鎳基單晶合金是一種應用較為廣泛的高溫合金，主要用于制造熱端部件，尤其在航空航天發(fā)動機的重要結(jié)構(gòu)/功能部件中鎳基高溫合金質(zhì)量占比20%以上[1] 鎳基單晶高溫合金目前已發(fā)展至第五代，其標志性特點是加入了大量元素Re和Ru[2,3] 難熔元素Re在合金中起固溶強化作用，可有效提高合金的承溫能力，但Re會強烈促進TCP相析出，影響合金的組織穩(wěn)定性[4,5] 研究表明[6]，難熔元素W在合金中同樣可以起到固溶強化作用，其在枝晶干/枝晶間的偏析程度低于Re，且在γ和γ兩相的分配比也低于Re，相較于Re更有利于組織穩(wěn)定 王博等[7]在對第三代鎳基單晶高溫合金的研究中發(fā)現(xiàn)，W含量的提高對合金γ相形貌、尺寸和體積分數(shù)無顯著影響，隨W含量提高，合金TCP相含量緩慢增加

第4代和第5代鎳基單晶高溫合金中添加了2%~6%的元素Ru，主要目的在于抑制TCP相析出，充分發(fā)揮Re的固溶強化作用 研究表明[8~10]，含Ru合金中γ'相具有更好的立方度且分布均勻，同時，元素Ru可使γ′/γ兩相錯配度變得更負 另有文獻報道[11]，Ru對γ′/γ兩相錯配度并無明顯影響 O'Hara等[12]提出了Ru的“逆向分配”效應是改善組織穩(wěn)定性的重要原因，即Ru可促使Re、W、Cr等γ相形成元素更多的溶入到γ相，使較多Al、Ta等γ相形成元素溶入到γ基體相，進而改變元素在γ′/γ兩相的分配比 劉少華等[13]通過第一原理對元素在γ′/γ兩相界面分配行為進行研究，結(jié)果表明，元素Ru可降低Re、Co、Cr等元素在γ相偏聚程度 但Reed等[14,15]的研究表明，其他元素在γ/γ兩相的分布行為并未受到元素Ru的影響 霍嘉杰等[16]認為，Ru可以降低TCP相與γ相界面提供原子附著臺階的密度，以降低TCP相析出以及生長的驅(qū)動力，從而提高合金的組織穩(wěn)定性 田素貴等[17]研究發(fā)現(xiàn)，在中溫條件下，Ru可抑制位錯在基體通道中的分解，從而提高合金蠕變性能 另有文獻認為[18]，當合金中Re含量較低時，添加Ru可提高合金的蠕變性能，但當合金中Re含量較高時，Ru對合金蠕變性能的提高并不明顯 由此可見，元素Ru在不同合金中的作用機理有所不同，需要進一步研究

元素Ru對無Re合金蠕變性能影響的研究較少，元素Ru對不同W含量合金蠕變性能的影響更是鮮有報道 據(jù)此本文設計并制備了三種合金，通過蠕變性能測試、組織形貌觀察、元素濃度測定以及XRD衍射譜線測定，研究在不添加元素Re的情況下，Ru對不同W含量合金蠕變性能的影響，目的在于尋找一種通過Ru/W交互作用代替Re的方案，為單晶合金的開發(fā)與應用提供理論基礎(chǔ)

1 實驗方法

設計并制備3種鎳基單晶高溫合金，化學成分見表1 通過真空感應爐制備母合金，后將其置于型號為ZGD-2型真空高濃度定向凝固爐中重新熔煉并注入螺旋選晶器進行定向凝固

Table1

表1

表1不同合金的實際化學成分(質(zhì)量分數(shù)，%)

Table1Chemical composition of the alloys (mass fraction, %)

Alloy	Al	Ta	Cr	Co	Mo	W	Ru	Ni
Alloy 1	5.98	7.62	5.82	5.97	6.25	4.07	0.00
Alloy 2	6.01	7.50	5.79	5.90	6.18	5.93	0.00	Bal.
Alloy 3	5.99	7.55	5.80	5.89	6.07	5.96	1.98

確定合金的熱處理制度分為4級，分別為：勻質(zhì)化處理、固溶處理、一次時效處理和二次時效處理，具體的熱處理工藝為：1280℃×2 h, A.C+1315℃×4 h, A.C+1070℃×4 h, A.C+870℃×24 h, A.C 根據(jù)GB/T 2039-2012標準的相關(guān)要求，將熱處理后的試樣沿著[001]方向、(100)晶面切取“工”字型蠕變拉伸試樣，如圖1所示

圖1



圖1蠕變試樣的尺寸示意圖

Fig. 1Schematic diagram of the creep specimen (unit: mm)

分別對3種合金的試樣進行機械研磨和拋光，后對其進行化學腐蝕，腐蝕液成分為：HCl(38%,100 mL)+CuSO4·5H2O(20 g)+H2O(80 mL)+H2SO4(98%, 5 mL) 試件腐蝕后經(jīng)震蕩清洗后即可進行SEM顯微組織觀察，用以分析Ru/W對合金在熱處理后顯微組織的影響，掃描電鏡型號為S-3400N

將3種合金的蠕變拉伸試樣置于蠕變拉伸機中進行高溫蠕變性能測試，蠕變條件為：1070℃/137 MPa，蠕變試驗機型號為：GTW504，后繪制蠕變曲線以分析合金的蠕變行為，并比較不同合金的蠕變壽命

為探究Ru對高W合金蠕變性能影響的作用機理，采用原子探針對不同成分、不同狀態(tài)下的合金進行γ/γ′兩相元素分布測定 將合金沿[001]取向制備成0.3 mm×0.3 mm×14 mm的針狀試樣，經(jīng)電解拋光后，將其置入型號為LEAP4000XHR的三維原子探針(3DAP)中，進行元素分布測定

將有/無Ru熱處理態(tài)合金及蠕變后合金進行X射線衍射譜(XRD)測定，以研究元素Ru及蠕變對合金中γ和γ兩相晶格常數(shù)及錯配度的影響 在鎳基單晶合金中γ和γ兩相的晶格常數(shù)相近，XRD曲線中γ和γ兩相由于衍射峰相互疊加，故需要采用專業(yè)軟件進行疊加峰分離 進一步根據(jù)γ、γ兩相的2θ角和公式(1)，計算γ和γ兩相的晶面間距，再根據(jù)公式(2)和公式(3)計算出晶格常數(shù)和晶格錯配度 在X射線衍射譜線測定中，使用Cu靶，其波長為0.15406 nm

λ=2dsinθ

(1)

a=dh2+k2+l2

(2)

δ=2(aγ'-aγ)aγ'+aγ

(3)

式中，是Cu靶的波長；d是晶面間距；θ是γ′/γ兩相衍射峰值的角度；a是晶格常數(shù)；δ是晶格錯配度

不同合金試件經(jīng)高溫蠕變斷裂后，再次對其進行機械研磨、拋光以及化學腐蝕 分別對試件進行SEM和TEM組織形貌觀察，用以分析合金的蠕變行為與斷裂機制 分別對3種合金進行高溫蠕變性能測試，實驗條件為1070℃/137 MPa，繪制蠕變曲線

2 實驗結(jié)果2.1 Ru和W對合金顯微組織的影響

將完全熱處理后的3種合金置于SEM下觀察顯微組織，如圖2所示，圖片中的黑色區(qū)域為經(jīng)化學腐蝕后的γ′相，白色區(qū)域為γ基體相 可以看到，3種合金中的γ′相均呈立方結(jié)構(gòu)，并以共格的方式鑲嵌在γ基體相中 其中合金1和合金3中的γ′相立方度更好，且排列規(guī)則，合金1的γ′相尺寸約為0.45 μm，合金3的γ′相尺寸約為0.42 μm，如圖2a和2c所示 合金2中清晰可見短棒狀的TCP相，該TCP相為μ相，尺寸約為3 μm×0.5 μm，分析認為，TCP相的析出打亂了γ′/γ固有排列，導致γ′相立方度降低，并使γ′/γ相呈現(xiàn)一定扭曲，如圖2b

圖2



圖2不同合金經(jīng)完全熱處理后的顯微組織

Fig.2Microstructures of different alloys after complete heat treatment of alloy 1 (a), alloy 2 (b), and alloy 3 (c)

W在鎳基單晶合金中可增大擴散激活能Q，使擴散速率降低，從而提高合金的固溶強化效果[19] 同時，由于W具有較大的原子半徑，可促使合金發(fā)生較大的晶格畸變，尤其在高溫環(huán)境下，其強化作用更為明顯 但隨W含量提高，合金析出TCP相的風險增大 合金2與合金1唯一區(qū)別是將W的質(zhì)量分數(shù)由4%提高到了6%，所以合金2中析出TCP相也是由于W含量的提高而導致的 合金3與合金2的唯一區(qū)別是合金的成分在6%W的基礎(chǔ)上添加了2%Ru 分析認為，合金3中未析出TCP相是由于添加了元素Ru

2.2 Ru和W對合金蠕變性能的影響

3種合金的高溫蠕變性能測試曲線如圖3所示 其中，曲線1代表的是合金1在1070℃/137 MPa條件下的蠕變曲線，可以看到，蠕變呈現(xiàn)明顯的三個階段，即：蠕變的初始階段、蠕變的穩(wěn)態(tài)階段和蠕變的加速階段，合金的蠕變壽命為239 h，其中蠕變穩(wěn)態(tài)階段的時間約為200 h，蠕變穩(wěn)態(tài)階段的應變速率約為0.0098%/h 合金2中W的含量由4%提高到了6%，合金在同樣條件下進行蠕變性能測試，合金的蠕變壽命僅為58 h，蠕變曲線未見蠕變穩(wěn)態(tài)階段，即高溫蠕變直接由初始階段過渡到加速階段 合金3中W含量為6%，同時添加了2%的Ru，合金的蠕變壽命得到大幅度提高到383 h，其中穩(wěn)態(tài)階段的應變速率約為0.0087%/h

圖3



圖3不同合金在1070℃/137 MPa條件下測定的蠕變曲線

Fig.3Creep curves of different alloys at 1070℃/137 MPa

由圖3可知，3種合金在相同實驗條件下的蠕變性能差別較大，主要原因在于它們具有不同的合金成分 隨著W含量的提高，合金2中析出大量的TCP相，導致合金原有組織結(jié)構(gòu)遭到破壞，進而影響合金的蠕變性能 合金3中添加了2%Ru，這是合金中增大難熔元素含量而未析出TCP相的主要原因，合金中難熔元素增大，合金的耐熱性能增強，合金的蠕變壽命增長

2.3 蠕變方程及相關(guān)參數(shù)

合金在蠕變穩(wěn)態(tài)階段的應變速率較低且基本保持不變，此時的應變速率可以用Dorn方程[20]表示：

ε˙SS=AσAnexp(-QRT)

(4)

其中，Q為表觀蠕變激活能，T為絕對溫度，A為與材料相關(guān)的常數(shù)，n為表觀應力指數(shù)，σ為施加應力，R為氣體常數(shù)

經(jīng)變換，可得表觀蠕變激活能的計算公式為：

Q=RT1T2T1-T2lnε˙1ε˙2

(5)

可得表觀應力指數(shù)的計算公式為：

n=lnε˙SS1-lnε˙SS2lnσ1-lnσ2

(6)

由公式(5)和(6)可知，當施加應力不變時，合金在穩(wěn)態(tài)蠕變階段的應變速率與溫度的倒數(shù)呈現(xiàn)線性關(guān)系；當溫度不變時，合金在穩(wěn)態(tài)蠕變階段的應變速率與施加應力也呈現(xiàn)線性關(guān)系 據(jù)此，將合金1和合金3置于1040~1080℃/110~137 MPa條件下進行蠕變性能測試，并根據(jù)公式(5)和(6)計算合金1和合金3在穩(wěn)態(tài)蠕變階段的表觀蠕變激活能和應力指數(shù) 合金1的表觀蠕變激活能Q=420.9 kJ/mol，應力指數(shù)n=4.50；合金2的表觀蠕變激活能Q=416.8 kJ/mol，應力指數(shù)n=4.67

2.4 Ru對W在γ′/γ兩相中元素分布的影響

采用三維原子探針技術(shù)測定不同合金中W、Ru在γ′/γ兩相中的元素分布，由于合金2中存在TCP相且蠕變性能較差，故不將其作為比對對象，僅對合金1和合金3進行比對分析，如圖4所示

圖4



圖4高溫蠕變前/后合金1和合金3中W元素在γ′/γ兩相中的元素分布以及蠕變前合金1中Al元素在γ′/γ兩相中的元素分布

Fig. 4The element distribution of W in alloy 1 (b) and alloy 3 (c) before creep and in alloy 1 (d) and alloy 3 (e) after creep at high temperature and that of Al in alloy 1 (a) before creep

高溫蠕變前，Al在γ′/γ兩相中的元素分布情況，如圖4a所示 可以看到，圖片中呈現(xiàn)出明顯的兩個區(qū)域，其中顏色較深的代表元素在該區(qū)域的濃度較大，反之為濃度較小，所以圖片上方為Al富集區(qū)，圖片下方為Al貧瘠區(qū) 根據(jù)鎳基單晶高溫合金中Al在γ′/γ兩相中的分布特點可判斷，圖片上方為γ′相區(qū)域，圖片下方為γ相區(qū)域 由此可推斷，圖4b~e的上方均為γ′相區(qū)域，下方均為γ相區(qū)域 由于合金1和合金3中Al在γ′/γ兩相中的元素分布相似，且實驗主要研究W在γ′/γ兩相中分布情況，所以合金3中Al在γ′/γ兩相中的元素分布未展示，蠕變后Al在γ′/γ兩相中的元素分布亦未展示 將蠕變前和蠕變后兩種狀態(tài)下合金1和合金3中W和Ru在γ′/γ兩相中的元素分布，示于表2 為了便于比較W在γ′/γ兩相中的分配規(guī)律，所以引入分配比這一概念，即：

Table 2

表2

表2不同合金γ′/γ相中的元素分布(原子分數(shù)，%)

Table 2Distribution of elements in γ′/γ phases of various alloys (atomic fraction, %)

Alloy	Region	Before creep			After creep
		Al	W	Ru	Al	W	Ru
Alloy 1	γ phase	2.72	2.32	0	2.41	2.82	0
	γ' phase	18.91	0.81	0	14.23	0.32	0
	Ratio	6.95/1	1/2.85	-	5.90/1	1/8.81	-
Alloy 3	γ phase	4.69	2.27	3.13	4.48	2.33	3.19
	γ' phase	18.20	1.73	1.41	15.31	1.69	1.38
	Ratio	3.88/1	1/1.31	1/2.21	3.42/1	1/1.38	1/2.31

RMe=cMeγ'cMeγ

(7)

式中，RMe是元素在γ′/γ兩相中的分配比，CMe是元素在某相中的平均濃度，將結(jié)果以分數(shù)形式給定，其中，比值較小的部分定義為1

蠕變前，Al主要分布在γ'相中，γ相中的Al含量較小，合金1中Al在γ′/γ兩相的分配比為6.95/1，這與圖3中Al在γ′/γ兩相中的元素分布相一致，合金3中Al在γ′/γ兩相的分配比為3.88/1 比較而言，雖然兩種合金中Al在γ′/γ兩相的元素分布趨勢是一致的，但添加2%Ru后，合金3中Al在γ相的濃度明顯增大 蠕變后，Al在γ′/γ兩相的元素分布趨勢較蠕變前無明顯變化，在Al在γ′/γ兩相的濃度均減小 分析認為，這是由于試件在高溫蠕變期間，Al易與空氣中的O2發(fā)生化學反應，生成氧化物Al2O3所致

蠕變前，合金1中W主要偏聚在γ相中，其在γ′/γ兩相的分配比為1/2.85 蠕變后，合金1中的W在γ相中的偏聚加重，其在γ′/γ兩相的分配比降至1/8.81 這說明，合金1在蠕變期間，W可由γ′相擴散至γ相 蠕變前，合金3中W在γ′/γ兩相無明顯偏聚，其在γ′/γ兩相的分配比為1/1.31 蠕變后，合金3中W在γ′/γ兩相仍無明顯偏聚，其在γ′/γ兩相的分配比為1/1.38 分析認為，合金3中W在γ′/γ兩相無明顯偏聚，以及高溫蠕變對W在γ′/γ兩相偏聚無明顯影響的兩個實驗結(jié)果，主要是由于合金3中添加了2%的Ru Ru主要偏析于γ相，蠕變前后其在γ′/γ兩相的分配比分別為1/2.21和1/2.31

繪制合金1和合金3在高溫蠕變前/后Ru和W在γ′/γ兩相界面區(qū)域的元素分布，如圖5所示 其中，1線(黑色)為蠕變前元素在γ′/γ兩相界面區(qū)域的濃度分布曲線，2線(紅色)為蠕變后元素在γ′/γ兩相界面區(qū)域的元素分布曲線 圖5a是合金3中Ru在γ′/γ兩相界面區(qū)域的元素分布，可以看到紅色和黑色兩條曲線相互交織，這說明高溫蠕變對Ru在γ′/γ兩相界面區(qū)域的元素分布無明顯影響 圖5b是合金1中W在γ′/γ兩相界面區(qū)域的元素分布 可以看到，紅色和黑色兩條曲線有較大區(qū)別，左側(cè)紅色曲線低于黑色曲線，右側(cè)紅色曲線高于黑色曲線 這說明，合金1在高溫蠕變期間W由γ′相向γ相發(fā)生遷移 同時，我們可以看到，在γ′/γ兩相的過渡區(qū)域紅色曲線具有更大的斜率，這說明，高溫蠕變可使合金1中的W在γ′/γ兩相界面處的濃度梯度增大 蠕變后，在γ′/γ兩相界面區(qū)域的近γ相位置處存在一個峰值濃度 分析認為，高溫蠕變可使γ'相發(fā)生筏狀結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變并定向粗化，具有較大半徑的W原子被排出γ'相，但是由于W的擴散系數(shù)較低，難以在γ相中長程擴散，所以γ′/γ兩相界面區(qū)域的近γ相位置處會存在一個峰值濃度 圖5c是合金3中W在γ′/γ兩相界面區(qū)域的元素分布 可以看到，紅色和黑色兩條曲線相互交織，尤其是在γ'相區(qū)域以及γ′/γ兩相界面區(qū)域 并且，蠕變以后W在γ′/γ兩相界面區(qū)域的近γ相位置處存在的峰值濃度較小(與合金1比較而言) 這說明，高溫蠕變對合金3中W在γ′/γ兩相界面區(qū)域的元素分布沒有明顯影響

圖5



圖5不同合金高溫蠕變前/后在γ′/γ兩相界面區(qū)域的 Ru和W元素分布

Fig.5Distribution of Ru and W element at the interface of γ′/γ phase before/after creep of alloy 1 (b) and alloy 3 (a, c)

根據(jù)以上實驗數(shù)據(jù)進行分析，合金3與合金1中W在γ′/γ兩相的元素分布有明顯區(qū)別 蠕變前，相較于合金1，合金3中W在γ′/γ兩相無明顯偏聚 蠕變后，合金1中W在γ相的偏聚更加嚴重，而合金3中W在γ′/γ兩相的元素分布無明顯變化 合金1與合金3的唯一區(qū)別為是否添加了元素Ru，判斷認為，Ru可改變W在γ′/γ兩相界面區(qū)域的元素分布，同時由于過量的W會促進合金TCP相的析出，所以這是合金2提高W含量即析出TCP相，而合金3添加Ru后未析出TCP相的主要原因 分析認為，Ru原子本身可占據(jù)γ'相中Ni3Al中Al的位置，雖然Ru主要富集于基體中，但其分配比為1/2.21，表明仍有大量Ru原子溶入γ'相，又因為Ru元素具有吸附作用，W可吸附于Ru原子周圍與Ru原子一起溶入γ'相中，所以與無Ru合金相比較，2%Ru合金中W元素在近γ、γ'兩相中的元素分布及濃度梯度并沒有因為高溫蠕變而發(fā)生明顯改變

2.5 Ru對晶格錯配度的影響

合金1和合金3在不同狀態(tài)下的XRD曲線，如圖6所示 采用origin軟件對XRD曲線在特定角度進行γ/γ兩相峰分離，再利用公式(1)、(2)和(3)分別計算出蠕變前/后合金中的γ/γ相的晶格常數(shù)和錯配度，列于表3

圖6



圖6熱處理態(tài)和蠕變后狀態(tài)下有/無Ru合金的XRD曲線

Fig.6XRD curves of alloy 1 at heat-treated states (a) and at crept states (c) and alloy 3 at heat-treated states (b) and at crept states (d)

Table 3

表3

表3不同合金中γ 和γ兩相的晶格常數(shù)與錯配度

Table 3Lattice parameters and misfit of γ and γ phases for free-Ru and 2%Ru alloys

	Project	Free Ru	2%Ru
Heat treated	γ/nm	0.35988	0.36176
	γ'/nm	0.35856	0.35998
	Misfit/%	-0.367	-0.4932
After creep	γ/nm	0.36146	0.36391
	γ'/nm	0.36007	0.36107
	Misfit/%	-0.385	-0.783

經(jīng)過完全熱處理后合金1和合金3的XRD曲線，如圖6a和6b所示 可以看到，合金1中γ和γ兩相的合成衍射峰的底邊較寬，表明合金中γ和γ兩相的晶格常數(shù)有較大差別 合成衍射峰經(jīng)峰分離后，其γ和γ相各自的衍射峰置于合成衍射峰之下 分別計算出合金1和合金3中γ和γ兩相的晶格常數(shù)及晶格錯配度，列于表3 測算出，合金1中γ、γ兩相的晶格常數(shù)分別為0.35988 nm和0.35856 nm，晶格錯配度δ=-0.367% 合金3中γ/γ兩相晶格常數(shù)略有增大，增大至0.36176 nm和0.35998 nm，晶格錯配度δ=-0.4932%

合金2和合金3經(jīng)蠕變斷裂后測定的XRD曲線，如圖6c和6d所示 可以看到，與熱處理狀態(tài)合金相比，蠕變斷裂后兩種合金中γ/γ兩相的晶格常數(shù)均增大，其中γ相的晶格常數(shù)增大明顯，故致使蠕變斷裂合金的γ/γ兩相錯配度增大 這歸因于合金在高溫蠕變期間γ基體相的晶格常數(shù)被拉長所致 與無Ru合金相比，2%Ru合金的晶格錯配度增幅較大

2.6 合金的蠕變行為及斷裂機制

合金1和合金3經(jīng)1070℃/137 MPa條件下蠕變斷裂后的顯微組織，如圖7所示 可以成為筏狀γ 相 其中合金3中的γ相發(fā)生了一定的扭折，但仍然比較連續(xù)，合金2中的γ相扭折更為嚴重，并且連續(xù)性遭到破壞 分析原因，這是由于合金2中存在較多TCP相，切斷了連續(xù)存在的筏狀γ相，這也是合金2高溫蠕變性能較差的主要原因

圖7



圖7不同合金在相同條件下蠕變斷裂后的顯微組織

Fig.7Microstructures of alloy3 (a) amd alloy2 (b) after creep fracture under the same conditions

合金3經(jīng)1070℃/137MPa蠕變不同階段的微觀組織形貌，如圖8所示 合金蠕變50 h后已進入穩(wěn)態(tài)階段，此時γ相已沿垂直于應力軸方向形成N-型筏狀結(jié)構(gòu)，γ/γ兩相界面存在大量位錯網(wǎng)，如圖8a中箭頭所示，γ相中無位錯切入 合金蠕變至200 h已進入加速階段，此時合金具有較大的應變速率，應變量急劇增大，大量位錯可剪切進入γ相，如圖8b箭頭所示

圖8



圖8合金3經(jīng)1070℃/137 MPa蠕變50 h、200 h和蠕變斷后的組織形貌

Fig.8Microstructure of alloy 3 after creep at 1070℃/137 MPa for 50 hours (a), 200 hours (b) and creep fracture (c)

蠕變斷裂后合金的顯微組織如圖8c所示 可以看到，筏狀γ相已出現(xiàn)嚴重的扭曲，大量位錯在γ/γ兩相界面塞積，形成應力集中，如圖8c中A區(qū)域所示，并有大量位錯剪切進入γ相 分析認為，在1070℃/137 MPa條件下合金的變形機制為位錯在基體中滑移和攀移越過筏狀γ相 蠕變進入后期，位錯塞積可產(chǎn)生應力集中，致使位錯剪切進入γ相，使γ/γ兩相扭折程度加劇，同時原連續(xù)的γ基體通道被切斷，合金的蠕變抗力不斷降低，直至發(fā)生合金的宏觀斷裂

3 結(jié)論

(1) 合金中元素W含量的提高可促進TCP相的析出，當合金中W含量由4%提高至6%時，合金在1070℃/137 MPa條件下的蠕變壽命由239 h降低為58 h 在含6%W的合金中添加2%Ru，相同服役條件下，合金的蠕變壽命大幅提高至383 h

(2) 元素Ru可改善W在γ/γ兩相的元素分布，Ru可使更多的W溶入γ相，降低其在γ/γ兩相的分配比 尤其在高溫蠕變期間，元素Ru可抑制W由γ 相向γ相擴散，這是Ru可抑制高W合金TCP相析出的主要原因

(3) 有/無Ru合金經(jīng)完全熱處理后，γ和γ兩相的晶格錯配度相近，經(jīng)1070℃/137 MPa高溫蠕變后，2%Ru合金的晶格錯配度有較大增幅

(4) 合金在1070℃/137 MPa條件下高溫蠕變，γ 相可形成垂直于應力軸方向的筏狀結(jié)構(gòu)，TCP相可破壞筏狀γ相的連續(xù)性，這是6%W/無Ru合金蠕變性能較差的主要原因

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