本文采用Ru含量不同的两种镍基单晶高温合金（0Ru和3Ru）为实验材料，主要利用X-射线、扫描电镜(SEM)和透射电镜(TEM)等研究了合金的拉伸行为、蠕变行为和低周疲劳行为以及相应的微观变形机制和Ru对各种力学行为的影响。　　本文首次利用TEM在3Ru合金热处理之后的γ基体中观察到层错，分析认为层错的形成源于Ru的添加降低了合金γ基体的层错能，而错配应力为界面位错的分解提供驱动力;对两种合金的错配应力计算表明，3Ru合金的内应力远高于0Ru合金。对两种合金在不同温度下的拉伸行为研究发现，3Ru合金室温和600℃的拉伸曲线均出现应力跳跃，而0Ru合金只在600℃出现应力跳跃。TEM观察表明3Ru合金在室温、600℃和760℃拉伸后的γ基体中出现层错，而0Ru合金只在600℃拉伸后的γ基体中出现层错，因此认为应力跳跃行为与基体中层错的形成有关。基于以上结果提出γ基体中的扩展位错对合金在低温和中温范围的加工硬化行为有重要的贡献。两种合金在室温、600℃、760℃和900℃拉伸之后，γ析出相中均出现层错，此变形机制对合金的加工硬化亦有很大贡献。根据两种合金中层错的变化趋势，可以推断出Ru的添加扩大了合金γ基体中层错形成的温度范围。　　两种合金在1140℃/137MPa条件下的蠕变中断实验表明，蠕变的初期阶段位错主要在γ水平基体通道内不同的{111}面上交滑移，并在上下(001)两相界面留下60°位错偶极子，计算表明滑移位错很难弓入垂直的γ基体中;两种合金的界面位错网格在稳态蠕变早期已经形成，3Ru合金的位错网格比0Ru合金更规则，此时γ析出相中很少有超位错出现;在稳态蠕变中期，虽然规则的位错网格已经形成，但超位错开始切入γ析出相。蠕变断裂后的研究结果表明，在1000℃/270、290、310MPa条件下，两种合金中均观察到正在消失的γ基体（“小岛”状），而在1100℃/150、165、180MPa和1140℃/120、137、150MPa条件下失效后，“小岛”状的γ基体基本消失，表明温度在筏化的过程中起到非常重要的作用;Ru的加入促进拓扑倒置现象的发生。γ析出相中的超位错基本可以分为两类:a<101>和a<010>超位错，其中a<010>超位错又可以分为长直的超位错和“之”字形的超位错;a<010>超位错在本文所有的蠕变条件下都可以观察到，而a<101>超位错主要出现在相对更高的温度条件下。a<010>超位错位的运动是通过位错核心分解为两个a/2<011>分位错并分别在不同的{111}面上通过滑移和攀移的结合来实现，其中攀移控制着位错运动的速率，因此即使1000℃时应力很大，其稳态蠕变速率也比高温（1100和1140℃）时的低。在3Ru合金1000℃/310MPa蠕变后的γ析出相中观察到一种特殊的a<010>超位错，它可以分为四部分:两部分具有致密的位错核心，两部分具有非致密的位错核心;在3Ru合金1140℃/150MPa蠕变后的γ析出相中观察到了位错列;这两种形态的位错鲜有报道。　　对两种合金的低周疲劳行为研究表明，在相同的总应变幅(1.6％)不同的温度（室温，760℃，900℃和980℃）下，室温和900℃低周疲劳变形后3Ru合金的样品中出现不同形态的滑移带，而0Ru合金只在室温条件下出现朝不同方向扩展的滑移带;从室温到900℃，3Ru合金的γ/γ两相界面均出现一种新型的交滑移位错，本文中称之为“低温位错网格”，且这种交滑移位错是900℃疲劳后滑移带的主要组成部分，而0Ru合金只在室温观察到这种类型的位错。在相同的温度(900℃)不同的总应变幅（1.3％，1.6％，1.8％和2.0％）条件下低周疲劳时，在合金的γ析出相中出现了多种形态的层错，这些特殊形态层错的形成与合金在低周疲劳过程中所受的循环拉压应力的变化有关。在本文中所有的疲劳条件下，3Ru合金的γ基体中均出现层错，而0Ru合金只是在某些条件下γ基体中出现层错;基体中层错的出现导致领先螺位错难以运动，且扩展位错对后续运动的位错有阻碍作用，从而提高合金循环疲劳寿命。