張 瑩，劉明東，孫志坤，張義文

(鋼鐵研究總院 高溫材料研究所，北京 100081)

隨著現(xiàn)代高推重比航空發(fā)動機的發(fā)展，P/M高溫合金以具備晶粒細小、組織均勻、屈服強度高、疲勞性能好等優(yōu)于其他合金的特點逐漸成為制造渦輪盤等關鍵部件的首選材料，同時對P/M高溫合金零部件的性能指標提出更加嚴格的要求[1-2]。P/M高溫合金由于其獨特的生產(chǎn)工藝，合金中往往存在PPB，在力學性能試樣斷口上呈現(xiàn)顆粒間斷裂[3]。關于PPB的產(chǎn)生及其對組織性能影響的研究國內(nèi)外都有相關的報道[4-13]。研究表明， PPB與成形前粉末表面的狀態(tài)有直接關系。一般認為，PPB上的沉淀物主要是：霧化粉末凝固過程中表面析出亞穩(wěn)態(tài)的碳化物，HIP時發(fā)生 MC′→MC；粉末表面吸附有C、O，富集著 Al、Mg、Cr、Hf、Zr等元素的氧化物，在HIP時生成復雜的碳氧化物。隨著冶金技術的不斷發(fā)展，母合金中的C、O含量得到了較好的控制，從而明顯減少了形成PPB的碳化物質點。但粉末表面的O仍是造成P/M高溫合金缺陷的主要因素之一。霧化合金粉末中，O主要是以氧化物的形式集中在顆粒表面[4]，在P/M高溫合金中的PPB上依然存在氧化物。文獻報道，在氬氣霧化制粉+HIP成形的 René95 合金中PPB析出有ZrO2[5-6]；旋轉電極霧化制粉+HIP成形的Astroloy合金中發(fā)現(xiàn)PPB析出有微量元素Hf的氧化物[7]。P/M高溫合金中的PPB的主要組成有碳化物、氧化物以及大尺寸的γ′相。碳化物、氧化物形成的PPB降低材料的塑性、高溫持久、沖擊韌性和疲勞強度等性能。

采用PREP制粉+直接HIP成形工藝是目前我國生產(chǎn)P/M高溫合金的主要方法之一。對于采用該工藝制造的P/M鎳基高溫合金中原始顆粒邊界的形成機理及對顆粒間斷裂和性能的影響尚未做系統(tǒng)的探討和歸納。工作溫度下的抗低周疲勞性能是鎳基P/M高溫合金的重要特征之一。文獻[14]的研究結果表明，在P/M鎳基高溫合金FGH97低周疲勞試驗中，裂紋源為顆粒間斷裂的占15%?？梢?，研究顆粒間斷裂對P/M高溫合金抗低周疲勞性能的影響是不可忽略的問題。本文作者主要從分析采用PREP制粉、直接HIP成形的一種鎳基高溫合金中顆粒間斷裂在LCF斷口上的形貌特征入手，討論各類PPB的形成以及疲勞裂紋在顆粒間萌生、擴展斷裂機制的關系和顆粒間斷裂對疲勞壽命的影響。

1 實驗

本實驗鎳基合金的化學成分(質量分數(shù)，%)主要含：C 0.04，Cr 8.9，Co 16.0，Mo 3.8，W 5.5，Al 5.0，Ti 1.8，Nb 2.6，Hf 0.3，Mg 0.004。采用PREP制粉，等離子槍工作功率為75 kW，以高純的氬、氦混合氣體作為工作介質，霧化合金液滴冷卻速度為 1×104℃/s。將篩分、靜電去除夾雜物處理的粒度為50～150 μm的粉末經(jīng)真空脫氣、裝套、封焊后直接HIP成形。在經(jīng)熱處理后密度值約為8.3 g/cm3、孔隙率小于0.3%的100多個毛坯試樣環(huán)上隨機截取材料，加工成工作部位直徑為5 mm的光滑低周疲勞試樣。低周疲勞實驗用MTS NEW801試驗機在650 ℃、σmax=980 MPa、σmin=30 MPa、頻率f=1 Hz條件下在大氣中進行。通過LEICAMZ6實體顯微鏡(OM)和JSM-6480LV型掃描電鏡觀察低周疲勞試樣斷口形貌，挑選出存在顆粒間斷裂的斷口進行研究。通過TECNAI F20透射電鏡測定析出相衍射花樣，PHI595俄歇分析儀做濺射試驗。主要采用EDS能譜和AES俄歇能譜等手段進行分析。

2 結果及分析

2.1 顆粒間斷裂在LCF斷口上的表征

研究結果得出顆粒間斷裂在LCF斷口上的存在形式，如圖1所示。LCF斷口分為0、Ⅰ、Ⅱ、Ⅲ 4個區(qū)域，如圖1(a)所示。0區(qū)裂紋源由單顆、多顆粒或滑移帶形成的平臺、聚集的碳、氧化物萌生。單顆粒裂紋源的表面主要析出碳化物和碳氧化物粒子(圖1(b))，吸附生成或粘連氧化物(圖1(c))。多顆粒裂紋源主要由顆粒間粘連氧化物或外來夾雜物生成(圖1(d))。實驗統(tǒng)計，裂紋源為單顆粒的占顆粒間斷裂斷口總數(shù)的67%，多顆粒的占17%，其他占16%。

裂紋源周圍形成半徑1 mm左右的裂紋擴展Ⅰ區(qū)(圖1(e))，源的萌生處發(fā)現(xiàn)沿晶裂紋和放射狀的擴展棱(圖1(f))，隨之出現(xiàn)與源垂直的疲勞條帶。Ⅰ區(qū)的大小范圍與試樣的斷裂韌性、裂紋源的尺寸、位置有關。Ⅱ區(qū)是裂紋擴展Ⅰ區(qū)和瞬斷Ⅲ區(qū)的過渡，也可稱為快速裂紋擴展區(qū)。隨著裂紋擴展的加速，疲勞條帶變寬，在Ⅰ和Ⅱ區(qū)的交界產(chǎn)生二次裂紋并開始出現(xiàn)顆粒間斷裂(圖1(g))。在PPB嚴重的試樣斷口上發(fā)現(xiàn)，過渡Ⅱ區(qū)的顆粒間斷裂數(shù)量逐漸增多(圖1(h))，直至發(fā)生瞬斷。試樣中PPB越多，在Ⅱ區(qū)裂紋沿顆粒間擴展的數(shù)量和范圍也增大，瞬斷Ⅲ區(qū)越小。

顆粒間斷裂在LCF斷口上的分布表征可以歸納為4級：1) 裂紋源區(qū)為單顆?；蚱脚_，快速裂紋擴展階段有個別沿顆粒間斷裂；2) 單顆粒或多顆?；蚱渌壬鸭y源，快速裂紋擴展階段有少量單獨存在的沿顆粒間斷裂；3) 單顆?；蚨囝w?；蚱渌壬鸭y源，快速裂紋擴展階段有較多沿顆粒間斷裂；4) 單顆?；蚨囝w粒或其他萌生裂紋源，快速裂紋擴展階段有嚴重沿顆粒間斷裂。圖2所示為快速裂紋擴展階段不同程度的顆粒間斷裂形貌。

圖1 顆粒間斷裂在低周疲勞斷口上的形貌Fig.1 Morphologies of inter-particle rupture on LCF fractures surfaces: (a) Macroscopic; (b), (c) Single particle in failure origin;(d) Several particles in failure origin; (e) Crack propagation in zoneⅠ; (f) Radial spread edges around failure origin; (g) Inter-particle rupture between zones Ⅰ and Ⅱ; (h) Inter-particle rupture in zone Ⅱ

2.2 LCF斷口上顆粒表面的成分分析

實驗結果分析，裂紋源的顆粒表面成分主要分為3類：1) 顆粒表面析出含Ti、Nb、Hf的碳化物(圖3(a)和(b))，以 Ti、Nb含量為主的碳氧化物粒子(圖3(c)和(d))；2) 顆粒表面吸附生成或粘連含 Mg、Al的黑色氧化物、含Hf的白色氧化物(圖3(e)和(f))；3) 顆粒表面粘連外來夾雜物，并與基體形成反應區(qū)(圖3(g)和(h))。在裂紋快速擴展Ⅱ區(qū)，沿顆粒間斷裂的顆粒上主要析出含 Ti、Nb、Hf為主的碳化物和碳氧化物粒子，成分如圖3(b)和(d)所示。

圖2 快速裂紋擴展區(qū)不同程度的顆粒間斷裂Fig.2 Inter-particle rupture with different degrees in rapid crack propagation zone: (a) Single particle rupture; (b) Several particles rupture; (c) More particles rupture; (d) Severe inter-particle rupture

圖4所示為PPB上MC型碳化物的形貌及電子衍射譜。由圖4得出PPB上的主要析出相為MC，其EDS能譜主要成分(質量分數(shù)，%)為C 10、Ti 13、Nb 49和Hf 12, 與圖3(a)中斷口上顆粒表面析出相的成分吻合，因此可以判斷，斷口沿顆粒斷裂的界面上析出的含C、Nb、Ti、Hf的粒子是MC型碳化物。

2.3 原始顆粒邊界的形成

由以上實驗結果得知，在LCF斷口上存在不同形式的顆粒間斷裂，這與合金成分及制粉、密實成形工藝有著直接的關系。PREP粉末表面復雜的成分主要有以下幾種原因造成。

本試驗合金中含有與氧親合力強的Al、Mg等元素，在霧化制粉凝固中的顆粒表面形成氧化物；同時在有碳的氛圍中快速凝固的顆粒表面 Nb、Ti等元素極易形成亞穩(wěn)態(tài)的MC′型碳化物。

PREP制粉過程中，等離子流使合金棒端部達到熔化溫度，合金中Mg、Al等元素的飽和蒸氣壓較高，極易蒸發(fā)。Mg、Al等元素的升華物有可能撒落在離心飛射凝固中的粉末表面，當制粉氣氛中含有氧時，便會生成Mg、Al氧化物吸附在粉末表面。特別是合金棒料中縮孔殘存氣體氧,在霧化過程中釋放出來使熔融狀態(tài)的金屬液滴表面發(fā)生氧化反應，生成氧化黑粉。

此外，在PREP霧化制粉過程中液滴的分離和結晶是在合金熔體缺乏明顯過熱度的條件下進行[4]，因此，合金中少量穩(wěn)定的雜質有可能進入凝固中的合金粉末顆?；蛘尺B在表面。

本試驗合金粉末在HIP成形過程中在壓力和溫度同時作用下發(fā)生變形，顆粒表面的變形抗力與材料的本質特性及其顆粒表面的成分有關。當外力達到或超過界面的變形抗力時，界面隨同粉末顆粒發(fā)生變形。應力的施加首先使顆粒接觸區(qū)發(fā)生屈服，而后通過蠕變機制進行物質遷移[15]，達到最終密實。由于熱等靜壓制件是在三維受力下致密化，粉末在整個熱等靜壓過程中是各向等軸受力變形，因此不利于顆粒表面氧化膜的破碎。在HIP過程中粉末表面的氧化物質點促使了復雜的碳氧化物生成。在俄歇分析儀上對含PPB試樣的斷口進行測試分析，結果表明(圖5)，顆粒表面深達20 nm處的C、O含量明顯高于內(nèi)部。粉末表面的生成物阻礙了顆粒間的原子擴散，特別是其中少量的氧化黑粉，在HIP 成形和熱處理后仍存在Al、Mg等穩(wěn)定的氧化物，使原始顆粒邊界較完整地保留在制件中(圖1(c))。EDS 能譜分析顆粒表面析出有氧化鉿，這可能是在HIP 過程中發(fā)生如下擴散反應生成(圖3(f))：

圖3 顆粒表面和間隙的形貌及EDS能譜Fig.3 Morphologies and EDS results of particle surfaces and inter-particles: (a), (b) (Ti,Nb,Hf)C; (c), (d) Carbon-oxides; (e), (f)Oxidative particle; (g), (h) Reaction zone of capsule welding slag between particles

圖4 PPB上MC型碳化物的形貌及電子衍射譜Fig.4 Morphologies and electron diffraction pattern of MC phase on PPB: (a) SEM image;(b) TEM image; (c) Electron diffraction pattern

與粉末粘連常見的熔渣是 Al2O3及微量 MgO、HfO2混合物，這些熔渣具有高硬度、高穩(wěn)定性，靜電分離處理時不能去除。在HIP 過程中，細小的氧化物也許起到促使MC生成的形核作用，而大尺寸的渣類氧化物卻保留下來。它們與基體機械結合沒有過渡反應區(qū)，但由于它們存在于粉末表面，使合金顆粒間的界面原子擴散受到阻礙，從而導致顆粒邊界留有孔隙。這些遺傳雜質的數(shù)量、尺寸與合金的冶煉工藝及棒料直徑有關。

圖1(d)中的多顆粒疲勞源是非合金遺傳的外來夾雜物造成。由圖3(g)的EDS分析，該斷口上的夾雜物主要是含Ti、Fe元素生成的混合氧化物。在HIP高溫高壓作用下聚集的夾雜物被破碎并向四周的粉末顆粒間隙擴散，與顆粒界面基體中的Al、Mg、Hf等元素發(fā)生如下化學反應：

對該斷口裂紋源進行面掃描結果如圖6所示，生

圖5 俄歇試樣斷口上顆粒表層C、O含量的分布Fig.5 Distributions of C and O contents at particle surface layer of AES fracture

成的Al2O3及微量MgO、HfO2偏聚在顆粒邊界的形態(tài)清晰可見，反應生成物改變了界面的正常結合，在HIP制件中形成類似于孔隙的薄弱區(qū)[16]。同時，由于 Al是該合金中γ′強化相的主導元素，當基體中的Al在邊界被置換反應偏聚，自然影響該區(qū)域基體γ′強化相的析出，形成貧γ′相薄弱區(qū)，導致合金強度下降。

2.4 顆粒間斷裂

圖6 圖3(g)斷口裂紋源上顆粒間隙元素分布圖Fig.6 Element distribution maps between particles on fracture failure origin in Fig.3 (g): (a) Al; (b) Mg; (c) Hf; (d) O

由以上分析得知，PREP粉末表面成分較為復雜，直接HIP成形制件中PPB形成往往是多種綜合因素造成，很難區(qū)分。實驗結果得出，本實驗用合金中由理論上定義的碳化物“PPB”在LCF斷口上成為疲勞源的數(shù)量較少；氧化黑粉在PREP制粉中常有出現(xiàn)，雖然數(shù)量很少，一旦存在不易去除，是 P/M 合金中產(chǎn)生PPB、成為裂紋源的潛在因素之一。

低周疲勞試樣中成為裂紋源的顆粒表面上聚集著各類碳、氧化物，在疲勞實驗過程中由于與基體有著不同的彈性模量引起變形率的差異而造成應力集中成為裂紋的起源[14]。由材料斷裂韌性公式[16]KIC≈(2σsEλc)1/2得出，材料斷裂韌性KIC取決于合金的屈服應力σs和彈性模量E，以及雜質之間的間距λc?？梢婎w粒邊界上的碳、氧化物越密集，KIC值降低，越易在顆粒界面處產(chǎn)生裂紋。

低周疲勞試樣在設定的溫度和應力實驗條件下產(chǎn)生上述裂紋源，在循環(huán)應力的作用下發(fā)生裂紋擴展，當裂紋尖端由于應力集中達到合金的斷裂強度σb時，裂紋發(fā)生快速擴展瞬時斷裂[17]。由圖1(g)發(fā)現(xiàn)，在斷口的裂紋快速擴展過渡區(qū)存在沿顆粒間斷裂，其表面析出含Nb、Ti、 Hf 碳化物和碳氧化物。它們在顆粒表面的數(shù)量未造成應力集中成為裂紋源，但是這些析出相降低了顆粒界面斷裂韌性，從而容易沿顆粒邊界產(chǎn)生裂紋。試樣中的PPB越多，沿顆粒間斷裂數(shù)量增多。

2.5 顆粒間斷裂和低周疲勞壽命的關系

根據(jù)顆粒間斷裂在LCF斷口上的分布和數(shù)量可以判斷其對疲勞壽命的影響。圖1(a)所示的Ⅰ區(qū)是疲勞裂紋擴展的主要階段，是決定疲勞裂紋擴展壽命的主要部分[17]，裂紋源的位置、尺寸、類型是疲勞壽命的主要影響因素[14]。研究結果表明，在裂紋快速擴展過渡區(qū)存在少量顆粒間斷裂時，未發(fā)現(xiàn)其對疲勞壽命有影響，當過渡區(qū)的顆粒間斷裂達到如圖2所示的3、4級的程度時，對疲勞壽命有一定影響。

本試驗用合金粉末的粒度范圍為50～150 μm，裂紋源上單個顆粒的尺寸均在100 μm左右。因此，對比單個顆粒裂紋源對疲勞壽命的影響主要取決于其在試樣的位置和顆粒表面的狀況。試驗統(tǒng)計結果表明(圖7)，單個顆粒裂紋源在試樣表面的疲勞壽命為5 000～10 000周次，在亞表面時疲勞壽命在30 000周次左右，離表面大于1 mm部位的疲勞壽命在60 000周次以上。試驗結果表明，單個顆粒裂紋源表面的析出或粘連物的密集度對疲勞壽命有一定影響。

當粉末被熔渣或外來夾雜物粘連包裹形成的表面裂紋源大于200 μm時，疲勞壽命均低于5 000周次，如圖(1(d))中疲勞源距試樣表面 100 μm，疲勞源的尺寸約600 μm，疲勞壽命為2 125周次。由2.3節(jié)中分析可知，該斷口裂紋源的夾雜物導致在HIP過程中形成了較大范圍的PPB組織。顆粒界面的反應區(qū)和貧γ′相范圍的大小直接影響試樣的抗疲勞性能。局部的應力集中加速了疲勞裂紋從該區(qū)域萌生和擴展，使低周疲勞壽命降低。

圖7 單個顆粒疲勞源位置與疲勞壽命的關系Fig.7 Relationship between location of single particle at failure origins and LCF life

圖8 試樣G和D的LCF斷口形貌Fig.8 Morphologies on LCF fractures surfaces of samples G and D: (a) Macrophoto of sample G; (b) Macrophoto of sample D;(c) Single particle in failure origin of sample G; (d) Single particle in failure origin of sample D; (e) Intergranular and transgranular rupture at rapid crack propagation zones of sample G; (f) Inter-particle rupture at rapid crack propagation zones of sample D

圖8對比裂紋源都是單個顆粒表面的兩種試樣G和D(圖8(a)和(b))，試樣G的疲勞壽命為6 762周次，試樣D為5 026周次。SEM觀察，在裂紋擴展的初始階段兩種斷口上沒有發(fā)現(xiàn)差異(圖8(c)和(d))。顆粒間斷裂開始出現(xiàn)在圖1所示的Ⅰ區(qū)和Ⅱ區(qū)的交界，在試樣G斷口上發(fā)現(xiàn)個別顆粒間斷裂，在快速裂紋擴展階段是以穿晶和沿晶為主的混合斷裂模式(圖8(e))。而試樣 D的快速裂紋擴展階段出現(xiàn)較多的顆粒間斷裂(圖8(f))。

文獻[17-18]指出，材料的斷裂韌性、疲勞強度都隨其抗張強度的提高而增大。圖9所示為試樣在650℃下的拉伸強度與疲勞壽命的關系。結果表明，合金材料的強度與疲勞壽命呈正比關系，試樣D的抗拉強度和疲勞壽命均低于試樣G。在本疲勞試驗中，平均循環(huán)應力小于所用材料的屈服強度，所以在裂紋萌生后擴展初期兩種試樣都沒有出現(xiàn)沿顆粒間斷裂。由于試樣D中PPB較多，斷裂韌性相對低，加快了裂紋擴展。當裂紋尖端的應力集中達到顆粒界面的斷裂強度時，便發(fā)生瞬時斷裂，在斷口上呈現(xiàn)大范圍的顆粒間斷裂。

圖9 650 ℃拉伸強度與疲勞壽命的關系Fig.9 Relationship between tensile strength and LCF life at 650 ℃

3 結論

1) 顆粒間斷裂在所研究的P/M高溫合金LCF斷口上的表現(xiàn)形式主要有一顆或多顆粉粒成為裂紋源，經(jīng)統(tǒng)計，裂紋源為單個顆粒的占顆粒間斷裂斷口總數(shù)的67%，裂紋源為多顆粒的占17%，其他的占16%；裂紋快速擴展階段存在不同程度的顆粒間斷裂；根據(jù)顆粒間斷裂在LCF斷口上的分布和數(shù)量，分為4級。

2) 裂紋源的粉末顆粒表面主要存在(Nb、Ti、Hf)C型碳化物、以Nb、Ti為主的碳氧化物以及含Al、Mg、Hf等元素的氧化物；裂紋快速擴展階段的顆粒表面主要聚集有碳化物和碳氧化物。

3) P/M高溫合金中的PPB是由合金材料和制粉及熱成形工藝等多種綜合因素造成。PREP工藝出現(xiàn)的黑粉是HIP制件中產(chǎn)生PPB、成為裂紋源的根源之一。與粉末粘連的少量遺傳熔渣及外來夾雜物在HIP中形成了類似于PPB的組織。PPB導致合金斷裂韌性降低，使裂紋沿顆粒萌生、擴展。

4) 本實驗疲勞源為單顆粒的試樣疲勞壽命均大于5 000周次。顆粒間斷裂形成裂紋源的尺寸、位置和顆粒表面雜質的密集度及其與基體形成的反應區(qū)對疲勞壽命產(chǎn)生主要的影響。當裂紋快速擴展階段出現(xiàn)較多的顆粒間斷裂時，對疲勞壽命有影響。

[1]胡本芙, 田高峰, 賈成廠, 劉國權.渦輪盤用高性能粉末高溫合金的優(yōu)化設計探討[J]粉末冶金技術,2009 27(4): 292-300.HU Ben-fu, TIAN Gao-feng, JIA Cheng-chang, LIU Guo-quan.Optimization design of the high performance powder metallurgy for turbine disk[J].Powder Metallurgy Technology, 2009, 27(4):292-300.

[2]GARIBOV G S,VOSTRIKOV A V,GRIST N M, FEDORENKO Y A．Development of new PM Ni-base superalloys for production of discs and shafts for aircraft engines[J].Light Alloy Technology, 2010(2): 34-43.(in Russian)

[3]張 瑩, 張義文, 劉明東, 張 娜.粉末冶金高溫合金中粉末顆粒間斷裂的形貌特征[C]//中國金屬學會高溫材料分會編.第十一屆高溫合金年會論文集.北京: 冶金工業(yè)出版社, 2007:545-549.ZHANG Ying, ZHANG Yi-wen, LIU Ming-dong, ZHANG Na.Morphology characteristic of inter-particle rupture in P/M superalloy[C]//Chinese Society for Superalloy eds.Proce 11th Symp on Superalloys.Beijing: Metallurgical Industry Press,2007: 545-549.

[4]BELOV A F, ANOSHIKIN N F, FATKULLIN O H.Microstructure and properties of nickel-base PM superalloy[M].Moscow: Metallurgical Press, 1984: 39-83.(in Russian)

[5]CAROL M, GILLELS L E, ASHOK K K.Prior particle boundary precipitation in Ni-base superalloys[J].The International Journal of Powder Metallurgy, 1989, 25(4):301-308.

[6]毛 健, 楊萬宏, 汪武樣, 鄒金文, 周瑞發(fā).粉末高溫合金顆粒界面及斷裂研究[J].金屬學報, 1993, 29(4): 187-191.MAO Jan, YANG Wan-hong, WANG Wu-xiang, ZOU Jin-wen ZHOU Rui-fa.Particle boundary and fracture of powder metallurgy superalloy[J].Acta Metallugica Sinica, 1993, 29(4):187-191.

[7]WARREN R, INGESTEN N G, WINBERG L, RONNHULT T.Particle surfaces and prior particle boundaries in Hf modified PM Astroloy[J].Powder Metallurgy, 1984, 27(3): 141-146.

[8]MAURER G E, CASTLEDINE W, SCHWEIZER F A,MANCUSO S.Development of HIP consolidated P/M superalloys for conventional forging to gas turbine engine components[C]//KISSINGER R D, DEYE D J, ANTON D L,CETEL A D, NATHAL M V, POLLOCK T M, WOODFORD D A.Superalloys 1996.Pennsylvania: TMS, 1996: 645-652.

[9]ELEMENKO V I, ANOSHIKIN N F, FATKULLIN O H.Microstructure and mechanical properties of nickel-base PM superalloy[J].Metallurgy and Metal Heat Treatment, 1991(12):8-12.(in Russian)

[10]JOHN R, DAVID F.Assessment of Russian P/M superalloy EP741NP[C]//GREEN K A, POLLOCK T M, HARADA H,POLLOCK T M, REED R C, SCHIRRA J J, WALSTON S.Superalloys 2004.Pennsylvania: TMS, 2004: 381-390.

[11]劉明東, 張 瑩, 劉培英, 張義文.FGH95粉末高溫合金原始顆粒邊界及其對性能的影響[J].粉末冶金工業(yè), 2006, 16(3):1-4.LIU Ming-dong, ZHANG Ying, LIU Pei-ying, ZHANG Yi-wen.Study on the PPB defect of P/M superalloy FGH95[J].Powder Metallurgy Industry, 2006, 16(3): 1-4.

[12]趙軍普, 陶 宇, 袁守謙, 賈 建, 韓壽波.粉末冶金高溫合金中的原始顆粒邊界(PPB)問題[J].粉末冶金工業(yè), 2010,20(4): 43-49.ZHAO Jun-pu, TAO Yu, YUAN Shou-qian, JIA Jian, HAN Shou-bo.The problem of prior particle boundary precipitation in P/M superalloys[J].Powder Metallurgy Industry, 2010, 20(4):43-49.

[13]FATKULLIN O H, STLOGANOV G B, ILIN A A, SHULIGA A V, MARTENOV V N.Metallurgy and technology of rapidly quenched alloys[M].Moscow: MAI Press, 2009: 501-511.(in Russian).

[14]張 瑩, 張義文, 張 娜, 劉明東, 劉建濤.粉末冶金高溫合金 FGH97的低周疲勞斷裂特征[J].金屬學報, 2010, 46(4):444-450.ZHANG Ying, ZHANG Yi-wen, ZHANG Na, LIU Ming-dong,LIU Jian-tao.Fracture character of low cycle fatigue of P/M superalloy FGH97[J].Acta Metallugica Sinica, 2010, 46(4):444-450.

[15]韓鳳麟.粉末冶金基礎教程-基本原理與應用[M].廣州: 華南理工大學出版社, 2005: 125-135.HAN Feng-ling.Powder metallurgy foundation-basic principles and applications[M].Guangzhou: South China University of Technology Press, 2005: 125-135.

[16]黃培云.粉末冶金原理[M].北京: 冶金工業(yè)出版社, 2004:380-382.HUANG Pei-yun.Powder metallurgy principle[M].Beijing:Metallurgical Industry Press, 2004: 380-382.

[17]束德林.工程材料力學性能[M].北京: 機械工業(yè)出版社,2007: 98-119.SHU De-lin.Mechanical properties of engineering materials[M].Beijing: Mechanical Industry Press, 2007: 98-119.

[18]賴祖涵.金屬的晶體缺陷與力學性質[M].北京: 冶金工業(yè)出版社, 1988: 286-327.LAI Zu-han.Crystal defect and mechanical properties of metals[M].Beijing: Metallurgical Industry Press.1988:286-327.