固溶温度和稳定化工艺对GH864合金疲劳裂纹扩展特征的影响

D0L:10.13374f.issn1001-053x.2011.11.011 第33卷第11期 北京科技大学学报 Vol.33 No.11 2011年11月 Journal of University of Science and Technology Beijing Now.2011 固溶温度和稳定化工艺对GH864合金疲劳裂纹扩展 特征的影响 张丽娜四董建新 张麦仓 北京科技大学材料科学与工程学院，北京100083 ☒通信作者，E-mail:zhanglina_.selina@163.com 摘要研究了不同固溶温度和稳定化处理工艺后GH864合金的裂纹扩展情况.通过分析合金的微观组织，断口形貌以及 lga-gN/N、da/dNa及da/dN-V曲线特征，定量计算了裂纹萌生期、稳态扩展期及失稳瞬断期在整个疲劳断裂过程中所占 比例，并进一步分析影响各自比例的微观组织因素。结果表明：随着固溶温度的升高，晶粒尺寸增加，合金的裂纹扩展速率降 低，同时裂纹的萌生期的比例降低，而裂纹的扩展期比例则会增加：随稳定化时间的延长和温度的升高，晶界碳化物析出量增 加，降低了合金的裂纹扩展速率，但是裂纹萌生期的比例在逐渐增加 关键词高温合金：镍基合金：固溶处理：稳定化工艺：裂纹扩展 分类号TG146.1+5 Influence of solution temperature and stabilization treatment on the fatigue crack growth feature of GH864 alloy ZHANG Li-na,DONG Jian-xin,ZHANG Mai-cang School of Materials Science and Engineering,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China Corresponding author,E-mail:zhanglina_selina@163.com ABSTRACT The crack propagation of GH864 alloy with different solution temperatures and stabilization treatments was studied.The percentages of crack initiation period,propagation period and final fracture period in the whole fatigue failure process were calculated by analyzing the microstructure,fracture morphology and lga-gN /N,da/dN-a and da/dN-N curves.The influence of microstructural factors on the percentages of each period was analyzed.The result shows that with increasing solution temperature,the grain size of GH864 alloy enlarges,the crack growth rate decreases,meanwhile the percentage of crack initiation period decreases but the percent- age of crack propagation period increases.With the time prolonging and the temperature rising in the stabilization process,the amount of carbides precipitated at grain boundaries increases,thereby the crack propagation rate decreases,but the percentage of crack initia- tion period is gradually increasing. KEY WORDS superalloys:nickel alloys:solution treatment:stabilization:crack propagation GH864合金是一种应用广泛的Y相沉淀硬化 GH864合金的热处理工艺主要包括固溶、稳定 镍基高温合金，该合金最大的优点就是良好的强韧 化和时效处理三个阶段.尽管已经有学者对材料组 化匹配.然而，在实际使用中，由于构件处于高温且 织与性能的关联性做了大量的研究工作，对合金裂 在复杂应力状态下连续运转，尽管拥有较高的拉伸 纹扩展速率及疲劳寿命也进行了整体的分析和预 和抗蠕变性能，但疲劳作为构件失效的主要原因，仍 测-)：但是晶粒度和晶界碳化物对合金裂纹扩展 然是无法避免的.合金的抗疲劳裂纹扩展性能与内 特征的影响规律，尤其是这些微观组织特征对合金 部的组织参数是紧密相关的，而合金的微观组织可 的整个疲劳断裂过程裂纹萌生、稳态扩展和最后瞬 以通过不同的热处理工艺进行调整. 断这三个不同阶段的影响规律，以及每个阶段比例 收稿日期：2010-11-17 基金项目：国家自然科学基金重点资助项目(51071017)

第 33 卷 第 11 期 2011 年 11 月 北京科技大学学报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol． 33 No． 11 Nov． 2011 固溶温度和稳定化工艺对 GH864 合金疲劳裂纹扩展 特征的影响 张丽娜 董建新 张麦仓 北京科技大学材料科学与工程学院，北京 100083 通信作者，E-mail: zhanglina_selina@ 163． com 摘 要 研究了不同固溶温度和稳定化处理工艺后 GH864 合金的裂纹扩展情况． 通过分析合金的微观组织，断口形貌以及 lga--lgNi /Nf、da /dN--a 及 da /dN--N 曲线特征，定量计算了裂纹萌生期、稳态扩展期及失稳瞬断期在整个疲劳断裂过程中所占 比例，并进一步分析影响各自比例的微观组织因素． 结果表明: 随着固溶温度的升高，晶粒尺寸增加，合金的裂纹扩展速率降 低，同时裂纹的萌生期的比例降低，而裂纹的扩展期比例则会增加; 随稳定化时间的延长和温度的升高，晶界碳化物析出量增 加，降低了合金的裂纹扩展速率，但是裂纹萌生期的比例在逐渐增加． 关键词 高温合金; 镍基合金; 固溶处理; 稳定化工艺; 裂纹扩展 分类号 TG146. 1 + 5 Influence of solution temperature and stabilization treatment on the fatigue crack growth feature of GH864 alloy ZHANG Li-na ，DONG Jian-xin，ZHANG Mai-cang School of Materials Science and Engineering，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China Corresponding author，E-mail: zhanglina_selina@ 163． com ABSTRACT The crack propagation of GH864 alloy with different solution temperatures and stabilization treatments was studied． The percentages of crack initiation period，propagation period and final fracture period in the whole fatigue failure process were calculated by analyzing the microstructure，fracture morphology and lga-lgNi /Nf，da /dN-a and da /dN-N curves． The influence of microstructural factors on the percentages of each period was analyzed． The result shows that with increasing solution temperature，the grain size of GH864 alloy enlarges，the crack growth rate decreases，meanwhile the percentage of crack initiation period decreases but the percent￾age of crack propagation period increases． With the time prolonging and the temperature rising in the stabilization process，the amount of carbides precipitated at grain boundaries increases，thereby the crack propagation rate decreases，but the percentage of crack initia￾tion period is gradually increasing． KEY WORDS superalloys; nickel alloys; solution treatment; stabilization; crack propagation 收稿日期: 2010--11--17 基金项目: 国家自然科学基金重点资助项目( 51071017) GH864 合金是一种应用广泛的 γ'相沉淀硬化 镍基高温合金，该合金最大的优点就是良好的强韧 化匹配． 然而，在实际使用中，由于构件处于高温且 在复杂应力状态下连续运转，尽管拥有较高的拉伸 和抗蠕变性能，但疲劳作为构件失效的主要原因，仍 然是无法避免的． 合金的抗疲劳裂纹扩展性能与内 部的组织参数是紧密相关的，而合金的微观组织可 以通过不同的热处理工艺进行调整． GH864 合金的热处理工艺主要包括固溶、稳定 化和时效处理三个阶段． 尽管已经有学者对材料组 织与性能的关联性做了大量的研究工作，对合金裂 纹扩展速率及疲劳寿命也进行了整体的分析和预 测［1--3］; 但是晶粒度和晶界碳化物对合金裂纹扩展 特征的影响规律，尤其是这些微观组织特征对合金 的整个疲劳断裂过程裂纹萌生、稳态扩展和最后瞬 断这三个不同阶段的影响规律，以及每个阶段比例 DOI:10.13374/j.issn1001-053x.2011.11.011

第11期 张丽娜等：固溶温度和稳定化工艺对GH864合金疲劳裂纹扩展特征的影响 ·1367· 分配和不同热处理制度是否会对各个阶段产生影响 组织与疲劳裂纹的萌生及扩展的相关性进行了分析 等诸多问题还有待于进一步深入的研究.同时，裂 和研究. 纹的萌生及稳态扩展两个阶段作为影响材料疲劳寿 1试验材料及方法 命的主要部分，也必将成为如何提高材料抗疲劳性 能研究的重要方面 1.1试验材料 本文通过对不同的固溶制度和稳定化工艺处理 采用真空感应熔炼(VTM)+真空自耗重熔 后的GH864合金进行高温疲劳裂纹扩展试验，对疲 (VAR)的双联工艺治炼GH864合金.其化学成分 劳裂纹曲线进行了曲线分析和数据转换，通过分析 如表1所示，其中Ni为基体 对数坐标下裂纹长度与循环周次比率的关系曲线 表1GH864合金的化学成分（质量分数） (lga-lgN:/N,曲线，其中N为任意周次，N为断裂周 Table 1 Chemical composition of GH864 alloy % 次)、线性坐标下裂纹扩展速率与裂纹长度的关系 P Si Cr Mo Ti Co Al Fe 曲线(da/dN-a曲线，其中a为裂纹长度，N为循环 0.0370.0050.0050.07019.054.362.9014.201.350.18 周次)以及裂纹扩展速率与循环周次的关系曲线 (da/dN-V曲线)，并结合其具体的断口形貌特征， 为了研究固溶温度和稳定化工艺对GH864合 进一步把整个断裂过程分成了裂纹萌生、稳态扩展 金疲劳裂纹扩展行为的影响，按照表2所列的工艺 以及最后瞬断三个阶段，并对不同热处理后的显微 条件对合金进行了热处理. 表2GH864合金的热处理工艺 Table 2 Heat treatment processes of CH864 alloy 制度编号 固溶工艺 稳定化工艺 时效工艺 A 1020℃，4h+空冷 845℃，24h+空冷 760℃，16h+空冷 B 1040℃，4h+空冷 845℃，24h+空冷 760℃，16h+空冷 C 1080℃，4h+空冷 845℃，24h+空冷 760℃，16h+空冷 0 1150℃，2h+水冷 845℃，5min+水冷 680℃，4h+空冷 E 1150℃，2h+水冷 845℃，4h+水冷 680℃，4h+空冷 1150℃，2h+水冷 900℃，24h+水冷 680℃，4h+空冷 1.2试验方法 线切 o6±0.1（孔） (1)裂纹长度的电位法标定.经热处理后的试 样按JB/T8189一1999标准同参照ASTM E647-81 标准制成标准紧凑拉伸(CT)试样，试样形状如图 1所示，厚度B取10mm0,试验前用钼丝切割出 缺口，预制裂纹长度ao为10mm.在含裂纹试样 上，电流场是试样几何形状的函数，尤其是裂纹尺 10±0.1 10±0.1 寸的函数.通一恒定电流，电势随试样裂纹长度增 -20±0.1 加而升高.本试验采用直流电位(DC)法测量裂纹 -25±0.1- 长度.具体方法为：在输入端给试样通入6A的恒 定直流电流，然后在输出端测量电位的变化，电流 图1标准CT试样图（单位：mm) 输入位置与电位测量点如图2所示.在同一块试 Fig.1 Diagram of standard CT specimens (unit:mm) 样上采用线切割获得多组不同裂纹长度，并测定 解，根据ASTM E647-81标准，CT试样的应力强度 其对应的长度在650℃下的电位，从而最终得出该 因子范围为 合金在650℃下裂纹长度变化与相应电位变化之 间的线性关系（△a-△V曲线)，得到△a= ) (1) 5.927△V. 对于CT试样，应力强度因子范围（△K)有标准 (导）=296(0)-185.5()+

第 11 期 张丽娜等: 固溶温度和稳定化工艺对 GH864 合金疲劳裂纹扩展特征的影响 分配和不同热处理制度是否会对各个阶段产生影响 等诸多问题还有待于进一步深入的研究． 同时，裂 纹的萌生及稳态扩展两个阶段作为影响材料疲劳寿 命的主要部分，也必将成为如何提高材料抗疲劳性 能研究的重要方面． 本文通过对不同的固溶制度和稳定化工艺处理 后的 GH864 合金进行高温疲劳裂纹扩展试验，对疲 劳裂纹曲线进行了曲线分析和数据转换，通过分析 对数坐标下裂纹长度与循环周次比率的关系曲线 ( lga--lgNi /Nf曲线，其中 Ni为任意周次，Nf为断裂周 次) 、线性坐标下裂纹扩展速率与裂纹长度的关系 曲线( da /dN--a 曲线，其中 a 为裂纹长度，N 为循环 周次) 以及裂纹扩展速率与循环周次的关系曲线 ( da /dN--N 曲线) ，并结合其具体的断口形貌特征， 进一步把整个断裂过程分成了裂纹萌生、稳态扩展 以及最后瞬断三个阶段，并对不同热处理后的显微 组织与疲劳裂纹的萌生及扩展的相关性进行了分析 和研究． 1 试验材料及方法 1. 1 试验材料 采用真空感应熔炼 ( VIM) + 真 空 自 耗 重 熔 ( VAR) 的双联工艺冶炼 GH864 合金． 其化学成分 如表 1 所示，其中 Ni 为基体． 表 1 GH864 合金的化学成分( 质量分数) Table 1 Chemical composition of GH864 alloy % C S P Si Cr Mo Ti Co Al Fe 0. 037 0. 005 0. 005 0. 070 19. 05 4. 36 2. 90 14. 20 1. 35 0. 18 为了研究固溶温度和稳定化工艺对 GH864 合 金疲劳裂纹扩展行为的影响，按照表 2 所列的工艺 条件对合金进行了热处理． 表 2 GH864 合金的热处理工艺 Table 2 Heat treatment processes of GH864 alloy 制度编号 固溶工艺 稳定化工艺 时效工艺 A 1 020 ℃，4 h + 空冷 845 ℃，24 h + 空冷 760 ℃，16 h + 空冷 B 1 040 ℃，4 h + 空冷 845 ℃，24 h + 空冷 760 ℃，16 h + 空冷 C 1 080 ℃，4 h + 空冷 845 ℃，24 h + 空冷 760 ℃，16 h + 空冷 D 1 150 ℃，2 h + 水冷 845 ℃，5 min + 水冷 680 ℃，4 h + 空冷 E 1 150 ℃，2 h + 水冷 845 ℃，4 h + 水冷 680 ℃，4 h + 空冷 F 1 150 ℃，2 h + 水冷 900 ℃，24 h + 水冷 680 ℃，4 h + 空冷 1. 2 试验方法 ( 1) 裂纹长度的电位法标定． 经热处理后的试 样按 JB /T8189—1999 标准同参照 ASTM E647--81 标准制成标准紧凑拉伸( CT) 试样，试样形状如图 1 所示，厚度 B 取 10 mm［4］，试验前用钼丝切割出 缺口，预制裂纹长度 a0 为 10 mm． 在含裂纹试样 上，电流场是试样几何形状的函数，尤其是裂纹尺 寸的函数． 通一恒定电流，电势随试样裂纹长度增 加而升高． 本试验采用直流电位( DC) 法测量裂纹 长度． 具体方法为: 在输入端给试样通入 6 A 的恒 定直流电流，然后在输出端测量电位的变化，电流 输入位置与电位测量点如图 2 所示． 在同一块试 样上采用线切割获得多组不同裂纹长度，并测定 其对应的长度在 650 ℃ 下的电位，从而最终得出该 合金在 650 ℃ 下裂纹长度变化与相应电位变化之 间 的 线 性 关 系 ( Δa-- ΔV 曲 线 ) ，得 到 Δa = 5. 927ΔV． 对于 CT 试样，应力强度因子范围( ΔK) 有标准 图 1 标准 CT 试样图( 单位: mm) Fig． 1 Diagram of standard CT specimens ( unit: mm) 解，根据 ASTM E647--81 标准，CT 试样的应力强度 因子范围为 ΔK = ΔP B·W1 2 ( f a ) W ( 1) ( f a ) W = 29 ( . 6 a ) W 1 2 － 185 ( . 5 a ) W 3 2 + ·1367·

·1368· 北京科技大学学报 第33卷 后续通过Matlab软件对实验数据进行处理和分析， 用光学显微镜和扫描电子显微镜对微观组织和断口 形貌进行观察和研究 90 90. 15 15 5 15 时间 图3恒幅载荷的载荷谱 图2直流电位法测量裂纹长度的示意图 Fig.3 Load chart of constant loading Fig.2 Schematic diagram for measuring crack length by DC 2试验结果 65.7()-10() +638(）)于2) 2.1固溶工艺的影响 式中，a为裂纹长度，△P为试验所用最大载荷与最 为了研究固溶温度对合金疲劳裂纹扩展过程的 小载荷之差，W为试样宽度，B为试样厚度. 影响，对经A、B和C三种不同工艺制度处理后的试 (2)疲劳裂纹扩展试验条件.为了使试验更加 样进行试验，得到其裂纹扩展速率曲线和循环周次 接近材料的实际工作条件，试验温度设为650℃. 情况，如图4所示.从图中可以看出，随着固溶温度 试验采用恒幅载荷法，最大载荷为5650N,载荷比 的升高，GH864合金的裂纹扩展速率降低.从裂纹 为0，误差小于1%，波形如图3所示.试验高温环 长度-循环周次曲线（α-V曲线）上看，随着固溶温 境试验机自带电炉加热和保温，在试样的上、中、下 度的增加α一V曲线逐步右侧移动，表明当裂纹长度 三个位置绑捆热电偶控制温度，试验加热到达试验 相同时，所能承担的应力随之增加，从1020℃到 温度保温到稳定后开始试验，控温精度为±1℃. 1080℃断裂周期延长了近30%. lo 16 A一1020无 15 ·A一1020E B-1040℃ 。B-1040℃ 4C-1080C 14 4C-1080C 目3 12 10 11 104学 b 60 80 100 0 1000200030004000 △MPam M周 图4不同固溶温度处理GH864合金的裂纹扩展速率曲线(a)和a-V曲线(b) Fig.4 Crack growth rate curves (a)and a curves (b)of GH864 alloy treated at different solution temperatures 对于典型的镍基高温合金GH864而言，影响裂 三种不同热处理工艺处理后，合金晶粒尺寸发生了 纹扩展的因素主要有晶粒尺寸、Y相尺寸分布和匹 明显的长大现象（见图5).对于y相而言，其析出 配以及晶界析出碳化物的尺寸和分布.经A、B和C 体积分数主要与合金中的Al和Ti的含量有关.在 Ic] 00 am I04 图5不同固深温度下晶粒尺寸对比.(a)1020℃：(b)1040℃：(c)1080℃ Fig.5 Contrast of grain size in GH864 alloy treated at different solution temperatures:(a）1020℃；(b)1040℃；(c）1080℃

北 京 科 技 大 学 学 报 第 33 卷 图 2 直流电位法测量裂纹长度的示意图 Fig． 2 Schematic diagram for measuring crack length by DC 655 ( . 7 a ) W 5 2 － 1 017 ( a ) W 7 2 + 638 ( . 9 a ) W 9 2 ( 2) 式中，a 为裂纹长度，ΔP 为试验所用最大载荷与最 小载荷之差，W 为试样宽度，B 为试样厚度． ( 2) 疲劳裂纹扩展试验条件． 为了使试验更加 接近材料的实际工作条件，试验温度设为 650 ℃ ． 试验采用恒幅载荷法，最大载荷为 5 650 N，载荷比 为 0，误差小于 1% ，波形如图 3 所示． 试验高温环 境试验机自带电炉加热和保温，在试样的上、中、下 三个位置绑捆热电偶控制温度，试验加热到达试验 温度保温到稳定后开始试验，控温精度为 ± 1 ℃ ． 后续通过 Matlab 软件对实验数据进行处理和分析， 用光学显微镜和扫描电子显微镜对微观组织和断口 形貌进行观察和研究． 图 3 恒幅载荷的载荷谱 Fig． 3 Load chart of constant loading 2 试验结果 2. 1 固溶工艺的影响 为了研究固溶温度对合金疲劳裂纹扩展过程的 影响，对经 A、B 和 C 三种不同工艺制度处理后的试 样进行试验，得到其裂纹扩展速率曲线和循环周次 情况，如图 4 所示． 从图中可以看出，随着固溶温度 的升高，GH864 合金的裂纹扩展速率降低． 从裂纹 长度--循环周次曲线( a--N 曲线) 上看，随着固溶温 度的增加 a--N 曲线逐步右侧移动，表明当裂纹长度 相同时，所能承担的应力随之增加，从 1 020 ℃ 到 1 080 ℃断裂周期延长了近 30% ． 图 4 不同固溶温度处理 GH864 合金的裂纹扩展速率曲线( a) 和 a--N 曲线( b) Fig． 4 Crack growth rate curves ( a) and a-N curves ( b) of GH864 alloy treated at different solution temperatures 图 5 不同固深温度下晶粒尺寸对比 . ( a) 1 020 ℃ ; ( b) 1 040 ℃ ; ( c) 1 080 ℃ Fig． 5 Contrast of grain size in GH864 alloy treated at different solution temperatures: ( a) 1 020 ℃ ; ( b) 1 040 ℃ ; ( c) 1 080 ℃ 对于典型的镍基高温合金 GH864 而言，影响裂 纹扩展的因素主要有晶粒尺寸、γ'相尺寸分布和匹 配以及晶界析出碳化物的尺寸和分布． 经 A、B 和 C 三种不同热处理工艺处理后，合金晶粒尺寸发生了 明显的长大现象( 见图 5) ． 对于 γ'相而言，其析出 体积分数主要与合金中的 Al 和 Ti 的含量有关． 在 ·1368·

第11期 张丽娜等：固溶温度和稳定化工艺对GH864合金疲劳裂纹扩展特征的影响 ·1369· 研究经过不同固溶温度处理后冷却速度对合金强化 排除Y相对裂纹扩展的影响.同时由于这三种制 相的析出行为的影响中，尽管固溶后y的析出量有 度的稳定化和时效工艺完全相同，所以对晶界碳 明显的不同，但是对以上不同状态处理的样品都经 化物的析出和形貌并无影响.由此可以得出，此时 过同样的时效处理后的γ相进行化学定量分析，可 三种不同工艺的裂纹扩展速率变化主要是由于固 以看到y析出总量几乎完全相同，所以合金的A!和 溶温度的不同，从而引起晶粒尺寸变化而产生的 的含量一定的条件下，不同固溶处理后进行相同 随着晶粒尺寸的增大，蠕变强度提高，裂纹抗力逐 时效制度后Y相的含量基本相同) 步升高 在y相含量相同的条件下，随热处理工艺的不 2.2稳定化工艺的影响 同，y相的尺寸分布情况将会随之发生变化.Mer- 为了研究稳定化工艺对合金裂纹扩展的影响， rick等因关于GH864合金不同的y相大小和分布 将合金按D、E和F三种不同的热处理制度处理后 对650℃疲劳裂纹扩展影响试验结果表明：细小y 进行裂纹试验.从图6可以得出，随着稳定化处理 相、粗大y相以及具有两种混合大小Y相的组织条 时间的延长和处理温度的升高，合金的裂纹扩展速 件下，合金的裂纹扩展速率几乎相同.这样就可以 率呈现下降的趋势，应力循环周次明显延长 10 16 b 15 10 。热处理工艺D 2 ·热处理工艺E 4热处理工艺F 104 5060708090100 1000200030004000 △MP,a M周 图6不同稳定化处理GH864合金的裂纹扩展速率曲线(a)和a-V曲线(b) Fig.6 Crack growth rate curves (a)and a curves(b)of GH864 alloys with different stabilization treatments 从热处理工艺对合金微观组织变化方面可以知 艺中稳定化时间增加到4h,由于在1150℃产生过 道：三种工艺经过相同固溶温度处理后，合金晶粒尺 量的C过饱和度，除了在晶界上析出大量碳化物 寸是一致的，而Y相尺寸随稳定化时间的延长和温 外，在合金的基体中也析出大量的碳化物颗粒（图7 度的升高有长大趋势，但由文献[6]给出的研究结 (b)).在F处理中900℃进行24h的稳定化时，晶 果，可以排除Y相的影响，此时晶界碳化物成为控 界上己经析出大量碳化物，且在基体中的孪晶界上 制裂纹扩展的主要因素.对于晶界上碳化物的析出 也析出了一定量的碳化物（图7(c)).由此可以看 数量和形态的变化，在D工艺中稳定化5min后在 出，随着晶界析出碳化物量增加，裂纹扩展速率 晶界处观察到少量碳化物的析出（图7(a)).E工 下降. 图7碳化物形貌对比·(a)热处理工艺D:(b)热处理工艺E:(c热处理工艺F Fig.7 Contrast of carbide morphology:(a)heat treatment D:(b)heat treatment E:(c)heat treatment F 疲劳寿命的两个重要部分即裂纹的萌生和扩展情 3讨论 况，对六种制度处理后的合金进行了疲劳裂纹扩展 以上通过固溶温度和稳定化工艺对GH864合 试验，把试验得到的da/dN-△K和a-N曲线的数据 金的裂纹行为进行了分析.为进一步研究影响材料 导入Matlab软件得到不同坐标系下多组数据曲线

第 11 期 张丽娜等: 固溶温度和稳定化工艺对 GH864 合金疲劳裂纹扩展特征的影响 研究经过不同固溶温度处理后冷却速度对合金强化 相的析出行为的影响中，尽管固溶后 γ'的析出量有 明显的不同，但是对以上不同状态处理的样品都经 过同样的时效处理后的 γ'相进行化学定量分析，可 以看到 γ'析出总量几乎完全相同，所以合金的 Al 和 Ti 的含量一定的条件下，不同固溶处理后进行相同 时效制度后 γ'相的含量基本相同［5］． 在 γ'相含量相同的条件下，随热处理工艺的不 同，γ'相的尺寸分布情况将会随之发生变化． Mer￾rick 等［6］关于 GH864 合金不同的 γ'相大小和分布 对 650 ℃疲劳裂纹扩展影响试验结果表明: 细小 γ' 相、粗大 γ'相以及具有两种混合大小 γ'相的组织条 件下，合金的裂纹扩展速率几乎相同． 这样就可以 排除 γ'相对裂纹扩展的影响． 同时由于这三种制 度的稳定化和时效工艺完全相同，所以对晶界碳 化物的析出和形貌并无影响． 由此可以得出，此时 三种不同工艺的裂纹扩展速率变化主要是由于固 溶温度的不同，从而引起晶粒尺寸变化而产生的． 随着晶粒尺寸的增大，蠕变强度提高，裂纹抗力逐 步升高． 2. 2 稳定化工艺的影响 为了研究稳定化工艺对合金裂纹扩展的影响， 将合金按 D、E 和 F 三种不同的热处理制度处理后 进行裂纹试验． 从图 6 可以得出，随着稳定化处理 时间的延长和处理温度的升高，合金的裂纹扩展速 率呈现下降的趋势，应力循环周次明显延长． 图 6 不同稳定化处理 GH864 合金的裂纹扩展速率曲线( a) 和 a--N 曲线( b) Fig． 6 Crack growth rate curves ( a) and a-N curves( b) of GH864 alloys with different stabilization treatments 从热处理工艺对合金微观组织变化方面可以知 道: 三种工艺经过相同固溶温度处理后，合金晶粒尺 寸是一致的，而 γ'相尺寸随稳定化时间的延长和温 度的升高有长大趋势，但由文献［6］给出的研究结 果，可以排除 γ'相的影响，此时晶界碳化物成为控 制裂纹扩展的主要因素． 对于晶界上碳化物的析出 数量和形态的变化，在 D 工艺中稳定化 5 min 后在 晶界处观察到少量碳化物的析出( 图 7( a) ) ． E 工 艺中稳定化时间增加到 4 h，由于在 1 150 ℃ 产生过 量的 C 过饱和度，除了在晶界上析出大量碳化物 外，在合金的基体中也析出大量的碳化物颗粒( 图 7 ( b) ) ． 在 F 处理中 900 ℃进行 24 h 的稳定化时，晶 界上已经析出大量碳化物，且在基体中的孪晶界上 也析出了一定量的碳化物( 图 7( c) ) ． 由此可以看 出，随着晶界析出碳化物量增加，裂 纹 扩 展 速 率 下降． 图 7 碳化物形貌对比 . ( a) 热处理工艺 D; ( b) 热处理工艺 E; ( c) 热处理工艺 F Fig． 7 Contrast of carbide morphology: ( a) heat treatment D; ( b) heat treatment E; ( c) heat treatment F 3 讨论 以上通过固溶温度和稳定化工艺对 GH864 合 金的裂纹行为进行了分析． 为进一步研究影响材料 疲劳寿命的两个重要部分即裂纹的萌生和扩展情 况，对六种制度处理后的合金进行了疲劳裂纹扩展 试验，把试验得到的 da /dN--ΔK 和 a--N 曲线的数据 导入 Matlab 软件得到不同坐标系下多组数据曲线 ·1369·

·1370· 北京科技大学学报 第33卷 即lga-lgN,/W,曲线、da/dN-a曲线以及da/dN-N 较大图.在线性坐标的da/dN-u曲线（图8(b)中 曲线.图8和图9为A制度处理后合金的裂纹相关 可以看到，该转折点对应的裂纹扩展区的另一侧断 曲线以及断口形貌.可以看出，GH864合金的lga一 口表面的凸凹程度增加，且二次裂纹数量增加（图9 lgN:/N,曲线（图8(a))存在一个明显的转折点.在 (c)),这说明材料在较大应力作用下，进入快速撕 扫描电镜下观察该裂纹点左右两侧的断口形貌，可 裂区，所以可以认为这是裂纹由稳态扩展向失稳瞬 以看到一侧表面不平坦，裂纹沿不同平面滑移（图9 断的转折点.在线性坐标下的da/dW-V曲线中（图 (a)):而另一侧的表面相对较平坦（图9(b)),这与 8(c)),当N与da/dN的变化几乎垂直时，表明合 裂纹萌生区向扩展区的转变区域的特征很相近.该 金已经进入了瞬断区，该转折点对应着稳态扩展区 点大致为裂纹由萌生区向扩展区的转变位置.Chen 与瞬断区的转变周次N,而且在da/dW-V曲线初 等的研究表明，在René88DT中也有类似的现象. 始处可以得到裂纹启裂周次N。和最终断裂周次N, 因此，该点所对应的循环周次被定义为裂纹萌生区 从而有萌生期周次N。=N。-N。,扩展期周次N= 与裂纹扩展区的转变周次N。·有很多学者认为，裂 V,-N。,相应地可以定义在整个裂纹扩展过程中萌 纹扩展速率da/dN是a的函数，两者之间的关联性 生期比例P:=N/N,扩展期比例Pe=N-/N. 14 0.304b 13A 0.25 日12 萌生区向稳态扩展转变点 至020 0.15 稳态扩展向失稳扩展转变点 0.10 0.05 0 10-2 10 10 10.010.511.011512.012.513.013.5 lgV /N. a/mm 0.30-c 0.25 三020 0.15 稳态扩展向失稳扩展转变周次· 0.10 启裂周次 0.05 050100150200250300350 N/周 图8曲线变化分析.(a)lga-gV:/N,曲线：(b)da/dN--a曲线：(c)da/dN--V曲线 Fig.8 Analysis of curves:(a)Iga-gV/N:curve:(b)da/dN-curve:(c)da/dN-N curve 图9断口形貌特征.(a)裂纹萌生区：(b)裂纹扩展区：(c)裂纹瞬断区 Fig.9 Features of fracture morphology:(a)crack initiation:(b)crack propagation:(c)final fracture 由此可以认为，通过对da/dW-△K和a-V曲线 步结合微观组织特征，揭示微观组织特征对裂纹不 的数据进行转换，可以给出研究合金的裂纹萌生期 同阶段特征的影响规律，为以损伤容限设计为依据 比例及扩展期比例，P,值越大合金抗裂纹萌生的能 的组织设计提供进一步的实验数据. 力越强，P值越大则其抗裂纹扩展水平越高.进一 按照上述方法把制度B、C处理后的试样裂纹

北 京 科 技 大 学 学 报 第 33 卷 即 lga--lgNi /Nf曲线、da /dN--a 曲线以及 da /dN--N 曲线． 图 8 和图 9 为 A 制度处理后合金的裂纹相关 曲线以及断口形貌． 可以看出，GH864 合金的 lga-- lgNi /Nf曲线( 图 8( a) ) 存在一个明显的转折点． 在 扫描电镜下观察该裂纹点左右两侧的断口形貌，可 以看到一侧表面不平坦，裂纹沿不同平面滑移( 图 9 ( a) ) ; 而另一侧的表面相对较平坦( 图 9( b) ) ，这与 裂纹萌生区向扩展区的转变区域的特征很相近． 该 点大致为裂纹由萌生区向扩展区的转变位置． Chen 等［7］的研究表明，在 René88DT 中也有类似的现象． 因此，该点所对应的循环周次被定义为裂纹萌生区 与裂纹扩展区的转变周次 Nn ． 有很多学者认为，裂 纹扩展速率 da /dN 是 a 的函数，两者之间的关联性 较大［8］． 在线性坐标的 da /dN--a 曲线( 图 8( b) ) 中 可以看到，该转折点对应的裂纹扩展区的另一侧断 口表面的凸凹程度增加，且二次裂纹数量增加( 图 9 ( c) ) ，这说明材料在较大应力作用下，进入快速撕 裂区，所以可以认为这是裂纹由稳态扩展向失稳瞬 断的转折点． 在线性坐标下的 da /dN--N 曲线中( 图 8( c) ) ，当 N 与 da /dN 的变化几乎垂直时，表明合 金已经进入了瞬断区，该转折点对应着稳态扩展区 与瞬断区的转变周次 Ns，而且在 da /dN--N 曲线初 始处可以得到裂纹启裂周次 N0和最终断裂周次 Nf， 从而有萌生期周次 Nci = Nn － N0，扩展期周次 Nce = Ns － Nn，相应地可以定义在整个裂纹扩展过程中萌 生期比例 Pci = Nci /Nf，扩展期比例 Pce = Nce /Nf ． 图 8 曲线变化分析 . ( a) lga--lgNi /Nf曲线; ( b) da /dN--a 曲线; ( c) da /dN--N 曲线 Fig． 8 Analysis of curves: ( a) lga-lgNi /Nf curve; ( b) da /dN-a curve; ( c) da /dN-N curve 图 9 断口形貌特征 . ( a) 裂纹萌生区; ( b) 裂纹扩展区; ( c) 裂纹瞬断区 Fig． 9 Features of fracture morphology: ( a) crack initiation; ( b) crack propagation; ( c) final fracture 由此可以认为，通过对 da /dN--ΔK 和 a--N 曲线 的数据进行转换，可以给出研究合金的裂纹萌生期 比例及扩展期比例，Pci值越大合金抗裂纹萌生的能 力越强，Pce值越大则其抗裂纹扩展水平越高． 进一 步结合微观组织特征，揭示微观组织特征对裂纹不 同阶段特征的影响规律，为以损伤容限设计为依据 的组织设计提供进一步的实验数据． 按照上述方法把制度 B、C 处理后的试样裂纹 ·1370·

第11期 张丽娜等：固溶温度和稳定化工艺对GH864合金疲劳裂纹扩展特征的影响 ·1371· 扩展过程分成裂纹的萌生、稳态扩展和失稳瞬断三 ·萌生比例 个阶段进行更加深入的分析.对比A、B和C三种 60 ·扩展比例 制度可以得出：当固溶温度较低时，晶粒尺寸小，多 数断裂以穿晶方式，在整个过程中萌生过程所占比 例较高，同时晶界在外力作用下易于滑动和迁移，所 以抗裂纹扩展能力低：当固溶温度升高，晶粒尺寸增 0 大，在沿晶界断裂时，裂纹萌生期所占比例减小而扩 展期占整个断裂过程的比例明显升高（图10）.因 0.4 0.5 0.6070.8 0.9 1.0 碳化物连续系数∫ 此可以认为，若要增加合金的抗裂纹萌生能力，需要 选择小于1045℃低的固溶温度：反之，若需要增加 图11稳定化工艺与裂纹萌生期及扩展期比例的关系 合金的抗扩展能力，则需要选择大于1045℃固溶. Fig.11 Relationship among stabilization treatment,the percent- age of crack initiation period and the percentage of crack propaga- 70 。萌生比例 tion period 60 ·扩展比例 纹扩展速率下降，但实际上当晶界碳化物不断析出， 50 碳化物颗粒彼此之间相连并呈包膜状析出时，此时 晶界碳化物析出对裂纹扩展抗力的影响则起到相反 30 的作用，合金的裂纹扩展速率增加，抗断裂能力反而 降低.因此，晶界碳化物对裂纹扩展速率的影响也 201020103010401050106010701080 固溶温度究 将存在一个影响拐点，即存在一个最佳值0-山， 结合图10和图11可以得到：为了增加合金的 图10裂纹萌生期比例和扩展期比例与固溶温度的关系 Fig.10 Relationship among solution temperature,the per- 抗裂纹萌生能力，需要低的固溶温度和高温长时间 centage of crack initiation period and the percentage of crack 稳定化工艺：要提高合金的抗裂纹扩展能力，则需要 propagation period 高温固溶和低温短时间稳定化处理.从微观组织参 当然，根据Hall-Ptech公式，晶粒尺寸过大，基 数角度可以得出，晶粒尺寸和晶界碳化物对裂纹抗 萌生和扩展的贡献正好相反.较小的晶粒尺寸，较 体的强度也会下降，导致力学性能下降，容易发生沿 大的晶界碳化物尺寸及晶界碳化物连续系数，合金 晶断裂，从而增加裂纹扩展速率.因此，基于现有的 的裂纹萌生期比例较高；晶粒尺寸增大，晶界碳化物 裂纹扩展速率数据分析，认为晶粒尺寸与裂纹扩展 速率之间在理论上应该存在一个最佳值回 尺寸和连续系数减小，裂纹的扩展期比例将会增大. 与此同时还应该注意到，晶粒尺寸和晶界碳化物的 同样为了系统分析稳定化处理工艺对裂纹扩展 三个阶段的影响，分别测量了D、E和F三种工艺 综合作用与材料的裂纹扩展速率之间存在一个最小 晶界上碳化物的尺寸d.和其间距A,把二者之间的 值，即存在晶粒尺寸和晶界碳化物的强化作用的最 比值定义为品界碳化物连续系数即f=d./入.当晶 佳点，此时合金裂纹扩展速率达到最低.因此探求 界碳化物间距远大于晶界碳化物尺寸时(f。0),表 组织参数、热处理工艺与裂纹扩展能力之间最优化 明晶界碳化物以离散的形式分布在晶界；当晶界碳 组合，将成为下一步深入研究的重点，从而最终使合 化物间距等于晶界碳化物尺寸时(f=1),表明晶界 金抗疲劳裂纹性能达到最优化 碳化物紧密排列在晶界上；晶界碳化物连续系数越 4结论 大，碳化物沿晶界分布越连续.据此，分析晶界碳化 物连续系数f。与合金裂纹萌生和扩展比率的变化趋 (1)通过对da/dN-△K和a-N曲线的数据进 势，如图11所示.随着稳定化时间和温度的增加， 行转换，揭示GH864合金的裂纹萌生期比例及扩展 使得晶界碳化物析出量的增加，碳化物连续系数∫ 期比例，并进一步给出影响各自比例的微观组织 大于0.56时裂纹萌生期比例提高，即裂纹抗萌生的 因素 能力增加，而裂纹扩展期比例下降，裂纹抗扩展能力 (2)随着固溶温度的升高，晶粒尺寸增加，合金 减小；但当f小于0.56时则扩展期比例高于萌生期 的裂纹扩展速率降低，但在整个断裂过程中，裂纹的 比例. 萌生期和扩展期的比例会发生相反的变化.如果要 从本次试验结果看，随着碳化物析出量增加，裂 增加合金的抗裂纹萌生能力，需要选择小于1045℃

第 11 期 张丽娜等: 固溶温度和稳定化工艺对 GH864 合金疲劳裂纹扩展特征的影响 扩展过程分成裂纹的萌生、稳态扩展和失稳瞬断三 个阶段进行更加深入的分析． 对比 A、B 和 C 三种 制度可以得出: 当固溶温度较低时，晶粒尺寸小，多 数断裂以穿晶方式，在整个过程中萌生过程所占比 例较高，同时晶界在外力作用下易于滑动和迁移，所 以抗裂纹扩展能力低; 当固溶温度升高，晶粒尺寸增 大，在沿晶界断裂时，裂纹萌生期所占比例减小而扩 展期占整个断裂过程的比例明显升高( 图 10) ． 因 此可以认为，若要增加合金的抗裂纹萌生能力，需要 选择小于 1 045 ℃低的固溶温度; 反之，若需要增加 合金的抗扩展能力，则需要选择大于 1 045 ℃固溶． 图 10 裂纹萌生期比例和扩展期比例与固溶温度的关系 Fig． 10 Relationship among solution temperature，the per￾centage of crack initiation period and the percentage of crack propagation period 当然，根据 Hall--Ptech 公式，晶粒尺寸过大，基 体的强度也会下降，导致力学性能下降，容易发生沿 晶断裂，从而增加裂纹扩展速率． 因此，基于现有的 裂纹扩展速率数据分析，认为晶粒尺寸与裂纹扩展 速率之间在理论上应该存在一个最佳值［9］． 同样为了系统分析稳定化处理工艺对裂纹扩展 三个阶段的影响，分别测量了 D、E 和 F 三种工艺 晶界上碳化物的尺寸 dc和其间距 λ，把二者之间的 比值定义为晶界碳化物连续系数即 fc = dc /λ． 当晶 界碳化物间距远大于晶界碳化物尺寸时( fc→0) ，表 明晶界碳化物以离散的形式分布在晶界; 当晶界碳 化物间距等于晶界碳化物尺寸时( fc = 1) ，表明晶界 碳化物紧密排列在晶界上; 晶界碳化物连续系数越 大，碳化物沿晶界分布越连续． 据此，分析晶界碳化 物连续系数 fc与合金裂纹萌生和扩展比率的变化趋 势，如图 11 所示． 随着稳定化时间和温度的增加， 使得晶界碳化物析出量的增加，碳化物连续系数 fc 大于 0. 56 时裂纹萌生期比例提高，即裂纹抗萌生的 能力增加，而裂纹扩展期比例下降，裂纹抗扩展能力 减小; 但当 fc小于 0. 56 时则扩展期比例高于萌生期 比例． 从本次试验结果看，随着碳化物析出量增加，裂 图 11 稳定化工艺与裂纹萌生期及扩展期比例的关系 Fig． 11 Relationship among stabilization treatment，the percent￾age of crack initiation period and the percentage of crack propaga￾tion period 纹扩展速率下降，但实际上当晶界碳化物不断析出， 碳化物颗粒彼此之间相连并呈包膜状析出时，此时 晶界碳化物析出对裂纹扩展抗力的影响则起到相反 的作用，合金的裂纹扩展速率增加，抗断裂能力反而 降低． 因此，晶界碳化物对裂纹扩展速率的影响也 将存在一个影响拐点，即存在一个最佳值［10--11］． 结合图 10 和图 11 可以得到: 为了增加合金的 抗裂纹萌生能力，需要低的固溶温度和高温长时间 稳定化工艺; 要提高合金的抗裂纹扩展能力，则需要 高温固溶和低温短时间稳定化处理． 从微观组织参 数角度可以得出，晶粒尺寸和晶界碳化物对裂纹抗 萌生和扩展的贡献正好相反． 较小的晶粒尺寸，较 大的晶界碳化物尺寸及晶界碳化物连续系数，合金 的裂纹萌生期比例较高; 晶粒尺寸增大，晶界碳化物 尺寸和连续系数减小，裂纹的扩展期比例将会增大． 与此同时还应该注意到，晶粒尺寸和晶界碳化物的 综合作用与材料的裂纹扩展速率之间存在一个最小 值，即存在晶粒尺寸和晶界碳化物的强化作用的最 佳点，此时合金裂纹扩展速率达到最低． 因此探求 组织参数、热处理工艺与裂纹扩展能力之间最优化 组合，将成为下一步深入研究的重点，从而最终使合 金抗疲劳裂纹性能达到最优化． 4 结论 ( 1) 通过对 da /dN--ΔK 和 a--N 曲线的数据进 行转换，揭示 GH864 合金的裂纹萌生期比例及扩展 期比例，并进一步给出影响各自比例的微观组织 因素． ( 2) 随着固溶温度的升高，晶粒尺寸增加，合金 的裂纹扩展速率降低，但在整个断裂过程中，裂纹的 萌生期和扩展期的比例会发生相反的变化． 如果要 增加合金的抗裂纹萌生能力，需要选择小于 1 045 ℃ ·1371·

·1372· 北京科技大学学报 第33卷 的固溶温度：反之，若需要增加合金的抗扩展能力， Energy.2008,13(Suppl 1)24 则需要选择大于1045℃高温固溶. (董建新，张麦仓，郑磊，等.组织特征对GH864合金裂纹扩展 行为的影响.中外能源，2008,13（增刊1）：24) (3)稳定化处理过程中，随稳定化时间的延长 5] Yao Z H,Dong J X,Zhang M C,et al.Relationships between 和温度的升高，晶界碳化物析出量增加，降低了合金 microstructures and properties for GH864 superalloy.Rare Met 的裂纹扩展速率.当碳化物连续系数f小于0.56 Mater Eng,2010,39(9):1565 时则抗扩展能力高于抗萌生能力：相反当f大于 (姚志浩，董建新，张麦仓，等.GH864合金显微组织与力学性 0.56时裂纹萌生期比例提高，而裂纹扩展期比例则 能的关联性研究.稀有金属材料与工程学报，2010,39(9)： 下降. 1565) [6] Merrick H F,Floreen S.The effects of microstructure on elevated 参考文献 temperature crack growth in Nickel-base alloys.Metall Trans A, Cao CX.Change of material selection criterion and development of 1978,9(2):231 high damageolerant titanium alloy.Acta Metall Sin,2002,38 [7]Chen E Y,Sauer S,Meshii M,et al.Fatigue microcrack distribu- (Suppl)4 tions and the reliability of a nickel base superalloy.Int J Fatigue, (曹春晓.选材判据的变化与高损伤容限钛合金的发展.金属 1997,19(Suppl):S75 学报，2002,38（增刊）：4) [8]Remy L,Alam A,Haddar N,et al.Growth of small cracks and Shi W,Huang X P,Cui W C.Fatigue crack growth prediction prediction of lifetime in high-emperature alloys.Mater Sci Eng A, based on unique crack growth rate curve model.Ship Mech, 2007,468470:40 2008,12(2):264 9]Liu X B,Kang B,Chang K M.The effect of hold-time on fatigue (施伟，黄小平，崔维成.基于疲劳裂纹扩展率单一曲线模型 crack growth behaviors of WASPALOY alloy at elevated tempera- 的疲劳寿命预测.船舶力学，2008,12(2)：264) ture.Mater Sci Eng A,2003,340(1/2):8 3]Zhang L.Tang LQ.Fu DL.Evaluation method of fatigue life un- [10]He L Z,Zheng Q,Sun X F,et al.Effect of carbides on the creep der multi-axial loading based on damage accumulation theory.J properties of a Nibase superalloy M963.Mater Sci Eng A, Harbin Inst Technol,2009,41(4):123 2005,397(1/2):297 (张莉，唐立强，付德龙.基于损伤累积理论的多轴疲劳寿命 [11]Pang H T,Reed P A S.Microstructure effects on high tempera- 预测方法.哈尔滨工业大学学报，2009,41(4)：123) ture fatigue crack initiation and short crack growth in turbine disc 4]Dong J X,Zhang M C,Zheng L,et al.A study on influence of nickel-base superalloy Udimet 720Li.Mater Sci Eng A,2007,448 microstructure on crack propagation of GH864 alloy.Sino-Global (12):67

北 京 科 技 大 学 学 报 第 33 卷 的固溶温度; 反之，若需要增加合金的抗扩展能力， 则需要选择大于 1 045 ℃高温固溶． ( 3) 稳定化处理过程中，随稳定化时间的延长 和温度的升高，晶界碳化物析出量增加，降低了合金 的裂纹扩展速率． 当碳化物连续系数 fc 小于 0. 56 时则抗扩展能力高于抗萌生能力; 相反当 fc 大于 0. 56 时裂纹萌生期比例提高，而裂纹扩展期比例则 下降． 参 考 文 献 ［1］ Cao C X． Change of material selection criterion and development of high damage-tolerant titanium alloy． Acta Metall Sin，2002，38 ( Suppl) : 4 ( 曹春晓． 选材判据的变化与高损伤容限钛合金的发展． 金属 学报，2002，38( 增刊) : 4) ［2］ Shi W，Huang X P，Cui W C． Fatigue crack growth prediction based on unique crack growth rate curve model． J Ship Mech， 2008，12( 2) : 264 ( 施伟，黄小平，崔维成． 基于疲劳裂纹扩展率单一曲线模型 的疲劳寿命预测． 船舶力学，2008，12( 2) : 264) ［3］ Zhang L，Tang L Q，Fu D L． Evaluation method of fatigue life un￾der multi-axial loading based on damage accumulation theory． J Harbin Inst Technol，2009，41( 4) : 123 ( 张莉，唐立强，付德龙． 基于损伤累积理论的多轴疲劳寿命 预测方法． 哈尔滨工业大学学报，2009，41( 4) : 123) ［4］ Dong J X，Zhang M C，Zheng L，et al． A study on influence of microstructure on crack propagation of GH864 alloy． Sino-Global Energy，2008，13( Suppl 1) : 24 ( 董建新，张麦仓，郑磊，等． 组织特征对 GH864 合金裂纹扩展 行为的影响． 中外能源，2008，13( 增刊 1) : 24) ［5］ Yao Z H，Dong J X，Zhang M C，et al． Relationships between microstructures and properties for GH864 superalloy． Rare Met Mater Eng，2010，39( 9) : 1565 ( 姚志浩，董建新，张麦仓，等． GH864 合金显微组织与力学性 能的关联性研究． 稀有金属材料与工程学报，2010，39 ( 9 ) : 1565) ［6］ Merrick H F，Floreen S． The effects of microstructure on elevated temperature crack growth in Nickel-base alloys． Metall Trans A， 1978，9( 2) : 231 ［7］ Chen E Y，Sauer S，Meshii M，et al． Fatigue microcrack distribu￾tions and the reliability of a nickel base superalloy． Int J Fatigue， 1997，19( Suppl) : S75 ［8］ Rémy L，Alam A，Haddar N，et al． Growth of small cracks and prediction of lifetime in high-temperature alloys． Mater Sci Eng A， 2007，468-470: 40 ［9］ Liu X B，Kang B，Chang K M． The effect of hold-time on fatigue crack growth behaviors of WASPALOY alloy at elevated tempera￾ture． Mater Sci Eng A，2003，340( 1 /2) : 8 ［10］ He L Z，Zheng Q，Sun X F，et al． Effect of carbides on the creep properties of a Ni-base superalloy M963． Mater Sci Eng A， 2005，397( 1 /2) : 297 ［11］ Pang H T，Reed P A S． Microstructure effects on high tempera￾ture fatigue crack initiation and short crack growth in turbine disc nickel-base superalloy Udimet 720Li． Mater Sci Eng A，2007，448 ( 1 /2) : 67 ·1372·