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

　　相應的發(fā)動(dòng)機渦輪盤(pán)也發(fā)展到第4代雙性能粉末盤(pán)，這種盤(pán)的盤(pán)心為細晶組織，抗疲勞性能好，盤(pán)緣則是粗晶組織，抗蠕變性能好。為很好地滿(mǎn)足渦輪盤(pán)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(pán)結構設計，減輕盤(pán)件重量和提高發(fā)動(dòng)機的推重比，所以，加強研究和完善雙性能粉末盤(pán)的制造工藝成為現今粉末高溫合金領(lǐng)域的研究熱點(diǎn)之一。

　　本文綜合分析了國外第3代粉末高溫合金發(fā)展概況，以便掌握新型渦輪盤(pán)用高性能粉末高溫合金的研發(fā)現狀，在此基礎上，重點(diǎn)介紹作者課題組與鋼鐵研究總院合作在國內率先進(jìn)行的我國新型第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、俄羅斯、英國和法國等已研發(fā)出系列的粉末高溫合金并建立了自己的合金體系，如美國的Ren（95，88DT，104）和法國的NRx系列等。隨著(zhù)發(fā)動(dòng)機推重比提高，粉末高溫合金的設計工作溫度從650增加到750以上，相應合金的高溫性能，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度和更低的疲勞裂紋擴展速率，使渦輪盤(pán)的熱時(shí)壽命得以大幅度延長(cháng)。

　　現今，已公開(kāi)的渦輪盤(pán)用粉末高溫合金牌號有近20種，給出了國外典型第3代粉末高溫合金的成分。因每種元素的特性和其對合金平衡相的影響程度不同，導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(pán)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種基本強化機制即固溶強化（主要作用元素有Co，Cr，Mo，W等）、析出相沉淀強化（主要作用元素有A，lT，iNb，Ta等）和晶界強化（主要作用元素有C，B，Zr等）進(jìn)行綜合考慮。在合金成分設計時(shí)，需了解各合金元素的相互關(guān)系及對合金性能的作用與影響，以便圍繞上述的強化機制和對合金的具體性能要求來(lái)選擇合金元素并調整其添加量。

　　211固溶強化Co和Cr是固溶強化的主要元素，從中可看到，兩者添加量一般都超過(guò)10，特別是Co，能與Ni形成連續置換固溶體而變成（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能，降低A，lTi在基體中的溶解度，從而在一定范圍內增加相數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：高的Co含量可使合金擁有高的強度和抗蠕變性能。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主要固溶強化基體，但過(guò)多的Cr會(huì )降低合金的高溫強度，因Cr的高溫強化效果遠低于W，Mo等難熔元素，故要進(jìn)一步提高合金的高溫強度，就要降低Cr量并增加難熔元素的含量。在新合金設計中，人們有強烈降低Cr含量的傾向：英國羅-羅公司在設計RR1000合金時(shí)加入15的Cr，而Ren104合金Cr含量?jì)H為13，這與避免高溫下Cr促使相形成有關(guān)。另外，通過(guò)對美國第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)行對比可知，Ren104合金最顯著(zhù)的成分特點(diǎn)之一是：增Co降Cr.因Cr，Co均為固溶強化元素，降Cr對合金強度的影響可通過(guò)增Co來(lái)補償。綜合考慮合金中相的穩定性、合金的高溫強度及防止高溫TCP相的析出，增Co降Cr是新型高性能粉末高溫合金成分設計的一個(gè)發(fā)展趨勢。

　　W，Mo是鎳基粉末高溫合金的固溶強化元素，它們在相中有較大的固溶度。根據維加德定律，由于Mo相對W在相中有更大的維加德系數，將引起相的點(diǎn)陣常數和彈性模量有更大的變化，導致Mo對固溶體的強化效果更為明顯。從中看出，每種合金均有不同量的Mo，且隨著(zhù)Mo含量的增加，合金的強度也逐漸提高。GaydaJ等在研究W對CH98合金性能的影響時(shí)發(fā)現，添加W對合金塑性和靜態(tài)裂紋擴展速率影響不大，但可提高合金的屈服強度和拉伸強度，尤其可顯著(zhù)提高合金的蠕變強度，因此，高溫抗蠕變型Alloy10合金的W含量達到62.W對合金的缺口敏感性影響也很大，隨著(zhù)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的高溫擴散速度，增加蠕變的擴散激活能，從而加強原子間的結合力，減緩高溫合金的蠕變軟化速度。但過(guò)高的W和Mo是不適宜的，因為W和Mo是促進(jìn)TCP相（相）形成的元素，且當加入等量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比例是新型高性能粉末高溫合金成分設計的重要內容。

　　212相析出強化相是鎳基粉末高溫合金的主要析出強化相，其體積分數、固溶溫度、與基體之間的錯配度、結合強度以及穩定性都受到合金元素不同程度的影響。因第3代合金強調強度和損傷容限性能的平衡，相的體積分數通常在4055.統計分析第3代粉末高溫合金中Al Ti含量對相體積分數和固溶溫度的影響，不難發(fā)現增加Al Ti總量可明顯提高相的體積分數，相的固溶溫度隨體積分數的增加而升高。粉末高溫合金的高溫強度除取決于A(yíng)，lTi的加入量外，還與Ti/Al比有關(guān)。合適的Ti/Al比對獲得理想合金性能非常重要：當Ti/Al比值較大時(shí)，形成的強化相穩定性低，長(cháng)期時(shí)效有強烈轉化為相（Ni3Ti）的趨勢；逐漸減小Ti/Al比，以取得較好的熱強度和熱穩定性配合；當Al量超過(guò)上限時(shí)，可能出現有害的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)驗所設計的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(cháng)大過(guò)程，從而提高合金的高溫強度。RadavichJ等研究發(fā)現Nb的作用體現為：Nb可促進(jìn)形成更多相，導致合金的相固溶溫度升高；其次，Nb增大相的反向疇（APB）能，提高合金的高溫強度。但加入過(guò)多Nb會(huì )增加合金的缺口敏感性，也會(huì )嚴重損壞合金抗氧化性能，導致高溫條件下的疲勞裂紋擴展速率增大。Ta是近年來(lái)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，其維加德系數僅次于Hf和Zr，因此，可明顯增加相的點(diǎn)陣常數，提高相的強化效果。Ta的加入被認為是第3代粉末高溫合金提高裂紋擴展抗力的重要因素。20世紀90年代，NASA聯(lián)合GE和PW公司制定了開(kāi)發(fā)用于高速民用運輸機的發(fā)動(dòng)機計劃（簡(jiǎn)稱(chēng)EPM計劃），Ta對合金裂紋擴展速率的影響正是在該計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度，最重要的是，可明顯降低704的保時(shí)疲勞裂紋擴展速率。但在設計RR1000合金時(shí)發(fā)現，加入過(guò)量的Ta卻又降低合金的裂紋擴展抗力，因此Ta的添加控制在215以?xún)?。Nb/Ta比也是高性能粉末高溫合金成分設計的一個(gè)重要內容。TelesmanJ等研究了Alloy10合金中Nb/Ta比對合金性能的影響，發(fā)現隨著(zhù)Nb/Ta比增大，其屈服和拉伸強度增大，這個(gè)結論和JonesJ等采用人工神經(jīng)網(wǎng)絡(luò )預測Nb/Ta比對合金的強化效果顯著(zhù)一致。對Alloy10來(lái)說(shuō)，Nb/Ta大于21，因更多Nb的加入可提高合金的拉伸強度；對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展抗力；LSHR合金則強調Nb/Ta比的平衡，從而保證獲得更加優(yōu)異的綜合性能。

　　213晶界強化晶界作為高溫合金的薄弱環(huán)節，一直都是合金設計中的重點(diǎn)考慮環(huán)節。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，可提高晶間結合力，強化晶界，從而提高合金的蠕變強度、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更穩定。由于碳化物和硼化物固結一定量的TCP相形成元素，因此C和B是高溫合金顯微組織的穩定劑，且B的穩定作用更強。

　　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熱強性的影響時(shí)，應把C和B綜合起來(lái)考慮。C的有利作用是在晶界析出鏈狀、斷續碳化物來(lái)強化晶界；B則在晶界偏聚造成局部合金化，強烈改變晶界狀態(tài)，降低元素在晶界的擴散過(guò)程而強化晶界，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)，因而對熱強性有利。然而，研究發(fā)現，當這些元素添加過(guò)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，主要是因為添加大量的B會(huì )導致晶間（Cr，Mo）3B2的析出。Zr最初是用于強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(xiàn)和擴大固溶相線(xiàn)間溫度區間的元素。為了提高合金的使用溫度，有降Zr的趨勢。

　　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）對合金性能的影響，發(fā)現適當增大B或Zr元素添加量有利于延長(cháng)低周疲勞壽命，當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)，提高晶界強度，在合金中加入適量的晶界強化元素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，維加德系數是最大的，因此可明顯增加相或相的點(diǎn)陣常數以強化合金。Hf不僅可進(jìn)入相和相中，還可與O結合，凈化晶界，同時(shí)促進(jìn)包含有Mo，T，iCr等碳化物的形成，強化晶界。因此，Hf在鎳基粉末高溫合金中廣泛應用，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，晶粒度大小對合金性能有顯著(zhù)影響：細晶有高的合金強度和高的低周疲勞壽命，而粗晶對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力下更為明顯。近年來(lái)，通過(guò)特殊工藝來(lái)制備單合金雙晶粒組織（盤(pán)緣為粗晶組織、盤(pán)心為細晶組織）渦輪盤(pán)備受關(guān)注。其關(guān)鍵是在盤(pán)件的不同部位形成溫度梯度，使盤(pán)心溫度低于相固溶溫度而獲得細晶組織，盤(pán)緣高于相固溶溫度而獲得粗晶組織。這種盤(pán)件符合渦輪盤(pán)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)機的推重比，具有極大的應用潛力。雙重組織熱處理（DMHT）工藝經(jīng)過(guò)在第3代合金的反復實(shí)踐，逐漸成熟與完善，Ladish公司發(fā)明的自動(dòng)超冷卻設備，加快了雙晶組織盤(pán)工業(yè)化批量生產(chǎn)的進(jìn)程。DMHT工藝已成為第3代合金的標準熱處理工藝，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化效果，包括相的形態(tài)、尺寸、數量和分布。在鎳基粉末高溫合金中，可以觀(guān)察到3種不同類(lèi)型的相：除主要分布在晶界上的大初始相外，晶內還有尺寸相對較小的二次和三次相。二次相是在固溶處理冷卻過(guò)程中的初期析出，三次相則指在冷卻過(guò)程后期及時(shí)效過(guò)程中補充析出的相。

　　渦輪盤(pán)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。二次相的析出強烈依賴(lài)于冷卻速度，特別是對于過(guò)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，這對三次相的析出也有一定影響。研究發(fā)現，合金的蠕變性能高度敏感于三次相的尺寸和數量，這對未來(lái)開(kāi)發(fā)合適的熱處理提出了挑戰，那就是如何選擇冷卻介質(zhì)或路徑以達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)異的抗蠕變強度，這對設計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)陣常數與錯配度在鎳基粉末高溫合金中，相的點(diǎn)陣常數a和相的點(diǎn)陣常數a隨成分而異，可用a來(lái)表示兩者之間的點(diǎn)陣錯配度，其用如下的經(jīng)驗公式來(lái)進(jìn)行計算：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數。由式（1）可知，Nb，Ta增大兩相的點(diǎn)陣錯配度，Cr，Co，Mo，W和低Ti/Al比均減少錯配度。一般認為，共格應力強化作用在650700以下有效（約06Tm）；在高溫下，點(diǎn)陣錯配度大的相其不穩定性?xún)A向通過(guò)聚集長(cháng)大和改變?yōu)槲诲e型界面結構而松弛彈性應力。對更高溫度下（>750）使用的高溫合金，相與相的點(diǎn)陣常數差越小，相越難長(cháng)大，相越穩定，合金才有更好的高溫強度，否則要產(chǎn)生過(guò)時(shí)效，使高溫強度有所下降。利用熱力學(xué)軟件ThermoCalc的計算值并結合式（1）可得國外第3代粉末高溫合金的點(diǎn)陣常數以及錯配度，分析發(fā)現，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(guò)調節合金元素含量以獲得較小的點(diǎn)陣錯配度。

　　24新型高性能粉末高溫合金的研發(fā)趨勢新型高性能粉末高溫合金應具備三高一低特點(diǎn)，即高的工作溫度、高的強度、高的相穩定性和低的疲勞裂紋擴展速率。綜合以上對國外第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計而言，合金元素的添加原則可考慮以下搭配范圍：15　　3我國新型第3代粉末高溫合金的研究為了滿(mǎn)足我國發(fā)動(dòng)機渦輪盤(pán)用材料日益增長(cháng)的性能要求，強度和損傷容限兼優(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(kāi)展我國第3代粉末高溫合金的研制工作?；谏鲜隹偨Y出的新型高性能粉末高溫合金的研發(fā)趨勢，本文重點(diǎn)介紹在武器裝備預先研究基金項目等資助下，北京科技大學(xué)與鋼鐵研究總院合作，在國內率先進(jìn)行我國新型第3代粉末高溫合金FGH98的初期研究工作與取得的成果。

　　31FGH98合金的成分設計國內外鎳基高溫合金的傳統設計方法可分為3大類(lèi)：計算機輔助高溫合金設計方法：多元回歸法、離散變分法和集團變分法；人工智能高溫合金設計方法：專(zhuān)家系統、人工神經(jīng)網(wǎng)絡(luò )及兩者的結合；最優(yōu)化高溫合金設計方法：MonteCarlo約束優(yōu)化法、遺傳算法與分子動(dòng)力學(xué)結合等。但是這些方法在實(shí)際應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60年代初，相計算（PHACOMP）技術(shù)開(kāi)始在鎳基高溫合金成分設計上得到應用。在70年代出現了相圖計算法（CALPHAD），并得到實(shí)驗的驗證。尤其需指出，RR1000合金的成分是英國羅-羅公司通過(guò)將熱力學(xué)模型化并理解了元素添加量對高溫合金力學(xué)性能的作用與關(guān)聯(lián)而設計所得。

　　本文作者參照了Alloy10，ME3和LSHR等合金的公開(kāi)成分，基于材料熱力學(xué)相圖計算軟件ThermoCalc計算結果和d電子理論對新型第3代FGH98合金進(jìn)行了成分優(yōu)化設計，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)量百分數）。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)保證晶界強化元素Zr的添加，以期獲得使用溫度為750800、強度與損傷容限性能兼優(yōu)的渦輪盤(pán)用材料。

　　32FGH98合金的熱變形國外相關(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)性能也對熱變形的組織演變高度敏感。目前，對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(kāi)裂等失穩現象的產(chǎn)生，必須深入研究FGH98合金的熱變形行為。這里對新型第3代粉末高溫合金FGH98在變形溫度為9501150，應變速率為000031s-1條件下熱變形行為進(jìn)行了研究。結果表明：當應變量為05時(shí)，在變形溫度10501150，應變速率011s-1范圍內，值為3640，呈現動(dòng)態(tài)再結晶特征，晶粒度為8590級；在變形溫度為10001060，應變速率000030001s-1范圍內，值為3640，達到峰值，發(fā)生動(dòng)態(tài)再結晶，晶粒度為1112級。在變形溫度10801150，應變速率000030001s-1范圍內，發(fā)生晶粒長(cháng)大，晶粒度為6065級。在變形溫度9501050，應變速率011s-1范圍內，值小于36，此區為流動(dòng)失穩區，合金出現了剪切開(kāi)裂、縱向開(kāi)裂和混合型開(kāi)裂；當應變量為0105，FGH98合金熱加工圖均存在有兩個(gè)峰區，而當應變量大于05，在低應變速率區域的峰區消失，建議FGH98合金鍛造的一火變形量控制在40（真應變?yōu)?5）。該研究結果已應用于FGH98合金實(shí)際等溫鍛造工藝中，并成功獲得縮壓比180mm盤(pán)坯。

　　33FGH98合金的熱處理目前，實(shí)現單一合金雙性能粉末盤(pán)的主要方法是進(jìn)行熱機械處理和雙重組織熱處理，后者因所需工裝條件相對簡(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(guò)鍛態(tài)小試樣的模擬實(shí)驗，研究該合金熱處理過(guò)程中晶粒度和相變轉變規律及溫度的影響，為后續熱處理獲得雙重晶粒組織提供重要的實(shí)驗依據與參考。結果表明：相對晶粒長(cháng)大有顯著(zhù)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(cháng)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(cháng)大，晶粒生長(cháng)指數隨熱處理溫度的升高而增加。晶粒長(cháng)大主要由純Ni的自擴散過(guò)程控制，還受到殘余枝晶的影響，導致FGH98合金實(shí)際晶粒長(cháng)大溫度高于相固溶溫度。制備雙性能盤(pán)的關(guān)鍵是對鍛造盤(pán)坯進(jìn)行雙重組織熱處理，其具體步驟如下：FGH98合金鍛造盤(pán)坯的輪心采用絕熱材料包覆，輪緣外露，將整個(gè)盤(pán)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熱電偶監測。由于盤(pán)緣完全暴露在爐中，在熱輻射與熱對流的作用下得到快速加熱；盤(pán)心被絕熱材料保護，主要靠熱傳導來(lái)加熱，升溫較為緩慢。當盤(pán)心熱電偶監測已達到設定溫度時(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(wú)開(kāi)裂FGH98？合金盤(pán)件，此法實(shí)現了FGH98？合金盤(pán)緣和盤(pán)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FGH98？合金雙重組織熱處理盤(pán)不同部位（輪緣、過(guò)渡區、輪心）的組織觀(guān)察如。晶粒度統計與評級標準依照美國ASTME112來(lái)進(jìn)行。由可知，FGH98？合金盤(pán)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；輪心部位仍保持細晶組織，晶粒度為ASTM11-12級，過(guò)渡區的晶粒組織介于輪緣和輪心之間且晶粒度為ASTM9-10級。

　　通過(guò)對FGH98？合金盤(pán)件不同部位的晶粒度進(jìn)行評級后發(fā)現，其輪緣和輪心部位之間過(guò)渡區域晶粒組織過(guò)渡明顯，無(wú)明顯分層現象。值得指出的是，FGH98？

　　合金雙重組織盤(pán)的晶粒組織無(wú)異常晶粒長(cháng)大發(fā)生。由于FGH98？合金是Cc相析出強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(zhù)密切聯(lián)系。FGH98？

　　合金雙重組織熱處理盤(pán)件不同部位（輪緣、過(guò)渡區、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(guò)渡區的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(guò)渡區相似，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(guò)渡區稍大稍多些，中等尺寸Cc相大小為40150nm.這種在FGH98？合金盤(pán)件不同區域的晶粒度與Cc相的差異是其具有雙性能的基礎與保證。

　　31412FGH98？合金的性能FGH98？合金盤(pán)件經(jīng)雙重組織熱處理后，切取試樣檢驗其各種力學(xué)性能。結果表明：從FGH98？合金雙重組織盤(pán)輪心部位拉伸性能與國內外第3代合金性能的比較來(lái)看，FGH98？合金的強度與FGH95相當但塑性略好，其強度明顯好于FGH96，FGH98？合金的強塑性與LSHR，Alloy10接近，強度優(yōu)于ME3合金；FGH98？合金雙重組織盤(pán)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。FGH98？合金雙重組織盤(pán)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(jiàn)，FGH98？合金雙重組織盤(pán)有著(zhù)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(pán)研究組與鋼鐵研究總院自主研發(fā)了我國第3代使用溫度為750e以上新型渦輪盤(pán)用粉末高溫合金FGH98？，其性能技術(shù)指標與美國已公布第3代粉末高溫合金的性能指標大致相當或略好，但由于粉末高溫合金的制備過(guò)程復雜，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(kāi)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量和尺寸直接影響渦輪盤(pán)的強度和使用壽命，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(lái)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(guò)雙聯(lián)或三聯(lián)冶煉工藝來(lái)降低母合金中的夾雜物含量。目前，國內外的主要制粉工藝如氬氣霧化法和等離子旋轉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，國內還新近發(fā)展了火花等離子體放電（SparkPlasmaDis2charge，SPD）制備高溫合金細粉技術(shù)，均是沿著(zhù)制造超純凈細粉方向發(fā)展。另外，通過(guò)采用粉末的表面凈化和預熱處理技術(shù)，可以有效地解決原始顆粒邊界和熱誘導孔洞缺陷問(wèn)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(pán)坯的致密度和改善材料的強塑性，并減少熱變形和熱處理時(shí)開(kāi)裂等缺陷的產(chǎn)生。

　　412熱處理工藝因航空發(fā)動(dòng)機渦輪盤(pán)等部件具有復雜的形狀和不同厚度的截面，不同區域厚度之差可達220cm，在后續熱處理冷卻時(shí)因產(chǎn)生熱應力不同而導致部件局部開(kāi)裂，需要開(kāi)發(fā)合理的冷卻工藝，以便在確保高溫強度的同時(shí)，解決合金塑性較差和淬火開(kāi)裂兩大問(wèn)題，為此，國內外曾先后嘗試并開(kāi)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，在一定范圍內得到應用，但仍常發(fā)生合金抗拉強度不穩定和殘余應力過(guò)大導致的局部開(kāi)裂。因此，研制和開(kāi)發(fā)能滿(mǎn)足新型粉末高溫合金雙性能渦輪盤(pán)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計算機模擬技術(shù)計算機模擬技術(shù)正逐漸成為粉末高溫合金中重要的研究?jì)热?。目前，在歐美國家，計算機模擬技術(shù)在粉末盤(pán)生產(chǎn)的全過(guò)程中得到了應用，如利用計算機模擬優(yōu)化設計合金成分、熱等靜壓包套、鍛造模具、預測淬火過(guò)程的溫度以及應力分布和相場(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合金是我國近年來(lái)將計算機模擬技術(shù)與材料緊密結合的示例。隨著(zhù)計算機模擬與粉末高溫合金技術(shù)的不斷發(fā)展，兩者的結合性應用將會(huì )越來(lái)越多，計算機模擬研究將會(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展抗力的重要因素，但加入過(guò)量的Ta卻又降低合金的裂紋擴展抗力。RadavichJ等

　　在研究含Hf的EP741NP合金時(shí)發(fā)現，在Cc相剛開(kāi)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)現象值得進(jìn)一步地探討，有利于今后在設計新合金時(shí)掌握加入Hf量及分配規則。Zr既有晶界強化的效果又能降低固相線(xiàn)和擴大固溶相線(xiàn)間溫度區間。作為粉末高溫合金中維加德系數最大的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(cháng)期組織穩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)機的熱端部件上，其在高溫長(cháng)期服役（時(shí)效）過(guò)程中的組織穩定性至關(guān)重要。國內學(xué)者對第1代和第2代的組織穩定性進(jìn)行了研究，其主要集中于對合金長(cháng)期時(shí)效過(guò)程中Cc相穩定性和析出TCP相等脆性相的研究，后者對合金性能惡化有明顯的作用。改善組織穩定性的措施包括調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(cháng)時(shí)組織穩定性來(lái)進(jìn)行成分優(yōu)化設計，其結果有待對后續長(cháng)時(shí)熱處理試樣的組織與性能的進(jìn)一步觀(guān)察驗證?？傊?，長(cháng)期組織穩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結語(yǔ)隨著(zhù)計算機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(guò)去反復性嘗試試驗、研究周期長(cháng)、耗資大的研究模式走向計算機模擬設計與科學(xué)實(shí)驗相結合的道路，使新合金的研制過(guò)程大幅度加快。我國自上世紀70年代末開(kāi)展高性能粉末高溫合金的研究以來(lái)，取得了長(cháng)足的進(jìn)步；但就目前來(lái)說(shuō)，我國在粉末渦輪盤(pán)材料的設計和研究上與國外的差距依然很大。相信通過(guò)不斷地努力，在綜合分析國外的先進(jìn)粉末高溫合金的基礎上，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，使研究同仁們少走彎路、少做重復性工作，我們會(huì )逐漸縮小與國外間的差距，不斷開(kāi)發(fā)出綜合性能優(yōu)異的新型粉末高溫合金，最終實(shí)現我國高性能粉末盤(pán)的工程化應用。