熱處理對(duì)P、B 微合金化GH4169 合金組織與蠕變性能的影響

田淞文 ,王 欣 ,劉麗榮 ,田素貴*

（1.沈陽三迪度維科技開發(fā)有限公司，沈陽 110270；2.沈陽工業(yè)大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，沈陽 110870）

GH4169 合金是一種在650 ℃以下能穩(wěn)定工作，且具有較高屈服強(qiáng)度的鎳基高溫合金[1-2]，可用于制作航空發(fā)動(dòng)機(jī)中渦輪盤、葉片、高溫緊固件等熱端部件，其中，γ′、γ″相是合金的強(qiáng)化相[3]。隨著現(xiàn)代航空工業(yè)的發(fā)展，要求先進(jìn)航空發(fā)動(dòng)機(jī)的零部件有更高的承溫能力[4-5]。

采用P、B 進(jìn)行微合金化，可改善GH4169 合金的組織與高溫力學(xué)、蠕變性能[6]。盡管P 會(huì)降低耐熱鋼的高溫力學(xué)性能[7]，但適量的P 可改善某些高溫合金的蠕變抗力[8]。特別是在650 ℃條件下，無P 及P 含量為0.003%合金，其蠕變斷裂表現(xiàn)為由沿晶斷裂過渡到穿晶瞬間斷裂[9-10]；當(dāng)P 含量為0.027%時(shí)，在650 ℃/690 MPa 下合金的蠕變壽命達(dá)數(shù)百小時(shí)，蠕變抗力達(dá)最大值[11]；但P 含量提高到0.049%時(shí)，由于磷化物的析出，蠕變樣品表現(xiàn)為穿晶和沿晶斷裂[12]，合金的蠕變性能大幅度下降[13]。

B 的原子半徑較小，依附于晶界可改善晶界形態(tài)與析出相分布，進(jìn)而提高合金的強(qiáng)度和韌性。因此，添加適量B 可改善多晶高溫合金的力學(xué)和蠕變性能，使合金的可靠工作溫度提高至680 ℃[14]。盡管微量P、B 可改善多晶鎳基高溫合金的持久及蠕變性能，但添加微量元素P、B 對(duì)鎳基合金組織的影響和熱處理對(duì)相組成及蠕變性能的影響并不清楚。

據(jù)此，本工作制備出一種含微量P、B 的GH4169合金，通過對(duì)其進(jìn)行不同制度的熱處理及組織觀察，研究熱處理制度對(duì)合金組織穩(wěn)定性與蠕變性能的影響。

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

采用真空感應(yīng)熔煉GH4169 母合金錠，并將合金錠加工成尺寸較小的坯料，進(jìn)一步在真空感應(yīng)爐中重熔，加入微量P、B 后，澆注成10 kg 錠，含微量P、B 的合金稱為微合金化GH4169 合金。之后，將其鍛造熱變形，在1120 ℃進(jìn)行初鍛，當(dāng)變形量達(dá)45%，于1040 ℃終止鍛造，冷卻至室溫，稱為鍛造態(tài)GH4169 合金。微合金化GH4169 合金的化學(xué)成分列于表1。

表1 微合金化GH4169 合金的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）Table 1 Chemical composition of microalloyed GH4169 nickel-base alloys（mass fraction/%）

本實(shí)驗(yàn)采取短期時(shí)效處理、常規(guī)熱處理和長(zhǎng)期時(shí)效處理工藝，比較熱處理制度對(duì)合金組織與蠕變性能的影響，具體的熱處理制度如下：

（1）鍛造態(tài)合金加熱到720 ℃、保溫8 h，爐內(nèi)以50 ℃/h 冷卻至620 ℃、保溫8 h，稱為短期時(shí)效處理。

（2）鍛造態(tài)合金加熱到960 ℃、保溫1 h，空冷，再加熱到720 ℃、保溫8 h，爐內(nèi)以50 ℃/h 冷卻至620 ℃、保溫8 h，空冷，稱為常規(guī)熱處理。

（3）短期時(shí)效態(tài)合金加熱到680 ℃、保溫300 h，空冷，稱為長(zhǎng)期時(shí)效處理。

經(jīng)上述工藝熱處理后的合金分別稱為短期時(shí)效態(tài)（Aged）合金、常規(guī)熱處理態(tài)（ST）合金和長(zhǎng)期時(shí)效態(tài)（LTA）合金。

將不同制度熱處理合金進(jìn)行X-ray 譜線測(cè)定，選取特定衍射角的X-ray 曲線，利用origin 軟件對(duì)X-ray 衍射峰進(jìn)行相的峰分離，計(jì)算出X-ray 譜線中各相的晶格常數(shù)及錯(cuò)配度，考察熱處理制度對(duì)合金相組成及體積分?jǐn)?shù)的影響。選用不同的腐蝕液對(duì)不同狀態(tài)合金進(jìn)行化學(xué)腐蝕和電解拋光后，進(jìn)行SEM 和TEM 形貌觀察，考察熱處理制度對(duì)合金組織結(jié)構(gòu)及相組成的影響。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 熱處理對(duì)組織形態(tài)及濃度分布的影響

經(jīng)不同制度熱處理后，合金有相近的晶粒尺寸，如圖1 所示，這與文獻(xiàn)[3]的結(jié)果相一致，但晶界及析出相形態(tài)與分布有明顯差別。短期時(shí)效態(tài)合金中晶粒尺寸較為均勻，約為13～20 μm，晶內(nèi)孿晶較多（如圖1（a-1）中黑色箭頭所示），但晶界平直且無析出相。此外，彌散分布的粒狀相呈現(xiàn)晶粒形狀，為合金鍛造前的原始晶粒。由此可推斷，合金的細(xì)小等軸晶歸因于鍛造期間發(fā)生的靜、動(dòng)態(tài)再結(jié)晶[3,15]。

圖1（b-1）是鍛造態(tài)合金經(jīng)常規(guī)熱處理的低倍形貌照片，晶粒尺寸約為12～17 μm，與圖1（a-1）相比，有相近的晶粒尺寸，但晶內(nèi)的孿晶數(shù)量明顯減少，而晶界的針狀相數(shù)量明顯增多[15]。圖1（c-1）是鍛造態(tài)合金經(jīng)長(zhǎng)期時(shí)效熱處理的低倍形貌，晶粒尺寸約為12～17 μm，與前兩種狀態(tài)合金的晶粒尺寸相近，但晶界分布的針狀相數(shù)量進(jìn)一步增加，如圖1（c-1）中黑色箭頭所示，表明高溫時(shí)效時(shí)間的長(zhǎng)短對(duì)針狀析出相數(shù)量有重要影響。

圖1 鍛造態(tài)合金經(jīng)不同制度熱處理后的組織形貌（a）短期時(shí)效；（b）常規(guī)熱處理；（c）長(zhǎng)期時(shí)效；（1）低倍；（2）高倍Fig.1 Microstructure of forged alloy after treated by different regimes（a）aged treated；（b）ST treated；（c）LTA treated；（1）low magnification；（2）high magnification

不同狀態(tài)合金的高倍形貌，特別是短期時(shí)效態(tài)合金中的細(xì)小孿晶清晰可見（見圖1（a-2）的紅色箭頭），尺寸約為1 μm 的彌散分布粒狀相如圖中的白色箭頭所示。而鏈狀分布的粒狀相為鍛造前合金的原始晶粒邊界，如圖1（a-2）中黑色箭頭所示。常規(guī)熱處理態(tài)合金的局部區(qū)域，針狀相沿晶界分布的高倍形貌，如圖1（b-2）白色箭頭所示，其中，粗大塊狀相沿晶界分布，如圖1（b-2）中紅色短箭頭所示。圖1（c-2）是長(zhǎng)期時(shí)效態(tài)合金的高倍形貌，與常規(guī)熱處理態(tài)合金相比，分布于晶界和晶內(nèi)的針狀相數(shù)量明顯增加，如圖1（c-2）中白色箭頭所示。EDS 分析表明，近針狀相區(qū)域富含Cr、Fe 元素。

經(jīng)長(zhǎng)期時(shí)效后，合金中粒狀相形貌及元素的面分布如圖2 所示。其中，晶內(nèi)仍存在孿晶，沿晶界和晶內(nèi)分布的大量細(xì)小粒狀相形貌（如圖2（a）所示），可以看出，粒狀相中富含Nb、P、Ti 和C，分別示于圖2 的（b）～（e），由此可判斷出，該粒狀碳化物為（Nb,Ti）C，且富含元素P，而非Cr23C6相。據(jù)此，可認(rèn)為添加的微量元素P、B 可促使（Nb,Ti）C 相呈細(xì)小粒狀分布，與塊狀碳化物相比，該細(xì)小粒狀碳化物蠕變期間不易產(chǎn)生應(yīng)力集中，故可改善合金的蠕變性能。此外，粒狀相中元素Cr、Mo、Fe 和Al 貧化，如圖2 中（f）～（i）所示，由于B 的原子半徑較小且含量少，故B 元素在晶內(nèi)及粒狀相中的分布特征難以分辨。

圖2 合金中粒狀相形貌及元素分布（a）合金微觀形貌；（b）Nb；（c）P；（d）Ti；（e）C；（f）Cr；（g）Mo；（h）Fe；（i）Al；（j）BFig.2 Granular phase morphology and elemental distribution of alloy（a）morphology of alloy；（b）mapping of Nb；（c）mapping of P；（d）mapping of Ti；（e）mapping of C；（f）mapping of Cr；（g）mapping of Mo；（h）mapping of Fe；（i）mapping of Al；（j）mapping of B

2.2 熱處理對(duì)合金相組成的影響

圖3 是鍛造態(tài)合金經(jīng)長(zhǎng)期時(shí)效熱處理后的組織形貌，呈現(xiàn)類粒狀形態(tài)的是γ′相，呈現(xiàn)類橢球狀形態(tài)的是γ″相，基體為γ 相，且γ′、γ″兩相共存，是合金的強(qiáng)化相。經(jīng)常規(guī)熱處理后，合金中γ′相數(shù)量較多，γ″相數(shù)量較少，隨時(shí)效熱處理時(shí)間延長(zhǎng)，橢球狀γ″相的數(shù)量增加[3,15]，其中，合金中粒狀γ′相與不同尺寸橢球狀γ″相鄰，且逐漸長(zhǎng)大的形貌，如圖3 中E、F、G、H 標(biāo)注所示。其中，粒狀γ′相與點(diǎn)狀γ″相鄰的形貌，示于圖3 中字母E 所示，伴隨粒狀γ′相尺寸減小直至消失、而橢圓狀γ″相逐漸長(zhǎng)大的形貌，如圖3 的字母F、G 和H 所示。

圖3 經(jīng)長(zhǎng)期時(shí)效處理后，合金中γ′與γ″兩相共存的高倍形貌Fig.3 High magnification morphology of γ′ and γ″ phases coexisted after LTA

由于合金中橢圓γ″相是自粒狀γ′相析出、長(zhǎng)大所致[15]，因此，粒狀γ′與細(xì)小點(diǎn)狀γ″相鄰的形貌，定義為γ″自粒狀γ′相形核，析出的初始形態(tài)，如圖3 中字母E 所示。隨時(shí)間延長(zhǎng)，附著于粒狀γ′的γ″相逐漸長(zhǎng)大，如圖3 的箭頭F 所示。隨橢球狀γ″相尺寸長(zhǎng)大，相鄰粒狀γ′的尺寸減小，見圖3 的箭頭G，直至相鄰γ′相消失，使γ″相長(zhǎng)大至橢球狀，如圖3 的箭頭H 所示。由于合金中粒狀γ′相和橢球狀γ″相均與γ 基體相鄰，γ′/γ″兩相之間也相鄰，因此，合金中晶格常數(shù)相近的各相之間存在晶格錯(cuò)配度，其值對(duì)力學(xué)及蠕變性能有重要影響。

圖4 是不同狀態(tài)合金的TEM 形貌，其中，常規(guī)熱處理合金中，晶界針狀相的尺寸約為0.2 μm，并沿某一取向平行生長(zhǎng)，如圖4（a）紅色箭頭所示；另一晶界處針狀相，尺寸約為0.3～0.5 μm，如圖4（a）中白色箭頭所示。經(jīng)長(zhǎng)期時(shí)效處理后，合金中析出的針狀相尺寸較大，約為1～1.2 μm，如圖4（b）所示。經(jīng)EDS 能量散射譜測(cè)定出，針狀相的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）為B 0.97、C 0.110、P 0.22、Al 1.10、Nb 10.54、Ti 1.28、Cr 5.87、Fe 5.54、Ni 為余量，表明，針狀相富含元素Ni、Nb 及少量P、B。

對(duì)圖4（b）的針狀相進(jìn)行選取電子衍射，獲取γ 和 δ 針狀相的電子衍射斑點(diǎn)，并進(jìn)行指數(shù)標(biāo)定，示于圖4（c），確定出該針狀相是富含P、B 的δ-Ni3Nb 相。此外，標(biāo)注的衍射斑點(diǎn)中，δ 相的（220）面與γ 基體的（200）面平行，且γ/ δ 兩相的入射束方向分別為：B=[011]γ和B=[001]δ。由此確定出，經(jīng)長(zhǎng)期時(shí)效處理后，合金中δ 與γ 兩相之間仍保持如下的晶體學(xué)關(guān)系：（200）γ//（110）δ和[011]γ//[001]δ，其中，δ 相的（020）δ面與γ 相的（11）γ面、δ 相的（10）δ面與γ 相的（11）面保持共格界面，而δ 相的其他晶面與基體并非保持共格界面。

圖4 不同狀態(tài)合金的析出相形貌及選區(qū)電子衍射（a）常規(guī)熱處理合金中針狀相；（b）長(zhǎng)期時(shí)效合金中針狀相；（c）針狀相的選區(qū)電子衍射Fig.4 Morphology and SAD patterns of alloy under various states（a）needle-like phase in ST alloy；（b）needle-like phase in LTA alloy；（c）SAD of needle-like phase

圖5 是鍛造態(tài)合金經(jīng)常規(guī)熱處理后的高倍形貌，其粒狀相的尺寸約為1～2 μm，TEM/EDS 鑒別出，該粒狀相富含Ni、Nb、C 元素，圖5（b）的選區(qū)電子衍射及指數(shù)標(biāo)定確定出，該粒狀相是具有M23C6結(jié)構(gòu)的碳化物相。

圖5 經(jīng)常規(guī)熱處理后，合金中粒狀相形貌及選取電子衍射（a）粒狀相形貌；（b）粒狀相的選區(qū)電子衍射Fig.5 Morphology and SAD patterns of the precipitated phase for the alloy treated by ST（a）morphology of particle-like phase；（b）SAD patterns

圖6 是LTA 合金在室溫測(cè)定的X-ray 譜線，確定出合金的組織由γ、γ′、γ"和 δ 相及（Nb,Ti）C 碳化物組成，圖中標(biāo)注的衍射峰為針狀 δ 相的各晶面指數(shù)。其中，合金中的類粒狀γ′相和類橢圓狀γ″相，如圖3 所示，沿晶界析出的針狀 δ 相，如圖4 所示，分布在晶內(nèi)和晶界的粒狀（Nb,Ti）C 碳化物，如圖1（a-2）、（b-2）所示。盡管合金中存在M23C6碳化物相（如圖5 所示），但由于尺寸小及數(shù)量少，故圖6的譜線中無法分辨。

圖6 鍛造態(tài)合金經(jīng)長(zhǎng)期時(shí)效處理后，在室溫測(cè)定的Xray 譜線Fig.6 X-ray diffraction spectrum at RT of forged alloy treated by LTA

2.3 熱處理對(duì)晶格常數(shù)及錯(cuò)配度的影響

室溫測(cè)定出鍛造態(tài)、長(zhǎng)期時(shí)效態(tài)合金的Xray 譜線，選取局部角度的衍射峰分別示于圖7 的上、下部位，由于合金中γ、γ′和γ"各相的晶格常數(shù)相近，因此，不同狀態(tài)合金測(cè)定的X-ray 譜線均為γ、γ′和γ"各相的衍射強(qiáng)度疊加值。由于不同狀態(tài)合金的衍射峰寬度相近，但與鍛造態(tài)合金相比，后者各相的衍射峰略有右移，表明長(zhǎng)期時(shí)效態(tài)合金中γ、γ′和γ"各相的晶格常數(shù)值略有減小[15-16]。

圖7 鍛造和長(zhǎng)期時(shí)效態(tài)合金的X-ray 合成衍射峰及分離譜線（a）鍛造態(tài)合金；（b）長(zhǎng)期時(shí)效態(tài)合金Fig.7 X-ray diffraction and separated peaks of γ,γ′ and γ"phases in the alloy under various states at RT（a）forged alloy；（b）LTA alloy

在不同制度熱處理期間，合金中γ′、γ"兩相的體積分?jǐn)?shù)發(fā)生變化，其中，鍛造態(tài)合金中γ′、γ"兩相的體積分?jǐn)?shù)約為23%，經(jīng)時(shí)效處理后，γ′、γ"兩相的體積分?jǐn)?shù)分別是10%和20%，而長(zhǎng)期時(shí)效態(tài)合金中γ′、γ"兩相的體積分?jǐn)?shù)分別變化至5%和25%[3,17]，即：隨時(shí)效時(shí)間增加，粒狀γ′相的體積分?jǐn)?shù)逐漸減少，橢球狀γ"相的體積分?jǐn)?shù)逐漸增加。由此可推斷，在時(shí)效熱處理期間，合金可發(fā)生由γ′→γ"的相轉(zhuǎn)變。

采用圖像分析方法，確定出合金中γ、γ′、γ"各相的體積分?jǐn)?shù)[17]，進(jìn)一步采用origin 軟件將γ、γ′、γ"各相的合成衍射峰進(jìn)行峰分離[15-16]，并置于各自的合成衍射峰之內(nèi)，如圖7 所示。根據(jù)圖7 中γ、γ′、γ"各相的衍射峰角度，分別計(jì)算出各合金中γ、γ′、γ"各相的晶格常數(shù)和錯(cuò)配度，示于表2。

由表2 可以看出，經(jīng)長(zhǎng)期時(shí)效熱處理后，合金中γ 相的晶格常數(shù)從0.3592 nm 減小至0.3591 nm，γ′相的晶格常數(shù)由0.3605 nm 減小到0.3603 nm。此外，γ"相的晶格常數(shù)aγ′′、bγ′′及cγ′′值也略有減小，致使合金中γ′/γ 的錯(cuò)配度δγ/γ和γ"/γ的錯(cuò)配度δγ/γ′，略有減小，但γ"與γ′相的錯(cuò)配度δγ′/γ′′略有增加。進(jìn)一步根據(jù)圖6 及相應(yīng)的公式[16]，計(jì)算出 δ 相的晶格常數(shù)為：a′=5.106 nm，b′=4.2637 nm 和c′=4.5413 nm。

表2 各合金中γ、γ′和γ′′相在室溫的晶格常數(shù)與錯(cuò)配度Table 2 Parameters and misfit of γ,γ′ and γ′′ phases in alloy under various states at RT

2.4 熱處理制度對(duì)蠕變性能的影響

不同狀態(tài)合金在660 ℃/700 MPa 測(cè)定的蠕變曲線示于圖8。可以看出，短期時(shí)效態(tài)合金的蠕變壽命長(zhǎng)達(dá)125 h，常規(guī)熱處理態(tài)合金的蠕變壽命為118 h，而長(zhǎng)期時(shí)效態(tài)合金的蠕變壽命僅為40 h，表明，短期時(shí)效及常規(guī)熱處理合金有較長(zhǎng)的蠕變壽命和較好的蠕變抗力，而長(zhǎng)期時(shí)效處理可大幅度降低合金的蠕變壽命。

圖8 不同狀態(tài)合金在660 ℃/700 MPa 測(cè)定的蠕變曲線Fig.8 Creep curves of alloy after treated by various regimes at 660 ℃/700 MPa

經(jīng)660 ℃/700 MPa 蠕變斷裂后，不同狀態(tài)合金近斷口的表面形貌示于圖9，施加的應(yīng)力軸如箭頭所示。其中，時(shí)效態(tài)合金蠕變125 h 斷裂的表面形貌，如圖9(a)所示，表明蠕變期間合金可出現(xiàn)不同取向的滑移跡線，特別是出現(xiàn)雙取向滑移的特征，如晶粒A 中白色箭頭所示，出現(xiàn)的單取向滑移跡線如晶粒B 中紅色箭頭所示。隨滑移跡線數(shù)量增加及析出相沿晶界析出，晶界處產(chǎn)生較大應(yīng)力集中，可促使裂紋沿垂直于應(yīng)力軸的晶界發(fā)生萌生及擴(kuò)展，直至發(fā)生蠕變斷裂。

常規(guī)熱處理態(tài)合金蠕變118 h 斷裂后，不同晶粒均發(fā)生不同取向的單滑移跡線，其跡線方向如圖中白色箭頭所示，并有裂紋沿與施加應(yīng)力軸垂直方向擴(kuò)展（如圖9（b）中黑色箭頭所示），此外，樣品中有粒狀相沿晶界析出。分析認(rèn)為，當(dāng)蠕變位錯(cuò)（跡線）滑移至晶界，或遇粒狀相受阻，可使跡線發(fā)生扭折（如圖9（b）中紅色箭頭所示），表明晶界或粒狀相均可提高位錯(cuò)（跡線）滑移的阻力。由于該合金析出的針狀相數(shù)量少，危害作用較小，因此合金的蠕變抗力及斷裂機(jī)制與短期時(shí)效態(tài)合金相近。

圖9 不同狀態(tài)合金經(jīng)660 ℃/700 MPa 蠕變斷裂后的表面形貌（a）短期時(shí)效；（b）常規(guī)熱處理；（c）長(zhǎng)期時(shí)效Fig.9 Surface morphologies of alloy with various states crept up fracture at 700 MPa/660 ℃（a）aged alloy；（b）ST alloy；（c）LTA alloy

長(zhǎng)期時(shí)效態(tài)合金蠕變40 h 斷裂后，經(jīng)腐蝕后的樣品表面形貌，如圖9（c）所示。此時(shí)，樣品表面的滑移跡線已經(jīng)消失，但樣品表面呈現(xiàn)大量針狀相，如圖中白色箭頭所示。分析認(rèn)為，由于合金在長(zhǎng)期時(shí)效期間沿晶界析出大量針狀相，盡管析出的針狀δ 相部分晶面與基體保持共格界面，但仍有其他晶面與基體為非共格界面，且該針狀相割裂了基體的連續(xù)性，影響蠕變期間的應(yīng)力傳遞，致使蠕變期間易于產(chǎn)生應(yīng)力集中。加之，合金基體中析出的針狀相數(shù)量較多，隨蠕變時(shí)間延長(zhǎng)，應(yīng)力集中值加劇增加，可促使沿與應(yīng)力軸垂直的晶界發(fā)生裂紋的萌生與擴(kuò)展，直至蠕變斷裂，因此，長(zhǎng)期時(shí)效處理可促使合金在中溫高應(yīng)力條件下的蠕變壽命大幅度降低。

3 結(jié)論

（1）鍛造合金經(jīng)短期時(shí)效處理，常規(guī)熱處理及長(zhǎng)期時(shí)效處理后，其組織結(jié)構(gòu)由γ 基體、粒狀γ′、橢球狀γ"和針狀δ 相及粗大粒狀（Nb,Ti）C 和細(xì)小粒狀M23C6碳化物組成，其中，（Nb,Ti）C 中富含P，而貧Cr、Mo、Fe。合金經(jīng)短期時(shí)效處理形成均勻的等軸晶組織，晶界無析出相；在常規(guī)熱處理和長(zhǎng)期時(shí)效處理期間，有針狀δ 相沿晶界析出，隨時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)，合金中的針狀δ 相數(shù)量及尺寸增加。

（2）經(jīng)長(zhǎng)期時(shí)效處理后，合金中γ 和γ′相的晶格常數(shù)、γ"相的晶格常數(shù)aγ′′=bγ′′及cγ′值均略有減小，致使合金中γ、γ′和γ"各相的錯(cuò)配度減小，而γ′和γ"相的錯(cuò)配度增加至δγ′/γ′′=0.233%。計(jì)算出δ-Ni3Nb 相的晶格常數(shù)為：a′=5.106 nm，b′=4.2637 nm和c′=4.5413 nm。且合金中δ 與γ 兩相仍保持如下的晶體學(xué)關(guān)系：（200）γ//（110）δ和[011]γ//[001]δ，其中，δ 相的（020）δ面與γ 相的（11）γ面、δ 相的（10）δ面與γ 相的（1 1）面保持共格界面。

（3）短期時(shí)效和常規(guī)熱處理態(tài)合金有較好的蠕變抗力和較長(zhǎng)的蠕變壽命，由于長(zhǎng)期時(shí)效態(tài)合金中析出的大量針狀δ 相，易產(chǎn)生應(yīng)力集中，蠕變期間可致使裂紋沿垂直于應(yīng)力軸方向發(fā)生萌生與擴(kuò)展，直至斷裂，是合金具有較低蠕變抗力的主要原因。