张滨1,田达1,宋竹满2,张广平,2

海洋中蕴藏着丰富的自然资源，维护海洋权益、开发海洋资源受到越来越多濒海国家的重视。深海潜水器是进行水下作业的重要装备，经过多年的发展，载人深潜器的最大下潜深度已突破10000 m[1]。服役过程中随着下潜深度的增加，深潜器所承受的海水压力随之增大；此外，随着深潜器载人数量的增多，需要在保证材料承载能力的同时对深潜器耐压壳体进行减重处理，这就要求服役的材料具有高的比强度；同时，为了抵抗海浪的冲击，还要求材料具有与强度匹配的塑韧性[2]，特别是深潜器在服役过程中通常经历“下潜-水下作业-上浮”3个阶段，对应“加载-保载-卸载”3个承载过程，其中“保载”过程是指构件在峰值应力作用下保持一定时间的一种承载条件。在水下长期作业过程中，耐压壳体需要多次重复上述作业过程[3]，因此，要求服役材料具有高的抵抗蠕变变形和保载疲劳损伤的能力，以及在海洋环境下服役的抗应力腐蚀能力[4]；同时，良好的焊接性能是耐压壳材料经冲压/铸造成型的半球瓜瓣状壳体可焊性的必要保障[5,6]。

钛合金由于具有高的比强度、良好的综合力学性能、无磁性和耐腐蚀等一系列优点，已成为深潜器的重要构件用材料，特别是用作耐压球壳材料[5,7]。目前，4500 m及以上下潜深度的载人舱球壳材料几乎全部采用钛合金。值得一提的是，20世纪60年代前苏联曾采用钛合金制造了全球唯一的全钛合金核潜艇，成为人类历史上的工业瑰宝，而更令人瞩目的是深潜器用钛合金构件的安全服役性能。

本文从深潜器用钛合金的种类、主要服役性能及保载疲劳微观机制等方面对其研究现状进行了综合评述；提出了目前相关研究存在的问题与未来发展方向，旨在为深潜器耐压球壳的选材和新材料的研发以及耐压球壳的服役可靠性评价提供参考。

1钛合金的典型组织结构

Ti具有2种同素异构体，分别为具有hcp结构的α相和bcc结构的β相。当温度超过其同素异构转变温度时，α-Ti转变为β-Ti，纯Ti的β转变温度约为882℃，合金元素会影响合金相变点和退火后的相组成。根据钛合金的相组成可将其分为α型、α+β型及β型钛合金3大类，若再细分还包括近α型与近β型。α型和近α型钛合金具有良好的焊接性、塑性以及热稳定性等优点，主要应用于高温环境及海洋环境中；近β型和β型钛合金中含有较多的Mo、Cr、V等β相稳定元素，可通过热处理调控使其获得较高的强度；α+β型钛合金同时含有α和β相稳定元素，具有较好的综合力学性能，其强度一般高于α型钛合金，在诸多领域有广泛的应用。

α相在钛合金中有2种形态，即板条α相和等轴α相，根据合金中α相的形态和分布可将钛合金的显微组织分为等轴(equiaxed)组织、双态(bimodal)组织、网篮(basketweave)组织及片层(lamellar)组织4类[8,9]。在等轴组织中α相基本以等轴状的晶粒存在，随着β基体中次生α相含量的增加等轴组织转变为双态组织，一般可通过在两相区上部温度进行热处理获得[10]；网篮组织不含有初生α相，其特点是次生α相及β片层相互编织成网篮状，β晶粒变得非常粗大；片层组织的β晶粒内存在大量取向一致的片状α集束，其力学性能对片层厚度很敏感[11,12]。此外，钛合金的组织还包括强度高但塑性差的魏氏(Widmannstatten)组织、马氏体组织及具有良好热稳定性的三态(tri-modal)组织等。具有双态组织的钛合金具有良好的综合力学性能，通常将其作为合金的最终服役组织[9,13]。

2深潜器用钛合金种类

作为深潜器关键件的耐压壳，由于服役时需要承受巨大的海水压力，其结构设计和选材对于深潜器的设计起着决定作用[14,15]。当前，万米级大深度载人潜水器已是深潜器发展的主流[16]，因此，对深潜器耐压壳材料的服役可靠性提出了越来越高的要求，此类耐压壳目前主要采用高强度钢与钛合金2种材料制造，表1[6,7,17~22]列出了目前国内、外主要载人深潜器用材料的相关设计参数，其中，高强钢的强度高、价格适中，但是其密度较大，不利于深潜器在深度下潜时对重力及浮力的控制，其应用受到了一定的限制，目前普遍采用钛合金进行制造。

表1国内外主要载人深潜器用材料的相关设计参数[6,7,17~22]

Table 1Design characteristics of pressure spherical shells for main manned submersibles at home and abroad[6,7,17-22]

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目前主流的载人深潜器耐压壳材料主要集中在TC4、TC4 ELI、Ti80及Ti62A 4种钛合金，Ti6211 (Ti-6Al-2Nb-1Ta-0.8Mo，质量分数，%)合金虽然在著名的Alvin深潜器上成功应用，但由于该合金焊接时常出现开裂问题而被逐渐弃用[23]。TC4、TC4 ELI、Ti80及Ti62A 4种典型钛合金的基本力学性能指标列于表2[2,13,22,24~34]。总体来看，前3种材料的力学性能相差不大，室温拉伸强度均可达900 MPa左右，而Ti62A强度最高，屈服强度可达1200 MPa。Ti62A是近年来中国科学院金属研究所杨锐团队[22]为我国“奋斗者”号全海深载人潜水器用载人舱研制的一种更高性能的α+β钛合金，属于Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si-X系合金[35]，在韧性和可焊性与TC4合金相当的前提下，Ti62A合金的强度得到了大幅的提升，从而成功地解决了载人舱球壳水下万米承载的材料难题，可在满足下潜深度时尽可能减小壁厚，目前关于该合金服役可靠性的报道相对较少，仍需开展相关研究工作。TC4合金强度仅次于Ti62A，是目前应用最广泛的一种钛合金[36]，其名义成分为Ti-6Al-4V，是典型的α+β型钛合金，因其具有良好的强韧性匹配、较好的热稳定性等优良的综合性能而被广泛应用于航空航天、生物医学等领域，在深潜器的制造方面也得到了重要应用[7,20]。此外，为了进一步提高钛合金的断裂韧性和疲劳裂纹扩展抗力等损伤容限性能，通过降低间隙元素C、N和O及杂质元素含量[37]，在TC4钛合金的基础上改进得到了TC4 ELI (超低间隙，extra-low-interstitial)钛合金[24]，虽然其强度略有下降，但因其具有良好的耐冲击、耐腐蚀性能及焊接性能，被广泛应用于航空航天、石油化工、海洋环境[38,39]以及生物医学[40]等领域，已逐步取代TC4合金，成为目前制造深潜器耐压壳的关键材料[3]。

表2TC4、TC4 ELI、Ti80及Ti62A钛合金的基本力学性能指标[2,13,22,24~34]

Table 2Basic mechanical properties of TC4, TC4 ELI, Ti80, and Ti62A alloys at room temperature[2,13,22,24-34]

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(1) 组织类型。总体而言，钛合金保载疲劳敏感性由高到低的组织顺序为：等轴初生α相、集束组织、魏氏组织/网篮组织[75,77,78]。研究发现，具有网篮组织的Timetal 685[79]和Ti6242合金[80]基本不具有保载疲劳敏感性，这主要是由于网篮组织中存在的α变体对合金蠕变变形具有抑制作用[81]，且与β转变组织相比，保载疲劳裂纹在初生α相内扩展的速率更快[78,82]。

(2) 初生α相比例。随着合金中初生α相比例的减少，合金的强度得到提高，合金的保载疲劳及三角波疲劳寿命均得到提高[69,83]。研究[69]发现，当初生α相体积分数从36%升高至76%时，TC4合金的屈服强度降低了近90 MPa；在同一应力水平下，合金的三角波疲劳寿命与保载疲劳寿命均降低，相应地，合金的保载系数(dwell debit，定义为三角波疲劳寿命Nf与保载疲劳寿命Ndf之比)由2降到1.2。

(3) 微织构及晶粒尺寸。研究[63,72,82,84~87]表明，微织构会对钛合金保载疲劳性能产生重要影响，微织构有利于保载疲劳裂纹的萌生。与晶粒尺寸的影响相比，初生α相的晶体取向对合金保载疲劳寿命的影响更大[72]。减小晶粒尺寸尤其是软晶粒尺寸，且降低微织构强度可以降低合金保载疲劳敏感性[88]。

(4) 保载加载条件(峰值应力、保载时间和应力比等)。Wang和Cui[3]研究发现，随着峰值应力的降低，TC4 ELI合金保载疲劳敏感性降低，当最大应力小于合金屈服强度的70%时，保载疲劳寿命近似等于三角波疲劳寿命；此外，随着保载时间的增加，合金的保载疲劳寿命降低，而当保载时间超过120 s后，保载时间的影响降低，相关数据参见图3[3]。同样地，保载时间对TC4合金保载疲劳寿命的影响也非常显著。研究[51]发现，当峰值应力为屈服强度的95%时，保载时间从1 s增加到10 s，合金的保载疲劳寿命降低了约33%；Sun等[89]研究发现，随着应力比的增加，保载疲劳寿命增加，与单独的蠕变或疲劳加载条件相比，保载疲劳和三角波疲劳载荷的交互作用加速了TC4 ELI试样的破坏。Song等[90]对Ti62A合金开展了不同加载及卸载时间的保载疲劳实验，结果表明，保载疲劳寿命随加载及卸载时间的增加而降低，且试样形状会影响保载疲劳寿命；截面积相同时，同一加载条件的圆形截面试样保载疲劳寿命高于方形截面试样。

图3

图3不同保载时间及应力水平下TC4 ELI合金的保载疲劳寿命[3]

Fig.3Dwell fatigue life of TC4 ELI alloy under different dwell time and stress levels[3]

钛合金的抗疲劳裂纹扩展能力对保载疲劳寿命有重要影响[62]，加载条件对保载疲劳裂纹扩展速率的影响不可忽视。与低周疲劳相比，保载疲劳的裂纹扩展速率更快[71]，保载时间显著影响保载疲劳裂纹扩展速率，随着保载时间的增加，TC4合金的裂纹扩展速率显著增加，对保载疲劳寿命产生不利影响，且初生α相体积分数越大，保载时间对裂纹扩展速率的影响越大[91,92]。此外，应力比与应力幅也会影响保载疲劳裂纹扩展速率，在低应力比、高应力幅的加载条件下，塑性变形更易快速累积，裂纹扩展速率更快[92]。此外，预蠕变变形或保载疲劳过程中产生的塑性应变会使试样截面积减少，使得试样所承受的真应力增大，合金的保载疲劳裂纹萌生与扩展更容易[51]。

(5) 合金元素及氢含量。与β相含量较少的α及近α合金相比，TC4、Ti62A等α+β合金中β相稳定元素含量及β相体积分数较高，此类合金具有更低的保载疲劳敏感性[93]。此外，Mo元素含量会影响钛合金的保载疲劳性能[72,73,94,95]。Qiu等[72]通过对Ti624x(x= 2~6) 合金进行保载疲劳实验发现，Mo元素会促进合金热处理过程中片层α的形核，从而降低合金保载疲劳敏感性。H元素虽然不是钛合金存在保载效应的根本原因，但对合金保载疲劳的复杂影响仍是不能忽视的，尚需要开展进一步的研究工作[96~98]。

3.3.2 保载疲劳损伤的微观机制

虽然人们对钛合金保载疲劳的研究已有近50年的历史，但对钛合金保载疲劳微观机制的理解仍不全面。目前，关于钛合金保载疲劳损伤微观机制主要有应力重分配模型[77]和载荷释放(load shedding)模型[99]，此外，还有其他相关机制或观点。

(1) 应力重分配模型。该模型的主要观点为：假定一对软、硬(有利位错开动取向、不利位错开动取向)晶粒受到恒定应力的作用，由于不同取向的α晶粒具有不同的弹性模量及屈服强度，软、硬晶粒将分别发生不同的应变，而晶粒变形需要相互协调，导致软/硬晶粒内部应力不一致，硬晶粒的应力大于软晶粒，从而导致保载疲劳裂纹萌生。此外，保载疲劳裂纹一般萌生于试样次表面，在裂纹萌生区域可观察到解理小平面，这些小平面通常与应力轴垂直或倾斜，沿初生α相基面形成[100]。对于解理小平面的形成，Bache[77]引入了Stroh模型，认为位错会在软晶粒内滑移，并在相邻硬晶粒的边界处发生塞积，从而在硬取向晶粒中引起剪切应力并促使滑移带的形成，在外加循环拉应力和附加剪切应力的不断作用下，造成疲劳裂纹沿硬晶粒基面滑移带萌生。该模型为理解保载疲劳解理小平面的形成提供了一定帮助，但并未解释保载疲劳损伤的时间依赖性，相应的位错行为也需要进一步开展研究。

(2) 载荷释放模型。虽然钛合金的宏观应变速率敏感性与其他金属相比并无显著差异[42]，但低对称性的hcp结构α相固有的弹塑性各向异性会对合金的局部应力及位错运动造成影响，也使软、硬晶粒组合对力学性能产生重要影响。Hasija等[99]通过建立应变速率相关的晶体弹塑性模型来理解合金在不同应变速率下蠕变及保载疲劳过程中的整体和局部力学行为，并提出了时间依赖性的载荷释放模型。该模型考虑了钛合金α相本身的各向异性和变形的时间依赖性，认为局部应力集中和应力重分配是时间的函数，滑移首先发生在软取向的晶粒上，而硬晶粒应变小，为了保持应变协调性，软、硬晶粒会尽量保持同一应变，合金在保载过程中，软晶粒将部分载荷转移到硬晶粒，软晶粒中应力减小，而硬晶粒中尤其是晶界附近的应力不断增加，产生应力集中，保载时间越长、应变速率敏感指数越大，则应力集中越严重，最终形成裂纹。

Dunne等[101]进一步系统地研究了晶粒取向对载荷释放的影响，建立了晶体塑性模型。他们发现，当晶粒组合由c轴近似垂直于和平行于加载轴的软和硬晶粒组成，且其中软晶粒的柱面滑移系的滑移面与加载轴法线方向夹角呈70°的软-硬-软的晶粒组合时，晶界的局部应力最高，也最容易形成解理小平面，将其命名为“rogue grain combination” (软硬晶粒组合)；当应变速率敏感指数和保载时间增加时，硬取向晶粒中的局部应力增大，最终导致疲劳裂纹萌生。Venkatramani等[88]发现，晶界处的载荷释放对软晶粒的尺寸更为敏感。

(3) 冷蠕变相关的机制。除上述2个保载疲劳机制外，还有观点认为钛合金保载疲劳问题的关键是合金的室温蠕变即“冷蠕变”[88]。保载疲劳往往具有比普通疲劳更大的应变，且保载疲劳应变曲线与蠕变曲线非常相似[3]，说明保载阶段合金发生了冷蠕变，而如前文所述，室温蠕变对疲劳性能不利，一般地，保载疲劳累积应变越大，保载疲劳寿命越低[3,51,68,102]，这也可以解释为何具有网篮组织的合金具有较低的保载疲劳敏感性。此外，冷蠕变过程中往往出现变形局部化，导致应力集中，增加了疲劳裂纹萌生的倾向[65]。因此，进一步研究钛合金室温蠕变相关机制，降低保载疲劳过程中的冷蠕变，对钛合金保载疲劳性能的提高有重要意义。

(4) 应变速率敏感性相关的机制。虽然保载疲劳裂纹的萌生与合金中软、硬晶粒组合有关，但其他多晶金属材料如钢铁材料中，并不存在明显的保载疲劳敏感性，因此软、硬取向晶粒组合似乎也并不能从根本上彻底解释钛合金保载效应的本质。载荷释放模型[99]表明，应变速率敏感性对钛合金的保载效应具有重要影响。Zheng等[103]研究了二维离散位错塑性的应变速率敏感性，结果表明，在低应变速率下(< 103s-1)，应变速率敏感性主要来自于位错的热激活过程，即钉扎的位错脱离障碍的过程；在保载期间位错密度显著增加，这是由于在持续应力作用下，位错源持续激活及脱离障碍的能力随着时间的推移逐渐增强[95,104]。钛合金α相主要有柱面滑移、基面滑移及锥面滑移3种滑移系，虽然基面及柱面滑移都易开动[105]，但基面滑移比柱面滑移具有更高的应变速率敏感性，保载有利于软晶粒中基面滑移激活并造成更大的载荷释放[81,106]，开裂可能优先出现在软(基面滑移)-硬晶粒组合[81]，因此，硬晶粒内部的局部高应力可能不是导致基面滑移的直接原因，而保载阶段长时间施加应力造成应力集中对疲劳裂纹的形成有更大的作用[85,107]。此外，不同晶体取向的α晶粒应变速率敏感性也不同[105,108]，具有较弱保载效应的Ti6246钛合金晶粒的应变速率敏感性与晶体取向无关，而具有较强保载效应的Ti6242合金则表现出很强的晶体取向依赖性[105]。尽管目前人们在理解钛合金保载效应的应变速率敏感性方面做了大量工作，但为何基面滑移与柱面滑移的应变速率敏感性不同以及应变速率敏感性如何影响保载疲劳裂纹萌生等问题，尚需开展深入研究。

(5)β相及次生α相的影响机制。除了相邻初生α相的晶体取向对合金的保载疲劳性能有影响外，β相及次生α相的影响也不可忽视。β相阻碍了合金中位错在α-β-α基体内的滑移，这种阻碍作用随β相板条厚度的增加而增加[109]，这主要是由于板条β相的存在导致了位错塞积，与无β相相比，增加了位错塞积的位置，但降低了每个应力集中处塞积位错的数量，这有利于减少疲劳过程中合金的变形局部化[110~112]；然而，板条β相本身对合金保载性能的影响有限，伴随β板条产生的多种α变体对抑制位错塞积和应力集中起了更大的作用，这可能也是网篮组织比集束组织(colony structure)具有更低保载疲劳敏感性的原因[81]。对含有小体积分数初生α相的Ti6242s合金的保载疲劳性能研究[113]发现，初生α相晶体取向与β转变区中α+β集束排列方向之间的关系是影响初生α相位错行为的关键。张广平团队[69]对TC4合金局部初生α相-次生α相(αp-αs)组合损伤程度的定量表征发现，与发生大量滑移的初生αp相相邻的次生αs相在长时间疲劳载荷作用下逐渐发生损伤，这进一步加剧了合金的疲劳损伤。

3.3.3 保载疲劳寿命预测模型

基于上述的保载疲劳微观机制，人们对钛合金的保载疲劳寿命进行了预测，按照建模方法的不同可将预测模型分为以下3类。

(1) 基于晶体塑性有限元的模拟计算。Anahid等[114]提出了一种钛合金保载疲劳裂纹萌生模型，该模型利用在晶体塑性有限元多晶微结构模拟中计算的变量，通过塑性变形梯度来考察各滑移系的相互作用及裂纹萌生行为，有效地预测了疲劳裂纹形核所需循环周次和裂纹萌生位置，计算结果与实验结果基本吻合。Xu等[85]通过建立离散位错塑性模型，模拟保载过程中位错的运动实现了对保载疲劳寿命的可靠预测，将实验结果与预测模型结合，证实了在保载过程中Ti-834合金软取向晶粒中开动的柱面滑移导致位错在硬晶粒的晶界处塞积，形成应力集中，并促使相邻硬晶粒中的基面位错形核。该模型可以较好地预测累积应变及保载疲劳寿命。

(2) 基于蠕变和疲劳耦合作用的寿命预测。保载疲劳可看成是蠕变和疲劳的耦合作用，并可据此预测钛合金的保载疲劳寿命。Peng等[115]将保载时间和应力水平作为关键变量，划分了保载和疲劳2个区域。在高应力区，蠕变和棘轮效应显著，断裂方式为大变形引起的韧性断裂，增加保载时间对疲劳寿命影响显著；而在低应力区，断裂方式为典型的疲劳断裂，在此基础上，他们提出了基于疲劳、蠕变和棘轮效应的保载疲劳寿命预测模型，模型预测结果与实验结果吻合较好。Wang等[116]将峰值应力-疲劳寿命曲线划分为近似蠕变作用区、蠕变和疲劳混合作用区以及疲劳作用区。通过改变保载时间可以获得与蠕变寿命相接近的对应的保载饱和时间(当保载时间增加至某临界值时，保载疲劳寿命基本不随保载时间增加而减小，该临界值为保载饱和时间)和临界峰值应力σA，当保载疲劳与三角波疲劳应力-寿命曲线重合时，可确定转折峰值应力σB。据此，他们获得TC4 ELI合金的保载饱和时间、σA、σB分别为120 s、0.85σs和0.55σs(σs为屈服强度)。在疲劳寿命评估方法中，线性累积损伤准则是常用的方法，即将蠕变疲劳损伤定义为疲劳损伤与蠕变损伤的线性和，当蠕变损伤采用延性耗竭理论评估时，保载疲劳寿命几乎与保载时间、峰值应力和微观结构无关，可作为一种通用的保载疲劳寿命预测方法[117]。

(3) 基于软、硬晶粒晶界应力松弛的寿命预测。张广平团队[69,118]提出了“应力松弛诱导应力重分配模型”，如图4a[118]所示。当对软/硬晶粒施加应力σa后，较软的初生α相先发生塑性变形，开动的位错在αp-αs晶界处塞积并引起应力集中，借助Maxwell应力松弛模型[119]，假设αp-αs晶界为弹簧，次生α相为阻尼器(见图4b[118])，保载加载后晶界处的塞积应力σ0使弹簧发生弹性变形，初生α相晶界向相邻次生α相内弓出；当σ0足够大时，弹簧的部分弹性应变转变为阻尼器的塑性应变，即αp-αs晶界的部分弹性应变转变为次生α相的塑性应变，应力得到松弛。基于这一微观机理，依据初生α相塑性变形开动的位错数量可计算出σ0，如图4c[118]所示，并由此给出了保载疲劳过程中次生α相的塑性应变εs - cal计算公式[69]：

图4

图4应力松弛示意图、Maxwell模型、初生α相晶粒塑性变形示意图及应力松弛过程示意图[118]

Fig.4Schematics of stress relaxation (a), Maxwell model (b), plastic deformation ofαpgrain (c), and relaxation process (d)[118](αp—primaryαphase,αs—secondaryαphase;σa—applied stress,εe—elastic strain,εp—plastic strain,η—viscosity,E—Young modulus,σ(t)—time-dependent stress,b—Burgers vector,hi—height of slip steps, ΔLi—increment of the length of the grain after certain loading cycles,θ—angle between slip direction and loading direction,σ0—pileup stress,σc—critical stress)

式中，ΔLp为N个循环之后初生α相的应变，b为Burgers矢量模，$?$为黏度，E为Young's模量，t为保载时间(每个循环周次的保载时间为60 s)。次生α相的塑性变形计算结果与准原位实验测得的结果接近。图4d[118]给出了保载疲劳加载过程中αp-αs晶界处的局部应力变化示意图，其中σc为发生塑性变形的临界应力，应力超过该值时，发生塑性变形，低于该值时，发生弹性变形。“应力松弛诱导应力重分配模型”阐明了双态组织钛合金中软硬不同的初生α相与次生α相在保载疲劳过程中的应力松弛行为，描述了较软初生α相中高集中应力通过应力松弛向较硬次生α相中重分配，从而进一步导致保载过程中次生α相损伤程度增加的物理过程，为定量预测保载疲劳损伤提供了参考。

4结语与展望

综上所述，目前人们在钛合金构件服役可靠性方面开展了一系列工作，特别是针对在航空用钛合金的保载疲劳等方面开展了大量的实验和理论研究工作，但是，针对深海用钛合金构件服役可靠性评价与寿命预测尚有大量的问题亟待澄清，未来需要从以下几个方面开展相关研究。

(1) 针对深海服役条件下钛合金构件保载疲劳失效微观机理的基础研究。截至目前，针对深潜器用钛合金服役可靠性的研究工作主要是关注钛合金材料本身力学性能指标的优劣，而对构件在服役条件下综合力学性能的评价、特别是深潜器耐压壳服役条件下的诸多影响因素(应力类型、温度、腐蚀)的综合考量研究得尚不够充分。针对具有焊接结构的钛合金构件保载疲劳失效机制，以及钛合金及其焊接结构件在静载荷下的冷蠕变、交变载荷下的低周疲劳及保载疲劳载荷下的损伤机制、多种加载模式间的内在联系及与服役环境间的交互作用，仍需要开展深入系统的研究。

(2) 基于数据驱动的钛合金构件深海服役条件下的可靠性评价与寿命预测。如何通过大量的实验研究，建立钛合金构件保载疲劳服役性能数据库，基于已有的保载疲劳微观机制，建立物理模型驱动的机器学习模型，对深海服役条件下钛合金构件的服役寿命进行预测，实现数据驱动的钛合金构件服役可靠性及寿命的有效评估；根据构件的不同服役特点选择最优匹配的钛合金材料，建立高精度、通用性好的耐压壳服役寿命预测模型和数据库，为在役构件服役可靠性的快速评价提供数字化工具。

(3) 开发具有高强度、低保载效应的高性能钛合金。目前，有关保载疲劳微观机制的描述主要集中在二维尺度上，无法详细描述位错在三维空间的交互作用、微裂纹萌生及扩展等过程，因此，有必要将模型扩展到三维尺度[104]。在进一步理解保载疲劳失效机理的基础上，根据构件的服役特性从钛合金及其构件的成形、加工、热处理等方面全方位地对合金的组织结构进行调控，获得最优的服役组织结构，从而开发出具有高强度和低保载效应的钛合金。