镍基高温合金是制造现代航空发动机的重要高温结构材料，目前在先进航空发动机中高温合金用量占比达50%以上。而其中采用现代粉末冶金工艺制备的镍基粉末高温合金，因其有效解决了传统镍基高温合金中存在的严重成分偏析和热加工性能差等问题而成为先进发动机涡轮盘的主要合金材料。随着世界各国航天技术的发展，对发动机的要求越来越高，第一、二代镍基粉末高温合金已经无法满足目前新一代先进航空发动机对性能的要求，而第三代镍基粉末高温合金具有强度和损伤容限兼容的特点，是新一代航空发动机涡轮盘的首选材料^[1~5]。

与前两代镍基粉末高温合金相比，第三代粉末高温合金成分优化设计上的一个显著特点就是在合金中加入被认为对第三代合金裂纹扩展抗力有益的Ta元素，但在研究中也发现加入过量Ta却降低合金裂纹扩展抗力^[6]。镍基高温合金中加入Ta可降低Al和Ti在γ相基体中的溶解度，致使Al和Ti在γ'相中的分配比增加，促进γ'相析出，从而提高合金强度^[3,7]，而且Ta还能够抑制γ'相的聚集和长大，提升合金的高温相稳定性^[8]。合金元素Ta的加入可以促进Cr溶入γ相基体中，降低氧的活度，提高镍基高温合金的抗氧化性能和高温耐蚀性^[9~11]。其次，合金中加入Ta元素对高温合金力学性能的影响国内外已有很多报道，王志成等^[12]和刑鹏宇等^[13]研究了Ta含量对第三代粉末高温合金(FGH98)力学性能的影响，结果表明，随着Ta含量增加，合金的室温和高温拉伸强度有明显提高，但过量Ta会造成持久性能下降。文献[14~17]系统研究了加入Ta元素对镍基高温合金蠕变行为的影响，发现Ta元素的加入使合金高温蠕变塑性和抗裂纹扩展能力均有提高。上述结果更多地从性能优劣方面分析和研究，还缺乏把蠕变过程显微组织和形变行为相结合进行分析的相关报道。本工作着重从Ta对合金层错能影响方面，研究合金高温蠕变显微组织及其形变行为的特征，提高对合金蠕变变形行为规律的认识，提供相应科学实验和理论依据。

以FGH98合金为基础，FGH98合金主要化学成分(质量分数，%)为：C 0.05，Cr 12.70，Co 20.40，Mo 2.60，W 3.80，Al 3.50，Ti 3.70，Nb 0.90，Ta 2.40，B 0.02，Zr 0.045，Ni余量。设计5种不同Ta含量(质量分数)的合金，分别为0%、1.2%、2.4%、3.6%和4.8%。

首先真空感应熔炼母合金，采用等离子旋转电极法(PREP)制备合金粉末。经过筛分与除夹杂处理，将尺寸为50~150 μm的纯净粉末装入不锈钢包套，在1160~1180℃、120 MPa条件下热等静压成型，然后在1180℃进行固溶处理，再经2次时效处理，最后时效温度760℃。根据GB/T2039-2012进行蠕变试样的制备，蠕变实验条件为750℃、600 MPa，直到试样发生断裂。试样经砂纸逐级研磨至2000号后抛光，再使用5 g CuCl₂ + 100 mL HCl + 100 mL无水乙醇溶液腐蚀60~90 s后，使用Primo-tech光学显微镜(OM)对各试样进行蠕变前后显微组织观察。采用Supra55场发射扫描电子显微镜(SEM)和JEM 2100透射电子显微镜(TEM)观察蠕变前后合金的精细组织和γ'相形态以及显微组织和位错组态的变化，变形后的试样观察取平行于加载方向。其中，SEM试样经砂纸研磨后，使用20 mL H₂SO₄ + 80 mL CH₃OH电解液进行电解抛光(25~30 V，15~20 s)，然后在8 g CrO₃ + 85 mL H₃PO₄ + 5 mL H₂SO₄的电解液中腐蚀(5 V，3~5 s)；TEM试样采用电解双喷法制备，电解双喷液为10%HClO₄ + 90%CH₃COOH (50~70 V，30~50 mA，-25℃)。

图1给出了不同Ta含量镍基粉末高温合金的晶粒组织和γ'相形貌。可见，随着Ta含量的改变合金的晶粒尺寸均在29~38 μm之间变化，Ta含量对合金晶粒尺寸影响不大，且合金中原始颗粒边界(PPB)消失。合金中的γ'相主要由二次γ'相(尺寸约为200 nm)和其颗粒间分布的三次γ'相(尺寸≥ 30 nm)组成。可以看出，随着Ta含量的增加，合金中的三次γ'相的数量增加，而且其尺寸也有所增大，Ta元素可促进合金三次γ'相的析出；合金中二次γ'相的尺寸也随Ta含量增加逐渐增大，其形貌发生了改变，从圆形、椭圆形向八重立方体形态改变，当合金Ta含量增加到3.6%时，合金中二次γ'相形态开始变得不稳定，边界向里凹陷，开始发生分裂，向八重立方体形态改变^[5]，Ta含量为4.8%时，二次γ'相分裂已经完成。

根据合金层错能计算公式^[18]：

式中，γ_SF为层错能；G为剪切模量；b为不全位错Burgers矢量模；ν为Poisson比；Φ为未分解位错滑移线方向与Burgers矢量的夹角，选取Φ = 60°；d为层错宽度。其中G、ν由动力学测量方法获得，G约为85.9 GPa，ν = 0.3；b = 0.15 nm (合金点阵常数为a = 0.36 nm)。实验测定不同含Ta合金层错宽度(多条层错宽度测量平均值)，图2为4.8%Ta含量镍基粉末高温合金层错宽度测量示意图。

层错宽度和层错能计算结果如表1所示。可见，随着合金中Ta含量的增加，合金层错能呈非线性降低，扩展位错宽度不断增大，合金的蠕变变形过程中形变行为受到影响，所以合金层错能的变化与合金组织和性能密切相关。

不同Ta含量合金在750℃、600 MPa条件下的蠕变曲线和蠕变速率-时间曲线如图3和4所示。可以看出，不同Ta含量合金蠕变曲线是由第1、2和第3形变阶段组成，并随着Ta含量的增加，第2阶段有所延长，而且大多数蠕变应变集中在第3阶段，从蠕变稳态速率可知，曲线显示了第1和第2蠕变阶段随着合金的层错能降低，变得较长。当合金Ta含量大于3.6%时，蠕变性能急剧下降。上述结果表明，添加Ta元素引起镍基粉末高温合金的层错能发生变化，显著影响合金蠕变变形速率和蠕变性能，如表2所示。

图5给出了镍基粉末高温合金经蠕变变形断裂后断口附近的晶粒组织。可以看出，无Ta合金裂纹萌生在晶粒间，裂纹沿晶界延伸扩展，晶粒未发生明显变形；Ta含量为1.2%时，同样发生裂纹沿晶界扩展，长度变短，晶粒沿拉伸方向伸长；2.4%Ta含量的合金，裂纹在某些晶界处萌生，裂纹扩展很慢，晶粒沿拉伸方向有明显变形；当合金Ta含量增加到3.6%和4.8%时，裂纹萌生后无明显延伸，阻止于三角晶界处，尤其是4.8%Ta含量合金明显沿晶界发生脆断，而无明显裂纹延伸痕迹，晶粒几乎没有变形。

图6给出了不同Ta含量镍基粉末高温合金经蠕变变形断裂后的断口形貌。可以看出，无Ta合金的主要断裂形式为晶间断裂，断口由许多结晶状颗粒构成，呈沿晶断裂的脆性断口；随着Ta含量的增加，合金断口形貌发生变化，断裂形式发生改变，Ta含量为1.2%时，断口上出现许多舌头状和河流状花样，沿晶断裂呈连续性，属于半脆性准解理断口；Ta含量为2.4%时合金具有纤维状塑性断口的宏观特征，断口呈暗灰色，无金属光泽，看不到颗粒状形貌组织，有很多韧窝，断裂前出现一定的变形；当合金Ta含量增加到3.6%时，合金断口表面有许多类似河流状的条纹，相当于解理面上的台阶，不同水平面上，解理面联通起来形成粗大断裂面，能穿过许多晶界，属于半脆性断口；Ta含量进一步增加到4.8%时，合金断裂形式表现为沿晶断裂，断口表面显现高低不平，单元尺寸较小，裂纹扩展快，为脆性断裂。

图7给出了不同Ta含量镍基粉末高温合金蠕变断裂后断口附近的γ'相形貌和被滑移位错剪切的γ'相形态。在无Ta合金中(图7a1)，二次γ'相呈似圆形状，小尺寸三次γ'相分布在二次γ'相间，可明显看到滑移位错剪切γ'相留下的剪切痕迹(图7a2)；在1.2%Ta含量合金中二次γ'相尺寸增大，形状不规则，三次γ'相数量增多，尺寸增大，并发现二次和三次γ'相均被滑移位错剪切(如图7b2中箭头所示)；合金Ta含量为2.4%时，二次γ'相形态发生失稳，分裂呈八重立方体组态，并与部分长大的三次γ'相尺寸相当，观察到沿变形方向γ'相均被滑移位错剪切(如图7c2中箭头所示)；合金Ta含量为3.6%时，断口附近的γ'相形态变化很大，晶内二次γ'相尺寸增大，滑移位错剪切二次和三次γ'相，更加明显(如图7d2中箭头所示)；当Ta含量增加到4.8%时，晶内的二次γ'相呈八重立方体组态，沿着拉伸变形方向排列，二次和三次γ'相均被位错剪切或被重复剪切(如图7e2中箭头所示)。以上实验结果表明，不同Ta含量合金尽管γ'相尺寸和形态不同，但均被滑移位错剪切形变机制所控制。

图8给出了蠕变断裂后镍基粉末高温合金显微组织的TEM像。

从前文可知，合金中添加Ta元素可有效降低层错能。首先，无Ta合金层错能高(36.44 mJ/m²)，在此情况下，在蠕变初始阶段，蠕变应变较小，观察到滑移位错的a/2<110>全位错被阻止在γ/γ'内界面处，发生位错堆积，位错不能分解成为不全位错，所以也无法剪切γ'相。在蠕变高应力下，一些a/2<110>全位错通过Orawan弓弯模式绕过γ'相留下位错环或者通过γ'相形成反相畴界(APB) (图8b)。当合金中Ta含量增加到1.2%~3.6%，合金层错能由33.75 mJ/m²降至17.30 mJ/m²，由于层错能明显降低，全位错在进入γ'相前发生分解，产生2个a/6<112> Shockley不全位错^[19]，由于不全位错Burgers矢量模不等于点阵平移矢量模，具有较小的Burgers矢量模，剪切γ'相需要较小应力，能够进入γ'相内，在其两侧必然产生原子错排，形成高密度的超点阵内禀层错(SISF)或超点阵外禀层错(SESF)和扩展层错(ESF)，如图8c、e和g显示出在蠕变第2、3阶段观察到的位错组态，随着蠕变速率不断增大，a/6<112> Shockley不全位错相继在不同{111}滑移面上移动，形成层错，并穿过γ'和γ相，彼此相接形成ESF几率增大，孪晶体积分数也增加，TEM相应的选区电子衍射图像可明显观察到孪生双衍射斑点，如图8d、f和h中插图所示。低层错能合金(4.8%Ta)，从蠕变开始阶段显微组织就出现不同的特征，由于层错能很低(16.28 mJ/m²)，不全位错更易剪切γ'相，形成大量SISF和ESF (图8i中箭头所示)，当蠕变进入第2、3阶段，后期蠕变速率增大，在γ'相内形成高密度SISF或SESF，并不断穿过γ'和γ相伸长扩展，大量层错相互交结(图8j中箭头所示)，在此情况下没有观察到在γ'/γ相界面全位错被堆积，也没有观察到形变孪晶的形成，合金塑性变形困难，蠕变形变速率降低，蠕变性能减低。

不同Ta含量合金在750℃、600 MPa条件下高温断裂过程中显微组织变化特征表明，在蠕变过程中，沿拉伸方向晶粒稍有变形，而各合金晶粒尺寸变化不大，晶粒尺寸较稳定。其次，在蠕变过程中随着Ta含量增加，合金中二次γ'相向蝶状形貌转变时尺寸有所增大，发生失稳；γ'相分裂完成后呈现低能量状态的八重立方体形态，分裂后的γ'相尺寸减小，处于低能状态，提高γ'相在热时效后的稳定性^[5,20]，并发现随着Ta含量增加，合金中三次γ'相数量增多，有利于提高合金蠕变抗力。

如前文实验结果所示，在无Ta和低Ta高层错能合金中，基体全位错a/2<110>滑移被阻止在γ/γ'内界面处，位错分解困难，位错进入γ'相形成APB(如图8b中箭头所示)或只能通过Orawan机制环绕过γ'相，合金强度升高，所以合金蠕变变形机理为Orawan位错环和APB剪切机制为主；当合金中Ta含量为2.4%和3.6%时，合金层错能降低，蠕变第2、3阶段全位错在γ/γ'内界面受阻，全位错发生分解，形成a/6<112> Shockley不全位错，开始剪切γ'相，在γ'相内形成SISF或SESF，并且通过γ基体剪切γ'相形成ESF，进而ESF转化为变形孪晶，在此情况下，蠕变速率减小，蠕变变形机制以形变孪晶和层错共存的强化机制为主，这有效地阻止位错滑移，从而提高合金强韧性；合金中加入4.8%Ta时，合金层错能显著降低，全位错更易发生分解，形成a/6<112> Shockley不全位错剪切γ'相形成更多层错和ESF，并相互交错而看不到形变孪晶的形成，由于交结扩展层错宽度不断增加，使位错交叉滑移阻力增大，合金强度升高，合金塑性变形困难，此时蠕变形变主要由位错剪切二次γ'相形成层错和扩展层错强化机制控制，蠕变速率降低，蠕变寿命缩短。

有很多研究^[19,21~27]从理论假设和实验证明方面解释蠕变变形中孪晶形成机理，本工作在Ta含量为1.2%~3.6%合金中观察到层错向形变孪晶转化的实验结果(图8c~h)。

Christian和Mahajan^[22]研究指出，在有序超点阵结构合金中形变诱发孪晶的形成与层错密切相关，合金中出现层错是形变组织的显著特点。本工作结果也表明，随着合金中Ta含量增加，合金层错能降低，显微组织中不全位错剪切γ'相形成层错的几率变大，在{111}滑移面上形成形变孪晶的几率也变大。TEM观察显示形变孪晶体积分数增加(图8h)，这就说明层错的形成可以是形变孪晶形成的先驱状态。Koble^[21]提出形变微孪晶形成的过程与层错产生机理相关，在有序合金中全位错a/2<110>在同一滑移面上发生分解形成2个a/6<112> Shockley不全位错，2个不全位错先后在不同{111}滑移面上剪切γ'相形成具有高能的2层复杂层错(CSF)，并会使晶体晶面发生畸变，促使这些晶面上的原子脱离原先点阵，这2层层错具有伪孪晶结构，如果Shockley不全位错缓慢的剪切γ'相(合金层错能低)，经过Al、Ti原子间扩散发生原子重新排列，消耗层错能，最终形成真形变微孪晶^[26]，由于形变孪晶可以产生大量共格孪晶界面，可以减少位错移动的平均自由程，增加位错移动阻力，降低蠕变应变速率，提高蠕变抗力。

(1) 镍基粉末高温合金中加入不同含量Ta对合金晶粒尺寸影响不大，二次γ'相形态、尺寸有明显变化，随Ta含量的增加，二次γ'相形态由椭圆形向蝶形转化，尺寸增大，形态发生失稳，发生分裂后的γ'相呈现低能状态的八重立方体形态，稳定性提高，并促进三次γ'相析出。

(2) 随着镍基粉末高温合金中Ta含量的增加，合金层错能呈非线性降低，含Ta合金由于具有不同层错能，影响蠕变各变形阶段的变形行为和位错组态。

(3) 当镍基粉末高温合金Ta含量为2.4%和3.6%时，随着合金层错能的降低，提高形成不全位错剪切γ'相形成层错能力，促进层错向形变孪晶转化，有效改善合金蠕变性能。