两种“W替Re”型低成本第二代镍基单晶高温合金的高温持久变形机制

镍基单晶高温合金具有优异的高温组织稳定性、抗蠕变性能、抗疲劳性能以及高温抗腐蚀性能，可 用于制造航空发动机涡轮叶片等重要热端部件[1,2] 随着航空发动机推重比的不断提高，对单晶高温合金承温能力的要求也随之提高[3,4] 提高W、Mo、Re、Ta等难熔元素的含量，尤其是Re元素的含量可使镍基单晶高温合金的承温能力提高 但是，添加Re元素会提高合金的枝晶偏析程度和拓扑密堆相(TCP相)的析出倾向，使合金的组织稳定性下降并提高合金的成本[5,6] 因此，为了保证合金具有优异的高温力学性能，寻找Re元素的替代元素已成为单晶高温合金成分设计和应用的重要方向

第二代单晶高温合金具有较强的承温能力和优异的综合性能，广泛用于制造航空发动机涡轮叶片 为了降低第二代单晶高温合金的成本，对其进行了深入的研究 Fleischmann等[7]研究发现，考虑元素在两相的分配时可用4.3%(质量分数)W或2.2%的Mo代替1%Re的固溶强化作用 W、Ta和Re是单晶高温合金强化效果最好的合金元素，而用W替代Re可在保证合金性能的同时降低成本[8~10]

航空发动机在服役过程中，其涡轮叶片承受巨大的离心力，单晶叶片失效的主要形式是离心力造成的蠕变损伤 因此，高温持久性能是检验合金性能的一个重要指标[11] 相关研究结果表明[12,13]，含Re单晶高温合金在高温蠕变初期的变形机制，是位错在基体中滑移；在稳态蠕变阶段，合金的变形机制是位错攀移越过筏形γ'相；而在蠕变第三阶段时，大量a<101>超位错剪切筏形γ'相使筏形γ'相发生扭曲变形，微裂纹在γ/γ'两相界面处萌生并扩展成为合金的主要失效方式 在高温蠕变过程中，在γ/γ'界面处形成界面位错网 致密的界面位错网进一步阻碍位错剪切γ'相，使合金的蠕变抗力提高[14] 还有研究表明，高温下的a<010>超位错也能降低合金的稳态蠕变速率[15] 因此，需进一步明确低Re镍基单晶高温合金在持久变形后期的位错结构以及主要强化机制 据此，本文在第二代单晶高温合金成分的基础上调整W元素和Re元素的成分，用更多的W元素替代Re元素，分别测试两种“W替Re”型低成本第二代镍基单晶高温合金在982℃/248 MPa和1070℃/137 MPa条件下的持久性能，研究其高温持久变形机制

1 实验方法

实验用材料为两种“W替Re”型低成本镍基单晶高温合金，分别记为8.5W+1.0Re合金和8.0W+1.5Re合金，其名义成分列于表1

Table 1

表1

表1两种单晶高温合金名义成分(质量分数, %)

Table 1Nominal composition of two single crystal superalloys (%, mass fraction)

Alloys	Cr	W	Re	Co	Al+Ti+Ta	Mo	Hf	C	Ni
8.0W+1.5Re	5.0	8.0	1.5	9.0	14.6	0.6	0.2	100×10-6	Bal.
8.5W+1.0Re	5.0	8.5	1.0	9.0	14.6	0.6	0.2	100×10-6	Bal.

用选晶法在ZG-2型定向凝固炉中制备[001]取向的单晶试棒，控制单晶试棒的生长方向使其与[001]取向的偏差小于10° 对合金进行热处理，两种工艺制度在图1中给出 将热处理后的试棒加工成如图2a所示的试样，用于测试持久性能 使用GWT504型高温蠕变试验机分别在982℃/248 MPa和1070℃/137 MPa两种条件下测试试样的持久性能，直至完全断裂

图1



图1两种合金的热处理制度

Fig.1Heat treatment process of two alloys

图2



图2持久试样及其纵剖面示意图

Fig.2Schematic diagram of stress rupture specimen and its longitudinal section (a) schematic diagram of stress rupture specimen (b) schematic diagram of observation location in fractured sample

将断裂后的试样沿[001]方向纵剖并将纵剖面预磨和抛光，然后用CuSO4+5mL H2SO4+100 mL HCl+80 mL H2O腐蚀液(20 g)腐蚀剖面，制得金相试样 用S-3400N型扫描电镜(SEM)观察纵剖面不同位置(图2b)的组织；用线切割机在纵剖面上沿[001]方向切取厚度为0.5 mm的薄片，磨至50 μm后冲成直径为3 mm的薄片，最后在-25℃和50 mA条件下对试样进行双喷减薄，制成透射电镜试样 双喷电解液为10% HClO4+90% C2H5OH的溶液；用JEM-2100型透射电镜(TEM)观察合金中的位错组态，沿应力轴方向统计γ/γ'两相界面位错网的间距以分析持久变形机制

2 实验结果2.1 两种合金热处理态的组织

图3给出了两种合金完全热处理后的组织形貌 可以看出，两种合金中的γ'相均呈规则立方体状，8.0W+1.5Re合金中γ'相的立方度更高，而8.5W+1.0Re合金中γ'相的排列更规则 统计结果表明，8.0W+1.5Re合金中γ'相的体积分数约为65%，平均尺寸约为0.47 μm；8.5W+1.0Re合金中γ'相的体积分数约为67%，平均尺寸约为0.41 μm 与8.0W+1.5Re合金对比，8.5W+1.0Re合金中γ'相的体积分数更高、尺寸更细小、分布更均匀，并且γ基体通道的宽度更小；研究表明[16]，约有80%的Re元素进入γ基体中形成固溶体，约20%进入γ'相中 W元素在γ/γ'两相中的分配比基本相同，因此推算结果表明，以0.5%的W元素代替0.5%的Re元素后更多的W元素进入到γ'相中 同时，由于W原子半径比Re原子的半径略大而进一步阻碍γ'相长大，与8.0W+1.5Re合金相比8.5W+1.0Re合金中的γ'相更细小

图3



图3两种合金完全热处理后的组织形貌

Fig.3Microstructure of two alloys after full heat treatment (a) 8.0W+1.5Re alloy (b) 8.5W+1.0Re alloy

2.2 两种合金的微观组织和持久性能

表2列出了两种合金在不同条件下的持久性能数据 8.0W+1.5Re合金在982℃/248 MPa和1070℃/137 MPa条件下的持久寿命分别为259 h和241 h，8.5W+1.0Re合金在982℃/248 MPa和1070℃/137 MPa两种条件下的持久寿命分别为251 h和207 h 可以看出，两种合金在982℃/248 MPa条件下的持久寿命相近，而在1070℃/137 MPa条件下8.5W+1.0Re合金的持久寿命略比8.0W+1.5Re合金低，但是都达到了第二代单晶高温合金水平[17]

Table 2

表2

表2两种合金在不同条件下的持久性能数据

Table 2Data of stress rupture properties of two alloys under different conditions

Alloys	982℃/248 MPa		1070℃/137 MPa
	Stress rupture life / h	Elongation / %	Stress rupture life / h	Elongation / %
8.0W+1.5Re	259	28	241	43
8.5W+1.0Re	251	31	207	45

两种合金在982℃/248 MPa条件下持久变形断裂后的组织演化，如图4所示 可以看出，断裂试样的不同位置处的组织形貌有较大的不同，这是试样各位置所受应力不同所致(图2b) 三位置处均主要受拉应力的作用 1位置在标距段外侧，直径略大，因此在持久试验时所受应力最小 在持久变形后期断口附近区域出现缩颈，因此3位置处试样的有效截面积减小，实际应力较大 因此可以判定1、2、3三位置实际应力大小的排序为：σ3>σ2>σ1 在位置1处两种合金中部分γ'相保持一定的立方度，γ'相的尺寸与热处理态合金相比有所增大 其余大多数γ'相沿着应力轴垂直方向发生一定程度的连接 与8.5W+1.0Re合金相比，8.0W+1.5Re合金中γ'相的立方度更差且连接更加严重；在位置2处，两种合金中γ'相均沿垂直于应力轴方向连接形成N型筏状组织；在位置3处两种合金中筏形γ'相的形貌与位置2处的相似，但是筏形γ'相的厚度有略微增加 与8.5W+1.0Re合金相比，8.0W+1.5Re合金位置2和位置3处的筏形γ'相组织的厚度略大 相关研究表明[16,18]，W和Re两种元素的原子半径均较大，且W原子半径略大于Re原子，两种原子在Ni原子中的的互扩散系数相近 但是由于约有80%的W原子进入γ'相，在γ'相中的含量明显高于Re原子，使其在持久变形过程中W原子对其它合金元素扩散的阻碍作用更大，因此进一步减缓了γ'相的形筏速率

图4



图4在982℃/248 MPa条件下持久断裂后两种合金试样不同位置的组织形貌

Fig.4Microstructures in different regions of specimens in two alloys after fracture at 982℃/248 MPa

两种合金在1070℃/137 MPa条件下持久变形断裂后的组织演化情况，如图5所示 两种合金的γ'相在位置1、2、3处的筏形组织均已破坏，由于在持久性能试验后期试样发生颈缩，由原来的单轴应力转变为三轴应力，γ'相发生了严重的扭曲和变形，其方向不再严格垂直于应力加载方向 同时，γ基体分离为“短条形”和“颗粒形”岛状结构并被γ'相“反包围”，这种现象为“拓扑反转”[19]，是塑性变形的大量积累所致 为了研究断口位置附近筏形γ'相的扭曲和变形程度，统计了γ'相筏形方向与应力轴的夹角平均值(表3) 夹角平均值越大，说明筏形γ'相的扭曲和变形的程度越大 可见随着距离断裂位置的不断接近，8.0W+1.5Re合金中筏形γ'相与应力轴夹角大约由103.4°增加至128.7°；而8.5W+1.0Re合金中夹角由101.6°增加至124.6° 因此，γ'相的扭曲和变形程度随着距离断口位置的不断接近而增大，并且与8.5W+1.0Re合金相比，8.0W+1.5Re合金在位置1、2、3处γ'相的扭曲变形程度更大

图5



图5在1070℃/137 MPa条件下持久断裂后两种合金试样不同位置组织的形貌

Fig. 5Microstructures in different regions of specimens in two alloys after fracture at 1070℃/137 MPa

Table 3

表3

表31070℃/137 MPa下断裂后应力轴与筏形γ'相夹角统计结果

Table 3Statistical data results of the angles between the stress axis and the rafted γ' phase after fracture at 1070℃/137 MPa

Alloys	Angles between stress axis and rafted γ′ phases / (°)
	Location 1	Location 2	Location 3
8.0W+1.5Re	103.4 (φ1)	117.5 (φ2)	128.7 (φ3)
8.5W+1.0Re	101.6 (φ4)	112.3 (φ5)	124.6 (φ6)

2.3 持久变形断裂后的位错组态

两种合金在982℃/248 MPa和1070℃/137 MPa两条件下持久变形断裂后的位错形貌，如图6所示 可以看出，两种合金在982℃/248 MPa持久条件下(图6a，b) γ基体中均出现高密度的位错塞积，且在γ/γ'相界面处出现少量稀疏的界面位错网 两种合金的γ'相中大部分超位错具有短线结构，其Burgers矢量为a[110]和a[11ˉ0] 但是，在8.5W+1.0Re合金的γ'相中也发现了呈双线衬度的长直状a[010]超位错(图6a中的插图) 与8.5W+1.0Re合金相比，8.0W+1.5Re合金中界面位错网的分布更均匀且结构更致密，为合金提供了更高的蠕变抗力[20] 由图6(a、b)中γ基体和γ'相中的位错分布可见，在该条件下合金的主要变形机制为位错在基体中滑移和交滑移，进而在界面处发生位错反应形成位错网(图7a)，同时带有反相畴界(APB)的耦合位错对剪切筏形γ'相也是重要的变形机制(图7b)

图6



图6在982℃/248 MPa和1070℃/137 MPa条件下持久断裂后合金中的位错组态

Fig.6Dislocation configuration of alloys after fracture at 982℃/248 MPa and 1070℃/137 MPa (a) (b) 982℃/248 MPa (c)(d) 1070℃/137 MPa (a) (c) 8.5W+1.0Re alloy (b) (d) 8.0W+1.5Re alloy

图7



图7合金在982℃/248 MPa和1070℃/137 MPa条件下的主要持久变形机制示意图

Fig.7Schematic diagram of stress rupture deformation mechanism at 982℃/248 MPa and 1070℃/137 MPa (a) (b) 982℃/248 MPa (c) (d) 1070℃/137 MPa (a) (c) the movement of dislocations in γ' matrix (b) (d) dislocations distribution in γ' phase

两种合金在1070℃/137 MPa条件下持久变形断裂后(图6c，d)，γ/γ'相界面处均出现大量致密且规则的界面位错网 与8.5W+1.0Re合金相比，8.0W+1.5Re合金的界面位错网更加致密，形状更加规则 合金在该条件下的变形机制主要为位错在γ基体中滑移和交滑移，并且该条件具有更高的试验温度、热激活作用更强，因此刃型位错可通过攀移的方式越过γ'相(图7c) 同时，由于该条件下的应力较低，切入合金γ'相中的位错数量比在982℃/248 MPa条件下更少(图7d) 于图6c、d对比，8.5W+1.0Re合金在1070℃/137 MPa条件下γ'相中仍存在具有双线衬度的a<010>超位错，并且剪切γ'相的a<101>超位错的数量比8.0W+1.5Re合金更多 这表明，8.5W+1.0Re合金在该条件下位错剪切γ'相也是主要的变形机制

3 讨论

界面位错网是高温蠕变过程中常见的位错组态，在蠕变的初期时γ基体中产生大量的a/2<110>位错 相关研究表明[21]，形成位错网的a/2<110>型位错最初为一种混合型位错，其柏氏矢量与位错线夹角为60°，呈“弓形”分布 Pollock等[22]认为，γ基体中位于(111)面上的a/2[101ˉ]位错与位于(111ˉ)面上的a/2[011]位错分别运动至γ/γ'相界面并在界面处沉积，为了释放界面的错配应力并克服位错线张力的作用以降低能量，位错线的方向为沿[010]和[100]方向分布且60°位错转变为刃型位错，位错发生反应便形成了沿[010]和[100]方向分布的矩形位错网 来自其他{111}面上的a/2<110>型位错继续参与位错反应，便产生波纹状结构的界面位错网 随着反应的进行位错网的形貌由“波纹状”转变为“八边形”(图8a)，最终趋向于形成六边形稳定结构(图8b) 这种高温蠕变过程中形成的六边形位错网，为合金提供更强的蠕变抗力 本文研究的8.0W+1.5Re合金在1070℃/137 MPa持久变形断裂后出现了六边形位错网(图8c)，表明8.0W+1.5Re合金在高温下优异的持久性能可能得益于六边形位错网对界面的强化作用

图8



图8界面位错网组态及其形貌演化示意图

Fig.8Schematic diagram of interfacial dislocation networks configuration and morphology evolution (a) octagonal dislocation networks (b) hexagonal dislocation networks (c) hexagonal dislocation networks of 8.0W+1.5Re alloy at 1070℃/137 MPa

有研究表明[23]，在高温蠕变过程中位错网是在变形和γ/γ′两相错配共同作用下诱导产生的，这一过程释放错配应力有利于提高合金的强度 在982℃/248 MPa条件下，温度较低和错配度较小使错配诱导产生的位错网数量较少；此外，982℃/248 MPa更高的外加应力和较大局部应变流动不利于位错间距的减小，因此在982℃/248 MPa条件下的位错网比1070℃/137 MPa条件下更稀疏 界面位错网阻碍位错运动的能力，与其疏密程度密切相关 表4列出了两种合金在不同条件下沿着应力轴方向的界面位错网间距的统计结果 可以看出，在相同条件下8.0W+1.5Re合金界面的位错网更致密，对位错运动的阻碍作用更大，合金的蠕变抗力更高，因此8.0W+1.5Re合金具有更长的持久寿命

Table 4

表4

表4两种合金在不同条件下的界面位错网间距

Table 4Dislocation networks spacing of two alloys after fracture under different conditions

Alloys	Dislocation spacing / nm
	982oC/248 MPa	1070oC/137 MPa
8.0W+1.5Re	100	36
8.5W+1.0Re	140	45

在持久变形后期，两种合金中的位错剪切筏形γ'相是一种常见现象 切进γ'相的a<110>型位错通常呈短线状形貌，其位错线的方向与[001]方向平行或垂直；而在8.5W+1.0Re合金中观察到了a<010>型超位错，是单晶高温合金在高温持久变形过程中常见的位错组态 其形成过程有两种方式：

(i) a<010>型超位错由两根位于不同{111}面上的a/2<112>型位错按 式(1)反应形成，而a/2<112>位错由a/2<110>位错按 式(2)(3)反应得出[24]，具体反应过程在图9a中给出

a2[112ˉ]+a2[1ˉ12]→a[010]

(1)

a2[101ˉ]+a2[011ˉ]→a2[112ˉ]

(2)

a2[011]+a2[1ˉ01]→a2[1ˉ12]

(3)

图9



图9a<010>型超位错形成的示意图

Fig.9Schematic diagram of a<010> superdislocation formation (a) Two a/2<112> dislocations reaction to obtain a<010> superdislocation (b) Two a/2<110> dislocations reaction to obtain a<010> superdislocation

(ii) 界面位错网中的两个a/2<110>型位错按

a2[110]+a2[11ˉ0]→a[100]

(4)

或

a2[01ˉ1]+a2[01ˉ1ˉ]→a[01ˉ0]

(5)

相互反应形成沿着[110]方向分布的长直状a<010>型超位错[25]，如图9b所示

由图9可以看出，反应所得的a<010>超位错不在常规的{111}滑移面上而位于{001}面或{100}面上 这表明，与a<110>超位错不同的是，a<010>超位错的非致密位错结构部分可动性较差，只能通过滑移与攀移相结合的方式运动 因此，a<010>超位错也能降低稳态蠕变速率，有利于提高合金的持久寿命 因此，尽管a<010>超位错是高温低应力条件下常见的蠕变位错组态，但是导致合金失稳断裂的主要原因仍是a/2<110>位错剪切γ'相，特别是在持久后期导致γ'相发生拓扑反转，形成反包围基体相γ的结构，随后大量位错剪切γ'相导致合金失稳断裂

在镍基单晶高温合金的持久变形过程中，γ基体中的全位错克服反相畴界能以位错对的形式剪切γ'相，是重要的变形机制 位错对剪切筏形γ'相机制的临界切应力τAPB可表示[26]为

πτAPB=γAPB2b[(4fπ)12-f]

(6)

式中γAPB为γ'相的反相畴界能；b为柏氏矢量；f为γ'相的体积分数，其中b≈0.254 nm[26]；8.0W+1.5Re合金的f≈0.65；8.5W+1.0Re合金的f≈0.67；在982℃/248 MPa条件下γAPB≈184 mJ/m2[27]；在1070℃/137 MPa条件下γAPB≈120 mJ/m2[26] 各条件下τAPB的计算结果均远小于外加应力(表5)，因此位错对剪切γ'相是主要的变形机制

Table 5

表5

表5两种合金在各条件下不同变形机制的临界切应力计算结果

Table 5Calculated data of critical resolved shear stresses for different deformation mechanisms of two alloys under different conditions

Alloys	982℃ / 248 MPa		1070℃ / 137 MPa
	τAPB / MPa	τor / MPa	τAPB / MPa	τor / MPa
8.0W+1.5Re	94.07	194.85	61.35	102.87
8.5W+1.0Re	91.86	241.75	64.63	133.65

此外，在高温低应力持久条件下位错常以Orowan绕过机制绕过筏形γ'相 而位错在{111}面上的滑移必须克服<110>方向的临界剪切应力[28]

πτor=Gb2πLlnRr0

(7)

式中G为γ基体的切变模量；L为粒子中心距离；R为位错绕过起始颈部阶段距离；r0为位错中心尺寸 其中G≈48.2 GPa[26]；L≈R≈d(f-1/3-1)[27](d为γ基体通道的宽度)；8.0W+1.5Re合金的f≈0.65；8.5W+1.0Re合金的f≈0.67；在982℃/248 MPa条件下：8.0W+1.5Re合金的d≈350 nm，8.5W+1.0Re合金的d≈290 nm；在1070℃/137 MPa条件下：8.0W+1.5Re合金的d≈750 nm，8.5W+1.0Re合金的d≈600 nm 根据表5中的临界切应力τor的计算结果表明，各条件下的τor均小于外加应力，因此也可发生位错绕过γ'相机制 但是由于各条件下的τor均小于τAPB，两种合金在各条件下的变形机制以位错对剪切筏形γ'相为主

在高温低应力蠕变期间，当γ基体中的位错或者反应后的刃位错运动到γ/γ'相界面时，在热激活的作用下，刃位错可通过攀移越过筏形γ'相(图7c)；位错攀移所需的临界拉应力为[29]

πσ=Gb[8π(1-ν)h]KT

(8)

式中ν为泊松比；h为位错发生攀移的高度(界面位错网间距)；K为常数；T为试验温度 可以看出，位错发生攀移的临界拉应力与试验温度T和位错发生攀移的距离h密切相关 在蠕变温度一定时，随着位错的继续反应在γ/γ'相界面处的位错网间距不断减小，位错攀移需要的高度降低，攀移的临界拉应力增加；另一种情况是，随着蠕变温度的升高合金中筏形γ′相的厚度增加，位错攀移高度增大，攀移的临界拉应力也增大，在宏观上表现为合金的蠕变抗力增打；随着蠕变时间的延长合金中γ基体宽度的降低使位错在γ基体中更容易滑移，γ基体中的位错塞积情况加重，位错不再以攀移的方式越过γ′相 更多位错在γ/γ′相界面塞积，造成应力集中 当应力增大到γ/γ′相界面的屈服强度时γ基体中的位错将剪切进入到筏形γ′相，合金的蠕变抗力降低，蠕变速度提高直到断裂

以上分析结果表明，两种合金在不同条件下的持久性能与位错形态密不可分 两种合金中的界面位错网和a<010>型超位错的形成均可提高合金的持久变形抗力 结合性能测试的结果，8.0W+1.5Re合金在1070℃/137 MPa条件下具有比8.5W+1.0Re合金更高的持久寿命 其原因是，Re元素的加入是γ/γ′两相的错配度提高，从而提高了界面位错网的致密度，进而提高了合金的持久变形抗力[20]；而在982℃/248 MPa条件下8.5W+1.0Re合金具有与8.0W+1.5Re合金相近的持久寿命，说明W元素在该条件下在一定程度上可替代Re元素产生强化效果 同时，8.5W+1.0Re合金更多的a<010>超位错有利于降低稳态蠕变速率 根据对γ′相内位错的分析，合金失稳断裂主要是在持久变形后期大量a/2<110>位错剪切筏形γ′相造成的 在持久变形后期，位错大量切入γ′相使其发生严重的扭曲、变形，甚至发生“拓扑反转”，“拓扑反转”又促进a/2<110>位错进一步剪切γ′相[30]，使蠕变速率急剧提高和裂纹在γ/γ′界面处萌生并扩展，最终导致合金失稳断裂

4 结论

(1) 8.0W+1.5Re合金在982℃/248 MPa和1070℃/137 MPa条件下的持久寿命分别为259 h和241 h，8.5W+1.0Re合金在982℃/248 MPa和1070℃/137 MPa条件下的持久寿命分别为251 h和207 h 两种合金的持久性能，均达到第二代单晶高温合金的水平；

(2) 两种合金持久断裂后γ′相连接并合并成“N型筏”结构，γ′相的扭曲变形程度随着与断裂位置的距离接近不断加剧，在相同条件下8.5W+1.0Re合金γ′相的筏形化程度比8.0W+1.5Re合金低;

(3) 与982℃/248 MPa条件相比，两种合金在1070℃/137 MPa条件下持久断裂后的界面位错网更加致密；在相同条件下，8.0W+1.5Re合金比8.5W+1.0Re合金位错网更致密 8.5W+1.0Re合金在两种条件下持久断裂后都发现更多的a<010>超位错；

(4) 两种合金在982℃/248 MPa条件下的主要变形机制为位错在γ基体中滑移和交滑移，在1070℃/137 MPa条件下的主要变形机制为位错在γ基体中滑移、交滑移和攀移 在两种条件下位错以剪切γ′相为主，以绕过γ′相为辅；

(5) 两种合金失稳断裂的主要原因，是a/2<110>位错剪切筏形γ′相使筏形γ′相变形加剧，裂纹在γ/γ′相界面处萌生扩展最终使合金断裂

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<p>Elevated temperature creep behaviors at 1100 °C over a wide stress regime of 120-174 MPa of a third-generation Ni-based single crystal superalloy were studied. With a reduced stress from 174 to 120 MPa, the creep life increased by a factor of 10.5, from 87 h to 907 h, presenting a strong stress dependence. A splitting phenomenon of the close- (about 100 nm) and sparse- (above 120 nm) spaced dislocation networks became more obvious with increasing stress. Simultaneously, <i>a</i>₀<010> superdislocations with low mobilities were frequently observed under a lower stress to pass through γ′ precipitates by a combined slip and climb of two <i>a</i>₀<110> superpartials or pure climb. However, <i>a</i>₀<110> superdislocations with higher mobility were widely found under a higher stress, which directly sheared into γ′ precipitates. Based on the calculated critical resolved shear stresses for various creep mechanisms, the favorable creep mechanism was systematically analyzed. Furthermore, combined with the microstructural evolutions during different creep stages, the dominant creep mechanism changed from the dislocation climbing to Orowan looping and precipitates shearing under a stress regime of 137-174 MPa, while the dislocation climbing mechanism was operative throughout the whole creep stage under a stress of 120 MPa, resulting a superior creep performance.</p>

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