隨著全球能源危機日益加劇，核能作為一種高效、優質能源，備受世界各國矚目[1]。我國在核能領域已取得顯著成就，核電發電量位居世界前列，但其發電量僅占全國總發電量的5%，與世界平均水平及實現碳中和目標下預測的占比（約20%）相比，仍有很大提升空間[2]。核用結構材料的設計、選擇和應用是核能裝備穩定安全運行的關鍵[3–4]。鈦合金因具有高比強度、低密度、耐腐蝕性、抗氧化性、高溫穩定性以及低中子截面等特點，在輕型核動力裝置和核廢物處理設備等核能工程中受到廣泛關注。盡管鈦合金并非傳統的核用材料，但有系統的性能數據、成熟的生產能力，使其有望成為新一代核能工程的結構材料和中小功率核動力裝置反應堆外殼的候選材料[5–6]。核用結構材料在服役過程中會產生離位損傷、相變、腫脹、蠕變以及核嬗變等輻照效應[7–8]，不同程度降低鈦合金的力學性能，對核裝備安全運行和壽命產生影響。因此，本文系統總結不同輻照環境下核用鈦合金的組織演變、力學性能退化過程及其機理，提出核用鈦合金性能的潛在發展方向，為開發具有優異抗輻照損傷性能的鈦合金提供新的視角和策略。

1、鈦合金在核領域的應用

1.1　核電站中的應用

鈦及鈦合金常被用于壓水堆（PWR）二次冷卻回路的冷凝器管（如圖1）、汽輪機葉片、換熱器、連接用法蘭和反應堆系統的連接器等結構材料，建造一座氫-水反應堆裝置所需的鈦消耗量約為1350噸鈦半成品[9–11]。日本學者將TiAl合金設計為穩態托卡馬克反應堆的包層結構材料[12]。包層模塊以厚度分為2個區域：可更換包層（30cm）和永久包層（20cm）。可更換包層內含繁殖單元，可以吸收高能中子，從而在反應堆中產生新的核燃料如氚，同時還可以吸收中子以控制反應，2個運行年后進行更換。為了減少放射性廢物的量，永久包層與可更換包層分開，并在核電壽命內留在反應堆中。TiAl合金不僅具有良好的高溫性能，而且具有良好的抗輻射性和低中子活化度[13]。此外，Ti-6Al-4V和Ti-5Al-2.5Sn合金已被作為核聚變反應堆中屏蔽罩模塊的柔性連接件，工作溫度為150~260℃，中子輻照劑量不超過0.2dpa[14]。美國將火箭運載器核動力發動機用于執行外太空航天器推進任務，利用反應堆加熱液氫、反應堆冷卻劑和推進劑，功率超過1100MW，全功率運行時穩態溫度范圍為–250~2500℃。考慮將CPTi、Ti-6Al-4V和Ti8Al-1Mo-1V等合金作為反應堆核心外低溫（<–200℃）運行的結構材料[15–16]。快速發展核電的同時必然會產生大量的高放射性核廢料。高強且耐腐蝕的鈦合金被應用到美國尤卡山核廢料深地處置法中一道重要的屏障[17]。核廢料容器被一個自支撐的郵箱形鈦合金防滴罩覆蓋。防滴罩可保護核廢料容器免受巖石墜落沖擊，并阻礙核廢料容器與水滴的直接接觸。通過模擬中國北山核廢料處置地區的自然環境，研究分析不同鋼和鈦合金的腐蝕行為，結果表明鈦合金作為未來核廢料容器材料更有發展前景[18]。

1.2　核艦艇中的應用

俄羅斯將大量鈦合金板材、管材、鍛件應用在核潛艇上，且技術位居世界領先地位[19]。1970年服役的阿爾法級核動力攻擊潛艇以其高度自動化、快速航行、利用質量輕、低磁性及抗腐蝕的鈦合金耐壓殼體而聞名。1976年開始建造更大體積和彈藥載荷的臺風級戰略核潛艇。采用鈦合金雙殼結構設計，使用高達9千噸的鈦合金。不僅減輕了構件的質量，還具有良好的隔音效果[20]。此外，俄羅斯在破冰船的核動力系統中管路、熱交換器、冷凝器等廣泛使用鈦合金，牌號包括ПT-3B、OT4-1B、ПT-1M、ПT-7M等[21]。中國和美國等國家主要將鈦合金應用在航空航天、艦船以及海洋深潛器[22]。中國研制的船用鈦合金主要有低強鈦合金、中強鈦合金金和高強鈦合金，最典型的應用在自主研制的“蛟龍”號載人深潛器上。美國的船用鈦合金包括純鈦、Ti-3Al-2.5V、Ti-6Al-4V、Ti-5Al1Zr-1Sn-1V-0.8Mo-0.1Si等，主要用于艦船結構件、緊固件、泵、閥、深潛器耐壓殼體。

2、核用鈦合金的研究現狀

2.1　核用鈦合金的發展

目前，西方發達國家都在快速開發新型耐輻照、強塑性良好的放射性快速衰減核用鈦合金用于反應堆殼體、熱交換器、蒸汽發生器等結構。俄羅斯首先對反應堆殼體用鈦合金提出使役性能和合金成分設計要求[5]：室溫抗拉強度高于850MPa，使用溫度下屈服強度高于450MPa；需加入α穩定元素（Al）和中性強化元素（Zr，Sn）保證熱穩定性；添加原子半徑與鈦接近，并且當溫度達到0.3Tm~0.4Tm時擴散遷移率較低的β穩定元素保證熱加工能力和抗氫脆穩定性，最重要的還需具備較弱的放射性吸收和快速誘導放射性衰變。研究表明半衰期較長核素（如Nb、Fe、Cu、W等）都不適合添加，而V、Cr、Zr半衰期很短，并且當Ti中同時含有V和Cr時，具有最大的放射劑量衰變速度。考慮到大尺寸裝備結構、寬厚度、大量焊接以及許多結構無法進行熱處理的特點，發展出Ti-Al-V、Ti-Al-V-Zr、Ti-Al-Zr-Mo、Ti-Al-V-Mo、Ti-Al-VMo-Zr系等α和近α鈦合金作為核動力裝置殼體和高接觸壓力閥門等結構材料[23]。國內核用鈦合金的研制主要有西北有色金屬研究院、西北工業大學等單位。以西北有色金屬研究院自主研發的核用Ti35合金為基礎，制備適合核乏燃料后處理穿地閥波紋管用的耐腐蝕極薄壁鈦無縫管材[24–26]。解決了現有波紋管用極薄壁不銹鋼管材在嚴苛工況下使用壽命短的問題，目前已應用于核乏燃料后處理廠。基于俄羅斯等國家的研究經驗和數據，設計出高沖擊韌性低活化的Ti-Al-V-Zr-Cr系新型抗輻照鈦合金，經過100年中子輻照后的剩余Ȗ輻射功率為1×10-2Sv/h[27–28]。為滿足核乏燃料后處理關鍵設備制造高質量焊材所需，研發出新型耐蝕鈦合金焊絲。焊絲材熔敷金屬室溫強度≥350MPa，延伸率≥25%，在8mol/L沸騰硝酸中的耐腐蝕速度小于0.1mm/a[29]。國內新型核用鈦合金研究起步較晚，還沒有形成一定的規模和相應的標準，后續需要通過新工藝和新技術改善已有的合金，同時開展新合金的研究。

2.2　輻照對鈦合金微觀結構的影響

2.2.1　位錯與空洞等輻照缺陷的演變及影響因素

KiĖDO等[30]在不同溫度條件下對粗晶（CG）和超細晶（UFG）鈦進行了中子輻照，其中輻照劑量為0.3dpa。研究發現，在25和300℃的溫度下，未經輻照的粗晶鈦的位錯結構和晶粒尺寸幾乎無差異。然而，經過輻照的粗晶鈦內部存在著高密度且均勻分布的缺陷簇/位錯環，且在某些晶粒內，缺陷分布呈現出選擇性取向，如圖2a~2d所示。而對于超細晶鈦，輻照后出現了高密度的位錯，如圖2e~2f所示。在室溫下輻照后，其顯微組織變化并不明顯。

然而，在300℃的條件下，無論是未輻照還是輻照過的樣品，都出現了回復現象，即位錯密度的減少和晶粒的輕微增長。因此，晶粒尺寸對輻照引入的缺陷簇/位錯環的分布和密度有顯著影響。當加入多種合金元素后觀察到不同的輻照效應。室溫輻照等軸晶Ti-6%T（a質量分數）合金時，隨Ȗ射線輻照劑量增加（0~200kGy），位錯環密度和尺寸先增加后減少，100kGy時達到峰值，200kGy后迅速降低[31]。原因主要是Ta原子增加了晶格畸變，對位錯滑移產生阻礙且促進缺陷聚集形成團簇。當位錯環密度變高后相互作用增強，內部位錯環的數量將減少。

Guo等[32]添加Ta和V制備了一種低活性Ti-5Ta-1.6V合金，室溫下80keVHe離子輻照時，發現輻照腫脹率顯著低于CPTi。表明Ta和V原子可抑制輻照腫脹，這是由于Ta原子尺寸較大，易于與空位相互作用，增強空位與間隙原子的重組，降低空位的遷移率，抑制空洞的生長，降低輻照腫脹率。因此，可以發現合金元素可以減輕鈦合金的輻照效應。除晶粒尺寸和合金元素外，輻照條件和顯微組織也會影響缺陷的形成與演變。低劑量或室溫輻照時，TiAl合金中形成平面缺陷簇和位錯環[33–34]。在高鈮TiAl合金中形成非晶層[35–36]。對He離子輻照后Ti-47%A（l原子分數）合金中的缺陷比例進行估計，發現缺陷簇隨劑量的增加而增加[37]。在相同溫度輻照時，He離子輻照形成的缺陷密度比電子輻照的約高1個數量級。此外，使用Cu和Ti離子分別對Ti-6Al-4V合金進行輻照，Cu離子輻照僅形成位錯環和位錯纏結[38]，而Ti離子輻照還形成了空洞[39]。并且輻照溫度的增加促進了空位和間隙原子的運動和聚集，Ti離子輻照后<α>型位錯環和空洞平均直徑逐漸增加。另外空洞在不同微觀組織中的分布存在明顯差異[40–41]。

如圖3a和3b，對于雙峰結構TiAl合金，大尺寸α2相中的空洞分布不均，小尺寸α2相中空洞直徑小但密度遠高于大尺寸α2相。與雙峰結構相比，雙相（α2+γ）TiAl合金的空洞又有所不同，如圖3c和3d。α2和γ相中都觀察到空洞，但空洞只在部分γ相中出現。與α2相比，γ相中的空洞直徑更小密度更高[42]。隨輻照溫度升高，1073K輻照時TiAl-2%W（原子分數）合金中α2處存在少部分氦泡，1273K時氦泡密度和尺寸明顯增加，并且在γ相中沒有發現氦泡（圖4）[43]。除單一粒子輻照外，將Ti-6Al-4V試樣在室溫下預先注入He離子，隨后在420℃進行Fe離子輻照[44]。當輻照至37.5dpa時，空洞逐漸呈現雙態尺寸分布，<α>型位錯環的平均直徑和密度隨損傷劑量的增加變化不大。因此，位錯和空洞等輻照缺陷的演變與鈦合金的晶粒尺寸、合金元素以及組織形貌密切相關。同時，輻照條件顯著影響輻照缺陷的形成、密度以及尺寸。基于上述輻照缺陷的演變和影響因素，可以反向設計特定服役條件下低輻照效應的核用鈦合金。Ma等[45]采用分子動力學模擬研究發現，隨初級離位原子能量增加，Ti35合金中Frenkel對數量逐漸增加且與入射方向和溫度無關；但在每個入射方向下，隨溫度升高Frenkel對數量呈下降趨勢；在任何情況下，空位比間隙更容易聚集形成團簇。Huang等[46]則發現在4.0單原子標準位移之前，缺陷聚集逐漸增加，之后趨于相對穩定，且其比例并不直接依賴于輻照劑量。He等[47]的研究表明溫度增加促進點缺陷簇的形成，但由于在相對較高的溫度下缺陷加速復合，減少了缺陷數量。間隙和空位簇的聚集率隨初級離位原子能量的增加而增加，但由于間隙的較高遷移性，間隙簇的增加略大一些。與純Ti相比，Al和V的存在有利于間隙簇的形成，間接阻礙空位簇的產生。另外Al和V削弱了空位的擴散能力，降低空位的簇分數。

2.2.2　偏析與相的演變輻照誘導偏析

（RIS）是金屬材料輻照時產生的擴散驅動現象[48]。RIS的發生與點缺陷和輻照溫度有關。點缺陷影響溶質原子的擴散行為，溫度過低，空位緩慢移動，空位重組將成為主導機制。但在一定溫度下，輻照效應可忽略不計。因此，RIS發生在這2個條件之間的溫度范圍[49]。鈦合金受到輻照后在晶界或其他缺陷處沒有單一的RIS現象，一般伴隨著相變或相分解的發生。低溫下對Ti-15V-3Cr-3Al-3Sn進行輻照后發現Ti元素在＜5nm的空間尺度內成分波動達到10%（原子分數），且從β相中析出納米尺度的馬氏體α′相和ω相[50]。在430和450℃對Ti-6Al-4V分別進行Ti和Cu離子輻照后在α相內均析出大量β相沉淀物，同時析出相尺寸的增加和密度隨著輻照溫度的升高而降低[39]。因此，認為兩相合金比單相合金在輻照下更易形成沉淀物[38]。室溫下劑量大于2.2×1014n/cm²的Xe離子和劑量為1.1×1016n/cm²的Ar離子輻照TiAl合金時都發生了相變[34,51]。為了更直觀地研究輻照鈦合金的相變行為，采用準原位TEM觀察室溫下Ti-50.6%Ni（原子分數）形狀記憶合金（shape memory alloy，SMA）的相穩定性[52]。如圖5，400kV電子輻照后初始R相消失；電壓越高，R相消失越快，但在340kV以下未觀察到上述現象。

因此，340kV認為是R相消失的臨界加速電壓，并且相變在輻照幾秒鐘后發生，與熱效應的原子擴散無關，而是由于加速電子使原子從其晶格位點位移而導致的。考慮到嬗變反應（(n,α)，(n,p)，n為中子，α為α粒子，p為質子）產物氫和氦會導致鈦合金腫脹、氫脆等力學性能惡化現象。An等[53]采用正電子湮滅譜學對純鈦和TiMo合金進行了H離子輻照和充氫研究，發現H離子濃度、輻照溫度和離子注入能量均促進純鈦中HmVn的形成。在室溫輻照下，隨著輻照劑量增加，級聯區HmVn的形成降低正電子湮沒速率，抑制S參數增加。高溫輻照后純鈦中空位型缺陷濃度降低，部分氫原子從級聯區向徑跡區（TR）擴散，在TR區形成大量的HmVn，空位型缺陷濃度的降低和有效開空間缺陷的減少使得正電子湮沒率降低，且氫離子輻照形成的HmVn阻礙了空位型缺陷的遷移和聚集。此外，加入Mo元素可以增加合金中氫的固溶度，減小氫化物形成和缺陷濃度，從而降低了合金的氫脆和裂紋形成敏感性[54]。

2.3　輻照對鈦合金力學性能的影響

2.3.1　輻照誘導的硬化輻照后鈦合金發生明顯的輻照硬化，而輻照硬化程度取決于損傷劑量、輻照溫度、缺陷密度以及微觀結構等因素。Jin等[44]對Ti-6Al-4V合金進行雙離子（He和Fe）輻照。輻照導致近表面區域納米硬度比未輻照時更高，并且隨劑量的增加硬度逐漸升高。輻照誘導的空洞和位錯環是輻照硬化的主要因素[55]。然而，425~1333K溫度范圍內用He離子輻照TiAl-2%W（原子分數）合金時，其硬化程度表現為非單調增加趨勢，硬化與軟化交替進行[43]，如圖6。

425K輻照后硬度增加約10%，這是由位移損傷形成的“黑點”和缺陷團簇的增加導致[40]。隨輻照溫度增加，硬度降低并在943K時達到原始樣的值，表明退火過程中在不斷地消除部分缺陷，缺陷密度的持續下降也證明了這一趨勢[56]。隨溫度進一步升高，硬度反而再次增加，這與高溫輻照（>1200K）下空洞的形成有關，如圖4所示。研究表明不同微觀結構具有不同的抗輻照能力，進而對整體硬化產生不同程度的貢獻。Wu等[35]在室溫和773K下對由多相組成的高鈮TiAl合金分別進行He離子輻照，各相的納米硬度如圖7所示。

室溫輻照后，A-α2/γ片層結構，B-γ相以及C-β相平均硬度分別提升23.7%、32.02%和11.3%。輻照硬化源于產生的輻照缺陷，如氦泡團簇和位錯[43,57]。與α2/γ和γ相比，β相室溫下抗輻照能力最強，γ相最弱，而α2相介于γ相和β相之間，說明輻照硬化的敏感性與晶體結構有關。然而，在773K輻照時，3種相的平均硬度反而出現下降，表明沒有發生輻照硬化現象，這是因為輻照缺陷不穩定被位錯吸收導致。此外，高鈮TiAl合金輻照硬化的降低或消失的最終溫度與文獻[58]中的結果不同，這主要是由于合金成分決定的相組成的變化導致。

2.3.2　輻照對鈦合金拉伸性能的影響

低溫輻照時（≤0℃），點缺陷和團簇遷移能力相對弱的情況下，鈦合金的力學性能受到極端溫度和輻射條件的影響[15–16]。在平均劑量為1×1018n/cm2和–196.15℃條件下對鍛材和板材Ti-5Al-2.5Sn超低間隙元素（extralowinterstitial，ELI，如碳、氮、氧等）進行中子輻照后再等溫拉伸。鍛材的抗拉強度（UTS）和屈服強度（YS）都增加約5%，延伸率（EL）則從17.8%降至10%。隨輻照溫度的升高（–85.59℃），EL降低的幅度較小（約1%）。對板材而言，–196.15℃輻照后UTS和YS增加約3.5%，EL僅從17.4%降至15%。當輻照溫度降低（–256.15℃）的同時保持輻照劑量，如圖8所示。

鈦合金強度顯著增加，EL隨之也都降低。除CPTi輻照后保持較高EL之外，其他合金EL均低于8%，甚至低于5%。以上結果表明低溫影響鈦合金的輻照損傷，溫度越低輻照損傷程度越高，輻射損傷的程度還與合金含量、微觀組織有關[59–60]。室溫至350℃輻照時，點缺陷和團簇的遷移能力、顯微組織、拉伸溫度等因素對力學性能產生影響[61–62]。室溫下對Ti-5Al-2.5Sn合金、粗晶鈦和超細晶鈦進行中子輻照[15]。室溫拉伸時，Ti-5Al-2.5Sn和超細晶鈦UTS和YS沒有變化，EL略微降低（約1%）。粗晶鈦YS的增幅約30%，EL降低約50%，發生明顯硬化。不管在室溫還是在300℃，超細晶鈦具有良好的抗輻照硬化能力。這歸因于高密度位錯和大角度晶界作為輻照缺陷的捕獲器，從而防止缺陷積累。隨著輻照溫度升高，Ti-5Al2.5Sn和Ti-6Al-4V等合金的YS和EL依舊分別增加和減少[14,63-66]。其中，Ti-6Al-4V的硬化隨輻照溫度升高而顯著，如圖9a所示。這與輻照后在初生和次生α相中觀察到非常細小的沉淀有關[67-68]。Ti-5Al-2.5Sn合金在350℃輻照后室溫的YS略低于40℃輻照，且EL相對較大（圖9a）。此外，輻照溫度一定時（200℃），與未輻照合金相比，當拉伸溫度達到某個值（約466℃），合金強度的增幅將會減小，塑性損失則顯著增加[69-70]，如圖9b和9c。

說明輻照溫度的升高不一定產生更明顯的硬化行為。相同輻照溫度下，Ti-15Mo-5Cr合金在25、466以及566℃拉伸時，YS和EL都降低，而在166℃拉伸時，YS和EL則升高；在336℃拉伸后出現YS和EL分別增加和減少[70]，如圖9d。類似現象在Ti-6Al-4V和Ti中也出現[71–73]。當使用N離子和H離子輻照Ti-6Al-4V合金時，室溫下YS和EL都降低（圖10a）。與N離子相比，H離子輻照后合金的拉伸性能下降程度更大，這與TiH引起的脆性有關[71]。對于經過10~20GPa爆炸沖擊強化的純鈦，強度增加而塑性降低，如圖10b。

強化樣經中子輻照后室溫強度反而降低，塑性卻增加，說明中子輻照能松弛大塑性變形鈦的部分強度和塑性。高溫輻照時的力學響應如圖11所示，輻照溫度為550℃，輻照劑量為5×1022n/cm²或者37dpa[74]。25~400℃的拉伸溫度下，Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo-0.1Si合金的強度最大增加約18%，這至少部分歸因于時效效應。在550℃拉伸，Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo-0.1Si合金的強度幾乎未受到輻照的影響，而Ti-6Al-4V合金則顯示出強度的降低，這種軟化是熱效應導致。經過輻照后，這2種合金的EL損失大約為未輻照合金的75%~80%；然而，Ti-6Al2Sn-4Zr-2Mo-0.1Si合金仍保持著較高的輻照后延展性。低溫至高溫輻照下，大部分鈦合金在輻照后表現出硬化和脆化，特別是在α+β型合金中更為明顯。同時，拉伸溫度對不同鈦合金的強度和塑性有著不同趨勢的影響。因此，不同成分的鈦合金在不同輻照或拉伸溫度下表現出的強度和塑性的異常變化還需根據實際服役條件進行深入的研究。

2.3.3　輻照對疲勞性能的影響

鈦合金在輻照環境下發生硬化會影響循環加載下的疲勞性能。當未輻照Ti-6Al-4V和Ti-5Al-2.5Sn合金在350℃下進行低周疲勞測試，大約800個循環周期前后，顯示出循環軟化和硬化[75]。然而，350℃/0.3dpa質子輻照后在總應變1%下進行等溫低周疲勞測試，2種合金都沒有出現循環硬化。對比輻照后的疲勞性能，發現Ti-5Al-2.5Sn合金的疲勞壽命沒有顯著退化[63]。當施加的總應變超過1.2%，輻照明顯降低Ti-6Al-4V合金的疲勞壽命。同樣，在高應變范圍內，中子輻照后Ti-4Al-2V合金的室溫疲勞性能輕微惡化[66]。然而，不同離子輻照后Ti-6Al-4V合金的疲勞性能差異卻十分明顯[71,76]，如圖12。造成顯著差異的原因是H離子和N離子輻照對疲勞裂紋萌生產生了影響。H離子輻照后的裂紋常在次表面處萌生，并且H離子與合金的原子或離子結合易形成TiH。當H以TiH（x1≤x≤2）的形式存在時，不僅會降低疲勞強度，還會提高裂紋擴展速率[77–79]。而N離子輻照，多數疲勞失效是由內部裂紋引起。此外，N離子比H離子體積更大，擴散速度更慢，不能像H離子穿透在樣品內部形成氮化物。因此，N離子輻照引起的缺陷導致合金性能中度下降[71]。

2.3.4　輻照對抗蠕變性能的影響

Nygren[80]對Ti-6Al-4V、Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo-0.1Si和Ti-5Al-6Sn-2Zr-1Mo-0.25Si等合金進行中子輻照，發現Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo-0.1Si和Ti-5Al-6Sn-2Zr-1Mo-0.25Si的蠕變強度最高[81]，歸因于合金中添加的少量Si改善了抗熱蠕變性能。Chen[40]和Magnusson[82]等研究了Ti46Al-2W-0.5Si在He離子輻照下的抗蠕變性能。當在300和500℃輻照時，瞬態蠕變應變速率明顯增加且與溫度無關，卻與拉伸應力（20~350MPa）呈線性相關。早期的實驗和理論認為當熱空位濃度可以忽略不計時，低溫下輻照蠕變占主導地位，只有微弱的溫度依賴性[83–84]。輻照蠕變會使合金的熱蠕變速率增加，甚至在無熱蠕變條件下出現蠕變[85]。因此，蠕變行為的差異可能跟“黑點”、空洞和位錯環等缺陷有關。在更高溫度下蠕變時，輻照對蠕變速率沒有重大影響，除非輻照引起微觀結構或成分的變化。如圖13，800℃輻照后與原始樣品比較，輻照樣品顯示出更短的穩態蠕變應變階段，并在幾乎沒有加速蠕變應變階段的情況下發生斷裂，最終蠕變壽命減少10倍或更多，推測可能發生由氦泡引起的氦脆化現象。因為輻照缺陷密度隨溫度的升高而顯著降低[56]，而氦泡的形成則與高溫促進氦-空位復合體聚集并長大后擴散有關[43]。由于氦泡可以被視為預先存在的裂紋或孔洞，從而加速了斷裂[86]。

3、結論與展望

鈦合金在輕量化、耐腐蝕等方面有很大優勢，與其它金屬一樣，受到中子、離子以及電子輻照會形成空位、位錯環、空洞和氦泡等缺陷，甚至發生輻照誘導偏析和相變，其抗輻照性能還有待研究和提升。同時鈦合金輻照效應還取決于合金成分和微觀結構，并影響著鈦合金的力學性能，其輻照效應對力學性能的影響仍需加強研究。要實現鈦合金在核能領域的廣泛應用，今后建議在以下幾方面進行研究，進一步揭示鈦合金的輻照損傷機制，為提高鈦合金的抗輻照性能提供理論依據。

1）系統研究輻照參數對鈦合金微觀結構和力學性能的影響規律。雖然在宏觀層面得出輻照必然導致硬化的結論，但是當改變輻照溫度或其他參數時出現了相反的結果，目前沒有對此反常現象進行研究。因此需要從更微觀的層面對輻照缺陷與合金成分、微觀結構之間相互作用規律和機制進行深入研究。

2）發展先進表征技術多尺度研究鈦合金輻照效應，以獲得更精確的試驗結果。特別是采用三維原子探針、同步輻射技術、正電子湮滅譜學技術和工業CT等表征技術研究鈦合金在輻照條件下合金化學成分偏析、空位及空位團簇的演化規律和機制。

3）研發新型抗輻照鈦合金。利用氧化物彌散強化（ODS）合金的思路，研發新型ODS鈦合金，并對ODS鈦合金的輻照損傷效應進行深入研究，提升鈦合金的抗輻照損傷能力，更好地推動鈦合金在核領域的應用。

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