镍基超合金EK61可以在-253℃至750的范围内保持良好的稳定性和优异的机械性能℃。目前，EK61超合金主要用于火箭发动机涡轮盘[ 1- - - - - - 6]。众所周知，发动机涡轮盘的使用条件是非常苛刻的。磁盘通常工作在高的压力和大流量的氧气增浓的气体环境，并且还需要承担高应力循环负荷。为了确保在这样的环境的发动机涡轮盘的很长一段时间的可靠性，EK61合金必须具有优良的综合的机械性能。冲击韧性是重要性能之一[ 7]，其可以被用于评估合金的韧性和脆性，以显示材料[的脆性断裂倾向 8]。

冲击断裂形态可以显示直观的断裂机制，这是对故障分析非常有用的[ 9]。很明显，断口形貌与微观结构有直接关系[ 10]。从增长点 η相位和的粗大化 γ ′ 年龄阶段，赵、谢[ 11分析了一种新型镍基高温合金脆性冲击断裂的形成过程。Claudio Gennaria等人[ 12]发现，与在UNS S32205钢不同的形态相的少量的沉淀降低了合金的冲击性能。

在前人研究的基础上，对镍基高温合金EK61进行了不同温度下的长时间时效。观察和分析了时效过程中的显微组织和冲击断口形貌。研究了EK61高温合金长期时效过程中组织退化对其韧脆转变的影响，为失效分析和安全性评价提供了依据。

本文所使用的实验材料是锻造EK61合金。的化学组成示于表 1。

这种合金首先在热处理地点进行热处理 98 0 ° C × 1 h / 水 淬火 + 73 0 ° C × 15 h / 水 淬火 + 65 0 ° C × 10 h / 水 淬火 。然后分别在700℃和750℃条件下老化30 h、100 h、200 h、500 h和1000 h。试样老化后进行抛光和腐蚀。侵蚀情况是 20 % H 2 年代 O 4 + 80 % C H 3. 哦 ， 20- 25v电压，20- 25s腐蚀时间，和 150 毫升 H 3. P O 4 + 10 毫升 H 2 年代 O 4 + 15 GCR O 3. ，电压3-4 V，腐蚀时间5-7 s。

将沉淀的相通过场致发射扫描电子显微镜（FE-SEM）观察，并通过扫描电子显微镜 - 能量色散光谱仪（SEM-EDS）和TEM确定。The impact test is carried out at room temperature, using a JB-30B Charpy impact machine with impact energy of 0~300 J, and the pendulum falling speed is 5.2m·s^-1。试件尺寸为 55 毫米 × 10 毫米 × 10 毫米 。There is a V-groove in the middle of the specimen with 2 mm depth. The fracture surface is protected and then cut by wire cutting machine. The fracture samples are cleaned ultrasonically for 15 minutes and then observed by the SEM after drying.

可以看出的是，老化微观结构和断裂都形态在750℃下取显著变化，而它们是在700℃下相对稳定，表明断口形貌直接老化微结构的影响的变化[ 14- - - - - - 16]。

众所周知 γ ′ 相比基体坚硬。在变形过程中， γ ′ 相是难以变形，这导致之间的弱区界面的形成 γ ′ 阶段和矩阵。在这种情况下，微裂纹很容易在 γ/ γ ′ 接口[ 17]。在裂纹尖端的应力状态是基本上三轴。因此，微裂纹会形成一个小的塑料坑与 γ ′ 相在晶为核心。然后，它形成表示延性断裂的形态凹坑。因此，密度，深度和凹坑分布取决于数量，大小和分布 γ ′ 阶段，分别[ 15]。在长期在700℃和750℃下老化， γ ′ 相只有粗粒，形态保持颗粒状。因为 γ ′ 相增加，体积分数降低，断口上韧窝的尺寸和数量减少。

批量内碳化物也会诱发凹坑当局部应力超过碳化物的强度。类似地，微裂纹启动并因而小塑料坑会发展成断裂后凹坑。但是，因为批量内的碳化物的量比的少得多 γ ′ 相、密度、深度和韧窝的分布很少受到体内碳化物的影响。晶界碳化物根据不同形貌对高温合金力学性能的影响有两种作用[ 18]。当碳化物在晶界中分散时，不仅可以通过增加晶界滑移的难度来强化晶界，而且还可以对晶界进行钉住抑制高温下晶粒粗化。在这种情况下，碳化物的作用是正的[ 19]。而当碳化物在连续薄片的形式在晶界分布，位错被阻止在碳化物和基体之间的界面 γ，导致应力集中。此外，晶界碳化物的粗化会消耗强化元素(Ti、Mo、Nb等)，导致晶界附近形成弱区。在这种情况下，合金受到冲击时容易在碳化物处发生应力集中，从而引起微裂纹的产生。随后微裂纹连续连接，最终出现沿晶断裂。结果表明，在冲击过程中，碳化物在晶界处的链化会导致沿晶断裂和晶界脆化。在700℃的时效过程中(见图) 2），碳化物不形成链，因此冲击断裂模式总是穿。从图 3., it is seen that aging at 750°C for 30 h, the carbides precipitate discontinuously at grain boundaries. After 500 h aging, carbides form a chain nearly and the fracture surface begins to show intergranular fracture characteristics. After aging for 1000 h, the carbides at grain boundaries form obvious chains, and the impact fracture morphology is mainly intergranular fracture.

很明显， η-你₆(Al, Nb, Ti)阶段[ 20]生长在针膨胀方式和在老化期间呈现阵列布置的分布。的增长 η相消耗形成的铝、钛和铌元素 γ ′ 相，并且因此导致 γ ′ 相耗竭区周围 η相。该耗尽区的强度是这样低，由于缺乏 γ ′ 硬化。在变形，位错被阻塞 η阶段和在前累积 η阶段。由于耗尽区相对较弱，微裂纹将会出现。从图 3.中，已知的是短杆 ηphases precipitate visibly within grains after aging at 750°C for 30 h, and the distribution of array arrangement can be observed. However, the fracture morphology shows obvious lamellar cleavage only after aging for 500 h (see Figure 6)。值得注意的是，厚 η相在时效500 h后形成网状结构，时效1000 h后覆盖全谷。因此，它是网的 η相，导致晶间层状裂解步骤的形成。After aging at 700°C for 1000 h, the degree of growth of ηphase is similar to that aged at 750°C for 200 h. There is no cleavage step on the fracture surface during aging at 700°C, which further indicates that the netting of η相诱导解理断裂形态。

在750℃时效时，显微组织明显退化，表现为粗化 γ ′ 相，在晶界碳化物的chainization，和的网 η阶段。而在700℃下老化过程中的微观结构是相对稳定的，这是由尺寸小于指示 γ ′ 相的数量越少 η相和碳化物的在晶界的非链式分布。

显微组织退化是导致断口形貌变化的主要原因。粗化的 γ ′ 相，因而在凹坑的数量的减少，碳化物的chainization在晶界导致的晶间断裂，和的网 η相导致的层状裂解步骤的形成。