本研究將 CM247LC 鎳基超合金進行單方向凝固鑄造(DS)後，使用 EPMA 之 Mapping 功能進行元素分布分析，其結果如圖 4-4 所示，檢測結果顯示 Ta、
W、Ti 以及 Hf 等元素偏析於樹枝狀晶周圍，而 Cr、Ni、Co 及 Al 等元素則是 約為 69%，而添加 0.5、1、1.5、2wt.%AI 之合金較大則分別約為 72、78、85、
88%如圖 4-13、4-14、4-15、4-16，可以發現隨著 Al 的添加，合金之 γ'強化
相的體積分率有明顯提升，有文獻提出添加 Al 元素會使得超合金的元素趨勢 (Element partitioning)特性傾向 γ'析出相[32]；此外可以發現在添加 0.5wt.%Al 之合金其 γ'析出相大小較 CM247LC 更一致且有序的排列如圖 4-13 其中 γ'相
Al 則呈現一斜線，由此可知此合金在潛變過程中很快地進入第二階段，而第
1.18-1.53 μm 如圖 4-24、4-25、4-26，可以發現其中添加 0.5wt.%Al 之合金因 為有大小最一致且有序排列的γ'相，在越緊密的 γ'相會因為擴散距離降低進而
疊差(stacking fault)、糾結差排(dislocation tangle)、差排環(orowan looping)、
剪切差排對(dislocation-pair sfearing)、cross-slip 和差排爬升(dislocation climb) 等。如果提供適當的應力範圍值，則可以形成另一種機制，如 cutting 或者是 繞過γ'析出相沿著周圍形成差排環。
當潛變穩定階段時γ'相顆粒會開始合併形成較大尺寸的竹筏型態之γ'相，
而差排移動加速，移動至 γ 與 γ'相的界面會受到阻礙開始堆積在此，圖 4-27 為簡易的差排堆積示意圖，以下再以 TEM 觀察加以陳述。如圖 4-28 為 CM247LC 與添加 0.5wt.%Al 之合金差排觀察，皆以在 g vector<200>方向進行 觀察，在圖 4-28(c)(d)中，可以看到有大量的差排網(network)堆積在 γ/γ'的界 面上，其中也有差排對(dislocation-pair)切過(cutting) γ'相。而在圖 4-29 添加 1wt.%與 1.5wt.%Al 之合金 TEM 圖上觀察，可以發現因為添加 1wt.%與 1.5wt.%Al 之合金因γ'顆粒大小差異較大，有顯著的差排堆積在 γ 通道上(如圖 4-29(c)(d)中)，也是造成潛變壽命較短的主要原因。
圖 4-1 單方向凝固鑄造試棒剖面觀察
圖 4-2(A)單方向凝固試棒縱切面(B)傳統鑄造試棒縱切面
晶
粒
成
長
方
向
圖 4-3 單方向凝固鑄造 EBSD 分析
圖 4-4 EPMA 之 Mapping 分析圖
圖 4-5 單方向凝固後的樹枝狀晶結構
圖 4-6 DS 後試棒上的γ/γ'共晶相
圖 4-7 DS 後 γ'析出強化相之觀察
圖 4-8 添加 0.5wt.%合金之 DS 微觀觀察
圖4-9 添 1wt.%合金之 DS 微觀觀察
圖 4-10 添加 1.5wt.%合金之 DS 微觀觀察
圖 4-11 添加 2wt.%合金之 DS 微觀觀察
圖 4-12CM247LC 經過熱處理後之觀察
圖 4-13 添加 0.5wt.%合金之熱處理後微觀觀察
圖 4-14 添加 1wt.%合金之熱處理後微觀觀察
圖 4-15 添加 1.5wt.%合金之熱處理後微觀觀察
圖 4-16 添加 2wt.%合金之熱處理後微觀觀察
圖 4-17 高溫潛變曲線比較圖
圖 4-18 應變率對應潛變率的潛變比較曲線 CM247LC
+0.5wt.%Al +1wt.%Al +1.5wt.%Al
圖 4-19 CM247LC 高溫潛變後破斷面觀察
圖 4-20 添加 0.5wt.%Al 之合金高溫潛變後破斷面觀察
圖 4-21 添加 1wt.%Al 之合金高溫潛變後破斷面觀察
圖 4-22 添加 1.5wt.%Al 之合金高溫潛變後破斷面觀察
圖 4-23 CM247LC 之 Rafting 觀察
圖 4-24 添加 0.5wt.%Al 合金之 Rafting 觀察
圖 4-25 添加 1wt.%Al 合金之 Rafting 觀察
圖 4-26 添加 1.5wt.%Al 合金之 Rafting 觀察
圖 4-27 潛變後差排分佈示意圖
圖 4-28 CM247LC 與添加 0.5wt.%Al 之合金不同 g vector 差排觀察 (a)(b)g=<200> (c)(d)晶粒內部差排分布
圖 4-29 添加 1wt.%與 1.5wt.%Al 之合金不同 g vector 差排觀察 (a)(b)g=<200> (c)(d)晶粒內部差排分布