发布日期：2025-2-9 10:20:47
随着全球能源危机日益加剧，核能作为一种高效、优质能源，备受世界各国瞩目[1]。我国在核能领域已取得显著成就，核电发电量位居世界前列，但其发电量仅占全国总发电量的5%，与世界平均水平及实现碳中和目标下预测的占比（约20%）相比，仍有很大提升空间[2]。核用结构材料的设计、选择和应用是核能装备稳定安全运行的关键[3–4]。钛合金因具有高比强度、低密度、耐腐蚀性、抗氧化性、高温稳定性以及低中子截面等特点，在轻型核动力装置和核废物处理设备等核能工程中受到广泛关注。尽管钛合金并非传统的核用材料，但有系统的性能数据、成熟的生产能力，使其有望成为新一代核能工程的结构材料和中小功率核动力装置反应堆外壳的候选材料[5–6]。核用结构材料在服役过程中会产生离位损伤、相变、肿胀、蠕变以及核嬗变等辐照效应[7–8]，不同程度降低钛合金的力学性能，对核装备安全运行和寿命产生影响。因此，本文系统总结不同辐照环境下核用钛合金的组织演变、力学性能退化过程及其机理，提出核用钛合金性能的潜在发展方向，为开发具有优异抗辐照损伤性能的钛合金提供新的视角和策略。
1、钛合金在核领域的应用
1.1 核电站中的应用
钛及钛合金常被用于压水堆（PWR）二次冷却回路的冷凝器管（如图1）、汽轮机叶片、换热器、连接用法兰和反应堆系统的连接器等结构材料，建造一座氢-水反应堆装置所需的钛消耗量约为1350吨钛半成品[9–11]。日本学者将TiAl合金设计为稳态托卡马克反应堆的包层结构材料[12]。包层模块以厚度分为2个区域：可更换包层（30cm）和永久包层（20cm）。可更换包层内含繁殖单元，可以吸收高能中子，从而在反应堆中产生新的核燃料如氚，同时还可以吸收中子以控制反应，2个运行年后进行更换。为了减少放射性废物的量，永久包层与可更换包层分开，并在核电寿命内留在反应堆中。TiAl合金不仅具有良好的高温性能，而且具有良好的抗辐射性和低中子活化度[13]。此外，Ti-6Al-4V和Ti-5Al-2.5Sn合金已被作为核聚变反应堆中屏蔽罩模块的柔性连接件，工作温度为150~260℃，中子辐照剂量不超过0.2dpa[14]。美国将火箭运载器核动力发动机用于执行外太空航天器推进任务，利用反应堆加热液氢、反应堆冷却剂和推进剂，功率超过1100MW，全功率运行时稳态温度范围为–250~2500℃。考虑将CPTi、Ti-6Al-4V和Ti8Al-1Mo-1V等合金作为反应堆核心外低温（<–200℃）运行的结构材料[15–16]。快速发展核电的同时必然会产生大量的高放射性核废料。高强且耐腐蚀的钛合金被应用到美国尤卡山核废料深地处置法中一道重要的屏障[17]。核废料容器被一个自支撑的邮箱形钛合金防滴罩覆盖。防滴罩可保护核废料容器免受岩石坠落冲击，并阻碍核废料容器与水滴的直接接触。通过模拟中国北山核废料处置地区的自然环境，研究分析不同钢和钛合金的腐蚀行为，结果表明钛合金作为未来核废料容器材料更有发展前景[18]。
1.2 核舰艇中的应用
俄罗斯将大量钛合金板材、管材、锻件应用在核潜艇上，且技术位居世界领先地位[19]。1970年服役的阿尔法级核动力攻击潜艇以其高度自动化、快速航行、利用质量轻、低磁性及抗腐蚀的钛合金耐压壳体而闻名。1976年开始建造更大体积和弹药载荷的台风级战略核潜艇。采用钛合金双壳结构设计，使用高达9千吨的钛合金。不仅减轻了构件的质量，还具有良好的隔音效果[20]。此外，俄罗斯在破冰船的核动力系统中管路、热交换器、冷凝器等广泛使用钛合金，牌号包括ПT-3B、OT4-1B、ПT-1M、ПT-7M等[21]。中国和美国等国家主要将钛合金应用在航空航天、舰船以及海洋深潜器[22]。中国研制的船用钛合金主要有低强钛合金、中强钛合金金和高强钛合金，最典型的应用在自主研制的“蛟龙”号载人深潜器上。美国的船用钛合金包括纯钛、Ti-3Al-2.5V、Ti-6Al-4V、Ti-5Al1Zr-1Sn-1V-0.8Mo-0.1Si等，主要用于舰船结构件、紧固件、泵、阀、深潜器耐压壳体。
2、核用钛合金的研究现状
2.1 核用钛合金的发展
目前，西方发达国家都在快速开发新型耐辐照、强塑性良好的放射性快速衰减核用钛合金用于反应堆壳体、热交换器、蒸汽发生器等结构。俄罗斯首先对反应堆壳体用钛合金提出使役性能和合金成分设计要求[5]：室温抗拉强度高于850MPa，使用温度下屈服强度高于450MPa；需加入α稳定元素（Al）和中性强化元素（Zr，Sn）保证热稳定性；添加原子半径与钛接近，并且当温度达到0.3Tm~0.4Tm时扩散迁移率较低的β稳定元素保证热加工能力和抗氢脆稳定性，最重要的还需具备较弱的放射性吸收和快速诱导放射性衰变。研究表明半衰期较长核素（如Nb、Fe、Cu、W等）都不适合添加，而V、Cr、Zr半衰期很短，并且当Ti中同时含有V和Cr时，具有最大的放射剂量衰变速度。考虑到大尺寸装备结构、宽厚度、大量焊接以及许多结构无法进行热处理的特点，发展出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钛合金作为核动力装置壳体和高接触压力阀门等结构材料[23]。国内核用钛合金的研制主要有西北有色金属研究院、西北工业大学等单位。以西北有色金属研究院自主研发的核用Ti35合金为基础，制备适合核乏燃料后处理穿地阀波纹管用的耐腐蚀极薄壁钛无缝管材[24–26]。解决了现有波纹管用极薄壁不锈钢管材在严苛工况下使用寿命短的问题，目前已应用于核乏燃料后处理厂。基于俄罗斯等国家的研究经验和数据，设计出高冲击韧性低活化的Ti-Al-V-Zr-Cr系新型抗辐照钛合金，经过100年中子辐照后的剩余Ȗ辐射功率为1×10-2Sv/h[27–28]。为满足核乏燃料后处理关键设备制造高质量焊材所需，研发出新型耐蚀钛合金焊丝。焊丝材熔敷金属室温强度≥350MPa，延伸率≥25%，在8mol/L沸腾硝酸中的耐腐蚀速度小于0.1mm/a[29]。国内新型核用钛合金研究起步较晚，还没有形成一定的规模和相应的标准，后续需要通过新工艺和新技术改善已有的合金，同时开展新合金的研究。
2.2 辐照对钛合金微观结构的影响
2.2.1 位错与空洞等辐照缺陷的演变及影响因素
KiĖDO等[30]在不同温度条件下对粗晶（CG）和超细晶（UFG）钛进行了中子辐照，其中辐照剂量为0.3dpa。研究发现，在25和300℃的温度下，未经辐照的粗晶钛的位错结构和晶粒尺寸几乎无差异。然而，经过辐照的粗晶钛内部存在着高密度且均匀分布的缺陷簇/位错环，且在某些晶粒内，缺陷分布呈现出选择性取向，如图2a~2d所示。而对于超细晶钛，辐照后出现了高密度的位错，如图2e~2f所示。在室温下辐照后，其显微组织变化并不明显。
然而，在300℃的条件下，无论是未辐照还是辐照过的样品，都出现了回复现象，即位错密度的减少和晶粒的轻微增长。因此，晶粒尺寸对辐照引入的缺陷簇/位错环的分布和密度有显著影响。当加入多种合金元素后观察到不同的辐照效应。室温辐照等轴晶Ti-6%T（a质量分数）合金时，随Ȗ射线辐照剂量增加（0~200kGy），位错环密度和尺寸先增加后减少，100kGy时达到峰值，200kGy后迅速降低[31]。原因主要是Ta原子增加了晶格畸变，对位错滑移产生阻碍且促进缺陷聚集形成团簇。当位错环密度变高后相互作用增强，内部位错环的数量将减少。
Guo等[32]添加Ta和V制备了一种低活性Ti-5Ta-1.6V合金，室温下80keVHe离子辐照时，发现辐照肿胀率显著低于CPTi。表明Ta和V原子可抑制辐照肿胀，这是由于Ta原子尺寸较大，易于与空位相互作用，增强空位与间隙原子的重组，降低空位的迁移率，抑制空洞的生长，降低辐照肿胀率。因此，可以发现合金元素可以减轻钛合金的辐照效应。除晶粒尺寸和合金元素外，辐照条件和显微组织也会影响缺陷的形成与演变。低剂量或室温辐照时，TiAl合金中形成平面缺陷簇和位错环[33–34]。在高铌TiAl合金中形成非晶层[35–36]。对He离子辐照后Ti-47%A（l原子分数）合金中的缺陷比例进行估计，发现缺陷簇随剂量的增加而增加[37]。在相同温度辐照时，He离子辐照形成的缺陷密度比电子辐照的约高1个数量级。此外，使用Cu和Ti离子分别对Ti-6Al-4V合金进行辐照，Cu离子辐照仅形成位错环和位错缠结[38]，而Ti离子辐照还形成了空洞[39]。并且辐照温度的增加促进了空位和间隙原子的运动和聚集，Ti离子辐照后<α>型位错环和空洞平均直径逐渐增加。另外空洞在不同微观组织中的分布存在明显差异[40–41]。
如图3a和3b，对于双峰结构TiAl合金，大尺寸α2相中的空洞分布不均，小尺寸α2相中空洞直径小但密度远高于大尺寸α2相。与双峰结构相比，双相（α2+γ）TiAl合金的空洞又有所不同，如图3c和3d。α2和γ相中都观察到空洞，但空洞只在部分γ相中出现。与α2相比，γ相中的空洞直径更小密度更高[42]。随辐照温度升高，1073K辐照时TiAl-2%W（原子分数）合金中α2处存在少部分氦泡，1273K时氦泡密度和尺寸明显增加，并且在γ相中没有发现氦泡（图4）[43]。除单一粒子辐照外，将Ti-6Al-4V试样在室温下预先注入He离子，随后在420℃进行Fe离子辐照[44]。当辐照至37.5dpa时，空洞逐渐呈现双态尺寸分布，<α>型位错环的平均直径和密度随损伤剂量的增加变化不大。因此，位错和空洞等辐照缺陷的演变与钛合金的晶粒尺寸、合金元素以及组织形貌密切相关。同时，辐照条件显著影响辐照缺陷的形成、密度以及尺寸。基于上述辐照缺陷的演变和影响因素，可以反向设计特定服役条件下低辐照效应的核用钛合金。Ma等[45]采用分子动力学模拟研究发现，随初级离位原子能量增加，Ti35合金中Frenkel对数量逐渐增加且与入射方向和温度无关；但在每个入射方向下，随温度升高Frenkel对数量呈下降趋势；在任何情况下，空位比间隙更容易聚集形成团簇。Huang等[46]则发现在4.0单原子标准位移之前，缺陷聚集逐渐增加，之后趋于相对稳定，且其比例并不直接依赖于辐照剂量。He等[47]的研究表明温度增加促进点缺陷簇的形成，但由于在相对较高的温度下缺陷加速复合，减少了缺陷数量。间隙和空位簇的聚集率随初级离位原子能量的增加而增加，但由于间隙的较高迁移性，间隙簇的增加略大一些。与纯Ti相比，Al和V的存在有利于间隙簇的形成，间接阻碍空位簇的产生。另外Al和V削弱了空位的扩散能力，降低空位的簇分数。
2.2.2 偏析与相的演变辐照诱导偏析
（RIS）是金属材料辐照时产生的扩散驱动现象[48]。RIS的发生与点缺陷和辐照温度有关。点缺陷影响溶质原子的扩散行为，温度过低，空位缓慢移动，空位重组将成为主导机制。但在一定温度下，辐照效应可忽略不计。因此，RIS发生在这2个条件之间的温度范围[49]。钛合金受到辐照后在晶界或其他缺陷处没有单一的RIS现象，一般伴随着相变或相分解的发生。低温下对Ti-15V-3Cr-3Al-3Sn进行辐照后发现Ti元素在＜5nm的空间尺度内成分波动达到10%（原子分数），且从β相中析出纳米尺度的马氏体α′相和ω相[50]。在430和450℃对Ti-6Al-4V分别进行Ti和Cu离子辐照后在α相内均析出大量β相沉淀物，同时析出相尺寸的增加和密度随着辐照温度的升高而降低[39]。因此，认为两相合金比单相合金在辐照下更易形成沉淀物[38]。室温下剂量大于2.2×1014n/cm2的Xe离子和剂量为1.1×1016n/cm2的Ar离子辐照TiAl合金时都发生了相变[34,51]。为了更直观地研究辐照钛合金的相变行为，采用准原位TEM观察室温下Ti-50.6%Ni（原子分数）形状记忆合金（shape memory alloy，SMA）的相稳定性[52]。如图5，400kV电子辐照后初始R相消失；电压越高，R相消失越快，但在340kV以下未观察到上述现象。
因此，340kV认为是R相消失的临界加速电压，并且相变在辐照几秒钟后发生，与热效应的原子扩散无关，而是由于加速电子使原子从其晶格位点位移而导致的。考虑到嬗变反应（(n,α)，(n,p)，n为中子，α为α粒子，p为质子）产物氢和氦会导致钛合金肿胀、氢脆等力学性能恶化现象。An等[53]采用正电子湮灭谱学对纯钛和TiMo合金进行了H离子辐照和充氢研究，发现H离子浓度、辐照温度和离子注入能量均促进纯钛中HmVn的形成。在室温辐照下，随着辐照剂量增加，级联区HmVn的形成降低正电子湮没速率，抑制S参数增加。高温辐照后纯钛中空位型缺陷浓度降低，部分氢原子从级联区向径迹区（TR）扩散，在TR区形成大量的HmVn，空位型缺陷浓度的降低和有效开空间缺陷的减少使得正电子湮没率降低，且氢离子辐照形成的HmVn阻碍了空位型缺陷的迁移和聚集。此外，加入Mo元素可以增加合金中氢的固溶度，减小氢化物形成和缺陷浓度，从而降低了合金的氢脆和裂纹形成敏感性[54]。
2.3 辐照对钛合金力学性能的影响
2.3.1 辐照诱导的硬化辐照后钛合金发生明显的辐照硬化，而辐照硬化程度取决于损伤剂量、辐照温度、缺陷密度以及微观结构等因素。Jin等[44]对Ti-6Al-4V合金进行双离子（He和Fe）辐照。辐照导致近表面区域纳米硬度比未辐照时更高，并且随剂量的增加硬度逐渐升高。辐照诱导的空洞和位错环是辐照硬化的主要因素[55]。然而，425~1333K温度范围内用He离子辐照TiAl-2%W（原子分数）合金时，其硬化程度表现为非单调增加趋势，硬化与软化交替进行[43]，如图6。
425K辐照后硬度增加约10%，这是由位移损伤形成的“黑点”和缺陷团簇的增加导致[40]。随辐照温度增加，硬度降低并在943K时达到原始样的值，表明退火过程中在不断地消除部分缺陷，缺陷密度的持续下降也证明了这一趋势[56]。随温度进一步升高，硬度反而再次增加，这与高温辐照（>1200K）下空洞的形成有关，如图4所示。研究表明不同微观结构具有不同的抗辐照能力，进而对整体硬化产生不同程度的贡献。Wu等[35]在室温和773K下对由多相组成的高铌TiAl合金分别进行He离子辐照，各相的纳米硬度如图7所示。
室温辐照后，A-α2/γ片层结构，B-γ相以及C-β相平均硬度分别提升23.7%、32.02%和11.3%。辐照硬化源于产生的辐照缺陷，如氦泡团簇和位错[43,57]。与α2/γ和γ相比，β相室温下抗辐照能力最强，γ相最弱，而α2相介于γ相和β相之间，说明辐照硬化的敏感性与晶体结构有关。然而，在773K辐照时，3种相的平均硬度反而出现下降，表明没有发生辐照硬化现象，这是因为辐照缺陷不稳定被位错吸收导致。此外，高铌TiAl合金辐照硬化的降低或消失的最终温度与文献[58]中的结果不同，这主要是由于合金成分决定的相组成的变化导致。
2.3.2 辐照对钛合金拉伸性能的影响
低温辐照时（≤0℃），点缺陷和团簇迁移能力相对弱的情况下，钛合金的力学性能受到极端温度和辐射条件的影响[15–16]。在平均剂量为1×1018n/cm2和–196.15℃条件下对锻材和板材Ti-5Al-2.5Sn超低间隙元素（extralowinterstitial，ELI，如碳、氮、氧等）进行中子辐照后再等温拉伸。锻材的抗拉强度（UTS）和屈服强度（YS）都增加约5%，延伸率（EL）则从17.8%降至10%。随辐照温度的升高（–85.59℃），EL降低的幅度较小（约1%）。对板材而言，–196.15℃辐照后UTS和YS增加约3.5%，EL仅从17.4%降至15%。当辐照温度降低（–256.15℃）的同时保持辐照剂量，如图8所示。
钛合金强度显著增加，EL随之也都降低。除CPTi辐照后保持较高EL之外，其他合金EL均低于8%，甚至低于5%。以上结果表明低温影响钛合金的辐照损伤，温度越低辐照损伤程度越高，辐射损伤的程度还与合金含量、微观组织有关[59–60]。室温至350℃辐照时，点缺陷和团簇的迁移能力、显微组织、拉伸温度等因素对力学性能产生影响[61–62]。室温下对Ti-5Al-2.5Sn合金、粗晶钛和超细晶钛进行中子辐照[15]。室温拉伸时，Ti-5Al-2.5Sn和超细晶钛UTS和YS没有变化，EL略微降低（约1%）。粗晶钛YS的增幅约30%，EL降低约50%，发生明显硬化。不管在室温还是在300℃，超细晶钛具有良好的抗辐照硬化能力。这归因于高密度位错和大角度晶界作为辐照缺陷的捕获器，从而防止缺陷积累。随着辐照温度升高，Ti-5Al2.5Sn和Ti-6Al-4V等合金的YS和EL依旧分别增加和减少[14,63-66]。其中，Ti-6Al-4V的硬化随辐照温度升高而显著，如图9a所示。这与辐照后在初生和次生α相中观察到非常细小的沉淀有关[67-68]。Ti-5Al-2.5Sn合金在350℃辐照后室温的YS略低于40℃辐照，且EL相对较大（图9a）。此外，辐照温度一定时（200℃），与未辐照合金相比，当拉伸温度达到某个值（约466℃），合金强度的增幅将会减小，塑性损失则显著增加[69-70]，如图9b和9c。
说明辐照温度的升高不一定产生更明显的硬化行为。相同辐照温度下，Ti-15Mo-5Cr合金在25、466以及566℃拉伸时，YS和EL都降低，而在166℃拉伸时，YS和EL则升高；在336℃拉伸后出现YS和EL分别增加和减少[70]，如图9d。类似现象在Ti-6Al-4V和Ti中也出现[71–73]。当使用N离子和H离子辐照Ti-6Al-4V合金时，室温下YS和EL都降低（图10a）。与N离子相比，H离子辐照后合金的拉伸性能下降程度更大，这与TiH引起的脆性有关[71]。对于经过10~20GPa爆炸冲击强化的纯钛，强度增加而塑性降低，如图10b。
强化样经中子辐照后室温强度反而降低，塑性却增加，说明中子辐照能松弛大塑性变形钛的部分强度和塑性。高温辐照时的力学响应如图11所示，辐照温度为550℃，辐照剂量为5×1022n/cm2或者37dpa[74]。25~400℃的拉伸温度下，Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo-0.1Si合金的强度最大增加约18%，这至少部分归因于时效效应。在550℃拉伸，Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo-0.1Si合金的强度几乎未受到辐照的影响，而Ti-6Al-4V合金则显示出强度的降低，这种软化是热效应导致。经过辐照后，这2种合金的EL损失大约为未辐照合金的75%~80%；然而，Ti-6Al2Sn-4Zr-2Mo-0.1Si合金仍保持着较高的辐照后延展性。低温至高温辐照下，大部分钛合金在辐照后表现出硬化和脆化，特别是在α+β型合金中更为明显。同时，拉伸温度对不同钛合金的强度和塑性有着不同趋势的影响。因此，不同成分的钛合金在不同辐照或拉伸温度下表现出的强度和塑性的异常变化还需根据实际服役条件进行深入的研究。
2.3.3 辐照对疲劳性能的影响
钛合金在辐照环境下发生硬化会影响循环加载下的疲劳性能。当未辐照Ti-6Al-4V和Ti-5Al-2.5Sn合金在350℃下进行低周疲劳测试，大约800个循环周期前后，显示出循环软化和硬化[75]。然而，350℃/0.3dpa质子辐照后在总应变1%下进行等温低周疲劳测试，2种合金都没有出现循环硬化。对比辐照后的疲劳性能，发现Ti-5Al-2.5Sn合金的疲劳寿命没有显著退化[63]。当施加的总应变超过1.2%，辐照明显降低Ti-6Al-4V合金的疲劳寿命。同样，在高应变范围内，中子辐照后Ti-4Al-2V合金的室温疲劳性能轻微恶化[66]。然而，不同离子辐照后Ti-6Al-4V合金的疲劳性能差异却十分明显[71,76]，如图12。造成显著差异的原因是H离子和N离子辐照对疲劳裂纹萌生产生了影响。H离子辐照后的裂纹常在次表面处萌生，并且H离子与合金的原子或离子结合易形成TiH。当H以TiH（x1≤x≤2）的形式存在时，不仅会降低疲劳强度，还会提高裂纹扩展速率[77–79]。而N离子辐照，多数疲劳失效是由内部裂纹引起。此外，N离子比H离子体积更大，扩散速度更慢，不能像H离子穿透在样品内部形成氮化物。因此，N离子辐照引起的缺陷导致合金性能中度下降[71]。
2.3.4 辐照对抗蠕变性能的影响
Nygren[80]对Ti-6Al-4V、Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo-0.1Si和Ti-5Al-6Sn-2Zr-1Mo-0.25Si等合金进行中子辐照，发现Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo-0.1Si和Ti-5Al-6Sn-2Zr-1Mo-0.25Si的蠕变强度最高[81]，归因于合金中添加的少量Si改善了抗热蠕变性能。Chen[40]和Magnusson[82]等研究了Ti46Al-2W-0.5Si在He离子辐照下的抗蠕变性能。当在300和500℃辐照时，瞬态蠕变应变速率明显增加且与温度无关，却与拉伸应力（20~350MPa）呈线性相关。早期的实验和理论认为当热空位浓度可以忽略不计时，低温下辐照蠕变占主导地位，只有微弱的温度依赖性[83–84]。辐照蠕变会使合金的热蠕变速率增加，甚至在无热蠕变条件下出现蠕变[85]。因此，蠕变行为的差异可能跟“黑点”、空洞和位错环等缺陷有关。在更高温度下蠕变时，辐照对蠕变速率没有重大影响，除非辐照引起微观结构或成分的变化。如图13，800℃辐照后与原始样品比较，辐照样品显示出更短的稳态蠕变应变阶段，并在几乎没有加速蠕变应变阶段的情况下发生断裂，最终蠕变寿命减少10倍或更多，推测可能发生由氦泡引起的氦脆化现象。因为辐照缺陷密度随温度的升高而显著降低[56]，而氦泡的形成则与高温促进氦-空位复合体聚集并长大后扩散有关[43]。由于氦泡可以被视为预先存在的裂纹或孔洞，从而加速了断裂[86]。
3、结论与展望
钛合金在轻量化、耐腐蚀等方面有很大优势，与其它金属一样，受到中子、离子以及电子辐照会形成空位、位错环、空洞和氦泡等缺陷，甚至发生辐照诱导偏析和相变，其抗辐照性能还有待研究和提升。同时钛合金辐照效应还取决于合金成分和微观结构，并影响着钛合金的力学性能，其辐照效应对力学性能的影响仍需加强研究。要实现钛合金在核能领域的广泛应用，今后建议在以下几方面进行研究，进一步揭示钛合金的辐照损伤机制，为提高钛合金的抗辐照性能提供理论依据。
1）系统研究辐照参数对钛合金微观结构和力学性能的影响规律。虽然在宏观层面得出辐照必然导致硬化的结论，但是当改变辐照温度或其他参数时出现了相反的结果，目前没有对此反常现象进行研究。因此需要从更微观的层面对辐照缺陷与合金成分、微观结构之间相互作用规律和机制进行深入研究。
2）发展先进表征技术多尺度研究钛合金辐照效应，以获得更精确的试验结果。特别是采用三维原子探针、同步辐射技术、正电子湮灭谱学技术和工业CT等表征技术研究钛合金在辐照条件下合金化学成分偏析、空位及空位团簇的演化规律和机制。
3）研发新型抗辐照钛合金。利用氧化物弥散强化（ODS）合金的思路，研发新型ODS钛合金，并对ODS钛合金的辐照损伤效应进行深入研究，提升钛合金的抗辐照损伤能力，更好地推动钛合金在核领域的应用。
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