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本文采用DD5单晶高温合金为实验材料,主要利用扫描电镜(SEM)、透射电镜(TEM)和电子探针(EPMA)等研究了研究合金的长期时效显微组织和两种条件下的持久行为,以及相应的显微组织演化和微观变形机制。本文发现合金在长期时效过程中没有TCP相析出,说明合金具有良好的组织稳定性。通过观察统计,发现γ’相在长期时效过程中各向同性长大符合经典LSW理论并计算其粗化动力学激活能Q,定量地给出合金中γ’各向同性粗化的控制因素是γ相形成元素和γ’形成元素之间相向耦合扩散,这是不同于以往文献报道。DD5合金在900℃/445MPa和1100℃/1 OOMPa条件下表现出两种明显不同的变形机制和断裂过程。在900℃/445MPa时,微观变形机制是位错在基体通道的滑移,通过观察骨架状MC碳化物的破裂均匀分布在试样的工作段内,我们推断骨架状MC碳化物是在持久变形早期阶段发生破裂,而且其破裂直接限制了合金在此条件下的持久寿命,由于界面位错和空位的耦合作用导致γ/γ’界面是薄弱环节导致裂纹沿γ/γ’界面扩展。在1100℃/lOOMPa时,微观变形机制是界面位错的滑移和攀移。合金中析出与基体保持共格关系的M23C6碳化物且对基体位错产生一定阻碍作用和规则四方界面位错网的形成有利于合金持久寿命的延长,但拓扑倒置现象的发生降低了合金的持久延伸率。由高温空位增殖、界面位错攀移(和滑移)和枝晶结构Kirkendall效应造成大量空位产生,且向枝晶处铸造孔洞和残留MC碳化物扩散并偏聚,由于空位优先选择{111}面偏聚,微孔最后基本是八面体。高温阶段的空位产生、扩散和偏聚对合金的断裂过程产生重要影响。合金在900℃/445MPa和1100℃/100MPa条件下都表现出显著的持久各向异性,尤其是在1100℃/100MPa时,这与以往的发现认识有很大不同。其主要原因是不同取向对可开动滑移系的施密特因子和可动滑移系数目以及不同取向合金中γ-Y’显微组织的演化和不同取向中Y/γ’界面位错网的规则程度和其对基体位错的阻碍作用的差异。合金在900℃/445MPa和1100℃/100MPa条件下的断裂过程分别是塑性变形型微孔聚集断裂和扩散-塑性变形耦合型微孔聚集断裂。