本文采用扫描电镜(SEM)、透射电镜(TEM)等分析手段，研究了DZ951合金力学性能及变形机制，主要内容包括：　　 (1)D2951合金的显微组织与拉伸性能　　 铸态DZ951合金为典型的枝晶结构。热处理后，γ相具有规则的立方体形态。合金的屈服和抗拉强度随温度的变化规律基本相同。随着温度的升高，屈服和抗拉强度轻微地降低，在700℃时达到最小值，之后随着温度的升高而增加，到760℃达到最大值，超过760℃，屈服和抗拉强度随着温度的升高迅速下降。塑性随温度的变化趋势与强度的正好相反。虽然DZ951合金塑性整体比较高，但其中温塑性低谷现象仍然很明显。低温下变形方式为位错对剪切γ相：高温下为位错绕过γ相；中温下表现为从剪切到绕过的转变。室温下拉伸断裂面基本与应力轴方向垂直，裂纹产生于晶界和枝晶间：中温区断裂面与拉伸应力轴成一定角度，室温和中温下合金均表现为解理断裂，断裂面为{111)晶面：高温下合金表现为微孔聚集型断裂。　　 (2)高温持久蠕变性能及变形组织　　 DZ951合金的持久强度明显高于DZ40M合金，与DZ17G合金相当。温度低于800℃时，持久过程中γ相形貌基本保持不变。温度高于800℃时，γ相发生定向粗化。温度达到900℃时，γ相形成完整的筏型结构。较低温度下(<760℃)，持久试样表现为解理断裂。中温下(760～850℃)为解理和准解理混合型断裂，碳化物成为有效的裂纹源。在高温下(>850℃)为明显的微孔聚集型断裂，显微疏松成为主要的裂纹源。　　 DZ951合金的蠕变曲线表现出强烈的温度依赖性。低温区(700℃)蠕变曲线呈现明显的三个阶段；中温区(800～900℃)没有稳态蠕变阶段，蠕变初始阶段很短，很快进入加速阶段；高温区(1000℃)呈现出明显的蠕变稳态和加速阶段，但蠕变初始阶段不明显。随着温度的升高，蠕变变形机制依次表现为层错及位错对剪切、Orowan机制和位错攀移。　　 (3)低周疲劳变形与断裂行为　　 DZ951合金的低周疲劳寿命依赖于实验温度和外加总应变幅。同一温度下，低周疲劳寿命随着外加总应变幅的增大而减小。在低的外加总应变幅下，700℃下的低周疲劳寿命高于900℃，而在高的外加总应变幅下，900℃下的低周疲劳寿命高于700℃。随着温度的升高，合金的应力-应变响应从700℃时的循环硬化转变为900℃时的循环软化及循环稳定，变形方式由700℃时的平面滑移转变为900℃时的波状滑移。DZ951合金的低周疲劳表现为多裂纹源断裂，裂纹可以产生于试样自由表面、亚表面以及碳化物处。结晶学滑移面在疲劳裂纹第一扩展阶段起着很重要的作用。700℃时，轮胎花样和疲劳辉纹是疲劳裂纹第二扩展阶段的特征。随着温度的升高和疲劳寿命的增大，蠕变和氧化在疲劳断裂中的作用越来越明显。　　 (4)高周疲劳变形与断裂行为　　 光滑试样的高周疲劳断裂方式呈现强烈的温度依赖性。700℃时只有裂纹扩展第I阶段，而900℃时具有裂纹扩展两个阶段。光滑试样的高周疲劳裂纹扩展方式与变形机制间存在一定的关系。单一的平面滑移导致了700℃只有裂纹扩展第1阶段，而平面滑移、交滑移和攀移的共同作用导致了900℃的裂纹扩展两个阶段。缺口对高周疲劳裂纹起始和扩展起着很重要的作用。缺口试样为多裂纹源断裂，裂纹起始于试样表面，而光滑试样为单一裂纹源断裂，裂纹起始于试样表面、次表面或内部碳化物处。缺口试样两个温度下裂纹扩展方式相同，但不同于光滑试样，表现出很短的裂纹扩展第I阶段和主导的裂纹扩展第II阶段。