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(dòng)機(jī)的發(fā)展，P/M高溫合金以具備晶粒細(xì)小、組織均勻、屈服強(qiáng)度高、疲勞性能好等優(yōu)于其他合金的特點(diǎn)逐漸成為制造渦輪盤(pán)等關(guān)鍵部件的首選材料，同時(shí)對(duì)P/M高溫合金零部件的性能指標(biāo)提出更加嚴(yán)格的要求[1-2]。P/M高溫合金由于其獨(dú)特的生產(chǎn)工藝，合金中往往存在PPB，在力學(xué)性能試樣斷口上呈現(xiàn)顆粒間斷裂[3]。關(guān)于PPB的產(chǎn)生及其對(duì)組織性能影響的研究國(guó)內(nèi)外都有相關(guān)的報(bào)道[4-13]。研究表明， PPB與成形前粉末表面的狀態(tài)有直接關(guān)系。一般認(rèn)為，PPB上的沉淀物主要是：霧化粉末凝固過(guò)程中表面析出亞穩(wěn)態(tài)的碳化物，HIP時(shí)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(shí)生成復(fù)雜的碳氧化物。隨著冶金技術(shù)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(zhì)點(diǎn)。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(xiàn)報(bào)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(zhuǎn)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(qiáng)度等性能。

采用PREP制粉+直接HIP成形工藝是目前我國(guó)生產(chǎn)P/M高溫合金的主要方法之一。對(duì)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(jī)理及對(duì)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(xiàn)[14]的研究結(jié)果表明，在P/M鎳基高溫合金FGH97低周疲勞試驗(yàn)中，裂紋源為顆粒間斷裂的占15%?？梢?jiàn)，研究顆粒間斷裂對(duì)P/M高溫合金抗低周疲勞性能的影響是不可忽略的問(wèn)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(lèi)PPB的形成以及疲勞裂紋在顆粒間萌生、擴(kuò)展斷裂機(jī)制的關(guān)系和顆粒間斷裂對(duì)疲勞壽命的影響。

1 實(shí)驗(yàn)

本實(shí)驗(yàn)鎳基合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?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(zhì)，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(gè)毛坯試樣環(huán)上隨機(jī)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(shí)驗(yàn)用MTS NEW801試驗(yàn)機(jī)在650 ℃、σmax=980 MPa、σmin=30 MPa、頻率f=1 Hz條件下在大氣中進(jìn)行。通過(guò)LEICAMZ6實(shí)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(jìn)行研究。通過(guò)TECNAI F20透射電鏡測(cè)定析出相衍射花樣，PHI595俄歇分析儀做濺射試驗(yàn)。主要采用EDS能譜和AES俄歇能譜等手段進(jìn)行分析。

2 結(jié)果及分析

2.1 顆粒間斷裂在LCF斷口上的表征

研究結(jié)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(gè)區(qū)域，如圖1(a)所示。0區(qū)裂紋源由單顆、多顆?；蚧茙纬傻钠脚_(tái)、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(lái)夾雜物生成(圖1(d))。實(shí)驗(yàn)統(tǒng)計(jì)，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?chē)纬砂霃? mm左右的裂紋擴(kuò)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(kuò)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(guān)。Ⅱ區(qū)是裂紋擴(kuò)展Ⅰ區(qū)和瞬斷Ⅲ區(qū)的過(guò)渡，也可稱(chēng)為快速裂紋擴(kuò)展區(qū)。隨著裂紋擴(kuò)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(kāi)始出現(xiàn)顆粒間斷裂(圖1(g))。在PPB嚴(yán)重的試樣斷口上發(fā)現(xiàn)，過(guò)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(kuò)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(jí)：1) 裂紋源區(qū)為單顆?；蚱脚_(tái)，快速裂紋擴(kuò)展階段有個(gè)別沿顆粒間斷裂；2) 單顆?；蚨囝w?；蚱渌壬鸭y源，快速裂紋擴(kuò)展階段有少量單獨(dú)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(kuò)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(kuò)展階段有嚴(yán)重沿顆粒間斷裂。圖2所示為快速裂紋擴(kuò)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(shí)驗(yàn)結(jié)果分析，裂紋源的顆粒表面成分主要分為3類(lèi)：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(lái)夾雜物，并與基體形成反應(yīng)區(qū)(圖3(g)和(h))。在裂紋快速擴(kuò)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(kuò)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(zhì)量分?jǐn)?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(shí)驗(yàn)結(jié)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(shí)成形工藝有著直接的關(guān)系。PREP粉末表面復(fù)雜的成分主要有以下幾種原因造成。

本試驗(yàn)合金中含有與氧親合力強(qiáng)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(shí)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(guò)程中，等離子流使合金棒端部達(dá)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(dāng)制粉氣氛中含有氧時(shí)，便會(huì)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(guò)程中釋放出來(lái)使熔融狀態(tài)的金屬液滴表面發(fā)生氧化反應(yīng)，生成氧化黑粉。

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

本試驗(yàn)合金粉末在HIP成形過(guò)程中在壓力和溫度同時(shí)作用下發(fā)生變形，顆粒表面的變形抗力與材料的本質(zhì)特性及其顆粒表面的成分有關(guān)。當(dāng)外力達(dá)到或超過(guò)界面的變形抗力時(shí)，界面隨同粉末顆粒發(fā)生變形。應(yīng)力的施加首先使顆粒接觸區(qū)發(fā)生屈服，而后通過(guò)蠕變機(jī)制進(jìn)行物質(zhì)遷移[15]，達(dá)到最終密實(shí)。由于熱等靜壓制件是在三維受力下致密化，粉末在整個(gè)熱等靜壓過(guò)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(guò)程中粉末表面的氧化物質(zhì)點(diǎn)促使了復(fù)雜的碳氧化物生成。在俄歇分析儀上對(duì)含PPB試樣的斷口進(jìn)行測(cè)試分析，結(jié)果表明(圖5)，顆粒表面深達(dá)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(kuò)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(guò)程中發(fā)生如下擴(kuò)散反應(yīng)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(jiàn)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(shí)不能去除。在HIP 過(guò)程中，細(xì)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(lèi)氧化物卻保留下來(lái)。它們與基體機(jī)械結(jié)合沒(méi)有過(guò)渡反應(yīng)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(kuò)散受到阻礙，從而導(dǎo)致顆粒邊界留有孔隙。這些遺傳雜質(zhì)的數(shù)量、尺寸與合金的冶煉工藝及棒料直徑有關(guān)。

圖1(d)中的多顆粒疲勞源是非合金遺傳的外來(lái)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(kuò)散，與顆粒界面基體中的Al、Mg、Hf等元素發(fā)生如下化學(xué)反應(yīng)：

對(duì)該斷口裂紋源進(jìn)行面掃描結(jié)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(jiàn)，反應(yīng)生成物改變了界面的正常結(jié)合，在HIP制件中形成類(lèi)似于孔隙的薄弱區(qū)[16]。同時(shí)，由于 Al是該合金中γ′強(qiáng)化相的主導(dǎo)元素，當(dāng)基體中的Al在邊界被置換反應(yīng)偏聚，自然影響該區(qū)域基體γ′強(qiáng)化相的析出，形成貧γ′相薄弱區(qū)，導(dǎo)致合金強(qiáng)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(fù)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(shí)驗(yàn)結(jié)果得出，本實(shí)驗(yàn)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(lèi)碳、氧化物，在疲勞實(shí)驗(yàn)過(guò)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(yīng)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(yīng)力σs和彈性模量E，以及雜質(zhì)之間的間距λc?？梢?jiàn)顆粒邊界上的碳、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(shè)定的溫度和應(yīng)力實(shí)驗(yàn)條件下產(chǎn)生上述裂紋源，在循環(huán)應(yīng)力的作用下發(fā)生裂紋擴(kuò)展，當(dāng)裂紋尖端由于應(yīng)力集中達(dá)到合金的斷裂強(qiáng)度σb時(shí)，裂紋發(fā)生快速擴(kuò)展瞬時(shí)斷裂[17]。由圖1(g)發(fā)現(xiàn)，在斷口的裂紋快速擴(kuò)展過(guò)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?cè)陬w粒表面的數(shù)量未造成應(yīng)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(guān)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(duì)疲勞壽命的影響。圖1(a)所示的Ⅰ區(qū)是疲勞裂紋擴(kuò)展的主要階段，是決定疲勞裂紋擴(kuò)展壽命的主要部分[17]，裂紋源的位置、尺寸、類(lèi)型是疲勞壽命的主要影響因素[14]。研究結(jié)果表明，在裂紋快速擴(kuò)展過(guò)渡區(qū)存在少量顆粒間斷裂時(shí)，未發(fā)現(xiàn)其對(duì)疲勞壽命有影響，當(dāng)過(guò)渡區(qū)的顆粒間斷裂達(dá)到如圖2所示的3、4級(jí)的程度時(shí)，對(duì)疲勞壽命有一定影響。

本試驗(yàn)用合金粉末的粒度范圍為50～150 μm，裂紋源上單個(gè)顆粒的尺寸均在100 μm左右。因此，對(duì)比單個(gè)顆粒裂紋源對(duì)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(yàn)統(tǒng)計(jì)結(jié)果表明(圖7)，單個(gè)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(shí)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(yàn)結(jié)果表明，單個(gè)顆粒裂紋源表面的析出或粘連物的密集度對(duì)疲勞壽命有一定影響。

當(dāng)粉末被熔渣或外來(lái)夾雜物粘連包裹形成的表面裂紋源大于200 μm時(shí)，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(dǎo)致在HIP過(guò)程中形成了較大范圍的PPB組織。顆粒界面的反應(yīng)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(yīng)力集中加速了疲勞裂紋從該區(qū)域萌生和擴(kuò)展，使低周疲勞壽命降低。

圖7 單個(gè)顆粒疲勞源位置與疲勞壽命的關(guān)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(duì)比裂紋源都是單個(gè)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(kuò)展的初始階段兩種斷口上沒(méi)有發(fā)現(xiàn)差異(圖8(c)和(d))。顆粒間斷裂開(kāi)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(gè)別顆粒間斷裂，在快速裂紋擴(kuò)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(kuò)展階段出現(xiàn)較多的顆粒間斷裂(圖8(f))。

文獻(xiàn)[17-18]指出，材料的斷裂韌性、疲勞強(qiáng)度都隨其抗張強(qiáng)度的提高而增大。圖9所示為試樣在650℃下的拉伸強(qiáng)度與疲勞壽命的關(guān)系。結(jié)果表明，合金材料的強(qiáng)度與疲勞壽命呈正比關(guān)系，試樣D的抗拉強(qiáng)度和疲勞壽命均低于試樣G。在本疲勞試驗(yàn)中，平均循環(huán)應(yīng)力小于所用材料的屈服強(qiáng)度，所以在裂紋萌生后擴(kuò)展初期兩種試樣都沒(méi)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(duì)低，加快了裂紋擴(kuò)展。當(dāng)裂紋尖端的應(yīng)力集中達(dá)到顆粒界面的斷裂強(qiáng)度時(shí)，便發(fā)生瞬時(shí)斷裂，在斷口上呈現(xiàn)大范圍的顆粒間斷裂。

圖9 650 ℃拉伸強(qiáng)度與疲勞壽命的關(guān)系Fig.9 Relationship between tensile strength and LCF life at 650 ℃

3 結(jié)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(jì)，裂紋源為單個(gè)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(kuò)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(jí)。

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(kuò)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(lái)夾雜物在HIP中形成了類(lèi)似于PPB的組織。PPB導(dǎo)致合金斷裂韌性降低，使裂紋沿顆粒萌生、擴(kuò)展。

4) 本實(shí)驗(yàn)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(zhì)的密集度及其與基體形成的反應(yīng)區(qū)對(duì)疲勞壽命產(chǎn)生主要的影響。當(dāng)裂紋快速擴(kuò)展階段出現(xiàn)較多的顆粒間斷裂時(shí)，對(duì)疲勞壽命有影響。

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