面向航空關(guān)鍵承力結(jié)構(gòu)應(yīng)用：TB17鈦合金網(wǎng)籃組織高周疲勞優(yōu)勢（疲勞比0.75/清晰密集疲勞條帶/曲折裂紋路徑）及雙態(tài)組織疲勞不穩(wěn)定性的機(jī)理對比分析

超高強(qiáng)韌鈦合金作為航空鈦合金系列化跨代發(fā)展的高性能主干材料之一，具有高比強(qiáng)度?高比模量?高韌性?抗疲勞等優(yōu)異的綜合性能，可以滿足新一代武器裝備輕量化?長壽命等設(shè)計使用要求，是目前新型鈦合金開發(fā)和應(yīng)用研究的重點方向，需求十分迫切 [1-4]?

超高強(qiáng)韌鈦合金由于具有超高強(qiáng)度，因此其應(yīng)用主要集中于機(jī)體的關(guān)鍵承力結(jié)構(gòu)?在機(jī)體的起飛和著陸的過程中，每次都要承受一次增壓和卸壓的交替交變載荷 [5]，在這些交變載荷的長期作用下，可能引起疲勞裂紋的形核?擴(kuò)展及斷裂 [6-7]，因此疲勞現(xiàn)象是一個極為重要的研究領(lǐng)域?

早在 19 世紀(jì)上半期，August Wohler 認(rèn)識到，遠(yuǎn)低于結(jié)構(gòu)靜強(qiáng)度水平的單次載荷不會對結(jié)構(gòu)造成任何損傷，但如果同樣的載荷重復(fù)多次，在沒有任何先兆的情況下發(fā)生的則會造成結(jié)構(gòu)的完全破壞?趙少汴 [8] 研究結(jié)果顯示，疲勞失效在機(jī)械構(gòu)件的失效中占比高達(dá) 80%~90%，而在航空構(gòu)件中疲勞失效則占 80% 以上?因此，研究并分析鈦合金材料的疲勞壽命具有重大的工程指導(dǎo)意義 [9]?

TB17鈦合金是中國航發(fā)北京航空材料研究院在 “十二五” 總裝預(yù)研支持下研制的一種具有自主知識產(chǎn)權(quán)的飛機(jī)結(jié)構(gòu)用新型超高強(qiáng)韌鈦合金 [10-14]，具有優(yōu)異的綜合力學(xué)性能?本工作主要研究了 TB17鈦合金具有雙態(tài)組織?網(wǎng)籃組織與片層組織特征的高周疲勞性能與斷口形貌，分析其疲勞斷裂機(jī)理，為 TB17鈦合金的工程化應(yīng)用與選材提供一定的數(shù)據(jù)支持?

1、實 驗

實驗材料選用經(jīng) 3 次真空自耗電弧熔煉后的 TB17鈦合金鑄錠，后經(jīng)單相區(qū)開坯?兩相區(qū)反復(fù)墩拔鍛造后得到 Φ210 mm 的棒材，隨后分別通過兩相區(qū)鍛造 + 兩相區(qū)熱處理?準(zhǔn) β 鍛造 + 兩相區(qū)熱處理?兩相區(qū)鍛造 +β 熱處理獲得具有雙態(tài)組織?網(wǎng)籃組織和片層組織特征的厚度為 90~100 mm 的鍛坯?采用金相法測得該合金相變點在 848 ℃附近?

采用線切割的方法從經(jīng)過熱處理的 TB17鈦合金鍛坯上分別截取縱向顯微組織試樣?室溫拉伸試樣和高周疲勞試樣?采用 Sigma 300 場發(fā)射掃描電子顯微鏡進(jìn)行顯微組織觀察?樣品用自動拋光機(jī)拋光，然后在V(HF):V(HNO₃):V(H₂O)=10:7:83的腐蝕液中進(jìn)行腐蝕處理；室溫拉伸性能按 GB/T 228.1-2010 標(biāo)準(zhǔn)測試，采用工作區(qū)直徑為 5 mm 的 R7 圓棒形試樣，拉伸試驗在 INSTRON 5887 拉伸試驗機(jī)上進(jìn)行；軸向應(yīng)力疲勞試驗按 GB/T 3075-2008 標(biāo)準(zhǔn)測試，測試設(shè)備為 QBG-100 型高頻試驗機(jī)，試驗環(huán)境為室溫和空氣，試驗頻率為 105~120 Hz，正弦波加載，試樣應(yīng)力集中系數(shù)K_t=1，應(yīng)力比R=0.1?采用升降法計算出 TB17 不同顯微組織的疲勞極限，通過三參數(shù)冪函數(shù)法擬合得到疲勞S-N曲線?采用 SUPRA55 型場發(fā)射掃描電鏡觀察合金的疲勞斷口形貌?

2、結(jié)果與分析

2.1 顯微組織特征

TB17鈦合金經(jīng)不同鍛造工藝和熱處理工藝獲得的顯微組織如圖 1 所示?可以看出，TB17鈦合金經(jīng)過兩相區(qū)鍛造 + 兩相區(qū)熱處理后的顯微組織為雙態(tài)組織(圖 1a)，其顯微組織特征由 β 轉(zhuǎn)變基體上分布著不連續(xù)的初生 α 相以及在時效過程中從殘留 β 相中析出的彌散分布的細(xì)片層狀 α 相組成，沒有明顯的晶界產(chǎn)生?其初生 α 相的形態(tài)呈現(xiàn)出等軸狀或短棒狀，含量約為 12.2%，細(xì)片層狀 α 相的片層厚度為 20~50 nm?

TB17鈦合金經(jīng)過準(zhǔn) β 鍛造 + 兩相區(qū)熱處理后的顯微組織為網(wǎng)籃組織(圖 1b)，其顯微組織均由粗片狀 α 相?殘余 β 相以及其上彌散分布的細(xì)片層狀 α 相組成，無原始 β 晶界，粗片狀 α 相呈現(xiàn)相互交錯的編織狀?其粗片層 α 相的含量約為 16.5%，細(xì)片層狀 α 相的片層厚度為 35~60 nm，略高于雙態(tài)組織的片層厚度?

TB17鈦合金經(jīng)過兩相區(qū)鍛造 +β 熱處理后的顯微組織為片層組織(圖 1c)，其顯微組織均由晶界 α 相?沿晶界析出的片層 α 相以及晶內(nèi)析出的片層 α 相組成?由于熱處理溫度處于單相區(qū)，因此合金在固溶冷卻和等溫時效過程中形成了明顯的晶界，片層狀次生 α 相從晶界以及晶內(nèi)同時析出，在晶內(nèi)彼此交織排布，其片層 α 相的厚度為 40~100 nm?

2.2 室溫拉伸性能

TB17鈦合金經(jīng)不同鍛造工藝和熱處理工藝獲得的室溫拉伸性能如表 1 所示?可以看出，雙態(tài)組織狀態(tài)下的 TB17鈦合金具有最好的強(qiáng)塑性匹配水平，在抗拉強(qiáng)度高達(dá) 1376 MPa 的同時，還具有 8.2% 的延伸率，充分顯示了雙態(tài)組織在靜態(tài)拉伸性能方面的綜合優(yōu)勢?等軸組織或雙態(tài)組織的拉伸變形通常是在 α 相個別晶粒中以滑移開始的，隨變形程度的增加，滑移占據(jù)越來越多的 α 晶粒，并向周圍的轉(zhuǎn)變 β 組織擴(kuò)展，滑移帶間距小，晶界處位錯塞積應(yīng)力小，推遲了空洞的形成和發(fā)展，在合金斷裂前可產(chǎn)生很大的變形，從而獲得很高的塑性?

表 1 TB17鈦合金不同顯微組織的室溫拉伸性能

Table 1 Room temperature tensile properties of TB17 titanium alloy with different microstructures

當(dāng)顯微組織為網(wǎng)籃組織時，TB17鈦合金的強(qiáng)度和塑性均低于雙態(tài)組織，尤其是斷面收縮率，僅為雙態(tài)組織時的 50%?當(dāng)顯微組織為片層組織時，由于其固溶加熱溫度處于單相區(qū)，形成了粗大的 β 晶粒和連續(xù)網(wǎng)格狀晶界 α 相，雖然其拉伸強(qiáng)度明顯高于雙態(tài)組織和網(wǎng)籃組織，但片層組織中同一 α 集束具有相同的慣析面，位錯在擴(kuò)展時將毫無阻礙地穿過互相平行的 α 集束，使得垂直滑距長，容易出現(xiàn)粗滑移帶和微區(qū)變形不均勻，從而在晶界處產(chǎn)生嚴(yán)重的位錯塞積，促進(jìn)了空洞的形成和發(fā)展，導(dǎo)致試樣過早斷裂，因此塑性較低?因此，片層組織的延伸率和斷面收縮率明顯低于雙態(tài)組織和網(wǎng)籃組織?

2.3 室溫應(yīng)力高周疲勞

具有不同顯微組織特征的 TB17鈦合金在R=0.1，K_t=1時的S-N擬合曲線如圖 2 所示，采用指數(shù)函數(shù)公式對疲勞實驗數(shù)據(jù)進(jìn)行擬合，認(rèn)為應(yīng)力與疲勞壽命的對數(shù)呈線性關(guān)系?可以看出，當(dāng) TB17鈦合金的顯微組織特征為片層組織與網(wǎng)籃組織時，其疲勞壽命均隨應(yīng)力的降低逐漸升高，呈線性關(guān)系，且片層組織的分散性較大；當(dāng) TB17鈦合金的顯微組織特征為雙態(tài)組織時，其疲勞壽命與應(yīng)力呈雙線性關(guān)系，在各自線性曲線中壽命隨應(yīng)力的降低而提高，雙線型的S-N曲線分布同時代表了雙態(tài)組織的疲勞性能不穩(wěn)定，即雙態(tài)組織的 TB17鈦合金在疲勞過程中受到 2 種起裂機(jī)制相互競爭的干擾，不能確定材料優(yōu)先受到內(nèi)部損傷還是表面損傷?

在 TB17鈦合金中，其雙態(tài)組織主要由 β 轉(zhuǎn)變基體上分布的不連續(xù)的?占比為 12.2% 的?呈等軸狀或短棒狀的大塊初生 α 相，殘留 β 相，以及在時效過程中從殘留 β 相中析出的彌散分布的細(xì)小片層狀 α 相組成 (圖 1a)。在該顯微組織結(jié)構(gòu)中，與初生 α 相相比，β 相的強(qiáng)度較低，并且體心立方結(jié)構(gòu)的 β 相滑移系比密排六方結(jié)構(gòu)的初生 α 相多，因此在低應(yīng)力作用下 β 相內(nèi)的位錯會優(yōu)先開動，位錯在 β 相和初生 α 相的相界面處或在初生 α 相晶粒與 β 相晶粒的界面處不斷累積形成位錯塞積，位錯塞積的產(chǎn)生造成了較高水平的應(yīng)力集中?而初生 α 相晶粒尺寸較大，滑移系較少，協(xié)調(diào)變形的能力弱，這使得位錯塞積作用更明顯，裂紋更易萌生于試樣內(nèi)部的初生 α 相晶粒處，即容易在初生 α 相的界面處產(chǎn)生小刻面?同時，在一些情況下，因為組織形態(tài)不均勻，可能出現(xiàn)多個初生 α 相晶粒的聚集，所形成的初生 α 相晶粒簇破裂形成初始疲勞裂紋，使源區(qū)形貌出現(xiàn) “小刻面” 簇的特征，“小刻面” 的出現(xiàn)使得裂紋形核，從而促進(jìn)了裂紋擴(kuò)展?

采用升降法計算得出具有不同顯微組織特征的 TB17鈦合金的疲勞強(qiáng)度，如表 2 所示?可以看出，具有網(wǎng)籃組織特征的 TB17鈦合金疲勞強(qiáng)度最高，達(dá)到了 925.7 MPa，具有片狀組織特征的疲勞強(qiáng)度次之，達(dá)到了 911.4 MPa，略低于網(wǎng)籃組織，而具有雙態(tài)組織特征的疲勞強(qiáng)度最低，僅為 860 MPa，明顯低于其他 2 種組織特征的疲勞強(qiáng)度?

傳統(tǒng)觀點認(rèn)為，合金的疲勞比(σD/R_p0.2) 是判斷不同材料綜合疲勞性能優(yōu)劣的重要指標(biāo)，疲勞比越大，合金的綜合疲勞性能越好?如高強(qiáng)鋼的疲勞比為 0.55~0.65，鋁合金及鎂合金等不同有色金屬的疲勞比為 0.3~0.5 [15]，顯然高強(qiáng)鋼的綜合疲勞性能要優(yōu)于普通有色金屬?如表 2 所示，網(wǎng)籃組織的疲勞比最高，達(dá)到了 0.75，雙態(tài)組織次之，為 0.67，而片層組織最低，僅為 0.63?這說明，TB17鈦合金 3 種組織的疲勞比均超過了 0.6，具有優(yōu)異的綜合疲勞性能，相比較而言，網(wǎng)籃組織的綜合疲勞性能最好，片層組織最差?

表 2 具有不同顯微組織的 TB17鈦合金的力學(xué)性能

Table 2 Mechanical properties of TB17 titanium alloy with different microstructures

2.4 斷口分析

2.4.1 疲勞裂紋萌生特征

具有不同顯微組織特征的 TB17鈦合金的高周疲勞裂紋萌生位置和源區(qū)數(shù)量如表 3 所示，不同顯微組織特征鈦合金的宏觀斷口形貌如圖 3~ 圖 5 所示?由表 3 和圖 3~ 圖 5 可以看出，疲勞裂紋萌生位置和源區(qū)數(shù)量等斷口特征與最大疲勞加載應(yīng)力和循環(huán)周次存在一定的關(guān)系，高疲勞加載應(yīng)力往往導(dǎo)致低的循環(huán)周次?

當(dāng)疲勞加載應(yīng)力處于低應(yīng)力狀態(tài)時，其循環(huán)周次往往較高，疲勞裂紋傾向于在試樣內(nèi)部萌生；當(dāng)疲勞加載應(yīng)力處于高應(yīng)力狀態(tài)時，其循環(huán)周次往往較低，疲勞裂紋傾向于試樣表面萌生?同時當(dāng)疲勞加載應(yīng)力處于低應(yīng)力狀態(tài)下，疲勞裂紋傾向于單源萌生，而在高應(yīng)力狀態(tài)下，疲勞裂紋則傾向于多源萌生?

如當(dāng)顯微組織為雙態(tài)組織時，s9-31 試樣的疲勞加載應(yīng)力為 800 MPa，其循環(huán)周次為6.06 ×10⁶，疲勞裂紋從試樣內(nèi)部萌生，且為單疲勞源 (圖 3a)，而 s9-2 試樣的疲勞加載應(yīng)力為 1080 MPa，其循環(huán)周次為1.4 ×10⁴，疲勞裂紋從試樣表面萌生，且為多疲勞源 (圖 3b)?在疲勞擴(kuò)展區(qū)大小方面，當(dāng)疲勞裂紋萌生位置相同時，片層組織和雙態(tài)組織的疲勞擴(kuò)展區(qū)大小隨疲勞加載應(yīng)力的升高而呈現(xiàn)減小趨勢，網(wǎng)籃組織則無明顯的規(guī)律?

表 3 具有不同顯微組織的 TB17鈦合金的高周疲勞裂紋萌生位置和源區(qū)數(shù)量

Table 3 Location and number of source regions of high cycle fatigue cracks in TB17 titanium alloy with different microstructures

2.4.2 疲勞裂紋萌生機(jī)制

具有不同顯微組織的 TB17鈦合金代表性的斷口形貌如圖 6~ 圖 8 所示?通過宏觀斷口形貌觀察可以發(fā)現(xiàn)，疲勞斷口均由疲勞源區(qū)?裂紋擴(kuò)展區(qū)和瞬斷區(qū)組成，且為滑移主導(dǎo)失效?

由表 3 可以得出，在高疲勞加載應(yīng)力狀態(tài)下，不同顯微組織 TB17鈦合金的疲勞裂紋均傾向于表面萌生且為多疲勞裂紋源?和其他鈦合金甚至高強(qiáng)鋼的微觀萌生機(jī)制一致，在高應(yīng)力循環(huán)載荷的作用下，試件表面會形成大量的駐留滑移帶 (PSB)[16] 和擠出帶粗糙區(qū)，該區(qū)域破壞了試件表面的組織連續(xù)性，從而產(chǎn)生應(yīng)力集中進(jìn)而促使大量微裂紋形成?同時該情況下較大的循環(huán)疲勞載荷應(yīng)力為裂紋擴(kuò)展持續(xù)提供表面能和輸入變形功，使微裂紋繼續(xù)擴(kuò)展和連接，最終形成了較大裂紋?不同位置的大裂紋再次交匯后，較高的裂紋擴(kuò)展速率會迅速導(dǎo)致材料斷裂?

而在低疲勞加載應(yīng)力狀態(tài)下，裂紋傾向于試樣內(nèi)部萌生，以界面的開裂或某種相的開裂并形成 “小刻面”(small facet) 特征的方式起源?當(dāng)試樣的表面滑移變形帶來的粗糙區(qū)不足以引起試樣的疲勞失效時，材料的顯微組織和晶粒取向?qū)υ嚇拥钠谑鹬鲗?dǎo)作用?對于鈦合金來說，由于各相組織局部力學(xué)性能 (強(qiáng)度?塑性等) 與晶粒取向的差異，使得材料即便在宏觀彈性循環(huán)載荷作用下，某些晶粒因承受高于其微觀彈性極限應(yīng)力而進(jìn)入塑性變形階段?隨著載荷作用次數(shù)的增加，局部塑性應(yīng)變逐漸累積，微觀應(yīng)變梯度逐漸升高，促使材料內(nèi)部微觀應(yīng)變重新分配，在晶粒取向差較大或者組織不均勻的地方產(chǎn)生應(yīng)力集中導(dǎo)致微裂紋形成，隨著循環(huán)加載的進(jìn)行，外界載荷為裂紋擴(kuò)展提供能量使微裂紋繼續(xù)擴(kuò)展形成失效裂紋?

雙態(tài)組織 TB17鈦合金的斷口形貌如圖 6 所示?可以看出，紅色圓圈標(biāo)記的位置為裂紋匯聚于亞表面的主源位置 (圖 6a)，疲勞裂紋為單疲勞源且于試樣內(nèi)部萌生?靠近疲勞源區(qū)可見放射棱線和 “小刻面” 存在，遠(yuǎn)離源區(qū)可見弧形擴(kuò)展棱線?在疲勞應(yīng)力加載初期，靠近疲勞源區(qū)裂紋的擴(kuò)展速率較慢，疲勞裂紋在循環(huán)載荷的不斷反復(fù)作用下，疲勞斷口表面由于反復(fù)張開閉合而造成擠壓磨損，因此裂紋源區(qū)一般比較平整光滑 (圖 6b)，疲勞裂紋沿著一系列具有不同高度的宏觀小平面向周圍輻射擴(kuò)展，形成以裂紋源為中心向四周輻射的放射線和臺階?隨著疲勞裂紋的持續(xù)擴(kuò)展，疲勞斷裂過程進(jìn)入了擴(kuò)展區(qū)域，表現(xiàn)為準(zhǔn)解理斷裂，并且存在大量不連續(xù)的疲勞條帶和二次裂紋 (圖 6c)，同時在擴(kuò)展區(qū)也呈現(xiàn)了一些臺階狀特征，由于材料內(nèi)部顯微組織 (晶粒取向?晶界和第二相質(zhì)點等) 的差異，裂紋擴(kuò)展可能會由一個平面轉(zhuǎn)移至另一個平面，因此不同區(qū)域的疲勞條帶有時分布在高度不同?方向有別的平面上?最后斷口由擴(kuò)展區(qū)進(jìn)入瞬斷區(qū) (圖 6d)，其表面由眾多相互連接的凹坑組成，形貌粗糙，表現(xiàn)為韌窩斷裂特征?

網(wǎng)籃組織 TB17鈦合金的斷口形貌如圖 7 所示?可以看出，與雙態(tài)組織相似，疲勞裂紋源均萌生于試樣內(nèi)部，且為單一疲勞源 (圖 7a)，其宏觀斷口相對粗糙，斷口表面起伏較大，裂紋擴(kuò)展區(qū)和瞬斷區(qū)沒有明顯的界限，呈現(xiàn)逐漸過渡的特征，這與網(wǎng)籃組織具有優(yōu)異的斷裂韌度有關(guān)，在裂紋擴(kuò)展過程中吸收了大量能量，從而難以形成瞬斷的特征?在疲勞應(yīng)力加載初期，同樣形成了以裂紋源為核心向四周輻射的放射線和臺階，形貌與雙態(tài)組織類似 (圖 7b)?

在裂紋擴(kuò)展區(qū) (圖 7c)，其疲勞條帶要多于雙態(tài)組織，更加清晰密集，且二次裂紋數(shù)量更多，說明網(wǎng)籃組織的裂紋擴(kuò)展路徑更曲折，在擴(kuò)展時消耗的能量更多?疲勞條帶是疲勞裂紋擴(kuò)展區(qū)的典型微觀特征，是一系列基本上相互平行?略帶彎曲的波浪形條紋，這些條帶的長度方向與局部裂紋擴(kuò)展的方向垂直，疲勞條帶的間距表示裂紋擴(kuò)展速率，間距越寬，擴(kuò)展速率越大?由于材料內(nèi)部晶粒取向?晶界等顯微組織的差異，導(dǎo)致疲勞裂紋擴(kuò)展的平面可能由一個明顯轉(zhuǎn)移到另一個平面，從而不同區(qū)域的疲勞條帶有時出現(xiàn)在高度不等?方向相異的平面上?理想狀態(tài)下的疲勞條帶的數(shù)目應(yīng)該與循環(huán)載荷數(shù)目相等，但由于裂紋閉合效應(yīng)等因素的影響，循環(huán)載荷數(shù)目遠(yuǎn)遠(yuǎn)大于微觀可見的疲勞條帶數(shù)目 [17-18]?網(wǎng)籃組織的瞬斷區(qū) (圖 7d) 呈現(xiàn)混合斷口的形貌特征，相對于雙態(tài)組織，其韌性韌窩特征更明顯，且存在少量的疲勞條帶?

TB17鈦合金片層組織的斷口形貌如圖 8 所示?可以看出，疲勞裂紋源均萌生于試樣表面，且為多疲勞源，紅色圓圈標(biāo)記的位置為裂紋匯聚于表面的主源位置 (圖 8a)，其宏觀斷口相對粗糙，整個斷面可見大晶粒的原始形貌，這與片層組織具有粗大的 β 晶粒相符合，擴(kuò)展區(qū)面積與雙態(tài)組織相當(dāng)?與雙態(tài)組織和網(wǎng)籃組織不同，由于片層組織的源區(qū)位于試樣表面，因此其大量放射狀棱線以裂紋源為中心向試樣內(nèi)部延伸，且放射狀棱線更為整齊 (圖 8b)?在裂紋擴(kuò)展區(qū)，其疲勞條帶斷面更為細(xì)膩，疲勞條帶破碎化，僅存在少量的二次裂紋 (圖 8c)，瞬斷區(qū)形貌粗糙，斷口邊緣可見傾斜的剪切唇，表現(xiàn)為剪切韌窩斷裂特征 (圖 8d)?

3、結(jié)論

TB17鈦合金在雙態(tài)組織狀態(tài)下具有最好的強(qiáng)塑性匹配水平，網(wǎng)籃組織狀態(tài)下的強(qiáng)度和塑性略低于雙態(tài)組織，而片層組織由于存在粗大的 β 晶粒和連續(xù)網(wǎng)格狀晶界 α 相，獲得了最高的抗拉伸強(qiáng)度，但拉伸塑性下降明顯?

TB17鈦合金在 3 種組織狀態(tài)下均獲得了較高的高周疲勞強(qiáng)度，相比較而言，網(wǎng)籃組織的疲勞強(qiáng)度和疲勞比最高，雙態(tài)組織由于其疲勞壽命與應(yīng)力呈雙線性關(guān)系，疲勞性能并不穩(wěn)定，疲勞強(qiáng)度最低，而片層組織的疲勞比最低?

不同顯微組織的高周疲勞加載應(yīng)力處于低應(yīng)力狀態(tài)時，疲勞裂紋傾向于試樣內(nèi)部?單源萌生，處于高應(yīng)力狀態(tài)時，疲勞裂紋傾向于試樣表面?多源萌生?

不同顯微組織的高周疲勞斷口均由疲勞源區(qū)，裂紋擴(kuò)展區(qū)和瞬斷區(qū)組成，且為滑移主導(dǎo)失效?網(wǎng)籃組織的疲勞擴(kuò)展區(qū)存在更多的二次裂紋，且疲勞條帶更為清晰密集，說明網(wǎng)籃組織的裂紋擴(kuò)展路徑更曲折，在擴(kuò)展時消耗的能量更多?

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（注，原文標(biāo)題：顯微組織對TB17鈦合金高周疲勞性能的影響）