图9为在650°C条件下，GH4169合金蠕变断裂后的TEM微观组织形貌，由图可以看出，与蠕变前（图 3C、d)相比，蠕变后出现了一定数量的位错线和孪晶，且δ相附近和部分孪晶内堆积着大量位错，蠕变过 程中，位错在晶粒内迁移，随着蠕变的进行，位错密度增加，位错运动到y"相、Y相、孪晶和δ相附近时受 阻，在δ相边界和孪晶内堆积，从而减缓因位错在晶界上聚集产生的应力集中，故这些“障碍物”可有效提 高蠕变抗性2。除此之外，孪晶的数量较蠕变前明显增多，尺寸和取向各异，且多以平行束的形式存在，故 合金在蠕变期间以孪晶的形式进行变形。 的合金安新后的T正黄不 500nm FiTEM microsructure of H6alloy after creepfract 图10为GH4169合金不同蠕变温度下的蠕变断口形貌，由图可知， 三种蠕变温度下，断口形貌均为穿 晶+沿晶的混合型断裂。由图10(a)可以看出，当温度为650℃时断口表面凹凸不平，韧窝尺寸大小不 一，亮白色撕裂棱数量较多，析出物δ相数量较少，尺寸较小：由图Q(b)可以看出，当温度升高到670 ℃时，韧窝以浅韧窝为主，撕裂棱数量减少，δ相数量略微增加，出现了一定数量的解理面：如图 10(℃)所示，随着温度进一步提高到690℃，韧窝数量减少ò相数量增多，存在尺寸较大的为碳化物， 解理面增多，并出现解理台阶，断裂方式倾向于解理断裂或准解理断裂。蠕变过程中Y"相长大聚集并向δ相 转变，Y"相平均尺寸增加，临界剪切应力提高，位错滑移抗力降低，蠕变性能降低，：δ相和碳化物均是脆 性相，容易产生应力集中，成为裂纹源，随着蠕变温度的提盒，δ相数量增加，强化相Y"相数量减少，故蠕 变寿命降低。 (a) b (c) rotun 10μum 图10GH4169哈金不简蠕变温度下的蠕变断口形貌.(a)650℃，(b)670℃，(@)690℃ Fig.10 The creep fracture morphology of GH4169 alloy at different creep temperatures:(a)650C.(b)670C,(c)690C 3结论 X (1) 本实验获得的蠕变曲线主要分为两个阶段即蠕变恒速阶段和蠕变加速阶段，随着蠕变温度的增加， GH4169合金的蠕变稳态蠕变速率逐渐增加，蠕变寿命显著降低，表明该合金具有极强的施加温度 敏感性，蠕变激活能为484.6kJmo。 (2) GH4169合金经标准热处理后，在晶界上析出了不连续的δ相，晶内析出Y"相和Y相；蠕变后，近断 口位置出现较多次生裂纹，且沿着垂直于拉伸方向扩展延伸，变形主要发生在该区域。 (3) GH4169合金蠕变后，随着温度的提高，δ相所占体积增加。GH4169合金在蠕变过程中，会发生y” 相聚集、长大，并向δ相转变，温度越高，Y"相向δ相转变的越快，晶内的δ相也由针状转变为短棒 状。 (4) 随着蠕变温度的升高，断口中δ相数量明显增多，撕裂棱数量减少，韧窝尺寸减小，数量减少，且 逐渐出现解理面和解理台阶，塑韧性降低，δ相作为裂纹源，增加了晶界开裂的机会，降低了蠕变 寿命。图 9 为在 650℃条件下，GH4169 合金蠕变断裂后的 TEM 微观组织形貌，由图可以看出，与蠕变前（图 3c、d）相比，蠕变后出现了一定数量的位错线和孪晶，且 δ 相附近和部分孪晶内堆积着大量位错，蠕变过 程中，位错在晶粒内迁移，随着蠕变的进行，位错密度增加，位错运动到 γ″相、γ′相、孪晶和 δ 相附近时受 阻，在 δ 相边界和孪晶内堆积，从而减缓因位错在晶界上聚集产生的应力集中，故这些“障碍物”可有效提 高蠕变抗性[28]。除此之外，孪晶的数量较蠕变前明显增多，尺寸和取向各异，且多以平行束的形式存在，故 合金在蠕变期间以孪晶的形式进行变形。 图 9 在 650 ℃条件下，GH4169 合金蠕变断裂后的 TEM 微观组织形貌 Fig.9 TEM microstructure of GH4169 alloy after creep fracture at 650 ℃ 图 10 为 GH4169 合金不同蠕变温度下的蠕变断口形貌，由图可知，三种蠕变温度下，断口形貌均为穿 晶+沿晶的混合型断裂。由图 10（a）可以看出，当温度为 650 ℃时，断口表面凹凸不平，韧窝尺寸大小不 一，亮白色撕裂棱数量较多，析出物 δ 相数量较少，尺寸较小；由图 10（b）可以看出，当温度升高到 670 ℃时，韧窝以浅韧窝为主，撕裂棱数量减少，δ 相数量略微增加，且出现了一定数量的解理面；如图 10（c）所示，随着温度进一步提高到 690 ℃，韧窝数量减少，δ 相数量增多，存在尺寸较大的为碳化物， 解理面增多，并出现解理台阶，断裂方式倾向于解理断裂或准解理断裂。蠕变过程中 γ″相长大聚集并向 δ 相 转变，γ″相平均尺寸增加，临界剪切应力提高，位错滑移抗力降低，蠕变性能降低[29]；δ 相和碳化物均是脆 性相，容易产生应力集中，成为裂纹源，随着蠕变温度的提高，δ 相数量增加，强化相 γ″相数量减少，故蠕 变寿命降低。 图 10 GH4169 合金不同蠕变温度下的蠕变断口形貌. (a) 650 ; (b) 670 ; (c) 690 ℃ ℃ ℃ Fig. 10 The creep fracture morphology of GH4169 alloy at different creep temperatures: (a) 650 ; (b) 670 ; (c) 690 ℃ ℃ ℃ 3 结论 （1） 本实验获得的蠕变曲线主要分为两个阶段即蠕变恒速阶段和蠕变加速阶段，随着蠕变温度的增加 ， GH4169 合金的蠕变稳态蠕变速率逐渐增加，蠕变寿命显著降低，表明该合金具有极强的施加温度 敏感性，蠕变激活能为 484.6 kJ·mol-1。 （2） GH4169 合金经标准热处理后，在晶界上析出了不连续的 δ 相，晶内析出 γ″相和 γ′相；蠕变后，近断 口位置出现较多次生裂纹，且沿着垂直于拉伸方向扩展延伸，变形主要发生在该区域。 （3） GH4169 合金蠕变后，随着温度的提高，δ 相所占体积增加。GH4169 合金在蠕变过程中，会发生 γ″ 相聚集、长大，并向 δ 相转变，温度越高，γ″相向 δ 相转变的越快，晶内的 δ 相也由针状转变为短棒 状。 （4） 随着蠕变温度的升高，断口中 δ 相数量明显增多，撕裂棱数量减少，韧窝尺寸减小，数量减少，且 逐渐出现解理面和解理台阶，塑韧性降低，δ 相作为裂纹源，增加了晶界开裂的机会，降低了蠕变 寿命。 录用稿件，非最终出版稿