ELI 合金相比，Ti80 合金強度稍低，但具有更好的焊接性能及塑韌性，綜合性能優于 TC4 合金，非常適合在海洋環境中使用，主要用于我國船舶結構件、深潛器耐壓殼體及高壓容器的制造，同時在化工行業也有廣闊的應用前景。

表2 TC4、TC4 ELI、Ti80 及 Ti62A 鈦合金的基本力學性能指標

3 深潛器耐壓殼用鈦合金服役性能研究現狀

根據深潛器耐壓殼用鈦合金服役特點，目前國內外學者主要從室溫蠕變、低周疲勞及保載疲勞 3 個方面對深潛器耐壓殼用鈦合金的服役可靠性進行評價。 

3.1 室溫蠕變性能 

鈦合金的一個特點是室溫下(< 0.25Tm，Tm 為熔點)容易發生蠕變變形，與高溫蠕變相比，鈦合金的室溫蠕變速率較慢，其蠕變過程一般分為初始蠕變和穩態蠕變兩個階段。目前對鈦合金室溫蠕變機制仍然沒有形成統一的理論。人們普遍認為鈦合金的室溫蠕變變形主要由 α 相內的位錯滑移引起。Neeraj等用鈦合金相對低的應變硬化指數解釋了鈦合金室溫蠕變現象，并基于位錯運動解釋了合金蠕變速率的變化。他們認為，Al 原子與 Ti 原子的短程有序引起位錯的平面滑移，導致位錯交互作用減少，因此，與其他金屬材料相比，鈦合金更易于發生室溫蠕變。室溫蠕變會對合金的服役可靠性產生不利影響。一方面，室溫蠕變將導致構件尺寸發生變化；另一方面，還會對合金的疲勞等其他力學性能產生不利影響。隨著人們對潛水器服役安全性的日益重視，鈦合金的室溫蠕變性能受到越來越多的關注。 

首先，外加應力大小影響室溫蠕變性能。有研究發現，即使在 80%屈服強度的外加應力作用下，TC4 合金仍可發生室溫蠕變，特別是在應力水平不低于合金屈服強度的85%時，合金室溫蠕變較為明顯。對于 Ti80 合金的室溫壓縮及壓縮蠕變性能研究發現，合金室溫壓縮屈服強度為 870 MPa，壓縮蠕變應力閾值為 656 MPa，當外加應力小于該應力閾值時，合金只發生初始蠕變；許玲玉等發現，合金可進入蠕變第二階段的臨界應力為 518 MPa。

其次，合金的組織結構也會影響室溫蠕變性能。經兩相區退火及再結晶退火后的 TC4 合金的蠕變速率較 β相區退火后的合金的蠕變速率高，片層組織往往具有更好的抗室溫蠕變性能。對于 TC4 ELI合金來說，網籃組織比雙態組織具有更低的蠕變速率，2 種組織類型合金的飽和蠕變應力閾值分別為 734.8 和 724.9 MPa，是其各自屈服強度的 0.792 倍，修正的 Norton 方程(1)和(2)可分別描述該合金雙態組織及網籃組織的穩態蠕變特性，當外加應力σ大于各自的飽和蠕變應力閾值時，可以得到相應的穩態蠕變速率εs 。表 3 給出了 TC4 ELI 及 Ti80 合金的室溫蠕變性能數據，部分數據可在圖 1 中更直觀地反映出來。通過對比不同合金種類及組織類型的穩態蠕變速率可見，Ti80 合金的穩態蠕變速率遠大于 TC4 ELI 合金，這主要是由于與 TC4 ELL 合金相比，Ti80 合金中有更多的易發生蠕變的 hcp 結構 α 相，而 TC4 ELL 合金的網籃組織中片層 α 相相互編織，可以抑制位錯的滑移，具有網籃組織的合金的抗蠕變變形能力相比雙態組織更強。

此外，合金元素 Mo 會影響合金的抗蠕變性。席國強研究了 Mo 當量依次降低的 Ti62A、 TC4及 Ti6242 合金的室溫蠕變性能，在歸一化蠕變應力均為各自屈服強度的 95%時，Ti62A 的抗蠕變性最好，其次為 TC4 合金，相關數據可參見表 3 。 

蠕變所造成的合金塑性應變會對其后續疲勞性能產生不利影響。室溫蠕變塑性變形后的 TC4 合金的疲勞壽命降低，一方面是由于試樣尺寸變化對應截面積減少，從而導致試樣所承受的真應力增大；另一方面，合金變形后其內部損傷加大，也加速了合金疲勞失效。 

表 3 TC4 ELI、Ti80 及 Ti6242 合金的室溫蠕變特性統計表

Note: σmax—maximum stress, εs   —steady-state creep rate, Tc—creep time, εT—total strain

圖 1 不同應力水平下 Ti80[34]和 TC4 ELI[36]合金的壓縮穩態蠕變速率

3.2 低周疲勞性能 

低周疲勞斷裂是深潛器用鈦合金服役的失效方式之一，目前關于深潛器耐壓殼用鈦合金低周疲勞的研究主要集中在以下幾個方面。

(1) 加載條件(應變幅及應力幅大小等)。首先，隨著應變幅的增加，TC4 與 TC4 ELI 合金的低周疲勞壽 命均顯著降低；其次，在相同應變幅下，TC4 合金的低周疲勞壽命低于 TC4 ELI 合金，如圖 2a 所示；在室溫應力控制條件下，TC4 合金會發生顯著的循環蠕變變形，隨著應力幅的增加，TC4 ELI 及 Ti80 合金的低周疲勞壽命降低，且在相同應力比下，Ti80 合金的低周疲勞壽命稍高于 TC4 ELI 合金。此外，在恒應力幅控制下，加載頻率越高、應力比越低，則 Ti62A 合金的疲勞壽命越高。 

(2) 組織類型。合金的低周疲勞壽命還受其顯微組織的影響，在相同應力幅下，雙態組織 TC4 ELI 的 疲勞壽命高于魏氏組織合金的疲勞壽命，如圖 2b所示。Ti80 合金也有類似的規律，這主要是由于雙態組織具有更強的抵抗疲勞裂紋萌生能力，對低周疲勞壽命的影響很大。在裂紋擴展方面，片層組織 TC4 ELI 合金的疲勞裂紋閉合程度比短棒狀 α 組織合金的要高，從而減小了有效裂紋長度，并使疲勞 裂紋擴展路徑更為曲折。與雙態組織 Ti80 合金對比發現，片層組織合金的疲勞裂紋擴展速率也較低。就片層組織而言，析出大量次生 α 相的雙片層組織的 Ti80 合金，其疲勞裂紋擴展速率低于具有全片層組織的，這是由于較薄的片層及析出相對疲勞裂紋擴展具有阻礙作用。 

(3) 缺口疲勞。針對耐壓殼材料服役時可能出現的缺口及應力集中問題，劉天福等研究了不同缺口應力集中系數對 TC4 ELI 合金循環響應特性的影響。結果表明，光滑試樣在總應變幅為 0.9%和 0.8%下僅 存在循環軟化現象，在應變幅為 0.5%及 0.4%下，可觀察到先循環硬化后循環軟化特征，在應變幅為 0.5% 及 0.4%下，呈現出先循環硬化后循環飽和的特性；而缺口試樣在循環初期均發生了循環硬化，在低應變 幅控制下的循環變形后期，表現出循環二次硬化特性。此外，基于循環載荷作用過程中滯回能建立了相 對疲勞裂紋萌生壽命模型，可較好地預測 TC4 ELI合金在具有較低缺口應力集中系數及高應變幅條件下低 周疲勞的相對疲勞裂紋萌生壽命。

圖 2 應變控制下的 TC4[52]與 TC4 ELI 合金[30]及應力控制下不同顯微組織 TC4 ELI 合金的低周疲勞壽命

3.3 保載疲勞 

人們對鈦合金保載疲勞效應的認識源于 1972 年末至 1973 年初 Rolls-Royce 公司生產的鈦合金航空發 動機葉片發生過早失效，從而發現鈦合金的疲勞性能不能再用簡單的“加載-卸載”的三角波載荷譜來描述。考慮到飛機從起飛到降落的整個服役過程為“起飛-巡航-降落”，發動機葉片的載荷譜類似于梯形 波，巡航階段的高應力保載階段對于材料的疲勞壽命具有顯著影響，鈦合金的保載疲勞問題隨之受到越來越多的關注。目前研究的合金主要聚焦在用于制造航空構件的諸如IMI834、TC4及Ti6242等鈦合金，研究工作主要圍繞合金的微觀組織和外部加載條件的影響，以及保載疲勞性能預測模型的建立等方面，而針對深潛器用鈦合金保載疲勞方面開展的研究仍然不足。 

表4 匯總了 TC4，TC4 ELI 及 Ti62A 合金的室溫保載疲勞性能的研究數據，而有關 Ti80 合金保載疲勞方面的研究仍需開展大量工作。目前在 TC4 合金保載疲勞的研究方面，選用的組織多為作為服役組織的等軸組織或雙態組織。影響鈦合金室溫保載疲勞性能的主要因素包括以下方面： 

(1) 組織類型。總體而言，鈦合金保載疲勞敏感性由高到低的組織順序為：等軸初生 α 相、集束組織、 魏氏組織/網籃組織。研究發現，具有網籃組織的 Timetal 685和 Ti6242 合金基本不具有保載疲勞敏感性，這主要是由于網籃組織中存在的 α 變體對合金蠕變變形具有抑制作用，且與 β 轉變組織相比，保載疲勞裂紋在初生 α 相內擴展的速率更快。

(2) 初生 α 相比例。隨著合金中初生 α 相比例的減少，合金的強度得到提高，合金的保載疲勞及純疲 勞壽命均得到提高。研究發現，當初生 α 相體積分數從 36%升高至 76%時，TC4 合金的屈服強度降低了近 90 MPa；在同一應力水平下，合金的純疲勞壽命與保載疲勞壽命均降低，相應地，合金的保載系數(dwell debit，定義為純疲勞壽命 Nf與保載疲勞壽命 Ndf之比)由 2 降到 1.2。

(3) 微織構及晶粒尺寸。研究表明，微織構會對鈦合金保載疲勞性能產生重要影響，微織構有利于保載疲勞裂紋的萌生，與晶粒尺寸的影響相比，初生 α相的晶體取向對合金保載疲勞壽命的影響更大，減小晶粒尺寸尤其是軟晶粒尺寸，且降低微織構強度可以降低合金保載疲勞敏感性。

(4) 保載加載條件(峰值應力、保載時間和應力比等)。Wang 和 Cui發現，隨著峰值應力的降低，TC4  ELI 合金保載疲勞敏感性降低，當最大應力小于合金屈服強度的 70%時，保載疲勞壽命近似等于純疲勞壽命；此外，隨著保載時間的增加，合金的保載疲勞壽命降低，而當保載時間超過 120 s 后，保載時間的影 響降低，相關數據參見圖 3。同樣地，保載時間對 TC4 合金保載疲勞壽命的影響也非常顯著。研究發現，當峰值應力為屈服強度的 95%時，保載時間從 1 s 增加到 10 s，合金的保載疲勞壽命降低了約 33%；Sun 等研究發現，隨著應力比的增加，保載疲勞壽命增加，與單獨的蠕變或疲勞加載條件相比，保載疲勞和純疲勞載荷的交互作用加速了 TC4 ELI 試樣的破壞。Song 等對 Ti62A 合金開展了不同加載及卸載時間的保載疲勞實驗，結果表明，保載疲勞壽命隨加載及卸載時間的增加而降低，且試樣形狀會影響保載疲勞壽命；截面積相同時，同一加載條件的圓形截面試樣保載疲勞壽命高于方形截面試樣。 

鈦合金的抗疲勞裂紋擴展能力對保載疲勞壽命有重要影響，加載條件對保載疲勞裂紋擴展速率的影響不可忽視。與低周疲勞相比，保載疲勞的裂紋擴展速率更快，保載時間顯著影響保載疲勞裂紋擴展速率，隨著保載時間的增加，TC4合金的裂紋擴展速率顯著增加，對保載疲勞壽命產生不利影響，且初生 α 相體積分數越大，保載時間對裂紋擴展速率的影響越大。此外，應力比與應力幅值也會影響保載疲勞裂紋擴展速率，在低應力比、高應力幅值的加載條件下，塑性變形更易快速累積，裂紋擴展速率更快。此外，預蠕變變形或保載疲勞過程中產生的塑性應變會使試樣截面積減少，使得試樣所所承受的真應力增大，合金的保載疲勞裂紋萌生與擴展更容易。

(5) 合金元素及氫含量。與 β 相含量較少的 α 及近 α 合金相比，TC4、Ti62A 等 α＋β 合金中 β 相穩定元素含量及 β 相體積分數較高，此類合金具有更低的保載疲勞敏感性。此外，Mo 元素含量會影響鈦合金的保載疲勞性能，邱建科等通過對 Ti624x (x = 2~6) 合金進行保載疲勞實驗發現，Mo 元素會促進合金熱處理過程中片層 α的形核，從而降低合金保載疲勞敏感性。氫元素雖然不是鈦合金存在保載效應的根本原因，但對合金保載疲勞的復雜影響仍是不能忽視的，尚需要開展進一步的研究工作。

表4 TC4、TC4 ELI 及 Ti62A 鈦合金室溫保載疲勞性能

Note: Th—dwell time, R—stress ratio, Ndf —dwell fatigue life

圖 3 不同保載時間及應力水平下 TC4 ELI 合金的保載疲勞壽命

3.3.1 保載疲勞損傷的微觀機制 

雖然人們對鈦合金保載疲勞的研究已有近 50 年的歷史，但對鈦合金保載疲勞微觀機制的理解仍不全面。目前，關于鈦合金保載疲勞損傷微觀機制主要有應力重分配模型和載荷釋放(load shedding)模型，此 外，還有其他相關機制或觀點。具體為： 

(1) 應力重分配模型。該模型的主要觀點為：假定一對軟/硬(有利位錯開動取向/不利位錯開動取向)晶 粒受到恒定應力的作用，由于不同取向的 α 晶粒具有不同的彈性模量及屈服強度，軟/硬晶粒將分別發生 不同的應變，而晶粒變形需要相互協調，導致軟/硬晶粒內部應力不一致，硬晶粒的應力大于軟晶粒，從而導致保載疲勞裂紋萌生。此外，保載疲勞裂紋一般萌生于試樣次表面，在裂紋萌生區域可觀察到解理小平面，這些小平面通常與應力軸垂直或傾斜，沿初生α相基面形成。對于解理小平面的形成， Bache 引入了 Stroh 模型，認為位錯會在軟晶粒內滑移，并在相鄰硬晶粒的邊界處發生塞積，從而在硬取向晶粒中會引起剪切應力并促使滑移帶的形成，在外加循環拉應力和附加剪切應力的不斷作用下，造成疲勞裂紋沿硬晶粒基面滑移帶萌生。該模型為理解保載疲勞解理小平面形成提供了一定幫助，但其并未解釋保載疲勞損傷的時間依賴性，相應的位錯行為也需要進一步開展研究。

(2) 載荷釋放模型。雖然鈦合金的宏觀應變速率敏感性與其他金屬相比并無顯著差異，但低對稱性的 hcp 結構 α 相固有的彈塑性各向異性會對合金的局部應力及位錯運動造成影響，也使軟、硬晶粒組合對力學性能產生重要影響。Hasija 等通過建立應變速率相關的晶體彈塑性模型來理解合金在不同應變速率下蠕變及保載疲勞過程中的整體和局部力學行為，并提出了時間依賴性的載荷釋放模型。該模型考慮了鈦合金 α相本身的各向異性和變形的時間依賴性，認為局部應力集中和應力重分配是時間的函數，滑移首先發生在軟取向的晶粒上，而硬晶粒應變小，為了保持應變協調性，軟/硬晶粒會盡量保持同一應變，合金在保載過程中，軟晶粒將部分載荷轉移到硬晶粒，軟晶粒中應力減小，而硬晶粒中尤其是晶界附近的應力不斷增加，產生應力集中，保載時間越長、應變速率敏感指數越大，則應力集中越嚴重，最終形成裂紋。

Dunne 等進一步系統地研究了晶粒取向對載荷釋放的影響，建立了晶體塑性模型。他們發現，當晶粒組合由 c 軸近似垂直于和平行于加載軸的軟和硬晶粒組成，且其中軟晶粒的柱面滑移系的滑移面與加載軸法線方向夾角為 70的軟-硬-軟的晶粒組合時，晶界的局部應力最高，也最容易形成解理小平面，將其命名為“rogue grain combination”；當應變速率敏感指數 m 和保載時間增加時，硬取向晶粒中的局部應 力增大，最終導致疲勞裂紋萌生。Venkatramani等發現，晶界處的載荷釋放對軟晶粒的尺寸更為敏感。 

(3) 冷蠕變相關的機制。除上述 2 個保載疲勞機制外，還有觀點認為鈦合金保載疲勞問題的關鍵是合金的室溫蠕變即“冷蠕變”。保載疲勞往往具有比普通疲勞更大的應變，且保載疲勞應變曲線與蠕變曲線非常相似，說明保載階段合金發生了冷蠕變，而如前文所述，室溫蠕變對疲勞性能不利，一般地，保載疲勞累積應變越大，保載疲勞壽命越低，這也可以解釋為何具有網籃組織的合金具有較低的保載疲勞敏感性。此外，冷蠕變過程中往往出現變形局部化，導致應力集中，增加了疲勞裂紋萌生的傾向。因此，進一步研究鈦合金室溫蠕變相關機制，降低保載疲勞過程中的冷蠕變，對鈦合金保載疲勞性能的提高有重要意義。

(4) 應變速率敏感性相關的機制。雖然保載疲勞裂紋的萌生與合金中軟/硬晶粒組合有關，但其他多晶金屬材料如鋼鐵材料中，并不存在明顯的保載疲勞敏感性，因此軟/硬取向晶粒組合似乎也并不能從根本上徹底解釋鈦合金保載效應的本質。載荷釋放模型表明，應變速率敏感性對鈦合金的保載效應具有重要影響，近年來，鈦合金的應變速率敏感問題得到越來越多的關注。Zheng 等研究了二維離散位錯塑性的應變速率敏感性，結果表明，在低應變速率下(<103 s -1 )，速率敏感性主要來自于位錯的熱激活過程， 即釘扎的位錯脫離障礙的過程；在保載期間位錯密度顯著增加，這是由于在持續應力作用下，位錯源持續激活及脫離障礙的能力隨著時間的推移逐漸增強。鈦合金 α 相主要有柱面滑移、基面滑移及錐面滑移 3 種滑移系，雖然基面及柱面滑移都易開動，但基面滑移比柱面滑移具有更高的應變速率敏感性，保載有利于軟晶粒中基面滑移激活并造成更大的載荷釋放，開裂可能優先出現在軟(基面滑移)-硬晶粒組合，因此，硬晶粒內部的局部高應力可能不是導致基面滑移的直接原因，而保載階段長時間施加 應力造成應力集中對疲勞裂紋的形成有更大的作用；此外，不同晶體取向的 α 晶粒應變速率敏感性也不同，具有較弱保載效應的 Ti6246 鈦合金晶粒的應變速率敏感性與晶體取向無關，而具有較強保載效應的 Ti6242 合金則表現出強烈的晶體取向依賴性。盡管目前人們在理解鈦合金保載效應的應變速率敏感性方面做了大量工作，但為何基面滑移與柱面滑移的應變速率敏感性不同以及應變速率敏感性如何影響保載疲勞裂紋萌生等問題，尚需開展深入研究。

(5) β 相及次生 α 相的影響機制。除了相鄰初生 α 相的晶體取向對合金的保載疲勞性能有影響外，β 相及次生 α 相的影響也不可忽視。β 相阻礙了合金中位錯在 α-β-α 基體內的滑移，這種阻礙作用隨 β 相板條厚度的增加而增加，這主要是由于板條 β 相的存在導致了位錯塞積，與無 β 相相比，增加了位錯塞積的位置，但降低了每個應力集中處塞積位錯的數量，這有利于減少疲勞過程中合金的變形局部化；然而，板條 β 相本身對保載效應的減少有限，伴隨 β 板條產生的多種 α 變體對抑制位錯塞積和應力集中起了更大的作用，這可能也是網籃組織比集束組織(colony structure)具有更低保載疲勞敏感性的原因。對含有小體積分數初生 α 相的 Ti6242s 合金的保載疲勞性能研究發現，初生 α 相晶體取向與 β 轉變區中 α  + β 集束排列方向之間的關系是影響初生 α 相位錯行為的關鍵。Zeng 等對 TC4 合金局部初生 α 相-次生 α 相(αp - αs)組合損傷程度的定量表征發現，與發生大量滑移的初生 αp 相相鄰的次生 αs 相在長時間疲勞載荷作用下逐漸發生損傷，這進一步加劇了合金的疲勞損傷。

3.3.2 保載疲勞壽命預測模型 

基于上述的保載疲勞微觀機制，人們對鈦合金的保載疲勞壽命進行了預測，按照建模方法的不同可將預測模型分為以下 3 類。 

(1) 基于晶體塑性有限元的模擬計算。Anahid 等提出了一種鈦合金保載疲勞裂紋萌生模型，該模型利用在晶體塑性有限元多晶微結構模擬中計算的變量，通過塑性變形梯度來考察各滑移系的相互作用及裂紋萌生行為，有效地預測了疲勞裂紋形核所需循環周次和裂紋形核位置，計算結果與實驗基本吻合。Xu 等通過建立離散位錯塑性模型，模擬保載過程中位錯的運動，也實現了對保載疲勞壽命的可靠預測，將實驗結果與預測模型結合證實了在保載過程中 Ti-834 合金軟取向晶粒中開動的柱面滑移導致位錯在硬晶粒的晶界處塞積，形成應力集中，并促使相鄰硬晶粒中的基面位錯形核。該模型可以較好地預測累積應變及保載疲勞壽命。 

(2) 基于蠕變和疲勞的耦合作用的壽命預測。保載疲勞可看成是蠕變和疲勞的耦合作用，并可據此預測鈦合金的保載疲勞壽命。Peng 等將保載時間和應力水平作為關鍵變量，劃分了保載和疲勞兩個區域。在高應力區，蠕變和棘輪效應顯著，斷裂方式為大變形引起的韌性斷裂，增加保載時間對疲勞壽命影響顯著；而在低應力區，斷裂方式為典型的疲勞斷裂，在此基礎上，他們提出了基于疲勞、蠕變和棘輪效應的保載疲勞壽命預測模型，模型預測結果與實驗結果吻合較好。Wang 等將峰值應力-疲勞壽命曲線劃分為近似蠕變作用區、蠕變和疲勞混合作用區以及疲勞作用區。通過改變保載時間可以獲得與蠕變壽命相接近的對應的保載飽和時間(當保載時間增加至某臨界值時，保載疲勞壽命基本不隨保載時間增加而減小，該臨界值為保載飽和時間)和臨界峰值應力 σA，當保載疲勞與純疲勞應力-壽命曲線重合時，可確定轉折峰值應力 σB。據此，他們獲得 TC4 ELI 合金的保載飽和時間、σA、σB值分別為 120 s、0.85σs和 0.55σs。在疲勞壽命評估方法中，線性累積損傷準則是常用的方法，即將蠕變疲勞損傷定義為疲勞損傷與蠕變損傷的線性和，當蠕變損傷采用延性耗竭理論評估時，保載疲勞壽命幾乎與保載時間、峰值應力和微觀結 構無關，可作為一種通用的保載疲勞壽命預測方法。 

(3) 基于軟/硬晶粒晶界應力松弛的壽命預測。Zeng 等提出了“應力松弛誘導應力重分配模型”， 如圖 4a 所示。當對軟/硬晶粒施加應力 σa后，較軟的初生 α 相先發生塑性變形，開動的位錯在 αp - αs晶界處塞積并引起應力集中，借助 Maxwell 應力松弛模型，假設 αp - αs晶界為彈簧，次生 α 相為阻尼器 (見圖 4b)，保載加載后晶界處的塞積應力 σ0使彈簧發生彈性變形，初生 α 相晶界向相鄰次生 α 相內弓出；當 σ0足夠大時，彈簧的部分彈性應變轉變為阻尼器的塑性應變，即 αp - αs晶界的部分彈性應變轉變為次生 α 相的塑性應變，應力得到松弛。基于這一微觀機理，依據初生 α 相塑性變形開動的位錯數量可計算出 σ0，如圖 4c所示，并由此給出了保載疲勞過程中次生 α 相的塑性應變εs-cal計算公式：

式中，Lp為 N 個循環之后初生 α 相的應變，b 為 Burgers 矢量模，η為黏彈性系數，E 為 Young’s 模量，t 為保載時間，每個循環周次的保載時間為 60 s。次生 α 相的塑性變形計算結果與準原位實驗測得的結果接近。圖 4d給出了保載疲勞加載過程中 αp - αs晶界處的局部應力變化示意圖，其中 σc為發生塑性變形的臨界應力，應力超過該值時，發生塑性變形，低于該值時，發生彈性變形。“應力松弛誘導應力重分配模型”闡明了雙態鈦合金中軟硬不同的初生 α 相與次生 α 相在保載疲勞過程中的應力松弛行為，闡述了較軟初生 α 相中高集中應力通過應力松弛向較硬次生 α 相中重分配，從而進一步導致保載過程中次生 α 相損傷程度增加的物理過程，為定量預測保載疲勞損傷提供了參考。

圖 4 應力松弛示意圖，Maxwell 模型，初生 α 相晶粒塑性變形示意圖及應力松弛過程示意圖

4 結語與展望

綜上所述，目前人們在鈦合金構件服役可靠性方面開展了一系列工作，特別是針對在航空用鈦合金的保載疲勞等方面開展了大量的實驗和理論研究工作，但是，針對深海用鈦合金構件服役可靠性評價與壽命預測尚有大量的問題尚未澄清，未來可能需要從以下幾個方面開展相關研究。 

(1) 針對深海服役條件下鈦合金構件保載疲勞失效微觀機理的基礎研究。截至目前，針對深潛器用鈦合金服役可靠性的研究工作主要是關注鈦合金材料單一力學性能指標的優劣，而對構件在服役條件下綜合力學性能的評價、特別是深潛器耐壓殼服役條件下的諸多影響因素(應力類型、溫度、腐蝕)的綜合考量研究得尚不夠充分。針對具有焊接結構的鈦合金構件，其保載疲勞失效機制，鈦合金及其焊接結構件在靜載荷下的冷蠕變、交變載荷下的低周疲勞及保載疲勞載荷下的損傷機制、多種加載模式間的內在聯系及與服役環境間的交互作用，仍需要開展深入系統的研究。 

(2) 基于數據驅動的鈦合金構件深海服役條件下的可靠性評價與壽命預測。如何通過大量的實驗研究，建立鈦合金構件保載疲勞服役性能數據庫，基于已有的保載疲勞的微觀機制，建立物理模型驅動的機器學習模型，對深海服役條件下鈦合金構件的服役壽命進行預測，實現數據驅動的鈦合金構件服役可靠性及壽命的有效評估；根據構件的不同服役特點選擇最優匹配的鈦合金材料，建立高精度、通用性好的耐壓殼服役壽命預測模型和數據庫，為在役構件服役可靠性的快速評價提供數字化工具。

(3) 開發具有高強度、低保載效應的高性能鈦合金材料。目前，有關保載疲勞微觀機制的描述主要集中在二維尺度上，無法詳細描述位錯三維空間的交互作用、微裂紋形核及擴展等過程，因此，有必要將模型擴展到三維尺度。在進一步理解保載疲勞失效機理的基礎上，根據構件的服役特性，從鈦合金及其構件的成形、加工、熱處理等方面全方位地對合金的組織結構進行調控，獲得最優的服役組織結構，從而開發出具有高強度和低保載效應的鈦合金。