本文采用了 Ru含量不同的两种镍基单晶高温合金(无Ru合金和含Ru合金)和一种高熵合金作为实验材料,对两种单晶合金的拉伸行为和低周疲劳行为进行了研究,对高熵合金的拉伸行为进行了探索。通过X-射线衍射仪(XRD)、电子探针(EPMA)、电子背散射衍射(EBSD)、扫描电镜(SEM)和透射电镜(TEM)等表征手段对合金的微观组织和变形机制进行了较为深入的分析。两种单晶合金的拉伸行为研究表明,两合金的强度和塑性在室温和760℃时差异较为明显,随后随着温度的上升,差异逐渐减小,当温度达到1000℃时,差异基本可以忽略。对合金断后组织进行分析发现:在室温拉伸条件下,两合金主要以滑移变形为主,大量的滑移带贯穿了γ和γ’两相。此外,两种合金的γ’析出相中均出现了层错,不同的是含Ru合金在γ基体中也出现了层错;在760℃时,两种合金塑性变形方式以位错运动为主,层错的产生与室温时是一致的;在1000℃时,两种合金位错组态以界面位错网为主。含Ru合金在高温变形过程中,一方面由于γ’相排列较为规则,在γ/γ’界面处形成了更为致密的位错网,严重阻碍了位错切入γ’相,另一方面由于γ基体通道变宽,被阻碍在通道内的位错也不易发生环绕、缠结等现象。对两种单晶合金在不同温度下的低周疲劳行为的研究表明:两种合金在室温和600℃的低周疲劳过程中,含Ru合金的疲劳寿命较长,主要是因为两种合金在位错运动过程中开启了不同的滑移系,造成合金的滑移开裂方向以及开裂方式不同,从而使得两种合金的疲劳寿命存在差异;两种合金在760℃的低周疲劳过程中,含Ru合金的疲劳性能较为优异,主要原因是:无Ru合金多在γ’析出相中产在层错。而含Ru合金的基体和析出相中均存在层错,对合金的强化作用更明显,从而延长了寿命;建立了两种合金在900℃时的原子结构简化模型,并比较了两合金的层错能和反向畴界能。合金在900℃时疲劳寿命有所差异的原因可归结为:温度对含Ru合金在高温疲劳变形过程中的影响比较大,引起了合金内部畴界能和层错能的变化,使得两种合金中位错切入γ’相的方式以及层错的产生有所不同,影响了塑性变形的方式,最终体现为疲劳寿命上的宏观差异。对两种单晶合金在900℃、不同应变幅下的低周疲劳研究表明:应变幅从0.8%提高到0.9%时,两种合金的疲劳寿命随应变幅的增加而降低;然而当应变幅继续提高到1.0%时,合金的疲劳寿命反而开始增加。研究两种合金的变形机制发现:在应变幅为0.8%时,两种合金的疲劳寿命较长,氧化损伤是合金疲劳失效的主要原因。疲劳裂纹沿氧化物生长方向扩展,合金与氧化物夹杂的界面成为了变形过程中的薄弱环节;含Ru合金在应变幅为0.8%和0.9%的疲劳过程中都发生了位错的交滑移现象。不同的是,在应变幅为0.8%时,位错在γ基体中的交滑移降低了位错密度,提高了合金的疲劳寿命。当应变幅为0.9%时,γ基体相中形成的致密层错阻碍了位错的交滑移,并且层错和交滑移产生的折线相互制约;无Ru合金在应变幅为1.0%的疲劳过程中,位错交滑移和位错攀移同时发生,热激活过程中的位错攀移可能与此合金在每个循环周次中受到较大的压应力有关。对高熵合金的拉伸行为研究表明:在600℃和700℃时,合金的强度和塑性都较好,这可能与交叉孪生变形机制有关。其相关机制如下:在塑性变形过程中,全位错a/2[110]发生反应,产生了大量的a/6[112]分位错。当位错在相界处堆积时,较大的应力集中使得(111)面上的[112]方向和(111)面上[211]方向也成为易滑动的方向。这样在外加应力的作用下,合金的变形以变形孪生的方式进行。一方面,孪晶界可以强化合金,特别是割阶和扭折带严重阻碍了位错的运动,对合金起到了明显的强化作用。另一方面,在热变形过程中,元素在孪晶处的扩散速度明显高于晶界处,使得孪晶界发生一定程度的偏转,对晶粒的变形起到了协调作用;合金在900～1050℃以上的拉伸变形中表现出了超塑性,并在1000℃时断后延伸率达到最大,其机制为:在此过程中有两种新相的析出,即B2基体中的L12,Ⅱ析出相和L12基体中的B2Ⅱ析出相,两种析出相对位错运动都有一定的阻碍作用。同时L12基体中有动态再结晶的发生,降低了位错塞积引起的应力集中。正是析出强化和再结晶软化的协调作用,合金表现出了超塑性。