钛合金的比强度高、高温性能优异、焊接性能良好以及耐腐蚀性能出色，在航空航天、海洋船舶、能源化工以及生物医疗等领域得到了广泛的应用。但是，部分钛合金存在室温蠕变，即在室温下保持载荷(保载)产生的塑性应变随时间不断累积。在钛合金的服役过程中，结构件可能经历较长时间的保载过程，如潜水器在水下长时间作业以及航空器的巡航等。在室温下即使施加的保载应力低于名义屈服强度σ_p0.2，与其他金属材料相比，纯钛和部分钛合金依然发生较为明显的蠕变效应^[1~9]。这些钛合金有α型和α+β型钛合金，例如TA7(Ti-5Al-2.5Sn^[6])，TA19(Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo^[7])，TC4(Ti-6Al-4V^{[5, 8]})以及Ti6211(Ti-6Al-2Nb-1Ta-0.8Mo^[9])等含有密排六方结构α相的钛合金，而只含体心立方结构β相的β型钛合金的室温蠕变可忽略不计^[2,10~12]。钛合金在低于屈服强度的室温蠕变，通常观察到蠕变的第一阶段^[1,5~7,9]，亦称初始蠕变(Primary creep)阶段、瞬态蠕变(Transient creep)阶段或减速蠕变阶段^[1,7,9,13]。钛合金的室温蠕变不仅影响结构件的尺寸精度，造成应力松弛，影响结构件安全有效的服役^{[1, 2]}，室温蠕变引入的塑性应变还可能影响结构件的后续使用性能，比如疲劳性能^[14]，造成蠕变的二次危害。

保载疲劳是一种在三角波疲劳峰值载荷处引入保载过程产生的梯形波疲劳^[14,15]。部分钛合金在室温保载时产生显著的蠕变应变，因此与对应参数下的三角波疲劳相比，这些合金的保载疲劳通常呈现出更快和更大的塑性应变累积^[16,17]。同时，与对应参数下的三角波疲劳相比，这些钛合金的保载疲劳寿命(断裂周次)显著降低，有时可达一个数量级以上^[15,17]，这种现象称为保载效应。有学者把钛合金室温疲劳的保载效应归因于保载疲劳中更为显著的塑性应变累积^{[14~16,18~21]}，即认为保载疲劳中累积的塑性应变能加速疲劳损伤，而钛合金室温保载疲劳的塑性应变累积主要来源于室温蠕变。因此，钛合金的室温蠕变非常值得研究。

自1949年H. Andenstedt发现纯钛发生室温蠕变以来^[22]，很多学者对钛及钛合金的室温蠕变进行了深入研究。W. H. Miller等^[9] 研究了Ti6211合金的组织对其室温蠕变性能的影响。结果表明：与网篮组织相比，魏氏组织中集束结构的尺寸较大，而其中的α相取向相同。α相与β相之间符合Burgers取向关系，位错的滑移可在整个集束结构中进行。因此，魏氏组织提供了更长的滑移距离，使其具有较高的室温蠕变速率和蠕变变形量。而马氏体组织中片层之间的取向不同，界面成为滑移的障碍，使相同蠕变条件下马氏体组织的蠕变量最小。S. Ankem等^[23] 研究了Ti-8.1V合金的组织对其室温蠕变性能的影响。结果表明：在晶粒尺寸相同的条件下，等轴组织的室温蠕变性能优于魏氏组织。有关学者研究了Ti-1.6V^[24], Ti-9.4Mn^[10], Ti-14.8V^[11]等钛合金的晶粒尺寸对其室温蠕变性能的影响。结果表明，合金的晶粒尺寸越小其室温蠕变性能越好。与高温蠕变时晶界作为材料中有害因素的情况相反，室温蠕变时晶界成为滑移以及孪生变形的障碍。因此，钛合金的晶粒越细、晶界越多，其室温蠕变性能越好。很多学者研究了应力水平对钛合金室温蠕变的影响^{[1,2,5~7,9,24]}。应力水平影响钛合金室温蠕变的规律也容易理解：蠕变应力水平越低、蠕变效应越弱，蠕变应力低至一定程度(蠕变应力门槛值^[1])时蠕变效应消失。以往关于钛合金材料蠕变应力方面的研究，主要关注在各个应力水平下蠕变的定量化，很少测试材料蠕变应力的门槛值。S. Ankem等提出了钛及钛合金室温蠕变的微观变形机制^[25,26]：单相α钛合金和单相β钛合金中主要为滑移以及具有时间依赖性的孪生；在α+β两相钛合金中为α相中的滑移和孪生，相间界面滑移以及β相中的应力诱发马氏体相变等。目前国内外对钛合金室温蠕变的研究，主要集中在显微组织和应力水平对不同钛合金室温蠕变的影响，以及室温蠕变的微观变形机制^{[1,5~7,9,13,27, 28]}。鉴于此，本文参照文献[1]设计一种阶梯升力蠕变实验，研究不同应力水平下的蠕变并测试合金的蠕变应力门槛值，研究宏观织构、应力水平和预塑性应变等因素对Ti-6Al-4V轧制板材室温蠕变的影响以及已发生的室温蠕变对材料后续的蠕变性能和疲劳性能的影响。

实验用试样均取自一块板厚(符号为H)为72 mm的Ti-6Al-4V轧制板材。出于深海高压的工程应用背景，文中侧重于压缩实验，因此试样规格的设计参考了GB/T 7314-2005《金属材料室温压缩试验方法》。无论压缩还是拉伸，本文中所有实验(单调加载实验、蠕变实验以及疲劳实验)用样的尺寸均统一为图1a所示的规格，试样平行段的尺寸为ϕ6 mm× 14 mm。

在研究宏观织构对Ti-6Al-4V室温蠕变性能的影响时，需要抽取不同方向的试样，图1b为其取样示意图。抽取RD(轧向)或TD(横向)试样时，沿板厚方向每12 mm抽取一排，从表层到心部正好取得3排试样，分别命名为表层(0H)、亚表层(0.25H)和心部(0.5H)试样。沿板材厚度方向以中截面为对称面将轧制板材上下部分视为对称，文中不再区分上下表层和上下亚表层。考虑到试样的尺寸(图1a)，抽取ND(板厚方向)试样时只能抽取一个位置变量的ND试样，且其平行段位于板厚方向的心部，因此命名为ND 0.5H。

采用控制变量法，研究应力水平、预塑性应变对Ti-6Al-4V室温蠕变性能的影响以及室温蠕变对合金后续蠕变以及疲劳性能的影响，为使材料学变量只有一个，本文在这些实验中统一采用只能抽取一个位置变量的ND试样，即ND 0.5H。

无论是压缩还是拉伸，所有测试力学性能的实验(单调加载实验、蠕变实验以及疲劳实验)都在Instron 8801上进行，使用机器附带的轴向引伸计测量和控制应变，实验环境均为室温大气环境。室温单调压缩和单调拉伸实验全程采用恒应变速率的控制模式，参数的设定分别参考国标GB/T 7314-2005《金属材料室温压缩试验方法》和GB/T 228.1-2010《金属材料拉伸试验第1部分：室温试验方法》，单调压缩实验的应变速率为0.8×10^-4/s，单调拉伸实验的应变速率为2.5×10^-4/s。在单调压缩实验中，由于试样在压缩过程中应力逐渐偏离单轴压缩状态，伴随着试样快速发生屈曲失稳断裂风险的加剧，为了避免机器夹头在高压状态下发生碰撞，在总应变达到4%时即终止实验。蠕变和疲劳实验，均采取载荷控制的方式。由于不同方向试样间的屈服强度差异过大(可达150 MPa以上，见表1)，在设定普通蠕变的蠕变应力以及保载疲劳的峰值应力时进行了归一化处理，均采用试样各自屈服强度σ_y(由该位置平行样的单调加载实验获取)的0.95倍，即σ_max=0.95σ_y。普通蠕变和保载疲劳的加载波形的示意图如图2所示，其中加卸载时间均为1 s，普通蠕变的保载时间大于100 h，保载疲劳每周次的保载时间为120 s，应力比R = 0。对于三角波高周疲劳(HCF)，σ_max=0.8σ_y或0.95σ_y，应力比R=0，疲劳波形为三角波，疲劳频率f为10 Hz。

出于工程应用背景的需要，本文研究织构对合金室温力学性能(单调加载、蠕变以及保载疲劳)的影响时，均采用压应力。研究应力水平、预塑性应变对合金蠕变性能的影响时，对压应力、拉应力的情况进行了实验并进行对比。研究已发生的蠕变对合金后续疲劳性能的影响时，为了避免压应力下疲劳试样断裂时机器夹头在高压状态下发生碰撞，只测试拉应力的情况。原则上，相对于拉应力拉应变，压应力压应变人为约定的符号为负号，但文中大部分实验为压应力下的实验，同时为了方便观察以及对比拉压，本文中的压应力压应变也全部换算成正号。

显微组织和宏观织构表征样，均在各厚度层的中心位置切取。用于表征显微组织的试样经150#、800#和2000#砂纸磨光后使用二氧化硅悬浊液抛光，然后用体积比为HF∶HNO₃∶H₂O=1∶3∶96的Kroll试剂腐蚀，最后用金相显微镜ZEISS Axiovert 200 MAT观察金相显微组织。用于表征宏观织构的试样经150#、800#和2000#砂纸磨光后用无水乙醇冲洗干净，做好方向标记后用D8 Discover X射线衍射仪测试织构。

在轧制板材过程中组织和织构可能不均匀，从而使材料的力学性能不均匀，因此研究室温蠕变和保载疲劳性能前，表征和测试钛合金轧制板材的组织、织构和基本力学性能(如单调加载性能)，以对板材的组织、织构和力学性能形成基本的认识，为后续室温蠕变以及保载疲劳实验的设计和分析做准备。

本文实验用Ti-6Al-4V轧制板材各处的组织均为短棒状，差异并不显著(图3)，因此本文只研究织构对Ti-6Al-4V室温蠕变性能的影响。

织构是多晶材料中晶粒发生择优取向而偏离随机分布的结果，织构使多晶材料的力学性能产生各向异性。钛合金中的α相属于密排六方(Hexagonal Close-Packed, HCP)结构，其对称性比面心立方(FCC)和体心立方(BCC)等晶体结构更低，容易开动的滑移系有限，因此在轧制等塑性成型阶段α晶粒容易朝着相同的宏观方向转动，即发生择优取向而形成织构。在α相含量较高的钛合金(α钛合金、近α钛合金以及部分α+β钛合金)轧制板材中，常见的织构有α晶粒的c轴(晶向<0001>)集中趋向平行于轧制板材横向TD的T型织构和α晶粒的c轴集中趋向平行于轧制板材法向ND的B型织构^[29,30] 。

密排六方晶粒沿着不同的方向，其力学性能的差异较大。在微观上，当单独的α晶粒c轴与应力轴平行时，晶粒内部可动滑移系的施密特因子较小，此时晶粒的变形难度最大。这种晶粒，称为硬取向晶粒；反之，当α晶粒的c轴与应力轴的夹角接近45°时，晶粒内部可动滑移系的施密特因子大，晶粒的变形难度小。这种晶粒，称为软取向晶粒^[16,31~33]。在宏观上，试样的<0001>基面织构与外加载荷的方向一致时，试样的变形难度最大，则其与强度相关的各力学性能会偏高。

为了研究织构对Ti-6Al-4V轧制板材室温蠕变性能的影响，需要表征和分析板材的织构。图4给出了Ti-6Al-4V轧制板材(0001)极图从表层到心部的变化。从图4a可以看出，板材表层α相晶粒的<0001>晶向趋向于指向TD附近，峰值极密度值约为3.15，即形成了T型织构。图4b表明，板材亚表层α相晶粒的<0001>晶向从TD向RD发散，α相晶粒的<0001>晶向不再只集中指向TD，而是散布在TD-RD平面上，并且极密度的值从TD到RD逐渐降低。这种取向的发散，使TD方向上<0001>晶向的峰值极密度值降低到2.08附近。图4c则表明，板材心部α相晶粒的<0001>晶向取向的发散达到两极化，并在TD和RD两个方向上集中，<0001>晶向的极密度值在TD和RD两个方向附近均出现极值，分别约为5和2.08。综上所述，在轧制板材的表层形成了T型织构，由表层到心部，<0001>晶向的取向由TD向RD发散，最后在心部形成了<0001>晶向分别沿TD和RD集中分布的两套织构。

考虑到织构使合金力学性能产生不均匀性，在设计室温压缩蠕变实验的参数前，先测试和分析了Ti-6Al-4V轧制板材各向各层试样的单调压缩性能。图5a给出了Ti-6Al-4V轧制板材各向各层试样单调压缩时真应力-应变曲线的差异。可以看出，弹性变形阶段属于线弹性变形，可用Hooke定律(式1)描述此阶段应力-应变的关系。

其中E为弹性模量，σ与ε分别为真应力和真应变。图5b则分别给出了Ti-6Al-4V轧制板材各向各层试样的单调压缩真应力-塑性应变曲线。可以看出，在双对数坐标系下真应力与真塑性应变的关系接近线性，因此可以用Hollomon公式(式2)描述两者之间的关系。

其中σ、ε˙、ε_p分别为真应力、应变速率、真塑性应变，K、m、n为材料参数，K为强度系数，m为应变速率敏感因子，n为加工硬化指数。

使用式(1)对各应力-应变曲线的弹性段进行线性拟合，斜率即为每个条件下的弹性模量E。根据拟合结果绘制出的直线向右平移0.2%的应变量，则直线与应力应变曲线交点处的应力即为名义屈服强度(σ_p0.2，下文用σ_y表达)。使用式(2)对塑性段在双对数坐标系下的真应力-塑性应变曲线进行线性拟合，斜率即为每个条件下的加工硬化指数n，截距为lg(K×ε˙m)。应变速率敏感因子m的取得，需要设计不同应变速率下的单调压缩实验。由于本文的单调压缩实验均固定在同一个应变速率0.8×10^-4/s下，无法得到m，因此也无法得到K。单调压缩实验在总应变达到4%左右时，即终止(图5a)，此时试样均未断裂，因此也未测出单调压缩的抗压强度、断后伸长率和断面收缩率等性能指标。得到的T i-6Al-4V轧制板材各向各层单调压缩性能(σ_y, E, n)汇总于表1。

由图5和表1可以得出：随着织构的存在和变化，Ti-6Al-4V轧制板材单调压缩性能出现显著的各向异性和沿板厚方向的变化。关于各向异性，屈服强度σ_y和弹性模量E均表现为TD>RD>ND。沿板厚方向从表层到心部，<0001>晶向的取向由TD向RD逐渐发散，使TD试样的屈服强度σ_y和弹性模量E均出现下降的趋势，其中屈服强度σ_y的降幅可达60 MPa，而RD试样的性能则呈现微弱的上升趋势。

从表1还可见，加工硬化指数n也因为织构的出现及变化而出现一定的各向异性和沿板厚方向的变化。加工硬化指数n与<0001>峰值极密度之间有接近线性的正相关关系，因此加工硬化指数n是一个与宏观织构指标<0001>峰值极密度紧密相关的力学性能指标，可在一定程度上通过后者调控前者。

图6a、b分别给出了归一化后蠕变应力均为0.95σ_y时Ti-6Al-4V各向各层室温压缩蠕变的蠕变应变-时间曲线和蠕变速率-时间曲线。由图6b可见，蠕变速率ε˙c随时间t呈不断下降，说明在0.95σ_y的蠕变应力水平下Ti-6Al-4V轧制板材前100 h的室温压缩蠕变基本上属于初始蠕变阶段。在双对数坐标系下蠕变速率ε˙c随时间t的关系接近线性下降，说明两者之间的关系可表示为

解式(3)中的微分方程并根据边界条件蠕变时间t=0和蠕变应变εc=0，可得蠕变应变εc与时间t之间的关系

式(4)已经在钛合金的室温蠕变实验中得到了验证和使用^{[5~7,9,13,27,28]}，其中蠕变参数A和b分别为蠕变系数和蠕变指数，拟合图6a中的蠕变应变-时间曲线可得。表2列出了本文所用的Ti-6Al-4V轧制板材各向各层室温压缩蠕变参数的拟合结果(拟合时蠕变应变、时间分别以%、h为单位)。

进行理论推导^[7,13]可得蠕变参数A、b与其他材料参数和实验参数的关系为

其中m、n、K分别为材料的应变速率敏感因子、加工硬化指数和强度系数。这三者可通过设计不同应变速率下的恒应变速率单调加载实验得到^[7] 。σ_c为蠕变应力，意味着在理论上可通过恒应变速率单调加载实验得到材料参数m、n、K，然后使用公式(5)和(6)计算出公式(4)中的蠕变参数A和b，进而计算并预测蠕变应变-时间曲线。同时，公式(6)表明，材料的蠕变指数b只是材料参数m、n的函数，因此b也是材料参数，且随着n的增大以及m的减小而减小。对于一定的材料，蠕变指数b不变，而蠕变系数A随着蠕变应力σ_c的增大而增大。这意味着，蠕变效应随蠕变应力σ_c的增大而增大。

由图6a和表2可见：Ti-6Al-4V轧制板材室温压缩蠕变性能也出现显著的各向异性和沿板厚方向的变化。在各向异性方面，对比板材心部(0.5H)的数据，ND试样的蠕变系数A和蠕变指数b均大于TD和RD试样。从表1可见，ND试样的屈服强度σ_y最低，在归一化蠕变应力σ_c均为0.95σ_y的情况下，σ_c也是最低的。此时ND试样的两个蠕变参数A和b依旧最大，表明ND试样的蠕变性能最差。而与RD试样相比，TD试样的情况略为复杂。在总体上，TD试样的蠕变系数A较大，而蠕变指数b较小。从图6a中的蠕变应变-时间曲线可见，蠕变系数A较小的RD试样的蠕变应变量总体偏小，其蠕变性能看似更优，但是从表1可见，TD试样的屈服强度比RD试样高50~100 MPa。在归一化后蠕变应力均为0.95σ_y的情况下，TD试样的蠕变应力仍高出RD试样近48~95 MPa。而公式(5)表明，蠕变系数A是一个与蠕变应力σ_c相关的物理量，因此TD试样的蠕变系数较大，相同时间条件下其蠕变量更高是正常的，并不能因此认定TD试样的蠕变性能更差。

应在相同的使役条件下评价两种材料某种性能的优劣，例如在相同的蠕变应力值下评价两种材料的蠕变性能。因此，本文归一化蠕变应力的实验设计，直接使用与蠕变应力σ_c相关的蠕变系数A或蠕变量评价不同方向试样蠕变性能的优劣是不妥的。而公式(6)表明，蠕变指数b是一个与蠕变应力σ_c无关的材料参数，只与材料参数m、n相关。同时，考虑到蠕变性能是材料在较长服役时间中的表现，蠕变指数b作为蠕变量增长的衡量指标(双对数坐标系下蠕变应变-时间曲线的斜率)，对更长时间后的蠕变量更具有决定性。更小的蠕变指数b往往代表更优的蠕变性能。因此在蠕变应力值σ_c不统一的情况下，应该使用与蠕变应力值不相关的材料参数蠕变指数b评价材料的蠕变性能。从蠕变指数b的角度评价蠕变性能，TD试样的蠕变指数b更小，其蠕变性能更优，这与TD试样比RD和ND试样具有更高的<0001>峰值极密度以及更高的屈服强度σ_y、弹性模量E以及加工硬化指数n的结果相吻合。

比较压缩蠕变性能沿板厚方向的变化趋势，可以发现，无论是TD还是RD，心部试样的A、b均小于表层以及亚表层试样。这表明，心部的蠕变性能优于表层以及亚表层，而这个结果与无论是TD还是RD心部试样均具有较高的<0001>峰值极密度是对应的，见图4和表2。

从表1和表2可见，加工硬化指数n和蠕变指数b均与织构指标<0001>峰值极密度密切相关，因此可以综合考虑三者之间的量化关系。从图7a可见，随着<0001>峰值极密度的增大材料的加工硬化指数n接近线性地增大，而蠕变指数b接近线性地降低(蠕变性能变优)，因此加工硬化指数n与蠕变指数b之间应存在接近线性的关系(图7b)，这似乎与公式(6)所示的n与b之间的非线性关系不符。图7b给出了实测的加工硬化指数n与蠕变指数b之间的关系，和对m不同赋值时根据公式(6)计算出的加工硬化指数n与蠕变指数b之间的关系。可以看出，根据公式(6)计算出的加工硬化指数n与蠕变指数b之间的关系在局部范围内接近线性变化；还可以看出，当m约为0.0075时根据公式(6)计算出的n-b之间的关系与实测结果比较接近。这在一定程度上表明了公式(6)的适用性，还能评估出Ti-6Al-4V的m约为0.0075。文献[7]^{实测了Ti6242室温压缩时的m为0.01，而Ti6242的室温蠕变量和蠕变指数b显著比Ti-6Al-4V的大。公式(6)表明，b随着m的减小而减小，因此Ti-6Al-4V的m值0.0075小于0.01是合理的。如果把m假设成一个固定值代入公式(6)是偏于理想化的，织构的变化影响合金的加工硬化指数n，也可能影响其应变速率敏感因子m。因此图7b中的部分实测数据点，在一定程度上偏离把m赋值为0.0075代入公式(6)计算出的加工硬化指数n与蠕变指数b之间的关系。}

综上所述，Ti-6Al-4V轧制板材中的织构使合金的室温蠕变性能产生各向异性，织构沿板厚方向的变化也使合金的室温蠕变性能沿板厚方向变化。合金在加载方向上的<0001>峰值极密度增高，则其加工硬化指数n接近线性地增大，而蠕变指数b接近线性地降低，室温蠕变性能变优。室温蠕变性能与单调加载性能紧密相关，在一定程度上可根据材料的单调加载性能参数快速评估蠕变性能。

在广义上，钛合金的室温保载疲劳的塑性应变累积也可归于室温蠕变的范畴^[4]。本文简要设计了不同方向试样的室温压缩保载疲劳实验，并与普通室温压缩蠕变中的塑性应变累积规律进行对比，如图8所示。从图8可见，室温压缩保载疲劳中塑性应变的累积与室温压缩蠕变均属于初始蠕变阶段。使用公式(4)也可取得较好的拟合结果，得到的蠕变参数列于表3(拟合时蠕变应变、时间分别以%、h为单位)。如表3所示，室温压缩保载疲劳的塑性应变累积的参数b也表现出了TD<RD<ND的规律，与普通压缩蠕变中蠕变参数b随各个方向的变化规律一致，都随着<0001>峰值极密度的增大而减小。

与普通室温蠕变相比，引入了疲劳过程的室温保载疲劳的蠕变系数A明显偏大，而蠕变指数b较为接近。因此，保载疲劳的塑性应变累积速率和累积量都明显比普通蠕变的高(图8)。这意味着，保载疲劳中的疲劳行为促进了塑性应变累积。这种现象当在有疲劳裂纹产生的情况下，可能与疲劳裂纹尖端塑性区(Crack Tip Plastic Zone, CTPZ^[34,35])有关^[36]。疲劳裂纹尖端的塑性区可作为放射源释放大量的位错，进而使蠕变加剧^[9]，而蠕变产生的塑性应变又加剧了疲劳损伤^[14]，从而引发疲劳-蠕变的交互作用^[18]，使保载疲劳比普通蠕变有更快的塑性应变累积速率。

从公式(5)和(6)中蠕变应力对蠕变参数的影响，不难理解应力水平对室温蠕变的影响：蠕变应力σ_c越高，虽然蠕变指数b不变但是蠕变系数A增大，因此蠕变效应越明显。

以往通常采用常规蠕变的方法测试蠕变应力门槛值，即进行多个应力水平下的常规蠕变实验直到找出发生蠕变的应力水平。本文参考文献[1]设计了一种阶梯升力蠕变实验，研究不同应力水平下的蠕变情况并测试Ti-6Al-4V合金的蠕变应力门槛值。阶梯升力蠕变实验，是用一支试样进行蠕变应力随时间呈阶梯状递增的实验。典型的阶梯升力蠕变实验的应力-时间曲线(即加载曲线)和应力-应变曲线，分别如图9a和b所示。图9c和d分别给出了在拉伸和压缩条件下阶梯升力蠕变实验中各个应力水平下的蠕变曲线。实验结果表明：对于Ti-6Al-4V轧制板材，无论拉伸还是压缩，只有蠕变应力水平超过0.8σ_y时才能观察到蠕变效应，即合金的蠕变应力门槛值约为0.8σ_y；当蠕变应力大于0.85σ_y时，室温蠕变效应较为明显；高于蠕变应力门槛值时，室温蠕变效应随应力水平的增大而增大。根据上述结果，探讨其他因素对室温蠕变性能的影响时，为了观测到明显的蠕变数据以进行量化研究，应选择高于0.8σ_y的蠕变应力，本文选用0.95σ_y。

在阶梯升力蠕变实验后，附带进行了阶梯降力蠕变实验(图10a中的红圈部分)以考察预先进行的高应力水平下的蠕变对后续各个较低应力水平下蠕变的影响。在阶梯降力蠕变实验中发现：在高应力水平下已发生的蠕变强烈抑制后续较低应力水平下的蠕变(图10b)，经历过高应力水平(如0.95σ_y)下的蠕变后，低应力水平(如0.9/0.85/0.8σ_y)下的蠕变几乎很难再产生蠕变应变。这种抑制现象，在拉伸或者压缩阶梯降力蠕变实验中都被发现。

针对“高应力水平下已发生的蠕变对后续较低应力水平下的蠕变有着很强的抑制”，本文提出两种假设：1、在加载历史中存在的高应力可抑制较低应力水平下的蠕变；2、加载历史中在高应力下长时间蠕变产生的较大的塑性应变导致的加工硬化抑制较低应力水平下的蠕变。针对假设1，本文设计一种“拉伸+蠕变”(Tension+Creep，简记为T+C)的实验(图10c)，先拉伸至屈服强度，卸载后再进行0.9σ_y应力水平的蠕变。实验结果表明，此时0.9σ_y应力水平下的蠕变效应依旧很明显(如图10c中蓝色框线所标注)。这表明，瞬时存在的高应力(即使达到σ_y)也不能抑制较低应力水平下的蠕变，即假设1不成立。因此，“高应力水平下已发生的蠕变对后续较低应力水平下的蠕变有着很强的抑制作用”的关键，不在于较高的应力而在于长时间(导致的蠕变)，不在于应力而在于(塑性)应变。为了研究塑性应变对合金后续室温蠕变的影响，本文设计了不同预塑性应变(量与类型)对后续蠕变影响的实验，结果如图10d所示，其中“蠕变预制塑性应变+蠕变实验”和“拉伸预制塑性应变+蠕变实验”分别简记为“C+C”和“T+C”。实验结果表明：无论单调拉伸预制的塑性应变还是拉伸蠕变预制的塑性应变，均能抑制合金后续的拉伸蠕变。预塑性应变量越大则抑制作用越明显，预塑性应变量相近时单调拉伸预制的塑性应变与拉伸蠕变预制的塑性应变对后续蠕变的抑制效果接近。虽然预先存在的塑性应变抑制合金后续的蠕变效应而使钛合金结构件后续使用过程中的尺寸稳定性提高，但是预先存在的塑性应变会恶化钛合金材料的疲劳性能^[14]。因此对于疲劳载荷下服役的钛合金构件，要综合考虑预塑性应变对材料室温蠕变性能和疲劳性能的矛盾性影响。

为了研究室温蠕变产生的塑性应变对Ti-6Al-4V后续疲劳性能的影响，本文设计了蠕变+三角波高周疲劳(C+HCF，见图11a)与普通三角波高周疲劳(HCF)的对比实验，为了对比拉伸蠕变预制的塑性应变和单调拉伸预制的塑性应变对合金疲劳性能影响的差异，还进行了单调拉伸+三角波高周疲劳(T+HCF，见图11b)的实验。这些对比实验中高周疲劳(HCF)的参数均为：σ_max=0.8σ_y或0.95σ_y，应力比R=0，拉应力状态，疲劳波形为三角波，疲劳频率f为10 Hz。所有对比实验的结果，都列于表4。

从表4可见，在疲劳参数相同的条件下，含有预塑性应变的疲劳T+HCF和C+HCF与无预塑性应变的普通疲劳HCF相比，疲劳寿命会明显降低。在较低的疲劳峰值应力σ_max=0.8σ_y条件下，仅约为1%的预塑性应变即可造成疲劳寿命(断裂周次, N_f)将近10倍的下降；而在较高的疲劳峰值应力σ_max=0.95σ_y条件下，预塑性应变造成的疲劳寿命降低的幅度略小，约为1%的预塑性应变也可造成疲劳寿命近2倍的下降。上述实验结果表明，蠕变或拉伸预制的塑性应变均能降低材料的后续疲劳性能，且两者在相近的预塑性应变量的条件下对疲劳寿命的降低较为接近。因此，对于易于发生室温蠕变的钛合金，如果要应用在包含疲劳的条件下，比如保载疲劳这种会发生疲劳-蠕变交互作用的条件下，需要充分考虑材料可能发生的室温蠕变以及这些蠕变应变对材料后续疲劳性能的影响。关于塑性应变对钛合金疲劳寿命的损害作用及机制，文献[14]指出：试样中存在的更大的塑性应变意味着更高的位错等缺陷密度以及拉向实验中更高的真应力，这些因素使试样在经历疲劳载荷时内部产生更为剧烈的位错等缺陷之间的交互作用，使疲劳损伤速率提高而使疲劳寿命降低。

(1) 宏观织构显著影响Ti-6Al-4V合金的室温蠕变性能。在加载方向上合金的<0001>峰值极密度越高，则其加工硬化指数n越大，蠕变指数b越小，室温蠕变性能越好。

(2) 只有当蠕变应力不小于0.85σ_y时才能观察到Ti-6Al-4V轧制板材较为明显的室温蠕变，且室温蠕变效应随着蠕变应力水平的提高而增大。

(3) 预塑性应变能抑制合金后续的蠕变行为，预塑性应变越大其抑制作用越明显。已经发生的蠕变应变虽然能抑制合金后续的蠕变，但是也使合金后续的疲劳性能恶化。