材料工程  2019, Vol. 47 Issue (7): 112-120   PDF    
http://dx.doi.org/10.11868/j.issn.1001-4381.2018.000455
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刘石双, 仇平, 蔡建明, 李娟, 黄旭, 于辉, 刘利刚
LIU Shi-shuang, QIU Ping, CAI Jian-ming, LI Juan, HUANG Xu, YU Hui, LIU Li-gang
Ti60钛合金室温保载疲劳性能及断裂行为
Dwell fatigue property and fracture behaviour of Ti60 titanium alloy at room temperature
材料工程, 2019, 47(7): 112-120
Journal of Materials Engineering, 2019, 47(7): 112-120.
http://dx.doi.org/10.11868/j.issn.1001-4381.2018.000455

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收稿日期: 2018-04-23
修订日期: 2019-02-12
Ti60钛合金室温保载疲劳性能及断裂行为
刘石双1,2 , 仇平1 , 蔡建明2 , 李娟2 , 黄旭2 , 于辉1 , 刘利刚1     
1. 燕山大学 先进锻压成形技术与科学教育部重点实验室, 河北 秦皇岛 066004;
2. 中国航发北京航空材料研究院 先进钛合金航空科技重点实验室, 北京 100095
摘要: 研究高峰值应力条件下Ti60钛合金双态组织和片层组织的低周疲劳与保载疲劳性能,利用金相显微镜(OM)、扫描电子显微镜(SEM)和电子背散射衍射(EBSD)等观察和分析Ti60钛合金的显微组织与疲劳断裂行为。结果表明:显微组织对低周疲劳性能影响不大,但显著影响保载疲劳性能,双态组织保载疲劳敏感性大于片层组织;保载情况下,疲劳寿命显著下降;随峰值应力的提高,疲劳寿命下降,保载疲劳敏感性增加;相同循环周次内,保载疲劳塑性应变累积大于低周疲劳,双态组织的塑性应变累积大于片层组织;低周疲劳裂纹萌生于试样表面,为单裂纹源,而保载疲劳裂纹为内部多源萌生;断口表面均存在准解理小平面,双态组织断口准解理小平面密度大于片层组织。
关键词: Ti60钛合金    保载疲劳    保载疲劳敏感性    塑性应变累积    准解理小平面   
Dwell fatigue property and fracture behaviour of Ti60 titanium alloy at room temperature
LIU Shi-shuang1,2, QIU Ping1 , CAI Jian-ming2, LI Juan2, HUANG Xu2, YU Hui1, LIU Li-gang1    
1. Key Laboratory of Advanced Forging & Stamping Technology and Science of Ministry of Education, Yanshan University, Qinhuangdao 066004, Hebei, China;
2. Aviation Key Laboratory of Science and Technology on Advanced Titanium Alloys, AECC Beijing Institute of Aeronautical Materials, Beijing 100095, China
Abstract: The low cycle fatigue (LCF) property and low cycle dwell fatigue (LCDF) property of bimodal structure and lamellar structure for Ti60 titanium alloy under high peak stress were studied by means of optical microscope (OM), scanning electron microscope (SEM) and electron backscatter diffraction (EBSD). The results show that microstructure has little effect on LCF property, while significantly influences LCDF property. The dwell fatigue sensitivity of bimodal structure is higher than that of lamellar structure. Under dwell loading condition, the fatigue life decreases remarkably. The fatigue life decreases with the increase of the peak stress, while the dwell fatigue sensitivity increases. Within the same cycle, plastic strain accumulation of LCDF is greater than that of LCF, and the plastic strain accumulation of bimodal structure is more than that of lamellar structure. The LCF crack initiates at the specimen surface with single source, while LCDF crack originates inside of specimen with multiple sources. There are quasi-cleavage facets on the fracture surface. The density of facets for bimodal structure is higher than that of lamellar structure.
Key words: Ti60 titanium alloy    dwell fatigue    dwell fatigue sensitivity    plastic strain accumulation    quasi-cleavage facet   

随着先进航空发动机技术的不断发展,实际服役条件变得愈加复杂和苛刻,相应地对材料提出了更高的性能要求。高温钛合金以其密度低、比强度高、热强性和耐蚀性好等优点,广泛用于先进航空发动机风扇和压气机的叶片、轮盘、整体叶盘及机匣等[1]。新一代高推重比航空发动机压气机高温环境使用的整体叶盘、整体叶环和机匣等构件设计选用了高性能的高温钛合金材料[2-3],如600℃高温钛合金、Ti2AlNb合金等替代镍基高温合金,可以显著减轻发动机结构质量[1, 4-5],从而提高发动机的推重比和使用性能。

航空发动机在工作时,压气机轮盘或整体叶盘的盘体承受着与保载疲劳相似的交变循环载荷,即在常规低周疲劳载荷谱的峰值应力有一段保持时间,在相同峰值应力下,保载疲劳寿命显著小于常规的低周疲劳(low cycle fatigue, LCF)寿命,称之为保载疲劳(low cycle dwell fatigue, LCDF)现象[6-8]。保载疲劳现象最初得到关注是在1972年末至1973年初,英国Rolls-Royce公司生产的RB211发动机先后发生两起IMI685钛合金风扇盘提前断裂失效故障[5, 9]。1997年加拿大航空公司波音767客机在起飞时,左翼CF6发动机突然发生非包容性破坏,分析结果表明:失效是Ti-6242钛合金3~9级高压压气机盘鼓组件因保载疲劳断裂所致[10]。钛合金保载疲劳问题引起国内外研究者的广泛关注,研究工作主要集中于近α型和α+β型钛合金。杨丽娜等[11]研究了Ti60钛合金双态组织的保载疲劳性能,结果表明,保载疲劳寿命比无保载条件的寿命明显降低,塑性应变累积明显高于无保载条件。Evans等[12]研究了5min保载时间对IMI685钛合金疲劳性能的影响,发现保载疲劳寿命较低周疲劳显著降低,在疲劳裂纹源处存在许多准解理小平面,认为裂纹源小平面对应于初生α相的基平面。由于保载疲劳产生原因的复杂性,至今尚未完全理解和掌握保载疲劳的规律。因此,高温钛合金保载疲劳行为的研究是发动机盘件使用可靠性评估和寿命预测的重要内容。本工作以600℃高温钛合金Ti60为研究对象,对双态组织和片层组织材料进行了不同加载条件下的疲劳实验,通过分析实验数据和疲劳断口,评估了Ti60钛合金的保载疲劳性能及其断裂行为。

1 实验材料与方法

本实验所用的Ti60钛合金是我国自主研制的600℃高温钛合金,名义成分见表 1,属于近α型钛合金,其β转变温度(Tβ)约为1050℃。Ti60钛合金具有优异的热强性、良好的疲劳和热稳定性,长期工作温度达600℃,适用于航空发动机压气机高温段整体叶盘、机匣等。通过两种不同热处理工艺获得不同的组织,即采用α+β区热处理得到双态组织,采用β区热处理得到片层组织。

表 1 Ti60钛合金名义成分(质量分数/%) Table 1 Nominal compositions of Ti60 titanium alloy (mass fraction/%)
Al Sn Zr Nb Ta Si C Ti
5.8 4.0 4.0 0.7 1.5 0.4 0.06 Bal

拉伸试样取自Ti60钛合金盘锻件,弦向取样,测试两种组织状态的室温拉伸性能,即抗拉强度(Rm)、屈服强度(Rp0.2)、伸长率(A)和断面收缩率(Z),每种组织状态采用两个试样。

疲劳试样取样方式与拉伸试样相同,按图 1所示加工成光滑疲劳试样,工作段采用等截面形式。按GB/T 15248-2008《金属材料轴向等幅低循环疲劳试验方法》,在MTS-370液压伺服疲劳试验机上测试室温低周疲劳和保载疲劳性能,采用应力控制模式,在大气条件下进行,疲劳实验选用接近材料屈服强度的峰值应力(σpeak),依次设定为800, 850MPa和900MPa,峰值应力σpeak近似为(0.8~0.9)Rp0.2。疲劳实验加载波形如图 2所示,一种为普通低周疲劳实验所用的三角波,见图 2(a),加载频率f=1Hz,应力比R=0.05;另一种为保载疲劳实验所用的梯形波,见图 2(b),与普通低周疲劳加载波形的差异在于在峰值应力处保持2min,其他测试条件与低周疲劳相同。

图 1 疲劳试样尺寸示意图 Fig. 1 Schematic diagram of dimension of fatigue specimen
图 2 疲劳实验加载波形  (a)低周疲劳;(b)保载疲劳 Fig. 2 Loading waveform for fatigue testing  (a)LCF; (b)LCDF

金相试样制备过程主要为:粗磨→精磨→抛光→腐蚀,腐蚀液配比为:5%(体积分数,下同)HF+10%HNO3+85%H2O。在DM3000M金相显微镜(OM)上观察和分析显微组织,利用FEI Nova Navo SEM450场发射扫描电子显微镜配备的EBSD探头以及TSL OIM Analysis 7×64, TSL OIM Data Collection 7等取向分析软件分析晶体取向。

2 结果与分析 2.1 室温拉伸性能

Ti60钛合金盘锻件两种组织状态的室温拉伸性能见表 2,对每种组织状态的拉伸性能取平均值,双态组织抗拉强度为1054MPa,屈服强度为966MPa,伸长率为8.6%,断面收缩率为13.0%;而片层组织抗拉强度为1116MPa,屈服强度为1029MPa,伸长率为4.3%,断面收缩率为7.3%。双态组织的塑性明显大于片层组织,而强度小于片层组织。

表 2 Ti60钛合金两种典型显微组织的室温拉伸性能 Table 2 Room temperature tensile properties of two typical microstructures for Ti60 titanium alloy
Microstructure Sample Rm/MPa Rp0.2/MPa A/% Z/%
Bimodal A 1046 957 8.1 12.0
B 1062 975 9.1 13.9
Average 1054 966 8.6 13.0
Lamellar A 1124 1039 5.3 7.8
B 1107 1019 3.3 6.7
Average 1116 1029 4.3 7.3
2.2 显微组织及晶体取向

图 3为Ti60钛合金经两种工艺热处理后得到的显微组织,其中,图 3(a)为α+β区热处理得到的双态组织,由等轴初生α相(αp)和β转变组织组成,β转变组织内为片层次生α相(αs)和残余β相;图 3(b)为β区热处理得到的片层组织,由交错的片层α相和β相组成,原始β晶界清晰可辨,β平均晶粒尺寸约为1mm。图中箭头所指为对应的α相和β相。

图 3 Ti60钛合金盘锻件典型显微组织  (a)双态组织;(b)片层组织 Fig. 3 Typical microstructures of Ti60 titanium alloy disk forging  (a)bimodal structure; (b)lamellar structure

图 4(a-1), (b-1)分别为双态组织和片层组织疲劳试样加载轴法向平面晶体取向分布图,其中红色为{0001}基面,蓝色为{1010}棱柱面,绿色为{2110}棱锥面,图 4(a-2), (b-2)分别为图 4(a-1), (b-1)晶体取向分布图对应的极图。由图 4(a-1), (a-2)可知,双态组织中初生α相等轴程度好,组织均匀一致,相邻α晶粒之间晶体取向差大,为任意取向分布,最大织构强度为3.852,从极图中看出比较集中的晶体取向为密排六方结构(HCP)α相晶体学c轴与加载轴方向近似平行的方向,即α相的{0001}基面与疲劳加载方向基本垂直。由图 4(b-1), (b-2)取向点分布位置可知,单个β晶粒内不同α集束之间的取向相对杂乱,最小取向夹角约60°,根据Burgers取向关系,由β转变为α相时有12种变体,由于晶体结构的对称性,α相变体之间取向差为60°或90°,这表明图 4(b-2)中比较分散的取向可能由同一原始β晶粒转变成不同取向的α变体,片层组织最大织构强度为14.747,微织构比较明显。

图 4 Ti60钛合金两种典型组织的晶体取向图(1)和{0001}极图(2) (a)双态组织;(b)片层组织 Fig. 4 Orientation maps(1) and {0001} pole figures(2) of two typical microstructures for Ti60 titanium alloy (a)bimodal structure; (b)lamellar structure
2.3 显微组织对疲劳性能和保载敏感性的影响 2.3.1 疲劳性能

Ti60钛合金盘锻件两种典型显微组织的低周疲劳和保载疲劳性能分别见表 3表 4。当峰值应力(σpeak)依次为800, 850MPa和900MPa时,双态组织的低周疲劳寿命Nf(平均值)分别为22395, 14779次和9347次,保载疲劳寿命Nf(平均值)分别为1258, 314次和71次;片层组织的低周疲劳寿命Nf(平均值)分别为18039, 15494次和8504次,保载疲劳寿命Nf(平均值)分别为9609, 2554次和197次,两种不同加载波形条件下,保载疲劳寿命明显低于低周疲劳寿命;随着峰值应力的提高,两种典型组织的低周疲劳和保载疲劳寿命均呈下降趋势;相同峰值应力条件下,两种类型组织的低周疲劳寿命相当,但片层组织的保载疲劳寿命明显高于双态组织。总之,两种典型组织在不同加载波形条件下的疲劳寿命均呈现随峰值应力的增加而下降的趋势。

表 3 Ti60钛合金双态组织室温疲劳性能 Table 3 Room temperature fatigue properties of bimodal structure for Ti60 titanium alloy
σpeak/MPa Loading waveform Nf/cycle Nf, av/cycle
800 Triangle wave 18906
25884
22395
Trapezoidal wave 1310
1206
1258
850 Triangle wave 17511
12047
14779
Trapezoidal wave 214
414
314
900 Triangle wave 10619
8074
9347
Trapezoidal wave 47
95
71
表 4 Ti60钛合金片层组织室温疲劳性能 Table 4 Room temperature fatigue properties of lamellar structure for Ti60 titanium alloy
σpeak/MPa Loading waveform Nf/cycle Nf, av/cycle
800 Triangle wave 18803
17275
18039
Trapezoidal wave 9596
9621
9609
850 Triangle wave 17621
13366
15494
Trapezoidal wave 2730
2377
2554
900 Triangle wave 7351
9657
8504
Trapezoidal wave 201
192
197
2.3.2 保载疲劳敏感性

保载疲劳敏感性是航空发动机钛合金转动部件安全可靠应用须重点关注的工程问题。一般将常规低周疲劳寿命和保载疲劳寿命的比值(NLCF/NLCDF)定义为保载疲劳敏感系数,数值越大,说明保载疲劳敏感性越强,即保载疲劳效应越明显。根据表 3表 4,计算Ti60钛合金两种典型组织的保载疲劳敏感系数,结果见表 5。两种典型组织的保载疲劳敏感系数均随峰值应力的增加而增大,在较低峰值应力时,保载疲劳敏感系数较小,与文献[13-14]结果一致。可见,降低峰值应力可以弱化钛合金的保载疲劳敏感性。组织状态对保载疲劳敏感系数亦有一定影响,双态组织的保载疲劳敏感性明显大于片层组织。

表 5 Ti60钛合金两种典型组织室温保载疲劳敏感系数 Table 5 Room temperature dwell fatigue sensitivity coefficient of two typical microstructures for Ti60 titanium alloy
Microstructural type σpeak/MPa
800 850 900
Bimodal 17.8 47.1 131.6
Lamellar 1.9 5.7 43.2
2.3.3 疲劳损伤累积

图 5为两种典型组织在不同加载波形条件下的塑性应变累积曲线,可以看出:循环塑性应变累积取决于峰值应力,峰值应力越大,单位时间内塑性应变累积越大,疲劳寿命越低。低的峰值应力对应小的塑性应变累积量,至最终断裂时,塑性应变累积量小,疲劳寿命高,与Bache[5]和杨丽娜等[11]的研究结果一致。

图 5 Ti60钛合金两种典型组织室温低周疲劳(1)和保载疲劳(2)塑性应变累积曲线 (a)双态组织;(b)片层组织 Fig. 5 Plastic strain accumulation curves for room temperature LCF(1) and LCDF(2) of two typical microstructures of Ti60 titanium alloy  (a)bimodal structure; (b)lamellar structure

在相同峰值应力和循环周次条件下,与常规的低周疲劳加载方式相比,保载加载时,在每个循环周次内产生的塑性应变累积明显增加。根据疲劳损伤累积模型[11],疲劳失效是材料损伤累积的结果,单位循环周次内产生的疲劳损伤越大,达到材料可承受的最大损伤循环周次越少,导致保载加载条件下疲劳寿命显著下降。在保载加载条件下,双态组织每个循环周次的塑性应变累积明显大于片层组织。根据Farenc的Locking-unlocking理论,释放位错需要时间,保载加载正好符合这种条件。在下一个循环时,有可能激活其他滑移系,已经存在的位错也有可能成为障碍物,阻碍后面滑移带运动,从而形成位错网。当位错从障碍中释放出来时,产生塑性应变,随循环加载次数的增加,塑性应变累积不断增加,与Thomsen等[8]和Peng等[15]研究结果一致,即随保载时间的延长,塑性应变累积增加,保载疲劳过程的塑性应变累积大于常规低周疲劳过程。对于片层组织,因α集束内的α片具有相同的晶体学位向关系,在外加载荷作用下,滑移距离长,亦即滑移变形困难,因此,相应的塑性应变要小。

2.4 疲劳断口分析 2.4.1 宏观分析

在两种加载方式的疲劳实验过程中,由于峰值应力高(屈服强度的80%~90%),疲劳裂纹一旦萌生就会快速扩展,直至试样发生瞬断。以峰值应力为850MPa时的疲劳断口为例,如图 6所示,宏观断口圈示部分为裂纹源,疲劳断口可分为3个典型区域,即疲劳源区、疲劳裂纹扩展区和瞬时断裂区,与瞬时断裂区相比,疲劳源区和疲劳裂纹扩展区在整个断口所占的面积比例较小,疲劳源区均呈准解理断裂特征,裂纹扩展区有明显的疲劳条带。由图 6(a-1), (b-1)可见,常规低周疲劳在试样表面萌生裂纹,且为单裂纹源;由图 6(a-2), (b-2)可见,保载疲劳在试样内部萌生裂纹,为多裂纹源,两种疲劳实验条件下,其疲劳裂纹萌生位置不同,与文献[5, 10-11, 14, 16]的研究结果相同。保载疲劳实验条件下,与加载应力方向相垂直的α相基面为“硬”取向,应力集中最明显,因此,在α相基面上容易萌生裂纹,即发生小平面化。Evans等[14]和Bache等[16]引入Stroh平面滑移模型来解释小平面的形成原因。保载加载时,在α相基面与加载应力方向成一定角度的“软”取向晶粒内优先发生变形并释放位错,当位错运动到“硬”取向晶粒的界面时滑移受阻,因位错塞积和随后位错之间的反应,导致“硬”取向晶粒处的应力增加,当应力达到临界值时,裂纹在试样内部的“硬”取向的α相基面上形核和萌生,如图 7所示。

图 6 σpeak为850MPa条件下低周疲劳(1)和保载疲劳(2)宏观断口形貌 (a)双态组织;(b)片层组织 Fig. 6 Macroscopic fracture morphologies of LCF(1) and LCDF(2) under σpeak=850MPa (a)bimodal structure; (b)lamellar structure
图 7 Stroh平面滑移模型 Fig. 7 Stroh model for planar slip
2.4.2 微观分析

两种加载波形条件下疲劳断口的微观形貌如图 8图 9所示,疲劳断口裂纹源处没有发现第二相、夹杂和孔洞等。由图 8(a-1), (b-1)和图 9(a-1), (b-1)圈示部分可以看到,在断口裂纹源处存在大量近似垂直于加载应力方向的准解理小平面,一般认为这些准解理小平面就是α相的基面[11, 16-17],裂纹优先在{0001}基面上形核[5, 17]。近α型钛合金如IMI685[5, 18-19], IMI834[17, 19]的保载疲劳断裂基本呈现这类特征。准解理小平面尺寸取决于α相的尺寸等因素[5, 19],α相尺寸越大,准解理小平面尺寸相应越大。双态组织的准解理小平面大小与初生α相的尺寸相当;而片层组织断口上的单个准解理小平面面积较大,呈长条状,与单个α集束尺寸相当,这与Bache等[5, 17]的研究结果一致。由图 8(a-2), (b-2)可见,断口表面裂纹扩展区可以看到清晰的疲劳条带(绿色箭头所指)和大量的二次裂纹(红色箭头所指),在相同小平面上的疲劳条带是连续且平行的。在保载疲劳断口表面裂纹扩展区存在少量的二次裂纹(红色箭头所指),但二次裂纹尺寸明显大于低周疲劳断口上的二次裂纹尺寸,由于循环次数较少,没有发现疲劳条带。虽然所有断口均存在准解理小平面特征,但双态组织的准解理小平面密度明显大于片层组织,保载疲劳断口上的准解理小平面密度也明显大于低周疲劳,这与Yang等[18]的研究结果一致。

图 8 σpeak为850MPa条件下低周疲劳微观断口裂纹源区(1)和裂纹扩展区(2) (a)双态组织;(b)片层组织 Fig. 8 Crack source zone(1) and crack propagation zone(2) of LCF fracture morphologies under σpeak=850MPa  (a)bimodal microstructure; (b)lamellar microstructure
图 9 σpeak为850MPa条件下保载疲劳微观断口裂纹源区(1)和裂纹扩展区(2) (a)双态组织;(b)片层组织 Fig. 9 Crack source zone(1) and crack propagation zone(2) of LCDF fracture morphologies under σpeak=850MPa  (a)bimodal microstructure; (b)lamellar microstructure

每个准解理小平面是一个疲劳损伤单元,这些小平面逐渐分离而萌生裂纹,在加载应力的作用下不断扩展和连接,最终形成长裂纹加速疲劳断裂[14, 16-17]。保载疲劳裂纹萌生于试样内部,裂纹源处的准解理小平面的尺寸和数量与保载疲劳寿命密切相关[19]

3 结论

(1) 在相同峰值应力条件下,Ti60钛合金双态组织和片层组织的低周疲劳寿命无显著差异,在保载加载条件下,疲劳寿命显著下降,且双态组织的保载疲劳寿命显著低于片层组织。

(2) Ti60钛合金双态组织和片层组织的疲劳寿命与保载疲劳敏感性主要取决于峰值应力水平,随着峰值应力的增加,疲劳寿命下降,保载疲劳敏感性增强;双态组织保载疲劳敏感性明显大于片层组织;单位循环周次内,与低周疲劳实验条件相比,保载加载条件下相应的塑性应变累积更大,与片层组织相比,双态组织保载加载条件下相应的塑性应变累积也更大。

(3) 低周疲劳裂纹一般萌生于试样表面,且为单裂纹源;保载疲劳裂纹则萌生于试样内部,往往有多个裂纹源;两种加载波形条件下的疲劳断口上均有较多的准解理小平面,与低周疲劳相比,保载疲劳断口上的准解理小平面密度更大;与片层组织相比,保载加载条件下,双态组织对应试样断口上的小平面密度更大。

参考文献(References)
[1] 蔡建明, 李臻熙, 马济民, 等. 航空发动机用600℃高温钛合金的研究与发展[J]. 材料导报, 2005, 19 (1): 50–53.
CAI J M, LI Z X, MA J M, et al. Research and development of 600℃ high temperature titanium alloys for aeroengine[J]. Mater-ials Review, 2005, 19 (1): 50–53. DOI: 10.3321/j.issn:1005-023X.2005.01.015
[2] 蔡建明, 弭光宝, 高帆, 等. 航空发动机用先进高温钛合金材料技术研究与发展[J]. 材料工程, 2016, 44 (8): 1–10.
CAI J M, MI G B, GAO F, et al. Research and development of some advanced high temperature titanium alloys for aero-engine[J]. Journal of Materials Engineering, 2016, 44 (8): 1–10.
[3] 蔡建明, 田丰, 刘东, 等. 600℃高温钛合金双性能整体叶盘锻件制备技术研究进展[J]. 材料工程, 2018, 46 (5): 36–43.
CAI J M, TIAN F, LIU D, et al. Research progress in manufa-cturing technology of 600℃ high temperature titanium alloy dual property blisk forging[J]. Journal of Materials Engineering, 2018, 46 (5): 36–43.
[4] WILLIAMS J C, STARKE E A Jr. Progress in structural materials for aerospace systems[J]. Acta Materialia, 2003, 51 (19): 5775–5799. DOI: 10.1016/j.actamat.2003.08.023
[5] BACHE M R. A review of dwell sensitive fatigue in titanium alloys:the role of microstructure, texture and operating condit-ions[J]. International Journal of Fatigue, 2003, 25 (9/11): 1079–1087.
[6] 王清江, 刘建荣, 杨锐. 高温钛合金的现状与前景[J]. 航空材料学报, 2014, 34 (4): 1–26.
WANG Q J, LIU J R, YANG R. High temperature titanium alloys:status and perspective[J]. Journal of Aeronautical Materials, 2014, 34 (4): 1–26. DOI: 10.3969/j.issn.1001-4381.2014.04.001
[7] WANG X, JAHAZI M, YUE S. Substructure of high tempe-rature compressed titanium alloy IMI834[J]. Materials Science and Engineering:A, 2006, 434 (1/2): 188–193.
[8] THOMSEN M L, HOEPPNER D W. The effect of dwell loading on the strain accumulation behavior of titanium alloys[J]. Inter-national Journal of Fatigue, 1998, 20 (4): 309–317. DOI: 10.1016/S0142-1123(97)00137-0
[9] SONG Z, HOEPPNER D W. Dwell time effects on the fatigue behavior of titanium alloys[J]. International Journal of Fatigue, 1988, 10 (4): 211–218. DOI: 10.1016/0142-1123(88)90001-1
[10] McBAGONLURI F, AKPAN E, MERCER C, et al. An investigation of the effects of microstructure on dwell fatigue crack growth in Ti-6242[J]. Materials Science and Engineering:A, 2005, 405 (1/2): 111–134.
[11] 杨丽娜, 刘建荣, 陈志勇, 等. 加载波形对Ti-60合金疲劳损伤行为的影响[J]. 中国有色金属学报, 2010, 20 (专辑1): 487–490.
YANG L N, LIU J R, CHEN Z Y, et al. Effect of loading waveform on fatigue damage behavior of Ti-60 alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2010, 20 (Special 1): 487–490.
[12] EVANS W J, GOSTELOW C R. The effect of hold time on the fatigue properties of a β-processed titanium alloy[J]. Metall-urgical Transactions A, 1979, 10 (12): 1837–1846. DOI: 10.1007/BF02811727
[13] KASSNER M E, KOSAKA Y, HALL J A. Low-cycle dwell-time fatigue in Ti-6242[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 1999, 30 (9): 2383–2389. DOI: 10.1007/s11661-999-0246-y
[14] EVANS W J, BACHE M R. Dwell-sensitive fatigue under biaxial loads in the near-alpha titanium alloy IMI685[J]. International Journal of Fatigue, 1994, 16 (7): 443–452. DOI: 10.1016/0142-1123(94)90194-5
[15] PENG J, ZHOU C Y, DAI Q, et al. Dwell fatigue and cycle deformation of CP-Ti at ambient temperature[J]. Materials & Design, 2015, 71 : 1–16.
[16] BACHE M R, EVANS W J, DAVIES H M. Electron back scattered diffraction (EBSD) analysis of quasi-cleavage and hydrogen induced fractures under cyclic and dwell loading in titanium alloys[J]. Journal of Materials Science, 1997, 32 (13): 3435–3442. DOI: 10.1023/A:1018624801310
[17] BACHE M R, COPE M, DAVIES H M, et al. Dwell sensitive fatigue in a near alpha titanium alloy at ambient temperature[J]. International Journal of Fatigue, 1997, 19 (93): 83–88. DOI: 10.1016/S0142-1123(97)00020-0
[18] YANG L N, LIU J R, TAN J, et al. Dwell and normal cyclic fatigue behaviours of Ti60 alloy[J]. Journal of Materials Science and Technology, 2014, 30 (7): 706–709. DOI: 10.1016/j.jmst.2013.10.010
[19] EYLON D, HALL J A. Fatigue behavior of beta processed titanium alloy IMI685[J]. Metallurgical Transactions A, 1977, 8 (6): 981–990. DOI: 10.1007/BF02661583