鎳基粉末高溫合金因具有組織均勻、無偏析、晶粒細(xì)小、屈服強(qiáng)度高、疲勞性能好等優(yōu)點(diǎn)，是制備高推重比先進(jìn)發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪盤的首選材料。鎳基粉末高溫合金自上世紀(jì)60年代誕生以來，國(guó)外已經(jīng)歷了3代粉末高溫合金的研制，分別以Ren95為代表的第1代高強(qiáng)型和Ren88DT為代表的第2代損傷容限型粉末高溫合金及強(qiáng)度與損傷容限性能兼優(yōu)的第3代粉末高溫合金，包括美國(guó)的Alloy10，ME3和LSHR（LowSolvus，HighRefractory）等合金及法國(guó)的NR3，NR6等合金。

　　相應(yīng)的發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪盤也發(fā)展到第4代雙性能粉末盤，這種盤的盤心為細(xì)晶組織，抗疲勞性能好，盤緣則是粗晶組織，抗蠕變性能好。為很好地滿足渦輪盤服役期間的工況實(shí)際及充分發(fā)揮材料性能的潛力，需要進(jìn)一步優(yōu)化渦輪盤結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)，減輕盤件重量和提高發(fā)動(dòng)機(jī)的推重比，所以，加強(qiáng)研究和完善雙性能粉末盤的制造工藝成為現(xiàn)今粉末高溫合金領(lǐng)域的研究熱點(diǎn)之一。

　　本文綜合分析了國(guó)外第3代粉末高溫合金發(fā)展概況，以便掌握新型渦輪盤用高性能粉末高溫合金的研發(fā)現(xiàn)狀，在此基礎(chǔ)上，重點(diǎn)介紹作者課題組與鋼鐵研究總院合作在國(guó)內(nèi)率先進(jìn)行的我國(guó)新型第3代高性能粉末高溫合金的初期研究工作與成果，并提出了研制新型高性能粉末高溫合金的重點(diǎn)研究方向，以期促進(jìn)我國(guó)粉末高溫合金的發(fā)展。

　　2第3代粉末高溫合金的綜合分析目前，美國(guó)、俄羅斯、英國(guó)和法國(guó)等已研發(fā)出系列的粉末高溫合金并建立了自己的合金體系，如美國(guó)的Ren（95，88DT，104）和法國(guó)的NRx系列等。隨著發(fā)動(dòng)機(jī)推重比提高，粉末高溫合金的設(shè)計(jì)工作溫度從650增加到750以上，相應(yīng)合金的高溫性能，特別是損傷容限性能得到很大的提高，如a所示。從1974年研制成功的IN100合金到2006年得到應(yīng)用的Ren104（ME3）合金，在650MPa，1000h斷裂的溫度提高了50，與前兩代合金相比，第3代合金有更高的蠕變強(qiáng)度和更低的疲勞裂紋擴(kuò)展速率，使渦輪盤的熱時(shí)壽命得以大幅度延長(zhǎng)。

　　現(xiàn)今，已公開的渦輪盤用粉末高溫合金牌號(hào)有近20種，給出了國(guó)外典型第3代粉末高溫合金的成分。因每種元素的特性和其對(duì)合金平衡相的影響程度不同，導(dǎo)致合金的性能存在一定差別。以下分別從第3代粉末高溫合金的化學(xué)成分、顯微組織、點(diǎn)陣常數(shù)等方面進(jìn)行了綜合分析。

　　21合金的成分總體而言，第3代粉末高溫合金的合金化程度更高，元素的添加比例更合理，從而使合金的性能有整體而全面的提高。研制渦輪盤用粉末高溫合金，最需關(guān)注的是在不斷提高的工作溫度下合金仍具有優(yōu)良的綜合性能，這就需從鎳基高溫合金的3種基本強(qiáng)化機(jī)制即固溶強(qiáng)化（主要作用元素有Co，Cr，Mo，W等）、析出相沉淀強(qiáng)化（主要作用元素有A，lT，iNb，Ta等）和晶界強(qiáng)化（主要作用元素有C，B，Zr等）進(jìn)行綜合考慮。在合金成分設(shè)計(jì)時(shí)，需了解各合金元素的相互關(guān)系及對(duì)合金性能的作用與影響，以便圍繞上述的強(qiáng)化機(jī)制和對(duì)合金的具體性能要求來選擇合金元素并調(diào)整其添加量。

　　211固溶強(qiáng)化Co和Cr是固溶強(qiáng)化的主要元素，從中可看到，兩者添加量一般都超過10，特別是Co，能與Ni形成連續(xù)置換固溶體而變成（N，iCo）3（A，lTi），可以提高合金的高溫性能。Co降低了基體的堆垛層錯(cuò)能，降低A，lTi在基體中的溶解度，從而在一定范圍內(nèi)增加相數(shù)量和提高相固溶溫度，如是可提高合金的蠕變抗力。日本HHarada研究小組也發(fā)現(xiàn)：高的Co含量可使合金擁有高的強(qiáng)度和抗蠕變性能。因此，第3代合金通常添加更多量Co（一般15），且更高含量Co還可降低相固溶溫度，如Ren104合金中Co含量達(dá)到206，相固溶溫度為1157，比Alloy10合金降低約20，可提高熱處理工藝的靈活性，盡可能減少熱誘導(dǎo)孔洞的產(chǎn)生。Cr與Ni形成具有一定溶解度的有限固溶體，Cr主要固溶強(qiáng)化基體，但過多的Cr會(huì)降低合金的高溫強(qiáng)度，因Cr的高溫強(qiáng)化效果遠(yuǎn)低于W，Mo等難熔元素，故要進(jìn)一步提高合金的高溫強(qiáng)度，就要降低Cr量并增加難熔元素的含量。在新合金設(shè)計(jì)中，人們有強(qiáng)烈降低Cr含量的傾向：英國(guó)羅-羅公司在設(shè)計(jì)RR1000合金時(shí)加入15的Cr，而Ren104合金Cr含量?jī)H為13，這與避免高溫下Cr促使相形成有關(guān)。另外，通過對(duì)美國(guó)第1、2代和第3代粉末高溫合金代表Ren95、Ren88DT與Ren104（ME3）的成分進(jìn)行對(duì)比可知，Ren104合金最顯著的成分特點(diǎn)之一是：增Co降Cr.因Cr，Co均為固溶強(qiáng)化元素，降Cr對(duì)合金強(qiáng)度的影響可通過增Co來補(bǔ)償。綜合考慮合金中相的穩(wěn)定性、合金的高溫強(qiáng)度及防止高溫TCP相的析出，增Co降Cr是新型高性能粉末高溫合金成分設(shè)計(jì)的一個(gè)發(fā)展趨勢(shì)。

　　W，Mo是鎳基粉末高溫合金的固溶強(qiáng)化元素，它們?cè)谙嘀杏休^大的固溶度。根據(jù)維加德定律，由于Mo相對(duì)W在相中有更大的維加德系數(shù)，將引起相的點(diǎn)陣常數(shù)和彈性模量有更大的變化，導(dǎo)致Mo對(duì)固溶體的強(qiáng)化效果更為明顯。從中看出，每種合金均有不同量的Mo，且隨著Mo含量的增加，合金的強(qiáng)度也逐漸提高。GaydaJ等在研究W對(duì)CH98合金性能的影響時(shí)發(fā)現(xiàn)，添加W對(duì)合金塑性和靜態(tài)裂紋擴(kuò)展速率影響不大，但可提高合金的屈服強(qiáng)度和拉伸強(qiáng)度，尤其可顯著提高合金的蠕變強(qiáng)度，因此，高溫抗蠕變型Alloy10合金的W含量達(dá)到62.W對(duì)合金的缺口敏感性影響也很大，隨著W含量增加，合金的缺口敏感性劇烈增加。W和Mo還能減緩A，lT，iCr的高溫?cái)U(kuò)散速度，增加蠕變的擴(kuò)散激活能，從而加強(qiáng)原子間的結(jié)合力，減緩高溫合金的蠕變軟化速度。但過高的W和Mo是不適宜的，因?yàn)閃和Mo是促進(jìn)TCP相（相）形成的元素，且當(dāng)加入等量W和Mo時(shí)，Mo形成相的傾向大于W.因此，Mo，W的最佳添加量和相對(duì)比例是新型高性能粉末高溫合金成分設(shè)計(jì)的重要內(nèi)容。

　　212相析出強(qiáng)化相是鎳基粉末高溫合金的主要析出強(qiáng)化相，其體積分?jǐn)?shù)、固溶溫度、與基體之間的錯(cuò)配度、結(jié)合強(qiáng)度以及穩(wěn)定性都受到合金元素不同程度的影響。因第3代合金強(qiáng)調(diào)強(qiáng)度和損傷容限性能的平衡，相的體積分?jǐn)?shù)通常在4055.統(tǒng)計(jì)分析第3代粉末高溫合金中Al Ti含量對(duì)相體積分?jǐn)?shù)和固溶溫度的影響，不難發(fā)現(xiàn)增加Al Ti總量可明顯提高相的體積分?jǐn)?shù)，相的固溶溫度隨體積分?jǐn)?shù)的增加而升高。粉末高溫合金的高溫強(qiáng)度除取決于A，lTi的加入量外，還與Ti/Al比有關(guān)。合適的Ti/Al比對(duì)獲得理想合金性能非常重要：當(dāng)Ti/Al比值較大時(shí)，形成的強(qiáng)化相穩(wěn)定性低，長(zhǎng)期時(shí)效有強(qiáng)烈轉(zhuǎn)化為相（Ni3Ti）的趨勢(shì)；逐漸減小Ti/Al比，以取得較好的熱強(qiáng)度和熱穩(wěn)定性配合；當(dāng)Al量超過上限時(shí)，可能出現(xiàn)有害的NiAl相。且相固溶溫度隨Ti/Al比增大先升高后降低，在Ti/Al比1時(shí)，相固溶溫度最高，表明在高溫條件下相穩(wěn)定性最好。第3代合金尤其注重Ti和Al元素的平衡，NASA格倫研究中心基于平衡力學(xué)性能的系列實(shí)驗(yàn)所設(shè)計(jì)的LSHR合金也證實(shí)了Ti/Al比在1106之間較合適。

　　Nb大量進(jìn)入相形成Ni3（A，lT，iNb）而提高相溶解度和延緩相的聚集長(zhǎng)大過程，從而提高合金的高溫強(qiáng)度。RadavichJ等研究發(fā)現(xiàn)Nb的作用體現(xiàn)為：Nb可促進(jìn)形成更多相，導(dǎo)致合金的相固溶溫度升高；其次，Nb增大相的反向疇（APB）能，提高合金的高溫強(qiáng)度。但加入過多Nb會(huì)增加合金的缺口敏感性，也會(huì)嚴(yán)重?fù)p壞合金抗氧化性能，導(dǎo)致高溫條件下的疲勞裂紋擴(kuò)展速率增大。Ta是近年來引起人們特別關(guān)注的一種合金元素。由于Ta的原子半徑較大，其維加德系數(shù)僅次于Hf和Zr，因此，可明顯增加相的點(diǎn)陣常數(shù)，提高相的強(qiáng)化效果。Ta的加入被認(rèn)為是第3代粉末高溫合金提高裂紋擴(kuò)展抗力的重要因素。20世紀(jì)90年代，NASA聯(lián)合GE和PW公司制定了開發(fā)用于高速民用運(yùn)輸機(jī)的發(fā)動(dòng)機(jī)計(jì)劃（簡(jiǎn)稱EPM計(jì)劃），Ta對(duì)合金裂紋擴(kuò)展速率的影響正是在該計(jì)劃的研究中被注意到：加入Ta，既不影響合金塑性，還可提高合金的抗蠕變強(qiáng)度，最重要的是，可明顯降低704的保時(shí)疲勞裂紋擴(kuò)展速率。但在設(shè)計(jì)RR1000合金時(shí)發(fā)現(xiàn)，加入過量的Ta卻又降低合金的裂紋擴(kuò)展抗力，因此Ta的添加控制在215以內(nèi)。Nb/Ta比也是高性能粉末高溫合金成分設(shè)計(jì)的一個(gè)重要內(nèi)容。TelesmanJ等研究了Alloy10合金中Nb/Ta比對(duì)合金性能的影響，發(fā)現(xiàn)隨著Nb/Ta比增大，其屈服和拉伸強(qiáng)度增大，這個(gè)結(jié)論和JonesJ等采用人工神經(jīng)網(wǎng)絡(luò)預(yù)測(cè)Nb/Ta比對(duì)合金的強(qiáng)化效果顯著一致。對(duì)Alloy10來說，Nb/Ta大于21，因更多Nb的加入可提高合金的拉伸強(qiáng)度；對(duì)Ren104合金，元素Ta的含量大約是Nb的3倍，故該合金具有更好的裂紋擴(kuò)展抗力；LSHR合金則強(qiáng)調(diào)Nb/Ta比的平衡，從而保證獲得更加優(yōu)異的綜合性能。

　　213晶界強(qiáng)化晶界作為高溫合金的薄弱環(huán)節(jié)，一直都是合金設(shè)計(jì)中的重點(diǎn)考慮環(huán)節(jié)。由可知，所有的第3代粉末高溫合金中均有不同量的C，B和Zr，這些晶界微量元素偏聚到晶界處，可提高晶間結(jié)合力，強(qiáng)化晶界，從而提高合金的蠕變強(qiáng)度、塑性和低周循環(huán)疲勞壽命。鎳基粉末高溫合金中形成的碳化物主要是MC，M6C和M23C6，硼化物相主要是M3B2。M3B2比MC更穩(wěn)定。由于碳化物和硼化物固結(jié)一定量的TCP相形成元素，因此C和B是高溫合金顯微組織的穩(wěn)定劑，且B的穩(wěn)定作用更強(qiáng)。

　　C，B因與Ni的原子尺寸差異大而形成小溶解度的間隙固溶體。因B的加入會(huì)降低C的溶解度而影響到晶界碳化物的析出，所以在考慮晶界碳化物對(duì)熱強(qiáng)性的影響時(shí)，應(yīng)把C和B綜合起來考慮。C的有利作用是在晶界析出鏈狀、斷續(xù)碳化物來強(qiáng)化晶界；B則在晶界偏聚造成局部合金化，強(qiáng)烈改變晶界狀態(tài)，降低元素在晶界的擴(kuò)散過程而強(qiáng)化晶界，B還能抑制晶界碳化物或金屬間化合物以不利的片層狀或胞狀析出并改善晶界碳化物密集不均勻分布狀態(tài)，因而對(duì)熱強(qiáng)性有利。然而，研究發(fā)現(xiàn)，當(dāng)這些元素添加過量時(shí)，促進(jìn)C（B）化物的析出，合金的性能并未得到進(jìn)一步提高。GabbT等在KM4合金中研究得到，在相同測(cè)試環(huán)境下，低B（0014）合金的低周循環(huán)疲勞壽命是高B（0027）合金的2倍，主要是因?yàn)樘砑哟罅康腂會(huì)導(dǎo)致晶間（Cr，Mo）3B2的析出。Zr最初是用于強(qiáng)化晶界的微量添加元素，加入量通常小于01；但近年中科院金屬所的研究表明，Zr是降低固相線和擴(kuò)大固溶相線間溫度區(qū)間的元素。為了提高合金的使用溫度，有降Zr的趨勢(shì)。

　　SKJain等在U720Li合金中研究了C含量一定時(shí)（0025），不同的B（0004）和Zr含量（00350070）對(duì)合金性能的影響，發(fā)現(xiàn)適當(dāng)增大B或Zr元素添加量有利于延長(zhǎng)低周疲勞壽命，當(dāng)B和Zr同時(shí)加入時(shí)，合金的性能最好。由此可知，為改善合金的晶界狀態(tài)，提高晶界強(qiáng)度，在合金中加入適量的晶界強(qiáng)化元素C，B和Zr是必要的。另外，Hf作為一種特殊元素，主要是因它有很大的原子半徑，維加德系數(shù)是最大的，因此可明顯增加相或相的點(diǎn)陣常數(shù)以強(qiáng)化合金。Hf不僅可進(jìn)入相和相中，還可與O結(jié)合，凈化晶界，同時(shí)促進(jìn)包含有Mo，T，iCr等碳化物的形成，強(qiáng)化晶界。因此，Hf在鎳基粉末高溫合金中廣泛應(yīng)用，全面提高了合金的綜合性能。

　　22合金的組織鎳基粉末高溫合金的性能取決于顯微組織，主要指晶粒度和相。許多研究表明，晶粒度大小對(duì)合金性能有顯著影響：細(xì)晶有高的合金強(qiáng)度和高的低周疲勞壽命，而粗晶對(duì)蠕變和損傷容限性能有利。值得注意的是，這種特性在高溫和低應(yīng)力下更為明顯。近年來，通過特殊工藝來制備單合金雙晶粒組織（盤緣為粗晶組織、盤心為細(xì)晶組織）渦輪盤備受關(guān)注。其關(guān)鍵是在盤件的不同部位形成溫度梯度，使盤心溫度低于相固溶溫度而獲得細(xì)晶組織，盤緣高于相固溶溫度而獲得粗晶組織。這種盤件符合渦輪盤實(shí)際的工況條件，可充分發(fā)揮材料的性能潛力，提高發(fā)動(dòng)機(jī)的推重比，具有極大的應(yīng)用潛力。雙重組織熱處理（DMHT）工藝經(jīng)過在第3代合金的反復(fù)實(shí)踐，逐漸成熟與完善，Ladish公司發(fā)明的自動(dòng)超冷卻設(shè)備，加快了雙晶組織盤工業(yè)化批量生產(chǎn)的進(jìn)程。DMHT工藝已成為第3代合金的標(biāo)準(zhǔn)熱處理工藝，這就要求合金具有良好的晶粒尺寸控制性，便于實(shí)施雙重組織熱處理，使合金優(yōu)良的高溫性能得以最終體現(xiàn)和完全發(fā)揮。鎳基粉末高溫合金的高溫性能還取決于相的析出強(qiáng)化效果，包括相的形態(tài)、尺寸、數(shù)量和分布。在鎳基粉末高溫合金中，可以觀察到3種不同類型的相：除主要分布在晶界上的大初始相外，晶內(nèi)還有尺寸相對(duì)較小的二次和三次相。二次相是在固溶處理冷卻過程中的初期析出，三次相則指在冷卻過程后期及時(shí)效過程中補(bǔ)充析出的相。

　　渦輪盤合金在基體上有2種尺寸和雙峰分布的相時(shí)有最優(yōu)異的性能。二次相的析出強(qiáng)烈依賴于冷卻速度，特別是對(duì)于過固溶熱處理。而二次相約占相總量的6080，因此選擇合適的淬火冷卻介質(zhì)至關(guān)重要，這對(duì)三次相的析出也有一定影響。研究發(fā)現(xiàn)，合金的蠕變性能高度敏感于三次相的尺寸和數(shù)量，這對(duì)未來開發(fā)合適的熱處理提出了挑戰(zhàn)，那就是如何選擇冷卻介質(zhì)或路徑以達(dá)到相的合理尺寸匹配和分布，尤其是經(jīng)時(shí)效處理獲得理想三次相以保證合金優(yōu)異的抗蠕變強(qiáng)度，這對(duì)設(shè)計(jì)使用溫度更高的高性能粉末高溫合金十分重要。

　　23合金的點(diǎn)陣常數(shù)與錯(cuò)配度在鎳基粉末高溫合金中，相的點(diǎn)陣常數(shù)a和相的點(diǎn)陣常數(shù)a隨成分而異，可用a來表示兩者之間的點(diǎn)陣錯(cuò)配度，其用如下的經(jīng)驗(yàn)公式來進(jìn)行計(jì)算：a=a-a=0043-0130CCr-0024CCo-0183CAl [0156CTi-0360CTi] [0248（CMo CW）-0421（CMo CW）] 0372（CNb CTa）（1）式中，C和C分別是各元素在相和相中的原子分?jǐn)?shù)。由式（1）可知，Nb，Ta增大兩相的點(diǎn)陣錯(cuò)配度，Cr，Co，Mo，W和低Ti/Al比均減少錯(cuò)配度。一般認(rèn)為，共格應(yīng)力強(qiáng)化作用在650700以下有效（約06Tm）；在高溫下，點(diǎn)陣錯(cuò)配度大的相其不穩(wěn)定性傾向通過聚集長(zhǎng)大和改變?yōu)槲诲e(cuò)型界面結(jié)構(gòu)而松弛彈性應(yīng)力。對(duì)更高溫度下（>750）使用的高溫合金，相與相的點(diǎn)陣常數(shù)差越小，相越難長(zhǎng)大，相越穩(wěn)定，合金才有更好的高溫強(qiáng)度，否則要產(chǎn)生過時(shí)效，使高溫強(qiáng)度有所下降。利用熱力學(xué)軟件ThermoCalc的計(jì)算值并結(jié)合式（1）可得國(guó)外第3代粉末高溫合金的點(diǎn)陣常數(shù)以及錯(cuò)配度，分析發(fā)現(xiàn)，合金的a值越小，其使用溫度越高。新型高性能粉末高溫合金建議通過調(diào)節(jié)合金元素含量以獲得較小的點(diǎn)陣錯(cuò)配度。

　　24新型高性能粉末高溫合金的研發(fā)趨勢(shì)新型高性能粉末高溫合金應(yīng)具備三高一低特點(diǎn)，即高的工作溫度、高的強(qiáng)度、高的相穩(wěn)定性和低的疲勞裂紋擴(kuò)展速率。綜合以上對(duì)國(guó)外第3代粉末高溫合金的綜合分析可知，就新型高性能粉末高溫合金的成分設(shè)計(jì)而言，合金元素的添加原則可考慮以下搭配范圍：15　　3我國(guó)新型第3代粉末高溫合金的研究為了滿足我國(guó)發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪盤用材料日益增長(zhǎng)的性能要求，強(qiáng)度和損傷容限兼優(yōu)、使用溫度為750800的新型第3代粉末高溫合金的研制工作勢(shì)在必行，北京科技大學(xué)，鋼鐵研究總院和北京航空材料研究院等多家單位正在開展我國(guó)第3代粉末高溫合金的研制工作?；谏鲜隹偨Y(jié)出的新型高性能粉末高溫合金的研發(fā)趨勢(shì)，本文重點(diǎn)介紹在武器裝備預(yù)先研究基金項(xiàng)目等資助下，北京科技大學(xué)與鋼鐵研究總院合作，在國(guó)內(nèi)率先進(jìn)行我國(guó)新型第3代粉末高溫合金FGH98的初期研究工作與取得的成果。

　　31FGH98合金的成分設(shè)計(jì)國(guó)內(nèi)外鎳基高溫合金的傳統(tǒng)設(shè)計(jì)方法可分為3大類：計(jì)算機(jī)輔助高溫合金設(shè)計(jì)方法：多元回歸法、離散變分法和集團(tuán)變分法；人工智能高溫合金設(shè)計(jì)方法：專家系統(tǒng)、人工神經(jīng)網(wǎng)絡(luò)及兩者的結(jié)合；最優(yōu)化高溫合金設(shè)計(jì)方法：MonteCarlo約束優(yōu)化法、遺傳算法與分子動(dòng)力學(xué)結(jié)合等。但是這些方法在實(shí)際應(yīng)用中存在一定的誤差和使用限制，需要進(jìn)一步地加以改進(jìn)。20世紀(jì)60年代初，相計(jì)算（PHACOMP）技術(shù)開始在鎳基高溫合金成分設(shè)計(jì)上得到應(yīng)用。在70年代出現(xiàn)了相圖計(jì)算法（CALPHAD），并得到實(shí)驗(yàn)的驗(yàn)證。尤其需指出，RR1000合金的成分是英國(guó)羅-羅公司通過將熱力學(xué)模型化并理解了元素添加量對(duì)高溫合金力學(xué)性能的作用與關(guān)聯(lián)而設(shè)計(jì)所得。

　　本文作者參照了Alloy10，ME3和LSHR等合金的公開成分，基于材料熱力學(xué)相圖計(jì)算軟件ThermoCalc計(jì)算結(jié)果和d電子理論對(duì)新型第3代FGH98合金進(jìn)行了成分優(yōu)化設(shè)計(jì)，篩選出最佳成分范圍：12-14Cr，20-22Co，25-29Mo，36-40W，33-37A，l33-37T，i13-17Nb，14-18Ta，004-006C，002-004B，004-006Zr，015-03H，f余量為Ni（均為質(zhì)量百分?jǐn)?shù)）。與前兩代粉末高溫合金相比，增Co降Cr，注重Al/Ti和Nb/Ta比平衡，以使合金有好的組織穩(wěn)定性與平衡的力學(xué)性能，加入Hf提高合金的綜合性能，同時(shí)保證晶界強(qiáng)化元素Zr的添加，以期獲得使用溫度為750800、強(qiáng)度與損傷容限性能兼優(yōu)的渦輪盤用材料。

　　32FGH98合金的熱變形國(guó)外相關(guān)研究表明，第3代粉末高溫合金因合金化程度更高，熱變形變得更困難，同時(shí)其力學(xué)性能也對(duì)熱變形的組織演變高度敏感。目前，對(duì)FGH98合金熱變形工藝的研究還不充分，限制了FGH98合金性能潛力的發(fā)揮。為了更好地控制其組織與性能，避免變形開裂等失穩(wěn)現(xiàn)象的產(chǎn)生，必須深入研究FGH98合金的熱變形行為。這里對(duì)新型第3代粉末高溫合金FGH98在變形溫度為9501150，應(yīng)變速率為000031s-1條件下熱變形行為進(jìn)行了研究。結(jié)果表明：當(dāng)應(yīng)變量為05時(shí)，在變形溫度10501150，應(yīng)變速率011s-1范圍內(nèi)，值為3640，呈現(xiàn)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶特征，晶粒度為8590級(jí)；在變形溫度為10001060，應(yīng)變速率000030001s-1范圍內(nèi)，值為3640，達(dá)到峰值，發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，晶粒度為1112級(jí)。在變形溫度10801150，應(yīng)變速率000030001s-1范圍內(nèi)，發(fā)生晶粒長(zhǎng)大，晶粒度為6065級(jí)。在變形溫度9501050，應(yīng)變速率011s-1范圍內(nèi)，值小于36，此區(qū)為流動(dòng)失穩(wěn)區(qū)，合金出現(xiàn)了剪切開裂、縱向開裂和混合型開裂；當(dāng)應(yīng)變量為0105，F(xiàn)GH98合金熱加工圖均存在有兩個(gè)峰區(qū)，而當(dāng)應(yīng)變量大于05，在低應(yīng)變速率區(qū)域的峰區(qū)消失，建議FGH98合金鍛造的一火變形量控制在40（真應(yīng)變?yōu)?5）。該研究結(jié)果已應(yīng)用于FGH98合金實(shí)際等溫鍛造工藝中，并成功獲得縮壓比180mm盤坯。

　　33FGH98合金的熱處理目前，實(shí)現(xiàn)單一合金雙性能粉末盤的主要方法是進(jìn)行熱機(jī)械處理和雙重組織熱處理，后者因所需工裝條件相對(duì)簡(jiǎn)單，易操作而倍受青睞。因FGH98合金的最終成型工藝是等溫鍛造，這里通過鍛態(tài)小試樣的模擬實(shí)驗(yàn)，研究該合金熱處理過程中晶粒度和相變轉(zhuǎn)變規(guī)律及溫度的影響，為后續(xù)熱處理獲得雙重晶粒組織提供重要的實(shí)驗(yàn)依據(jù)與參考。結(jié)果表明：相對(duì)晶粒長(zhǎng)大有顯著阻礙作用；在低于相固溶溫度熱處理時(shí)，大量未溶解相使晶粒長(zhǎng)大緩慢；在高于相固溶溫度時(shí)，合金為單相奧氏體組織，晶粒隨溫度升高快速長(zhǎng)大，晶粒生長(zhǎng)指數(shù)隨熱處理溫度的升高而增加。晶粒長(zhǎng)大主要由純Ni的自擴(kuò)散過程控制，還受到殘余枝晶的影響，導(dǎo)致FGH98合金實(shí)際晶粒長(zhǎng)大溫度高于相固溶溫度。制備雙性能盤的關(guān)鍵是對(duì)鍛造盤坯進(jìn)行雙重組織熱處理，其具體步驟如下：FGH98合金鍛造盤坯的輪心采用絕熱材料包覆，輪緣外露，將整個(gè)盤坯置于高于FGH98合金相固溶溫度的普通熱處理爐中，輪緣部位和輪心部位的溫度用Pt2Rh熱電偶監(jiān)測(cè)。由于盤緣完全暴露在爐中，在熱輻射與熱對(duì)流的作用下得到快速加熱；盤心被絕熱材料保護(hù)，主要靠熱傳導(dǎo)來加熱，升溫較為緩慢。當(dāng)盤心熱電偶監(jiān)測(cè)已達(dá)到設(shè)定溫度時(shí)（低于Cc相溶解溫度），將整個(gè)工裝從爐中移出并淬火冷卻，獲得了無開裂FGH98？合金盤件，此法實(shí)現(xiàn)了FGH98？合金盤緣和盤心部位溫度的不同，以期在不同部位獲得不同晶粒尺寸。

　　314FGH98？合金的組織與性能31411FGH98？合金的組織對(duì)FGH98？合金雙重組織熱處理盤不同部位（輪緣、過渡區(qū)、輪心）的組織觀察如。晶粒度統(tǒng)計(jì)與評(píng)級(jí)標(biāo)準(zhǔn)依照美國(guó)ASTME112來進(jìn)行。由可知，F(xiàn)GH98？合金盤件不同部位獲得了雙重組織：輪緣為粗晶組織，晶粒度為ASTM6-7級(jí)；輪心部位仍保持細(xì)晶組織，晶粒度為ASTM11-12級(jí)，過渡區(qū)的晶粒組織介于輪緣和輪心之間且晶粒度為ASTM9-10級(jí)。

　　通過對(duì)FGH98？合金盤件不同部位的晶粒度進(jìn)行評(píng)級(jí)后發(fā)現(xiàn)，其輪緣和輪心部位之間過渡區(qū)域晶粒組織過渡明顯，無明顯分層現(xiàn)象。值得指出的是，F(xiàn)GH98？

　　合金雙重組織盤的晶粒組織無異常晶粒長(zhǎng)大發(fā)生。由于FGH98？合金是Cc相析出強(qiáng)化型粉末高溫合金且Cc相含量約為55，其在高溫下的力學(xué)性能不僅與晶粒度有關(guān)，也與Cc相的體積含量有著密切聯(lián)系。FGH98？

　　合金雙重組織熱處理盤件不同部位（輪緣、過渡區(qū)、輪心）的Cc相形貌如。輪緣的Cc相主要為兩種尺寸分布，其中大Cc相尺寸為4070nm，小Cc相尺寸小于20nm；過渡區(qū)的Cc相形貌和輪緣不同，存在大、中、小3種尺寸的Cc相，大初次Cc相尺寸為13Lm，中尺寸Cc相為80120nm，小Cc相尺寸為2070nm，且小尺寸Cc相所占比例最高。輪心部位Cc相形貌與過渡區(qū)相似，但僅存在有大初次Cc相和中等尺寸的二次Cc相；大初次Cc相的尺寸比過渡區(qū)稍大稍多些，中等尺寸Cc相大小為40150nm.這種在FGH98？合金盤件不同區(qū)域的晶粒度與Cc相的差異是其具有雙性能的基礎(chǔ)與保證。

　　31412FGH98？合金的性能FGH98？合金盤件經(jīng)雙重組織熱處理后，切取試樣檢驗(yàn)其各種力學(xué)性能。結(jié)果表明：從FGH98？合金雙重組織盤輪心部位拉伸性能與國(guó)內(nèi)外第3代合金性能的比較來看，F(xiàn)GH98？合金的強(qiáng)度與FGH95相當(dāng)?shù)苄月院?，其?qiáng)度明顯好于FGH96，F(xiàn)GH98？合金的強(qiáng)塑性與LSHR，Alloy10接近，強(qiáng)度優(yōu)于ME3合金；FGH98？合金雙重組織盤輪緣部位750e/480MPa的蠕變性能比FGH95合金700e/490MPa的蠕變性能要好，也比亞固溶LSHR合金760e/448MPa和ME3合金（輪心）704e/690MPa的蠕變性能要好，與ME3合金（輪緣）704e/690MPa的蠕變性能相當(dāng)。FGH98？合金雙重組織盤輪緣部位750e/680MPa的光滑持久壽命是FGH95合金700e/700MPa光滑持久壽命的37倍，是FGH96合金750e/650MPa光滑持久壽命的616倍。由此可見，F(xiàn)GH98？合金雙重組織盤有著優(yōu)異的綜合力學(xué)性能。

　　4新型高性能粉末高溫合金的研究方向北京科技大學(xué)粉末高溫合金渦輪盤研究組與鋼鐵研究總院自主研發(fā)了我國(guó)第3代使用溫度為750e以上新型渦輪盤用粉末高溫合金FGH98？，其性能技術(shù)指標(biāo)與美國(guó)已公布第3代粉末高溫合金的性能指標(biāo)大致相當(dāng)或略好，但由于粉末高溫合金的制備過程復(fù)雜，影響因素眾多，欲進(jìn)一步發(fā)揮FGH98？合金的性能潛力以及開發(fā)一系列新型高性能的粉末高溫合金，今后的具體發(fā)展與研究方向包括如下。

　　411粉末制備粉末的制備包括制粉和粉末處理。高溫合金粉末的夾雜物數(shù)量和尺寸直接影響渦輪盤的強(qiáng)度和使用壽命，獲得高純凈高溫合金粉末是十分必要的。由于粉末中的夾雜物主要來源于母合金，夾雜物主要是陶瓷夾雜物和熔渣。因此，要得到高純凈的粉末，可通過雙聯(lián)或三聯(lián)冶煉工藝來降低母合金中的夾雜物含量。目前，國(guó)內(nèi)外的主要制粉工藝如氬氣霧化法和等離子旋轉(zhuǎn)電極法都在積極改進(jìn)工藝，盡量減小粉末粒度和降低雜質(zhì)含量，國(guó)內(nèi)還新近發(fā)展了火花等離子體放電（SparkPlasmaDis2charge，SPD）制備高溫合金細(xì)粉技術(shù)，均是沿著制造超純凈細(xì)粉方向發(fā)展。另外，通過采用粉末的表面凈化和預(yù)熱處理技術(shù)，可以有效地解決原始顆粒邊界和熱誘導(dǎo)孔洞缺陷問題，使熱等靜壓合金的顆粒界面得到韌化，從而提高壓實(shí)盤坯的致密度和改善材料的強(qiáng)塑性，并減少熱變形和熱處理時(shí)開裂等缺陷的產(chǎn)生。

　　412熱處理工藝因航空發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪盤等部件具有復(fù)雜的形狀和不同厚度的截面，不同區(qū)域厚度之差可達(dá)220cm，在后續(xù)熱處理冷卻時(shí)因產(chǎn)生熱應(yīng)力不同而導(dǎo)致部件局部開裂，需要開發(fā)合理的冷卻工藝，以便在確保高溫強(qiáng)度的同時(shí)，解決合金塑性較差和淬火開裂兩大問題，為此，國(guó)內(nèi)外曾先后嘗試并開發(fā)了多種冷卻介質(zhì)，如吹風(fēng)冷卻，它提供一個(gè)比中等偏慢冷卻（如空冷）略快些的冷卻速度；而稍快的冷卻速度（如水冷、油冷和一次熔融鹽浴冷）雖提高了合金的強(qiáng)度，但也增加了淬裂、變形的可能性；其它還有如采用噴射液體和氣體方法進(jìn)行不同厚度截面的冷卻等。盡管這些方法在一定程度上收到了良好的效果，在一定范圍內(nèi)得到應(yīng)用，但仍常發(fā)生合金抗拉強(qiáng)度不穩(wěn)定和殘余應(yīng)力過大導(dǎo)致的局部開裂。因此，研制和開發(fā)能滿足新型粉末高溫合金雙性能渦輪盤的適宜冷卻介質(zhì)，改進(jìn)冷卻工藝將是今后粉末高溫合金熱處理工藝的研究重點(diǎn)。

　　413計(jì)算機(jī)模擬技術(shù)計(jì)算機(jī)模擬技術(shù)正逐漸成為粉末高溫合金中重要的研究?jī)?nèi)容。目前，在歐美國(guó)家，計(jì)算機(jī)模擬技術(shù)在粉末盤生產(chǎn)的全過程中得到了應(yīng)用，如利用計(jì)算機(jī)模擬優(yōu)化設(shè)計(jì)合金成分、熱等靜壓包套、鍛造模具、預(yù)測(cè)淬火過程的溫度以及應(yīng)力分布和相場(chǎng)法模擬Cc析出相情況等。北京科技大學(xué)與鋼鐵研究總院合作研制FGH98合金是我國(guó)近年來將計(jì)算機(jī)模擬技術(shù)與材料緊密結(jié)合的示例。隨著計(jì)算機(jī)模擬與粉末高溫合金技術(shù)的不斷發(fā)展，兩者的結(jié)合性應(yīng)用將會(huì)越來越多，計(jì)算機(jī)模擬研究將會(huì)成為新型高性能粉末高溫合金研制的重要組成部分。

　　414微量元素的研究相關(guān)研究表明，添加合適的微量元素Ta，Hf和Zr明顯改善鎳基粉末高溫合金的性能。Ta是第3代粉末高溫合金提高裂紋擴(kuò)展抗力的重要因素，但加入過量的Ta卻又降低合金的裂紋擴(kuò)展抗力。RadavichJ等

　　在研究含Hf的EP741NP合金時(shí)發(fā)現(xiàn)，在Cc相剛開始析出時(shí)Hf進(jìn)入Cc相中，但是在低溫下又回溶到C相中，保留在Cc和C兩相中，這個(gè)現(xiàn)象值得進(jìn)一步地探討，有利于今后在設(shè)計(jì)新合金時(shí)掌握加入Hf量及分配規(guī)則。Zr既有晶界強(qiáng)化的效果又能降低固相線和擴(kuò)大固溶相線間溫度區(qū)間。作為粉末高溫合金中維加德系數(shù)最大的3種元素，Ta，Hf和Zr的各自及相互間的作用與存在的組織形態(tài)是新型高性能粉末高溫合金的研究重點(diǎn)。

　　415長(zhǎng)期組織穩(wěn)定性由于新型高性能粉末高溫合金主要用于先進(jìn)航空發(fā)動(dòng)機(jī)的熱端部件上，其在高溫長(zhǎng)期服役（時(shí)效）過程中的組織穩(wěn)定性至關(guān)重要。國(guó)內(nèi)學(xué)者對(duì)第1代和第2代的組織穩(wěn)定性進(jìn)行了研究，其主要集中于對(duì)合金長(zhǎng)期時(shí)效過程中Cc相穩(wěn)定性和析出TCP相等脆性相的研究，后者對(duì)合金性能惡化有明顯的作用。改善組織穩(wěn)定性的措施包括調(diào)整合金的成分和熱處理制度。北京科技大學(xué)與鋼鐵研究總院合作研制FGH98？合金即是注重考慮合金的長(zhǎng)時(shí)組織穩(wěn)定性來進(jìn)行成分優(yōu)化設(shè)計(jì)，其結(jié)果有待對(duì)后續(xù)長(zhǎng)時(shí)熱處理試樣的組織與性能的進(jìn)一步觀察驗(yàn)證?？傊L(zhǎng)期組織穩(wěn)定性也是今后新型高性能粉末高溫合金的重點(diǎn)研究方向。

　　5結(jié)語隨著計(jì)算機(jī)模擬和粉末高溫合金技術(shù)的不斷發(fā)展，研制新型高性能粉末高溫合金從過去反復(fù)性嘗試試驗(yàn)、研究周期長(zhǎng)、耗資大的研究模式走向計(jì)算機(jī)模擬設(shè)計(jì)與科學(xué)實(shí)驗(yàn)相結(jié)合的道路，使新合金的研制過程大幅度加快。我國(guó)自上世紀(jì)70年代末開展高性能粉末高溫合金的研究以來，取得了長(zhǎng)足的進(jìn)步；但就目前來說，我國(guó)在粉末渦輪盤材料的設(shè)計(jì)和研究上與國(guó)外的差距依然很大。相信通過不斷地努力，在綜合分析國(guó)外的先進(jìn)粉末高溫合金的基礎(chǔ)上，提升自身的研發(fā)水平，并及時(shí)介紹各研究單位的工作與經(jīng)驗(yàn)，使研究同仁們少走彎路、少做重復(fù)性工作，我們會(huì)逐漸縮小與國(guó)外間的差距，不斷開發(fā)出綜合性能優(yōu)異的新型粉末高溫合金，最終實(shí)現(xiàn)我國(guó)高性能粉末盤的工程化應(yīng)用。