本文通过对不同取向某种镍基单晶合金的蠕变性能测试和组织形貌观察,研究了不同取向单晶合金的蠕变行为及影响因素；通过对不同取向合金进行横向预应力处理,研究了预先筏形化对合金蠕变行为的影响；通过微观形貌观察和位错组态的衍衬分析,研究了[001]取向合金在中温蠕变期间的变形机制。得出主要结论如下：不同取向单晶合金经完全热处理后,其组织结构为立方γ’相以共格方式镶嵌在γ基体,并沿<100>取向规则排列。其中,[011]取向合金中存在与[011]应力轴成45°角的‘’roof"基体通道(γr(010)和γr(o01),及与应力轴平行的"gable"基体通道Yg(100)。而[111]取向合金中存在与[111]取向成55°角的"semi-roof"基体通道γsr(001)、γsr(010)和γsr(100)。在室温==1040℃温度范围内,合金中γ’/γ两相具有负的错配度,且随温度提高,合金的错配度增大。在1040℃/137MPa稳态蠕变期间,[001]取向合金中γ’相沿垂直于拉伸应力轴方向形成类筛网片层状筏形组织,γ基体相充填在筏状γ’相之间；[011]取向合金中γ’相沿[001]方向形成了一维类纤维筏状组织,7r(0011基体通道消失,而γr(010)和γg(100)基体通道得以保留；[111]取向合金中γ’相沿(010)晶面在二维形成片层状筏形组织,γsr(010)基体通道得以保留。在施加载荷的高温蠕变期间,不同晶面的晶格扩张和收缩是合金中γ,相形态演化的重要原因。在1040℃/137MPa稳态蠕变期间,不同取向单晶合金的变形机制均为位错在基体通道中运动。其中,位错攀移是[001]取向合金的主要变形机制,位错在7r(010)基体通道中滑移是[011]取向合金的主要变形机制,位错在γsT(010)基体通道中滑移和交滑移是[111]取向合金的主要变形机制。高温稳态蠕变期间,不同取向合金的内摩擦应力顺序为σi[001]>σi[111]>σi[011],合金的蠕变抗力顺序为[001]>[111]>[011]。其中,[001]取向合金的有效蠕变激活能为Qe[001]= 281.32kJ/mol,稳态蠕变期间的变形机制为扩散控制的位错攀移,合金中γ’相沿(001)晶面形成的类筛网片层状筏形组织对位错运动具有阻碍作用,是使其具有较大蠕变抗力的主要原因。[011]和[111]取向单晶合金的有效蠕变激活能分别为Qe[011]=146.87kJ/mol和Qe[111]=182.61kJ/mol,位错在基体通道中滑移和交滑移具有较小的阻力是合金具有较低蠕变抗力的主要原因。[001]取向单晶合金在760℃/760MPa和800℃/650MPa稳态蠕变期间,切入γ’相的位错可发生分解,形成“a/3<112>不全位错+超点阵内禀层错(SISF)+a/6<112>不全位错”的位错组态。其中,a/3<112>超肖克莱不全位错可扩展进入γ’相内,而a/6<112>肖克莱不全位错可滞留在γ’/γ两相界面,SISF存在于两不全位错之间；测定出合金在800℃的层错能是89.9mJ/m2,650MPa为该温度下a/3<112>不全位错切入γ’相的门槛应力。[001]取向单晶合金在760℃和800℃蠕变期间,剪切进入γ’相的a<110>超位错可由{111}面交滑移至{100}面,形成具有非平面芯结构的K-W位错锁,是合金具有较好蠕变抗力的原因之一：而在850℃/500MPa蠕变期间,剪切进入γ’相的a<110>超位错可分解,形成“(a/2)<110>不全位错+反相畴界(APB)”的位错组态,高温热激活可促使K-W锁中的位错重新激活,交滑移至{111}面,是合金在850℃蠕变期间K-W锁消失的主要原因。[001]取向单晶合金在1040℃/180MPa沿[100]取向预压缩处理38h,γ’相转变成与[100]取向平行的类纤维筏状组织。有/无预压缩该取向合金在980℃/200MPa稳态蠕变期间的变形机制是位错在基体通道中滑移和攀移。与未预压缩合金相比,预压缩合金的微观组织结构有利于位错在基体通道中运动,是预压缩合金具有较低蠕变抗力的主要原因。[011]取向单晶合金在1040℃/180MPa沿[100]取向预压缩38h,γ’相沿[100]取向形成类纤维筏状组织,可明显提高合金的蠕变抗力,其中,合金在1040℃/137MPa和850℃/400MPa的蠕变寿命分别提高约123%和15倍。预压缩合金中筏状γ’相之间存在的瓶颈状基体通道及“迷宫式”的组织结构,可提高位错运动的阻力,是预压缩[011]取向合金具有较好蠕变抗力的主要原因。与未预压缩合金相比,预压缩处理使合金枝晶干/间区域的γ’相尺寸增大,γ基体通道尺寸减小,可增大位错攀移距离,减小位错弓出的几率。此外,蠕变期间,预压缩合金中可开动更多的滑移系,其较强的应变硬化效果是预压缩合金具有较好蠕变抗力的重要原因。