賀鵬飛，吳 宸，張誠江

（同濟大學航空航天與力學學院，上海200092）

提高渦輪進口溫度是提升發(fā)動機功率和效率的根本技術途徑，為了滿足高溫下的服役需求，國內外所有的先進航空發(fā)動機渦輪葉片都采用鎳基單晶高溫合金制造。其中，鎳基單晶合金DD6由于具有良好的抗氧化，抗熱腐蝕性能，以及優(yōu)異的蠕變和疲勞性能，因此被用于裝備國產第四代主力戰(zhàn)機的WS-1X發(fā)動機以及裝備國產大飛機C919的CJ1000AX發(fā)動機的渦輪葉片制造［1-3］。

單晶渦輪葉片在高溫、高轉速（高離心力）的環(huán)境下長時服役，葉片將發(fā)生蠕變變形甚至斷裂破壞，危及發(fā)動機的安全。由于單晶材料的晶胞模量的各向異性，單晶合金在蠕變過程中表現出明顯的各向異性與取向敏感性，對此，國內外學者已經開展了大量的研究。Han等人［4］通過對兩種溫度下不同取向的鎳基高溫合金開展蠕變試驗，發(fā)現在760oC溫度下［001］取向壽命最長，而［011］取向壽命最短；在1040oC下壽命最短的仍為［011］取向，而［111］取向試樣的壽命最長。同樣的，Chatterjee和Yu等人［5-9］分別通過蠕變試驗和微觀組織觀測的方法，研究了鎳基單晶合金蠕變壽命和取向的相關性，同樣發(fā)現不同取向的單晶合金的蠕變持久性能存在差異性。很多學者將蠕變的取向敏感性歸結于滑移系的開動，Li［10］對第三代鎳基單晶開展了850oC條件下3種取向的蠕變試驗，認為3種取向下表現出蠕變各向異性主要與所激活的滑移系有關，［111］取向開動的是＜110＞｛111｝滑移系，而［001］取向首先開動的則是＜112＞｛111｝滑移系。此外，Latief等人［11-15］提出，鎳基單晶合金的蠕變各向異性在中溫（750oC）條件下比高溫（900oC）條件下更顯著，這主要和不同取向下應力的不同和開動的滑移系的不同有關。在有限元模擬方面，西北工業(yè)大學岳珠峰課題組［16-20］基于晶體滑移理論建立了單晶的晶體取向相關性模型，認為在蠕變第一階段晶格錯配度、熱不協調性和微觀結構的定向特點這3個因素影響了該階段鎳基單晶合金的取向相關性，而這種取向相關性又直接導致晶體在不同取向下壽命和力學性能有顯著差異。

目前對單晶高溫合金不同取向下蠕變性能差異的機理與壽命模型間的關聯尚未完全建立。本文基于第二代鎳基單晶高溫合金DD6，采用試驗與有限元分析相結合的方法，研究［001］、［011］與［111］3種典型取向試樣在980oC下的蠕變性能差異，并對各取向微觀組織進行表征，系統(tǒng)的研究了鎳基單晶合金的微結構演化對蠕變性能的影響?；谠囼炗^測所得到的結果，揭示蠕變變形與損傷機制，建立基于晶體塑性理論的各向異性蠕變粘塑性本構模型，同時編寫Abaqus有限元軟件的Umat子程序實現模擬工作。

1 DD6單晶合金蠕變試驗方案

1.1 試驗設備

本項目的蠕變試驗于陜西省航空發(fā)動機結構強度與可靠性重點實驗室完成，所采用的試驗機為RDL100微控電子式蠕變持久試驗機，采用恒定力控制，同時采用上中下三段式加熱使高溫爐內溫度均勻分布，使試樣受熱均勻，每段配備Q型熱電耦進行測溫，達到校正試件溫度的目的。試驗采用接觸式高溫引伸計測量試樣標距段的應變，獲取完整蠕變曲線。

1.2 試驗材料與試件

DD6單晶高溫合金主要成分見表1，其鑄造過程為：真空條件下將嚴格配比的原材料熔煉為DD6母合金，其后在定向凝固爐上采用籽晶法將母合金定向澆注為［001］、［011］和［111］3個取向的單晶試棒，再經過冷卻凝固，最后對鑄態(tài)的單晶進行熱處理，其條件為1 290oC×1h+1 300oC×2h+1 315oC×4h/空 冷+1 120oC×4h/空冷+870oC×32h/空冷。

表1 DD6鎳基單晶高溫合金主要化學成分Tab.1 Main chemical compositions of DD6 nickelbased single crystal superalloy

鎳基單晶合金DD6的微觀組織是由寬度為0.5～1μm的立方狀γ’強化相及分布在其周圍的γ基體相組成。經過電化學腐蝕的微觀組織形貌如圖1所示，其中γ相為無序的面心立方結構的Ni固溶體，包含Re、Mo、W等大量難溶元素，起固溶強化作用；而γ’相為有序的L12型Ni3Al面心立方結構，起沉淀強化作用。γ’相以共格的方式鑲嵌于基體相中，呈規(guī)則的正方形狀排列，γ’相有較好的穩(wěn)定性，是維持合金高溫下優(yōu)異力學性能的重要保障，對合金起到主要的強化作用。

為完成不同取向下DD6單晶的蠕變試驗并獲取應變-時間曲線，本研究依照GB/T 2039-2012設計圓棒試樣，如圖2所示。其中用來測量應變的標距段長度為19mm，直徑為4mm。

圖2 980oC/300MPa蠕變試件尺寸（單位：mm）Fig.2 Creep specimen size at 980oC/300MPa（unit：mm）

1.3 試驗方法

每個取向采用兩件試樣開展試驗。將試樣溫度升至980oC后保溫30min，后增加載荷至目標載荷300MPa，保持總拉力恒定不變，直至試樣斷裂。試驗結束后，繪制蠕變曲線，拍攝斷口形貌，選取試樣特定位置取樣切塊，打磨拋光后用20gCuSO4+5ml H2SO4+100ml HCL+80ml H2O配比的腐蝕液對試樣表面進行腐蝕，采用ZEISS場發(fā)射電子掃描顯微鏡（SEM）觀察試樣的微觀組織形貌。

2 DD6單晶合金蠕變試驗結果

2.1 蠕變壽命與蠕變曲線

試驗獲得的不同取向下的蠕變壽命與延伸率如表2所示。由試驗結果可知DD6單晶合金在980oC下3種典型取向試樣的蠕變壽命與延伸率均為［111］取向＞［001］取向＞［011］取向。

表2 不同取向下的蠕變壽命與延伸率Tab.2 Creep life and elongation under different orientations

圖3為DD6合金在980oC及300MPa下［001］、［011］和［111］取向試樣的蠕變變形曲線，表明DD6合金的蠕變過程具有明顯的取向相關性。3種取向的試樣在980oC下都沒有明顯的減速蠕變階段。［111］取向試樣蠕變穩(wěn)態(tài)階段的時間較長，加速蠕變階段的伸長率最長，總壽命最長，接近180h；［011］取向試樣蠕變穩(wěn)態(tài)階段較短，合金迅速進入加速蠕變階段，表現出較高的蠕變速率，并迅速產生斷裂，壽命僅為40h左右；［001］取向試樣在蠕變穩(wěn)態(tài)階段中，前30h變形量與［011］取向試樣基本一致，但在30h之后較［011］取向試樣變形速率更緩慢，后進入加速蠕變階段，直至斷裂，壽命為100h左右。綜上所述，［111］取向蠕變穩(wěn)態(tài)時間最長，壽命與延性最優(yōu)；［011］取向的蠕變穩(wěn)態(tài)時間相對最短，其壽命與延性最低；［001］取向的壽命與延性處于［111］與［011］取向之間。

圖3 3種取向下的蠕變曲線圖Fig.3 Creep curves under three orientations

2.2 不同取向DD6合金蠕變斷口形貌

圖4a～4c分別為3種取向下蠕變斷口的解理面形貌，3種取向下的試樣斷口解理面呈現較大差異，其中［001］方向的斷口有大量規(guī)則且相互平行的正方形解理面（小刻面），該斷裂平面垂直于應力方向，其解理平面邊緣存在撕裂棱，解理面中心即為微空洞形成處，如圖4a所示箭頭所指處，孔洞區(qū)域為該解理面裂紋源開動處，隨著蠕變的進行，由孔洞附近的微裂紋逐漸擴展至解理面邊緣?？芍恳粋€凹陷的立方狀或者球狀的解理面位于斷口的不同高度處，故而表明，孔洞產生處位于不同平面，進而，其解理斷裂也在不同平面處發(fā)生，因此最終斷裂時產生了不同高度間的斷裂臺階，使得該取向的蠕變斷裂呈現類解理斷裂特征。

［011］取向的解理面如圖4b所示。裂紋沿不同晶面擴展，形成不同平面的解理面和解理臺階，臺階高度大約與1～2個強化相的寬度接近，與其他兩個取向不同的是，該取向的解理臺階較為平坦，且都平行于橢圓斷面的長軸。圖中上半部分的臺階較密集和細小，而下半部分的臺階較平坦稀疏，層片狀區(qū)域較寬大，表明隨著蠕變的進行，裂紋由斷口上部向下逐漸擴展。箭頭所指處為該斷面的孔洞和裂紋源產生的位置。由圖5b斷口整體形貌可知，該取向下試樣斷裂后發(fā)生較大變形，斷口呈橢圓形。

圖5 3種取向下斷裂試樣示意圖Fig.5 Schematic diagram of fractured sample under three orientations

［111］取向下的單晶合金蠕變斷裂后斷口形貌如圖4c所示。該取向斷口表面粗糙，分布大量清晰平整的正三角形的解理面，解理面與解理面之間交線形成的棱清晰可見，且相互平行，形成一個個正三角形的韌窩。與［001］取向類似，［111］取向解理面的微空洞被包圍處于構成韌窩的3個面的中心，如箭頭所示，這些在解理面與解理面夾角的中心處的孔洞隨著蠕變的進行，逐漸產生微裂紋，進而再隨著蠕變時間的延長，發(fā)生裂紋擴展，形成這種正三角形特征的解理面，并導致試樣最終發(fā)生斷裂，該取向也表現出了明顯的解理斷裂特征。

圖4 3種取向試樣斷口的局部特征圖Fig.4 Local characteristics of fracture of three orientations

3種取向下的試件伸長量如圖5所示。單晶試樣材料的伸長率與不同取向下材料的微觀結構的破壞機理相關，DD6合金［001］和［111］取向的斷口都有較為明顯的韌窩狀解理形貌，韌窩中心是孔洞和裂紋源產生的位置，從微空洞或者微裂紋開始，向外擴展成解理面，解理面和解理面之間相互連接形成韌窩狀的斷裂形貌，最終發(fā)生斷裂。在整個擴展過程中，由于內部的微空洞和微裂紋的逐步擴展受阻，需要更多能量，導致試樣積累了大量的塑性變形，因此［001］和［111］取向下的蠕變第二階段更長，材料的應變更大，伸長率更高。而［011］取向斷面平整，斷口呈橢圓形，表明該取向下參與變形的滑移系較少，且變形有軸向不對稱性的特征［21］。有文獻通過（EBSD）電子背散射衍射技術［22-23］，測量［011］取向斷裂后試樣的晶格旋轉方向，研究發(fā)現該取向蠕變時晶格先沿［001］－［111］邊界方向旋轉然后轉動至［111］極點直到試樣斷裂。這種晶格扭轉畸變使得裂紋沿橢圓長軸方向迅速擴展，很快貫穿整個截面，因此呈現一個臺階狀的解理面，累計的塑性變形較少，最終導致該取向下試樣的伸長率較低，穩(wěn)態(tài)蠕變時間較短，壽命也相應較短。

這些不同的解理面表明，不同取向下試樣斷裂時孔洞產生的位置，空洞附近的裂紋的擴展方向不同，使得這些不同取向下的試樣斷口的解理面形態(tài)各異，最終導致蠕變壽命與延伸率的不同。

2.3 不同取向DD6合金蠕變筏化形貌

為觀測蠕變后不同取向的單晶合金微結構演化，采用圖6所示位置進行取樣。取標距段點A和點B處取樣用以觀測其靠近斷口和遠離斷口的微觀組織兩相結構，取點C處取樣用以觀測非標距段處（低應力區(qū)域）的微觀兩相組織結構。試樣組織的觀察面為縱截面，即與蠕變載荷方向平行。

圖6 微觀形貌觀測取樣位置Fig.6 Sampling position for microscopic morphology

圖7為DD6合金［001］、［011］與［111］取向試樣的不同區(qū)域在掃描顯微鏡下的兩相結構的微觀組織形貌，化學腐蝕后的黑色區(qū)域為強化γ’相，主要成分是Ni3Al，白色區(qū)域為基體γ相。有文獻指出，γ’相的體積分數對合金的性能也有較大影響，當γ’相體積分數較高時，該相穩(wěn)定性會降低且易于連接，進而導致蠕變速率增加，蠕變壽命縮短［24］。

圖7a～7c為［001］取向試樣不同位置的微觀組織形貌。不同位置筏化的差異是由應力的不同造成的。圖c為取樣點C處，橫截面面積較大，因此應力更小，約為192MPa，與圖7a、圖7b相比，該處γ’相基本呈規(guī)則立方體狀，但此時已經有部分立方狀的γ’相相互連接，基體通道與蠕變前原始形貌相比變寬，形貌較不規(guī)則，粗細不一。在取樣點B處，如圖7b所示，其橫截面面積比非標距段小，應力大，該區(qū)域可以觀察到大量的γ’相在高溫和應力作用下沿橫向筏化，形成了長條狀的筏狀組織。與此同時，［001］方向基體通道被切斷，［010］方向的基體相呈長條狀，零星分布著點狀的基體相結構。圖7a所示區(qū)域為斷口附近的取樣點A，由于該區(qū)域發(fā)生頸縮變形，橫截面積急劇減小，受到的應力最大，立方狀γ’相發(fā)生了較大的形態(tài)的變化，與圖7b相比，該區(qū)域已經到了筏化完成后的解筏階段，基體通道的寬度大致相同，大部分的［001］和［010］方向的γ’相相連接，隨著筏化階段的完成，可以看到長條狀的基體相斷裂，形成短粗狀的結構。

圖7d～7f為［011］取向試樣不同位置的微觀組織形貌。與［001］取向類似，由于不同取樣點處的應力不同，各位置的筏化程度也不相同。其中，圖7f為取樣點C的微觀組織形貌，在［011］取向下的γ’相結構的晶軸坐標與拉伸方向呈45°角，立方狀的γ’相排列均勻，只有極少量的γ’相相互連接，少部分淺色的基體通道斷開。在取樣點B處，截面積小，使得該處應力大，筏化程度更高，部分立方狀的γ’相在拉應力的作用下形成與［001］方向呈45°角的筏狀結構，如圖7e中箭頭所指方向，其垂直于筏化方向的γ’相相互連接尺寸變大，只有少量的γ’相還保持立方狀結構。整體來看，筏狀的γ’相結構相互連接，夾角大約為90°，少量的點狀的γ相分布在深色的γ’相中，但與［001］取向相比，點狀基體相更少。圖7d所示為［011］方向取樣點A的縱截面微觀組織形貌。與圖7e相比，該區(qū)域的筏化方向更加明顯，如圖中箭頭所指方向。箭頭方向上的γ’相連接形成筏形結構，基體通道沿箭頭方向連接成更長的條帶狀，幾乎看不到垂直箭頭所指方向的γ相結構，且γ相基體通道變寬，粗化現象明顯，且只有極少量的點狀γ相分布于γ’相中間。

圖7g～7i為［111］取向試樣不同位置微觀組織形貌。可以看到該取向下取樣點C的兩相組織形貌與［001］和［011］不同，其粗化現象更加明顯，這是由于［111］取向的蠕變壽命更長所導致，γ’相沿箭頭所指方向排列，形筏取向與應力軸方向接近35°角，且部分橫向和縱向的基體相相互連接形成新的γ’相，基體通道也不再是排列整齊的交叉結構，部分橫向和縱向的基體通道斷開，基體通道粗化程度較為明顯。圖7h所示取樣點B處的微觀形貌中呈立方狀的γ’相消失，白色的相互連接的基體通道發(fā)生斷裂且逐漸變粗，部分基體通道相互連接呈波浪狀的筏形結構，γ’相形筏取向與應力軸方向接近35°角。圖7g所示取樣點A位置的微觀組織圖像，在宏觀上有明顯的頸縮現象，該處橫截面積減小，所受應力最大，所以筏化現象也更加明顯，相互連接的基體通道斷裂溶解在γ’相中，大部分相互連接的基體通道都發(fā)生了斷裂，形成更加短粗狀的形貌，可以看到在強化相中還溶解了部分點狀的基體相組織，此時γ’相相互連接，尺寸增大，筏化程度也逐漸進入到解筏階段。

圖7 ［001］、［011］和［111］取向斷口縱截面微觀結構形貌Fig.7 Microstructure of longitudinal section of[001][011]and[111]orientation fracture

3 基于晶體塑性理論的粘塑性本構方程

單晶的蠕變變形可歸結于滑移系的開動，基于一個晶體塑性理論的模型［25-26］，將各滑移系的蠕變剪應變率用?(α)表示出來，其中α代表不同的滑移系，A、n是與溫度大小有關的參數，則

τ(α)為滑移系α的分切應力，可表示為

式中：P(α)是取向因子，可表示為

式中：m(α)和n(α)是兩個不同的向量，分別表示滑移系開動的方向和該滑移系對應的滑移面單位法向量的方向。

用?表示宏觀應變率，已知在蠕變變形中可分彈性變形和非彈性變形兩種，那么用?表示彈性應變率，用表示非彈性應變率，可得

彈性部分的應力應變關系可用胡克定律來表示，非彈性部分則可得

如果將蠕變變形用不同滑移系的蠕變變形來表示，則可得

由于鎳基單晶高溫合金特殊的兩相組織形式，對于合金蠕變的強化作用主要來源于兩方面，一方面是在基體相和強化相中間形成的相界面對位錯產生的阻礙作用，把這種相界面處的位錯網絡對蠕變產生的阻礙應力用表示［27］，Zhao等人［28-30］在對高溫合金的蠕變行為的研究中，認為合金的蠕變強化作用與其位錯的密度的平方根成正比，即

式中：b是伯格斯矢量的模；G為剪切模量；c2是一個常數；表示γ基體相不同取向的位錯密度，其演化規(guī)律為

式中：k1，k2都是材料常數。

另一方面在蠕變過程中，強化相對于蠕變中的位錯運動也有阻礙作用，位錯要越過強化相需要一個較大的門檻應力，稱為Orowan應力，記為τor。蠕變階段位錯需要克服強化相的阻礙作用，這種行為被稱為Orowan繞過機制。Tinga等學者［31-33］認為這種Orowan應力與基體通道的寬度（即強化相間距）成反比，表示為

式中：κ表示基體通道的寬度；G是剪切模量；b表示伯格斯矢量的模；λ是材料常數。通過對蠕變中斷試驗后得到的處于筏化不同階段的試樣顯微組織的分析中不難看出，基體通道的粗化程度與蠕變時間呈顯一個拋物線關系，表示為

式中：κ0為初始基體通道寬度；c1為表征材料筏化速率的參數；可由微結構觀測得到；t為蠕變時間。

高溫合金材料在拉伸時發(fā)生破壞的方式是直接瞬斷還是長時蠕變斷裂和外部荷載大小與材料屈服應力有一定關系。張誠江等人［1］運用一個判據定義了材料發(fā)生瞬斷還是蠕變斷裂的失效判據，即

可分為以下3種情況：

（1）當R(α)≤0時，即分切應力非常小，小于位錯進入相界面位錯網絡的臨界值時，此時令

（2）當R(α)＞0時，可知，此時材料分切應力小于臨界分切應力，進入蠕變變形的狀態(tài)?；贙achanov和Ravbot-nov［34-35］提出的連續(xù)損傷模型加上Yeh等［36］提出的損傷演化率的基礎上，建立了分切應力與剪切應變率有關的蠕變損傷模型。其中為初始蠕變率；χ和φ跟n一樣都是與溫度相關的參數；β是取值為2.5的常數；ω表示材料的損傷；為穩(wěn)態(tài)蠕變率，由蠕變第二階段的速率得到；為初始損傷率，其中是溫度和應力的函數，即

采用葛庭燧-Dorn（K-D）公式與Arrhenius表達式相結合的形式，則

式中：T為絕對溫度；R為氣體常數；Q為激活能。

（3）當R(α)≥0且τ(α)≥τc時，也就是，此時分切應力大于材料的臨界分切應力，材料將發(fā)生瞬時拉伸破壞，位錯直接越過相界面的位錯網絡和強化相，上述所推出的蠕變本構方程和損傷方程將不再適用。

可以將式（13）從0～1的積分，得到損傷從初始的0～1時的斷裂時間，即推出材料的壽命預測模型為

式中：N為某滑移系下的滑移面開動方向的個數，八面體滑移系（Oct1，＜110＞［111］）與十二面體滑移系（Oct2，＜112＞［111］）的N為12，六面體滑移系（Cub，＜110＞［100］）的N為6。式（1）～（15）中涉及的彈性參數與蠕變參數分別見表3與表4。通過蠕變過程中位錯的觀測［1］，最終確定了不同取向下滑移系的開動方式，為［001］與［011］取向為八面體滑移系開動，而［111］取向為六面體滑移系開動。

表3 980℃下DD6鎳基單晶高溫合金彈性參數Tab.3 Elastic parameters of DD6 nickel based single crystal superalloy at 980℃

表4 980℃下DD6鎳基單晶高溫合金蠕變參數Tab.4 Creep parameters of DD6 nickel based single crystal superalloy at 980℃

4 模擬討論

單晶合金在蠕變時隨蠕變時間的增長，一般呈現出3個不同的階段，即蠕變第1階段，蠕變第2階段和蠕變第3階段。在蠕變第1階段應變量持續(xù)增加，但蠕變速率不斷降低，材料發(fā)生硬化，又稱減速蠕變階段；而在蠕變第2階段，蠕變速率維持在最小值，并保持相當長的一段時間，又稱穩(wěn)態(tài)蠕變階段；在蠕變進行到第3階段時，伴隨材料的頸縮，蠕變速率迅速上升，蠕變變形急劇增長，隨后試樣發(fā)生斷裂破壞，又稱蠕變加速階段。對于DD6單晶合金材料來說，在高于1 000oC的蠕變試驗過程中，蠕變的3階段特征較為明顯［37］；而低于1 000oC蠕變過程中蠕變第1階段不明顯［38］。因此該試驗條件下選取的3個取向的試樣均只呈現出蠕變的第2、第3階段。

把蠕變損傷本構模型通過ABAQUS有限元軟件，并將用戶子程序導入實現模型的計算，得到如圖8所示的3種取向980°C/300MPa條件下的模擬曲線。由3個取向下的模擬取向和試驗曲線的對比可以看到，模擬曲線和試驗曲線較為吻合，這說明該3種取向下的蠕變損傷本構模型理論基本符合實際情況。圖9為3個取向在蠕變第3階段的變形模擬。

圖8 3種取向980°C/300MPa試驗曲線與模擬曲線Fig.8 Test and simulation curves for three orientations at 980°C/300MPa

由圖9的有限元仿真的應變模擬結果與圖5的真實蠕變斷裂位置對比可知，除了壽命的模擬結果與試驗一致，每個取向下的圓棒試驗件的蠕變變形模擬結果與破壞位置均能夠與蠕變試驗一一對應。具體來說，由于變截面處的多軸應力狀態(tài)，［001］取向的頸縮截面在標距段的1/4處，［111］取向的頸縮截面在標距段的1/6處，而［011］取向的頸縮截面在標距段1/2處，斷口呈橢圓形，斷面光滑平整，與拉伸方向呈45°，試驗結果與模擬一致。由于試樣的微觀組織形貌與單晶合金的晶體取向、應力和蠕變的時間均有關，其中，晶體取向決定了筏化的方向，應力大小決定了筏排化的速度，蠕變的時間決定了遠離標距段位置的筏排化程度。而蠕變的取向敏感性主要是因為外部載荷分解到滑移面上的分切應力大小不同，導致沿滑移方向的變形速率以及損傷累計的速率不同。綜上，說明基于晶體塑性理論的粘塑性本構方程能夠模擬由于蠕變帶來的大變形，能夠適用于真實葉片服役過程的蠕變變形與壽命預測。

圖9 3種取向980°C/300MPa有限元仿真結果Fig.9 Finite element simulation results of three orientations at 980°C/300MPa

5 結論

（1）對3種取向下的試驗件進行了980°C/300MPa條件下的蠕變試驗，［011］取向合金的蠕變第二階段的蠕變速率最高，壽命最短；［001］取向合金的蠕變速率和壽命居中；［111］取向合金的穩(wěn)態(tài)蠕變速率也較低，蠕變壽命最長。同時晶體取向與試樣的蠕變伸長率也有一定關系，［001］和［111］取向的蠕變伸長率較高，延性較好，而［011］取向蠕變伸長率較低。

（2）通過對［001］、［011］和［111］3個取向試樣980°C/300MPa下的蠕變斷口形貌觀測，［011］取向的頸縮現象較明顯，斷口呈橢圓形，整體呈臺階狀的層片形，層與層之間有明顯的解理臺階；［001］和[111]取向呈明顯的解理斷裂特征，其中，［001］方向的斷口有正方體形或者圓形的解理面；［111］取向斷口則分布大量的正三角形的解理面。

（3）在SEM掃描電鏡觀測下，可以看到3種取向下試樣的非標距段部分縱截面的兩相結構未發(fā)生明顯的筏化現象。［001］取向遠離斷口處縱截面兩相結構呈長條狀的筏狀組織，而靠近斷口處已經處于解筏階段；［011］取向遠離斷口處縱截面兩相結構中立方狀的γ’相與［001］方向呈45°角的筏狀結構，而靠近斷口處沿45°角的筏化趨勢更為明顯；［111］取向遠離斷口處縱截面兩相結構可以看到γ’相形筏取向與應力軸方向接近35°角，靠近斷口處沿該方向的筏化趨勢更加明顯，且基體通道斷裂，進入解筏階段。

（4）采用試驗和有限元相結合的方式，基于原有的晶體塑性理論下的蠕變本構模型，建立了考慮晶體各向異性特征的蠕變本構模型和蠕變壽命預測模型，通過Abaqus子程序實現有限元的模擬工作，并與試驗結果進行對比，發(fā)現模型能較好的反映試樣的蠕變壽命和變形，對于工程實際問題有較大的參考價值。

作者貢獻說明：

賀鵬飛：提供研究的構思，設計，及方案的提出，論文審閱；

吳宸：參與論文的試驗內容，數據的收集，模型的建立，起草論文；

張誠江：數據分析，論文結果討論，論文的審閱及定稿。