第三代镍基单晶高温合金760 ℃蠕变行为及其微观变形机制

Creep behavior and microscopic deformation mechanism of third-generation Ni-based single crystal superalloy at 760 ℃

摘要

通过分析第三代镍基单晶高温合金在760 ℃下的蠕变变形行为，并对其微观组织演变和位错组态进行表征，研究高温合金在760 ℃下的蠕变变形机制。结果表明：在760 ℃下合金蠕变变形机制主要为位错剪切进入γ′相，在蠕变初期，γ′相内位错分解的主要形式为肖克利不全位错+堆垛层错。不同｛111｝面的堆垛层错可以相互反应，形成Lomer-Cottrell （L-C）位错锁。在蠕变后期，a〈011〉型超位错大量剪切进入γ′相内，超位错可以从｛111｝面交滑移到｛001｝面形成具有非平面结构的Kear-Wilsdorf （K-W）锁。合金蠕变过程中，L-C锁和K-W锁的形成阻碍位错运动，使得合金的蠕变抗力获得提高。

Abstract

The creep deformation mechanism of the superalloy at 760 ℃ is investigated by analyzing the creep deformation behavior of a third-generation nickel-based single crystal superalloy at 760 ℃ and characterizing its microstructural evolution and dislocation configurations. The results show that the primary creep deformation mechanism at 760 ℃ is the shearing of dislocations into the γ′ phase. In the initial creep stage， the predominant form of dislocation dissociation within the γ′ phase involves Shockley partial dislocations coupled with stacking faults. Stacking faults on different ｛111｝ planes can interact with each other， forming Lomer-Cottrell （L-C） dislocation locks. During the later creep stage， a large number of a〈011〉 superdislocations shear into the γ′ phase， and these superdislocations can cross-slip from ｛111｝ planes onto ｛001｝ planes， forming Kear-Wilsdorf （K-W） locks with non-planar structures. Throughout the creep process， the formation of both L-C locks and K-W locks impedes dislocation motion， thereby enhancing the creep resistance of the superalloy.

Graphical abstract

关键词

镍基单晶高温合金 / 蠕变 / 变形机制 / 位错组态

Key words

Ni-based single crystal superalloy / creep / deformation mechanism / dislocation configuration

镍基单晶高温合金凭借其优异的综合性能成为航空发动机和燃气轮机涡轮叶片的首选材料^［1］。随着发动机推重比不断提高，涡轮前燃气温度也持续升高，对涡轮叶片材料的承温能力提出了更高的要求。而蠕变损伤则是涡轮叶片的主要失效形式之一。相较于第二代镍基单晶高温合金，第三代镍基单晶高温合金中的Re元素含量增加。相关研究表明，难熔元素Re可以抑制合金中其他元素的扩散速率，有效提高合金的蠕变抗力^［2-5］。此外，Re元素含量的提高也会导致合金在>1000 ℃的高温下析出拓扑密排相，影响合金的蠕变性能^［6］。

在蠕变过程中，合金的变形机制与位错运动密切相关。在初始蠕变阶段，γ基体中的位错密度开始逐渐增加，形成界面位错网络阻碍位错剪切进入γ′相中，因此导致蠕变速率下降^［7-11］。通过与界面位错网耦合，掺入Re、Cr和Co等难熔元素能够减缓稳定蠕变阶段的蠕变速率^［12］。例如，Li等^［13］研究发现Re元素会在γ/γ′界面和位错网核心处偏析，稳定位错网结构并阻止位错剪切进入γ′相内，提高了合金的蠕变阻力。随着蠕变进行，位错剪切进入γ′相中并发生分解反应。Tian等^［14］对于含有2%（质量分数，下同）Re的镍基单晶高温合金的研究发现，在760 ℃下蠕变时剪切进入γ′相的位错分解为堆垛层错（stacking fault，SF）＋〈112〉不全位错组合，而在1070 ℃下则未观察到堆垛层错出现。研究表明：Re元素会导致合金层错能的降低，而Re元素的增加则会影响到合金内堆垛层错的出现和运动^［15］。由此可知，位错运动受到温度、应力和化学成分的影响。此外，位错剪切进入γ′相时也可能形成Kear-Wilsdorf（K-W）锁和K-W锁与反相畴界（anti-phase boundary，APB）相结合的位错组态，可以有效增加合金的变形阻力^［16-20］。上述研究大多针对第一代和第二代高温合金。随着含有更高含量的难熔元素Re的第三代镍基单晶高温合金的出现，深入解析其变形机制变得至关重要。

本工作针对第三代镍基单晶高温合金在760 ℃下的高温蠕变变形行为，采用微观分析手段研究合金蠕变过程中的微观组织和位错组态演化过程，分析合金蠕变过程中的塑性变形机制，以完善合金的高温蠕变变形理论。

1 实验材料与方法

采用第三代镍基单晶高温合金开展蠕变行为研究，合金中的Re含量为4.5%，包括W、Mo、Ta、Re和Nb等难熔元素的总含量为20.5%，其化学成分列于表1中。采用螺旋选晶法在真空感应定向凝固炉中制备［001］取向的单晶试棒，通过背反射劳埃法检测并选择［001］结晶取向与试样主应力轴偏角在5°以内的试棒。合金的热处理制度为1340 ℃/6 h/空冷+ 1120 ℃/4 h/空冷+870 ℃/32 h/空冷，以控制γ′相沉淀的形态和体积。经过完全热处理后，将单晶试棒加工成拉伸蠕变试样，试样示意图如图1所示，试样的工作段长度为50 mm，直径为10 mm。

根据ASTM E139-11，在760 ℃/820 MPa的拉伸载荷下进行蠕变实验。蠕变测试机为RD-100蠕变/断裂试验机。此外，还进行了760 ℃/820 MPa条件下蠕变2、10 h和50 h的中断实验。采用Quanta FEG 450扫描电子显微镜（scanning electron microscopes，SEM）对合金在不同蠕变时长后的微观组织进行观察。分别从蠕变中断试样的工作段中部和断裂后蠕变试样距断口3 mm处沿合金晶体组织的（100）面切取试样，观察平面为经过试样轴线的纵剖面，并通过抛光和金相腐蚀后再进行观察。从蠕变中断实验的试样工作段中部沿着与试样轴线成45°夹角方向切取用于透射电子显微镜（transmission electron microscopes，TEM）观察的薄膜试样，经过金相砂纸磨削至50 μm厚度后，由10%高氯酸和90%无水乙醇组成的电解液进行双喷电解抛光。合金的微观组织形貌和位错组态演化采用JEM-2010F TEM电镜进行观察，通过双光束动力学条件对合金的位错组态进行衍射衬度分析。

2 实验结果与分析

2.1 宏观蠕变性能

镍基单晶高温合金在760 ℃/820 MPa下的蠕变曲线和蠕变速率曲线如图2所示。合金在不同应力条件下的蠕变数据如表2所示。根据蠕变曲线对合金的蠕变变形特征进行分析发现：合金在760 ℃/820 MPa下的蠕变表现出典型的初始、稳态、加速3个阶段特征。在初始蠕变阶段，合金在加载时的瞬间应变量较大，发生较高的塑性变形，应变量达到5%以上，初始蠕变阶段的持续时间较短。随后，合金进入稳态蠕变阶段，其稳态蠕变速率为1.762\times {\mathrm{10}}^{-\mathrm{7}}{\mathrm{s}}^{-\mathrm{1}}，同时具有较长的持续时间。随着蠕变持续发展，合金进入加速蠕变阶段，其蠕变速率迅速增大直至发生断裂。

2.2 微观组织和位错组态

合金经过完全热处理的组织形貌如图3（a）所示，可以看出，立方体的γ′相以共格形式均匀地嵌镶在γ基体内，其中γ′相的平均尺寸为400 nm，其体积分数约为68%，基体γ相通道平均宽度约为56 nm。合金在蠕变不同时长后的微观组织形貌如图3（b）~（e）所示。由图可见，在760 ℃/820 MPa的蠕变过程中，立方体的γ′相组织形貌没有发生明显的变化。在蠕变2、10 h和50 h后，γ′相沿与应力垂直方向的平均宽度增长至456、511 nm和567 nm。而在蠕变断裂后合金的组织形貌如图3（e）所示，在760 ℃条件下，合金中的γ′相尺寸有所增长，在与应力垂直方向的γ′相平均宽度增长至644 nm，与应力平行方向的γ′相平均宽度为417 nm。

合金在760 ℃/820 MPa下经历不同蠕变时间的微观组织形貌如图4所示，TEM观察方向为［011］晶体方向，试样的观察截面如图4（a）所示。合金在蠕变2 h后的组织形貌如图4（b）所示，此时合金处于初始蠕变阶段，大量位错在基体通道内滑移并发生堆积，形成位错缠结，如图4（b）中白色虚线方框区域所示；同时可以观察到在蠕变初期基体γ相位错剪切进入γ′相内形成堆垛层错，图4中白色与黑色箭头所指示的层错形貌特征不同，分别对应于在不同｛111｝滑移面上激活的堆垛层错。蠕变10 h后，合金处于从蠕变第一阶段到稳态蠕变阶段的过渡阶段，如图4（c）所示，不全位错剪切进入γ′相，在γ′相内形成大量的堆垛层错。同时，也可以在γ′相中观察到a［011］超位错剪切进入γ′相，如图4中橙色箭头指示。在蠕变50 h后，合金进入稳态蠕变阶段，大量位错剪切进入γ′相内，堆垛层错的数量则受位错运动的影响而减少，如图4（d）所示。

合金在760 ℃/820 MPa蠕变2 h后不同双光束干涉条件下的位错组态如图5所示。可以看出，合金的γ′相内出现了位错以及堆垛层错的位错组态。将剪切进入γ′相的位错分别以编号A~D标注，对其进行分析。由图可见，位错A在衍射矢量 g = ［\overline{\mathrm{2}}\mathrm{00}］时衬度消失，而当 g = ［\overline{\mathrm{1}}\mathrm{1}\overline{\mathrm{1}}］和 g = ［\overline{\mathrm{1}}\overline{\mathrm{1}}\mathrm{1}］时，位错A显示衬度。根据\mathit{b}\bullet \mathit{g}=\mathrm{0} 或\mathit{b}\bullet \mathit{g}=\pm \mathrm{2}/\mathrm{3}位错不可见判据^［14］，可以确定位错A是柏氏矢量{\mathit{b}}_{\mathrm{A}}= a/\mathrm{6}［\mathrm{2}\overline{\mathrm{1}}\mathrm{1}］的肖克利不全位错。位错B则在衍射矢量 g = ［\overline{\mathrm{1}}\overline{\mathrm{1}}\mathrm{1}］和 g = ［0\overline{\mathrm{2}}\mathrm{2}］时衬度消失，而当 g = ［\overline{\mathrm{1}}\mathrm{1}\overline{\mathrm{1}}］和 g = ［\overline{\mathrm{2}}\mathrm{00}］时，位错B显示衬度。由此可以推断位错B为柏氏矢量{\mathit{b}}_{\mathrm{B}}=a/\mathrm{6}［\mathrm{112}］的肖克利不全位错。这表明γ相内位错剪切进入γ′相时，在\left(\mathrm{11}\overline{\mathrm{1}}\right)面发生分解形成两条肖克利不全位错，并在两条不全位错之间形成堆垛层错。

同时，位错C和位错D是剪切进入γ′相的超位错。其中，位错C在衍射矢量 g = ［\overline{\mathrm{1}}\mathrm{1}\overline{\mathrm{1}}］和 g = ［\overline{\mathrm{2}}\mathrm{00}］时衬度消失，当衍射矢量 g = ［\overline{\mathrm{1}}\overline{\mathrm{1}}\mathrm{1}］和 g = ［\mathrm{0}\overline{\mathrm{2}}\mathrm{2}］时则显示出衬度。根据\mathit{b}\bullet \mathit{g}=\mathrm{0} 或\mathit{b}\bullet \mathit{g}=\pm \mathrm{2}/\mathrm{3}位错不可见判据^［14］，可以确定位错C的柏氏矢量{\mathit{b}}_{\mathrm{C}}= a［\mathrm{011}］。而位错D在衍射矢量 g = ［\overline{\mathrm{1}}\mathrm{1}\overline{\mathrm{1}}］和 g= ［\overline{\mathrm{1}}\overline{\mathrm{1}}\mathrm{1}］时衬度消失，当衍射矢量 g = ［\overline{\mathrm{2}}\mathrm{00}］显示出衬度，则可以确定位错D的柏氏矢量{\mathit{b}}_{\mathrm{D}}= a［\mathrm{011}］。此外，由于位错C和位错D的线矢量分别为{\mathit{\mu }}_{\mathrm{C}}=[\mathrm{0}\overline{\mathrm{2}}\mathrm{2}]和{\mathit{\mu }}_{\mathrm{D}}=[\overline{\mathrm{2}}\overline{\mathrm{1}}\mathrm{1}]，根据\mathit{b}\times \mathit{\mu }，可以确定位错C和位错D的滑移面分别为(\mathrm{100})和(\mathrm{1}\overline{\mathrm{1}}\mathrm{1})面。这表明在760 ℃下γ相内位错也可以a［\mathrm{011}］超位错的形式剪切进入γ′相。

观察图4中黑色箭头指示的堆垛层错，可以看到其具有很小的宽度，并且没有表现出明显的明暗相间的对比条纹特征。因此选取图6中编号为区域E和区域F的堆垛层错进行分析。如图6（a）所示，当衍射矢量\mathit{g}=[\overline{\mathrm{1}}\mathrm{1}\overline{\mathrm{1}}]时，区域E和区域F处的堆垛层错表现为不可见。而当衍射矢量\mathit{g}=[\overline{\mathrm{2}}\mathrm{00}]和\mathit{g}=[\overline{\mathrm{1}}\overline{\mathrm{1}}\mathrm{1}]时，可以在放大图中观察到堆垛层错的明暗条纹对比。在衍射矢量分别为\mathit{g}=[\overline{\mathrm{2}}\mathrm{00}]和\mathit{g}=[\overline{\mathrm{1}}\overline{\mathrm{1}}\mathrm{1}]时，堆垛层错的领先位错G表现出完全不同的方向。因此，可以推断区域E和区域F中堆垛层错为（\overline{\mathrm{1}}\mathrm{1}\overline{\mathrm{1}}）面上的层错。当TEM的入射方向为［011］方向时，由于（\overline{\mathrm{1}}\mathrm{1}\overline{\mathrm{1}}）面的法线方向与［011］方向相垂直，因此沿［011］方向观察时，（\overline{\mathrm{1}}\mathrm{1}\overline{\mathrm{1}}）面上的位错不可见。而在不同的双光束条件下，观察角度发生倾转，（\overline{\mathrm{1}}\mathrm{1}\overline{\mathrm{1}}）面的位错出现并表现出完全不同的方向。此外，在图6（e）中，可以观察到在堆垛层错中部出现了位错H，即在不同晶体方向的堆垛层错相互反应形成Lomer-Cottrell（L-C）位错锁。

合金经760 ℃/820 MPa蠕变50 h后的位错形貌如图7所示，可以看到，在γ相内存在高密度的位错，形成位错缠结。而在γ′相内，也有大量位错以超位错的形式剪切进入γ′相，这些超位错在剪切进入γ′相后形成如橙色箭头所标注的弯曲位错，大量的弯曲位错表明在760 ℃下位错发生交滑移的可能性极高。从图7还可以观察到，在γ′相内部由黑色箭头所标注的不同方向的堆垛层错，特别是在虚线圆框中可以看到两种不同方向的堆垛层错相交。由此可知，合金在760 ℃下的硬化机制主要是堆垛层错之间的相互作用。

3 分析与讨论

3.1 蠕变中位错组态演化和变形机制分析

单晶合金中的γ相和γ′相均为面心立方结构，易滑移面为｛111｝面。在高温蠕变期间，合金中激活的位错首先在｛111｝面滑移。在760 ℃下合金蠕变初期，可以观察到基体γ相内形成高密度的位错缠结。由于合金中以共格方式嵌镶在γ基体内的γ′相具有略小于γ基体的晶格常数，导致两者之间存在错配应力。当γ基体的蠕变位错沿｛111｝滑移面〈011〉方向滑移到γ/γ′相界面时，错配应力阻碍γ基体位错剪切进入γ′相，导致位错在γ/γ′相界面处塞积形成位错网络。随着蠕变的进行，高密度的界面位错网络会导致应力集中，使得位错剪切进入γ′相。在蠕变第一阶段，合金的变形机制主要表现在位错在γ基体中的滑移和a/2［011］超位错剪切进入γ′相。根据2.2节中的位错衍衬分析可以推断，在760 ℃下a/2［101］位错剪切进入γ′相发生分解反应，生成不全位错a/\mathrm{6}\left[\mathrm{2}\overline{\mathrm{1}}\mathrm{1}\right]和a/\mathrm{6}\left[\mathrm{112}\right]及复杂堆垛层错（complex stacking fault，CSF）的位错组态，反应分解式如下：

a/\mathrm{2}{\left[\mathrm{101}\right]}_{\mathrm{\gamma }}\to a/\mathrm{6}{\left[\mathrm{112}\right]}_{{\mathrm{\gamma }}^{\mathrm{\text{'}}}/\mathrm{\gamma }}+\mathrm{C}\mathrm{S}\mathrm{F}+a/\mathrm{6}{\left[\mathrm{2}\overline{\mathrm{1}}\mathrm{1}\right]}_{{\mathrm{\gamma }}^{\mathrm{\text{'}}}}（1）

这是由于在760 ℃条件下合金γ′相内的层错能较低，使得剪切进入L1₂型晶格γ′相的位错分解为不全位错+SF的位错组态。而这种γ′相中超位错分解具有多种形式，除了式（1）所描述的分解形式外，还可能以a/2［\overline{\mathrm{1}}\mathrm{10}］位错剪切进入γ′相，分解形成肖克利不全位错a/3［\overline{\mathrm{2}}\mathrm{11}］和不全位错a/\mathrm{6}[\mathrm{11}\overline{\mathrm{2}}]及内禀型超晶格堆垛层错（superlattice intrinsic stacking fault，SISF）的位错组态^［1］。位错分解的反应式可以表示为：

a/\mathrm{2}{\left[\overline{\mathrm{1}}\mathrm{10}\right]}_{\mathrm{\gamma }}\to a/\mathrm{6}{[\mathrm{11}\overline{\mathrm{2}}]}_{{\mathrm{\gamma }}^{\mathrm{\text{'}}}/\mathrm{\gamma }}+\mathrm{S}\mathrm{I}\mathrm{S}\mathrm{F}+a/\mathrm{3}{[\overline{\mathrm{2}}\mathrm{11}]}_{{\mathrm{\gamma }}^{\mathrm{\text{'}}}}（2）

在760 ℃条件下，不同滑移系上的堆垛层错也会发生反应。图8为γ′相内L-C锁TEM形貌及其示意图。如图8所示，扩展位错在（111）面和（\mathrm{11}\overline{\mathrm{1}}）面上滑移，当（111） 面上扩展位错中的a/\mathrm{6}[\overline{\mathrm{1}}\mathrm{2}\overline{\mathrm{1}}]不全位错与（\mathrm{11}\overline{\mathrm{1}}）面上扩展位错中a/\mathrm{6}[\mathrm{2}\overline{\mathrm{1}}\mathrm{1}]不全位错反应，形成a/6［110］位错，其反应式如下所示：

a/\mathrm{6}{[\mathrm{2}\overline{\mathrm{1}}\mathrm{1}]}_{{\mathrm{\gamma }}^{\mathrm{\text{'}}}}+a/\mathrm{6}{[\overline{\mathrm{1}}\mathrm{2}\overline{\mathrm{1}}]}_{{\mathrm{\gamma }}^{\mathrm{\text{'}}}}\to a/\mathrm{6}{[\mathrm{110}]}_{{\mathrm{\gamma }}^{\mathrm{\text{'}}}}（3）

位错反应形成的a/6［110］位错是纯刃型位错，其滑移面为（001）滑移面。对于面心立方结构的镍基单晶高温合金，（001）面并非其易滑移面。a/6［110］位错在高温条件下难以通过滑移的方式进行运动，只能以攀移的方式进行运动。由于这种位错与层错相连，若进行攀移则将离开层错面，使得攀移不可进行，因此，这是一种不可动的位错。这种形成于不同｛111｝面之间，包含1个a/6［110］位错、2个层错和2个柏氏矢量分别为a/\mathrm{6}[\overline{\mathrm{1}}\mathrm{2}\overline{\mathrm{1}}]和a/\mathrm{6}[\mathrm{2}\overline{\mathrm{1}}\mathrm{1}]的不全位错的位错组态，称为L-C位错锁，也称为压杆位错。这种位错组态可阻碍位错运动，提高合金的蠕变抗力。

在进入稳态蠕变阶段后，位错继续剪切进入γ′相内。由于合金内位错密度的提高，相内位错反应的数量增加。尽管具有FCC晶体结构的镍基单晶高温合金中的γ相和γ′相的易滑移面为｛111｝面，但是可以观察到位错由｛111｝面交滑移至｛001｝面，如图5中位错C和图7中弯曲位错所示。当位错由｛111｝面交滑移至｛001｝面时，可形成具有非平面结构的K-W锁^［21］。这种位错组态可以抑制位错的滑移和交滑移，进一步提高合金在高温下的蠕变抗力。

3.2 合金蠕变阻力增强的影响因素

合金在980 ℃/300 MPa和1170 ℃/100 MPa下的稳态蠕变阶段微观组织与位错组态如图9所示。在980 ℃/300 MPa下，合金的蠕变断裂寿命为185 h，稳态蠕变速率为0.047\times {\mathrm{10}}^{-\mathrm{7}}{\mathrm{s}}^{-\mathrm{1}}^［22］；而在1170 ℃/100 MPa下，合金的蠕变断裂寿命为134 h，稳态蠕变速率为0.122\times {\mathrm{10}}^{-\mathrm{7}}{\mathrm{s}}^{-\mathrm{1}}^［6］。对比合金在760 ℃下和其他温度下的微观组织，可以发现在760 ℃下，合金的γ′相形状没有发生明显的变化；在更高温度下，合金的γ′相则发生明显的筏化。而对于位错组态，在760 ℃下合金的位错演化机制主要表现为：在蠕变的初期位错在基体γ相内形成高密度的位错缠结，同时大量的位错剪切进入γ′相，分解形成不全位错+堆垛层错的位错组态。γ′相中大量的堆垛层错相互反应形成L-C锁，可以显著提高合金的蠕变阻力。而在980 ℃和1170 ℃下，直至稳态蠕变阶段，合金内的位错主要在基体γ相内运动，只有少量位错以超位错和不全位错+APB的形式剪切进入γ′相。这是由于合金的层错能和APB能受到温度的影响，在760 ℃下合金具有较低的层错能和较高的APB能。随着温度的提高，合金的层错能逐渐提高，而APB能逐渐降低。这种能量变化使得在980 ℃和1170 ℃下位错优先以不全位错+ APB的形式剪切进入γ′相内，而非形成堆垛层错^{［14，23］}。

相比于其他镍基单晶高温合金，本工作中第三代镍基单晶高温合金在蠕变初期的变形机制和位错演化规律十分相似。大量的位错在基体缠结，剪切进入γ′相后形成不全位错+堆垛层错的位错组态^［24-25］。不同之处在于，相比于其他合金，本工作所用合金蠕变至稳态后，合金内位错继续剪切进入γ′相，出现大量γ′相内的弯曲位错，这表明γ′相内的位错发生交滑移，提高了形成K-W锁的可能性，从而有助于提高合金的蠕变阻力。相比于第二代镍基单晶高温合金，第三代镍基单晶高温合金具有更高的Re元素含量，这使得其表现出更加优异的拉伸和蠕变性能^［3］。这是由于Re元素主要聚集在γ相中，其含量的提高可以降低合金内部其他元素的扩散速率，使得合金微观组织的稳定性获得提高，从而有效提高合金的抗蠕变性能^［2，4］。Re元素可以稳定界面位错网并且在γ/γ′两相界面处偏析，阻止位错剪切进入γ′相^［13］。同时，Re元素可以降低合金的层错能^［14-15］，使得剪切进入γ′相的堆垛层错的层宽增加，难以通过交滑移的方式继续运动，并且更容易形成L-C锁，从而提高合金的抗蠕变性能。

4 结论

（1）镍基单晶高温合金在760 ℃下的高温蠕变表现为在蠕变初期具有较大的塑性变形，而后进入相对时间较长的稳态蠕变阶段。在蠕变过程中，γ′相的尺寸增大，形貌没有发生明显变化。

（2）对于镍基单晶高温合金760 ℃时的蠕变变形，在蠕变初期表现为位错在基体内滑移并大量增殖，高密度位错在基体内形成位错缠结，同时大量位错剪切进入γ′相，分解为肖克利不全位错+堆垛层错的位错组态，不同｛111｝面的堆垛层错可以相互反应，形成L-C位错锁。

（3）在蠕变后期，a〈011〉型超位错大量剪切进入γ′相内，并且随着位错密度的提高，超位错从｛111｝面交滑移到｛001｝面的可能性也大大提高，形成具有非平面结构的K-W锁。合金蠕变过程中，L-C锁和K-W锁的形成阻碍了位错运动，使得合金的蠕变抗力获得提高。

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