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为实现更大推力和更高推重比,航空发动机不断对材料的承温能力提出更高要求。斜支板承力框架是航空发动机中重要的大型复杂薄壁整体铸件,在新一代高推重比航空发动机中的服役温度已达到700℃以上,故最高承温650℃的现役合金K4169面临换代。为满足部件对制造和在更高温度工况服役的要求,中科院金属研究所采用低Al+Ti总量和高Ti/Al比的思路,研制出承温750℃的新型镍基铸造高温合金K4750。然而,尽管前期已验证K4750合金具有优异的室温和高温强度,但是合金强度与变形机制的内在联系尚缺乏深入理解。另外,K4750合金因高Ti/Al比的成分特点易发生γ’→η相转变而导致力学性能下降,但η相的析出机制也不够清楚。因此,本文系统研究了 K4750合金γ/γ’两相组织的变形机制,澄清了变形机制与支撑合金服役重要的室温和高温拉伸性能、高温疲劳性能的内在联系。同时系统研究了合金超温时效η相的析出机制,揭示了与η相形成相关的相转变机理。主要研究结果如下。研究了γ’相尺寸对K4750合金室温拉伸强度和变形机制的影响。800℃时效0～1000 h预制不同尺寸的γ’相,γ’相粗化遵循Lifshitz-Slyozov-Wagner熟化理论,粗化速率约为353.2 nm3/h。随着γ’相尺寸的增大,室温拉伸强度先升高再降低,峰值强度对应的时效时间和γ’相平均尺寸分别为20 h和42.3 nm,变形机制的演变规律为弱耦合位错对（WCD）切过→强耦合位错对（SCD）切过→SCD切过+Orowan绕过。其中,WCD→SCD切过机制转变临界γ’相尺寸对应最高的室温拉伸强度,取反相畴界能为0.15～0.175 Jm-2,该尺寸范围为40.1～46.8 nm,据此制定合金的热处理制度为:1120℃/4 h,空冷+800℃/20 h,空冷。由理论计算,γ’相沉淀强化贡献（487.3 MPa）占合金屈服强度（784.6 MPa）的62%以上,固溶强化贡献（266.4MPa）占比约34%,晶界强化贡献（30.9MPa）占比4%以下。研究了温度对K4750合金拉伸强度和变形机制的影响。随着温度的升高,拉伸强度先降低（室温～650℃）再升高（650～750℃）最后再降低（750～850℃）,初始塑性变形（约1%）阶段主导变形机制的演变规律为反相畴界（APB）切过→Orowan绕过→位错交滑移+攀移。临界分切应力（τ）理论计算表明,随着温度的升高,合金剪切模量的降低导致τAPB和τOrowan均下降,但τOrowan下降速度较快并在约650℃开始低于TAPB,导致APB切过→Orowan绕过机制的转变。合金在关键服役温度区间650～750℃的变形方式为平面滑移,且位错绕过γ’相后留下的位错环显著阻碍了后续位错的运动,造成滑移带中大量的位错塞积和高的位错密度,导致出现强度随温度升高而升高的反常屈服现象。而在750～850℃,变形方式转变为非平面滑移,位错交滑移和攀移机制启动,γ’相不能有效阻碍位错运动,合金强度下降明显。探索研究了 K4750合金低周和高周疲劳的变形机制和断裂方式。合金600℃低周疲劳应变（Δεt）-寿命（Nf）关系为Δεt/2=0.0066（2Nf）-0.0421+0.0162（2Nf）-0.3449,高周疲劳条件疲劳强度为615MPa。发现低周疲劳裂纹萌生于试样表面,裂纹扩展方向与正应力垂直（Stage Ⅱ型）,高周疲劳裂纹萌生于大尺寸夹杂物,裂纹扩展先沿晶体学平面（StageⅠ型）,后转为StageⅡ型。影响低周疲劳裂纹扩展的关键组织为MC型碳化物,因MC不易协调γ/γ’组织变形且自身容易开裂,诱发二次裂纹并加速主裂纹扩展。而高周疲劳裂纹的形核位置为易引起应力集中的大尺寸夹杂物、易引起StageⅠ型裂纹的尺寸较大或Schmid因子较高的特殊晶粒。发现低周疲劳变形组织中包含间距很小且分布均匀的滑移带,裂纹扩展受到多个滑移带的协调作用,导致宏观方向与正应力垂直。而高周疲劳变形组织中滑移带的数量少且分布不均匀,应变局域化程度较高,微裂纹沿高度孤立滑移带的扩展导致高周疲劳呈现Stage Ⅰ型断裂。澄清了 K4750合金中η相的析出机制。η相和γ基体的取向关系为＜1120＞η//＜110＞γ,{0001}η//{111}γ,共有十二种变体,彼此间的取向差角为70.5°。η/γ的A界面{0001}η//{111}γ为共格结构,B界面{1120}η//{110}γ为非共格结构,高能B界面的择优生长是n相呈现片状或薄板状形貌的微观实质。晶界η相形核后的长大方式包括晶内体扩散（850～900℃）和晶界短程扩散（1000℃）,其中在后者η/γ的B界面生长带动晶界迁移并凸入相邻晶粒形成胞状组织。发现晶内η相析出所涉固态相变反应均以异常大γ’（extra-largeγ’,EL-γ’）作为过渡相:1.作为 MC 分解产物,反应式为（ⅰ）MC+γ→M23C6+EL-γ’,（ⅱ）EL-γ’→η。2.由M23C6诱发,反应式为（ⅰ）γ→M23C6+EL-γ’,（ⅱ）EL-γ’→η。3.由γ’相溶解转化,反应式为（ⅰ）γ’→EL-γ’,（ⅱ）EL-γ’→η。EL-γ’和 η 相成分接近（69.8Ni-14.2Ti-8.6Al-1.7Nb 和 71.6Ni-15.2Ti-4.6Al-2.8Nb,at%）,但 EL-γ’结构稳定性弱于 η 相（L12和D024结构Ni3Ti的形成能分别为-0.4684和-0.4863 eV/atom）,此为EL-γ’→η转变的热力学驱动力。两相结构仅存在最密排面排列次序的差异并可经层错相互转变,此为EL-γ’→η易于发生的动力学原理。