引言

隨著航空發(fā)動(dòng)機(jī)的發(fā)展，渦輪進(jìn)口溫度持續(xù)上升，渦輪盤(pán)用高溫合金需要具備更高的工作溫度和更優(yōu)異的性能[1]。為滿足這一需求，高溫合金中的強(qiáng)化元素種類(lèi)與含量增加，合金化程度提高。但高含量的難熔元素在鑄錠中容易發(fā)生偏析，造成合金組織和性能不均勻的問(wèn)題，這一問(wèn)題在渦輪盤(pán)這種大型部件中更為顯著。粉末冶金技術(shù)的出現(xiàn)有效地解決了這一問(wèn)題，粉末高溫合金因無(wú)宏觀偏析，組織均勻，被廣泛應(yīng)用于渦輪盤(pán)[2-4]。近年來(lái)，粉末高溫合金在成分和工藝上不斷優(yōu)化，朝著更高性能的方向發(fā)展。然而，合金的制備過(guò)程中仍存在一些急需解決的共性關(guān)鍵問(wèn)題。首先，合金中的夾雜物難以有效去除，這不僅降低了粉末高溫合金的潔凈度，也影響了其服役壽命和可靠性[5-6]。其次，在高合金化趨勢(shì)下，平衡合金的服役性能與熱加工性能變得尤為困難，合金在鍛造和熱處理淬火過(guò)程中容易出現(xiàn)開(kāi)裂現(xiàn)象[7-14]。此外，合金制品的成本居高不下。這些問(wèn)題嚴(yán)重制約了粉末高溫合金的進(jìn)一步發(fā)展與應(yīng)用。

本文基于先前的研究工作，首先從合金的發(fā)展歷程、成分以及制備工藝3個(gè)方面概述粉末高溫合金的進(jìn)展，然后深入分析粉末高溫合金中去除夾雜物難、易開(kāi)裂和成本高等問(wèn)題的成因及相應(yīng)的解決方案。最后，總結(jié)粉末高溫合金的研究現(xiàn)狀并展望合金未來(lái)的發(fā)展趨勢(shì)。本文旨在推動(dòng)粉末高溫合金的進(jìn)一步研究，并為先進(jìn)航空發(fā)動(dòng)機(jī)的生產(chǎn)與研制提供參考和指導(dǎo)。

1、粉末高溫合金概述

1.1 發(fā)展歷程

自20世紀(jì)70年代美國(guó)制備出IN100粉末高溫合金渦輪盤(pán)至今，粉末高溫合金已經(jīng)擁有近55年的發(fā)展歷程，并在我國(guó)、歐美國(guó)家和俄羅斯得到廣泛應(yīng)用[15-16]。其中，歐美國(guó)家將粉末高溫合金按生產(chǎn)年代和綜合性能分為四代，其發(fā)展歷程如圖1所示。第一代為高強(qiáng)型粉末高溫合金，工作溫度為600℃，典型的合金有IN100、Rene95等;第二代為700℃高損傷容限型粉末高溫合金，如Rene88DT、U720Li等;第三代為750℃高強(qiáng)高損傷容限型粉末高溫合金，如Renél04、Alloy10等;第四代為815℃三高型粉末高溫合金，即高的強(qiáng)度、工作溫度和損傷容限，如TSNA-1、RRHT5等。我國(guó)也研制出了擁有這四代粉末高溫合金性能的合金，第一代為FGH4095，第二代為FGH4096，第三代有FGH4098和FGH100L等，第四代有FGH4102和GNPM01等。

1.2 成分

粉末高溫合金的成分復(fù)雜，元素種類(lèi)多。為了更好地根據(jù)性能去設(shè)計(jì)成分，有必要明確合金元素的種類(lèi)、影響以及含量變化。如圖2所示，粉末高溫合金的成分主要包括Co、Cr、W、Mo、Al、Ti、Nb、Ta、C、B、Zr、Hf。這些元素可對(duì)合金產(chǎn)生如固溶強(qiáng)化、沉淀強(qiáng)化、晶界強(qiáng)化以及抗氧化等有益影響，但也會(huì)形成TCP相對(duì)合金造成不利影響[17]。此外，研究表明，往粉末高溫合金中加入微量的稀土元素

(如Sc等)可改善合金性能，這為合金的成分設(shè)計(jì)提供了另一種思路[18-19]。Co、Cr、Mo、W主要溶于 γ基體，實(shí)現(xiàn)固溶強(qiáng)化[20]，但也是TCP相的形成元素，加入過(guò)多會(huì)促進(jìn)TCP相析出，降低合金性能。表1所列為粉末高溫合金成分的變化，可看出Co在一、二代合金中的含量為8.0%~18.5%，在三、四代合金中的含量提高，最高含量分別達(dá)到了21.3%和19.0%，這是因?yàn)镃o可以從多方面改善合金性能。首先，Co可以降低層錯(cuò)能，阻礙位錯(cuò)滑移，從而提高合金的持久強(qiáng)度和蠕變抗力[21];其次，Co可以促進(jìn)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶,提高合金的熱加工性能[22];最后,Co能降低Al和Ti在基體中的溶解度，促進(jìn)γ'相析出，抑制σ相形成[23]。Cr除了和Mo、W一樣可以形成碳化物從而強(qiáng)化晶界，還可以防止合金氧化。Cr的含量在三代合金中開(kāi)始明顯下降，但保持在13%左右。Mo、W可以提高原子間結(jié)合力，降低層錯(cuò)能并提高合金的高溫強(qiáng)度[24-25]。四代合金中傾向于降低Mo的含量，來(lái)減少TCP相的析出，然后通過(guò)增大Ti/Al比來(lái)彌補(bǔ)合金強(qiáng)度。還有合金用W代替部分Mo，因?yàn)閃和Mo雖然都是TCP相的形成元素，但Mo全部進(jìn)入基體，W則以接近1:1的比例分別進(jìn)入基體和 γ ′相，析出 TCP相的傾向更小[24,26]。

Al既可以抗氧化，同時(shí)還和Ti、Nb、Ta是主要的 γ ′相形成元素，實(shí)現(xiàn)沉淀強(qiáng)化。這4種元素的含量總和控制在6.4%~14.5%。二代合金通過(guò)犧牲一部分強(qiáng)度來(lái)提高損傷容限，所以相比之下二代合金中的沉淀強(qiáng)化元素含量最低，而四代合金中基本都大于10%。Al和Ti是主要的y'相形成元素，許多三、四代合金將 Ti/Al的質(zhì)量比控制在 1左右,因?yàn)楸戎到咏?時(shí)合金的高溫強(qiáng)度和熱穩(wěn)定性均較好 [32]。Nb也是 γ ′相形成元素，且和 Ta一樣，會(huì)有部分 Nb進(jìn)入基體實(shí)現(xiàn)固溶強(qiáng)化，文獻(xiàn)[33]報(bào)道Al/(Ti+Ta+Nb)的原子比>0.85時(shí)可以避免TCP相析出。Ta的變化最明顯，這是三代合金才開(kāi)始重視起來(lái)的元素，四代合金普遍加入了較多的Ta。因?yàn)門(mén)a可以降低層錯(cuò)能，改善 γ ′相的尺寸和面積分?jǐn)?shù)，提高合金的高溫強(qiáng)度和蠕變性能[34-35]，研究表明Ta的合適添加范圍為2.4%~3.6%[35]。

晶界強(qiáng)化元素(C、B、Zr、Hf)的含量變化不大。C是形成碳化物的主要元素，但添加過(guò)多會(huì)使原始顆粒邊界(prior particle boundary,PPB)增多，影響合金的熱加工性能[36]。研究表明，C含量應(yīng)控制在0.03%~0.20%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)[17]。B偏聚在晶界，可以降低晶界上其他元素的擴(kuò)散速度，從而提升晶界結(jié)合力。同時(shí)能形成硼化物阻止晶界滑移，其含量一般≤0.05%[37]。Zr也偏聚在晶界，有助于減少晶界缺陷并凈化晶界雜質(zhì)元素[37]。研究表明，F(xiàn)GH96合金中Zr的適宜含量為0.04%[38]。與Ta的作用類(lèi)似，Hf一方面進(jìn)入γ'相，改善γ'相并增強(qiáng)合金強(qiáng)度;另一方面作為碳化物的形成元素，Hf能提高M(jìn)C碳化物的含量，消除PPB并減少裂紋[34,39-40]。FGH96和FGH97合金中Hf的適宜含量分別被確定為0.6%和0.3%[27,38]。

表1粉末高溫合金的成分[17,27-31]

Table 1 Composition of P/M superalloys[17,27-31](mass fraction,%)

Generation	Generation Alloy	Co	Cr	W	Mo	Al	Ti	Nb	Ta	C	B	Zr	Hf
1st	IN100	18.50	12.50	0	3.40	5.50	4.50	0	0	0.080	0.020	0.05	0
	Rene95	8.00	13.00	3.50	3.50	3.50	2.50	3.50	0	0.060	0.010	0.05	0
	Astroloy	17.00	15.00	0	5.00	4.00	3.50 0	0	0	0.040	0. 0.025	0.04	0
	MERL76	18.50	12.40	0	3.20	5.50	4.30	1.40	0	0.020	0.020	0.06	0.40
	U720	14.70	18.00	1.25	3.00	2.50	5.00	0	0	0.035	0.033	0.03	0
	FGH4095	8.47	12.20	3.42	3.61	3.51	2.55	3.40	0	0.055	0.010	0.03	0
2nd	Ren88DT	13.00	16.00	4.00	4.00	2.00	3.70	0.70	0	0.030	0.015	0.05	0
	U720Li	15.00	16.60	1.25	3.00	2.50	5.00	0	0	0.025	0.012	0.03	0
	N18	15.50	11.50	0	6.50	4.30	4.30	0	0	0.020	0.015	0.03	0.50
	FGH4096	13.00	15.80	4.14	4.33	2.26	3.88	0.82	0	0.030	0.015	0.03	0
3rd	Rene104/ME3	20.00	13.10	1.90	3.80	3.70	3.50	1.20	2.30	0.040	0.030	0.05	0
	Alloy10	15.00	11.00	5.70	2.50	3.80	1.80	1.80	0.90	0.040	0.030	0.10	0
	LSHR	21.30	12.90	4.30	2.70	3.40	3.60	1.40	1.70	0.030	0.030	0.05
	NF3	18.00	10.50	3.00	2.90	3.60	3.60	2.00	2.50	0.030	0.030	0.05	0
	RR1000	15.00	14.50	0	4.50	3.00	4.00	0	1.50	0.030	0.020	0.06	0.75
	N19	12.20	13.30	3.00	4.60	2.90	3.60	1.50	0	0.015	0.010	0.05	0.25
	NR3	14.90	12.50	0	3.55	3.60	5.50	0	0	0.020	0.010	0.03	0.30
	NR6	15.30	13.90	3.70	2.20	2.90	4.60	0	0	0.020	0.010	0.03	0.30
	FGH4098	20.60	13.00	2.10	3.80	3.40	3.70	0.90	2.40	0.050	0.025	0.05	0
	FGH100L	20.90	12.24	4.40	2.77	3.48	3.35	1.52	1.47	0.040	0.023	0.04	0
	FGH4113A	19.21	13.04	3.94	4.15	3.11	3.69	1.21	1.05	0.030	0.005	0	0.17
4th	ME501	18.00	12.00	3.00	2.90	3.00	3.00	1.50	4.80	0.050	0.030	0.05	0.40
	TSNA-1	19.00	10.90	4.50	2.60	3.50	3.50	1.50	5.00	0.045	0.023	0	0.37
	Alloy2	15.50	12.30	3.40	2.30	3.10	2.80	1.40	4.90	0.030	0.030	0.09	0
	RRHT5	18.10	14.00	0.80	1.50	8.00	0	5.5	1.00	0	0.140	0	0
	GNPM01	16.00	10.00	5.00	2.50	3.20	3.00	2.0	5.00	0.060	0	0	0.30
	FGH4102	17.00	9.50	3.00	3.00	3.30	3.10	2.5	2.50	0.050	0.040	0.05	0.50
	FGH4108	18.00	(Cr+W+		18.00	(Al			12.5	0.050	0.040	0.05	0.40

1.3 制備工藝

粉末高溫合金的制備工藝主要包括母合金熔煉、粉末制備、粉末固結(jié)成形、熱處理，母合金熔煉工藝會(huì)在后續(xù)章節(jié)中提及，這里將重點(diǎn)介紹粉末制備、粉末固結(jié)成形和熱處理3種工藝。

圖3所示為粉末高溫合金的工藝示意圖[41-46],目前生產(chǎn)中使用的粉末制備工藝主要有氬氣霧化(argon atomization,AA)和等離子旋轉(zhuǎn)電極(plasma rotating electrode processing, PREP)[16,44]。AA又分為真空感應(yīng)熔化氣體霧化(vacuum induction melting gas atomization, VIGA)和電極感應(yīng)熔化氣體霧化(electrode induction melting gas atomization,EIGA)[47]。VIGA的細(xì)粉收得率高，生產(chǎn)成本低，在工業(yè)上應(yīng)用廣泛。但VIGA中高溫熔體與陶瓷坩堝等耐火材料長(zhǎng)時(shí)間接觸，可能導(dǎo)致在霧化過(guò)程中向粉末引入夾雜物。EIGA采用無(wú)坩堝感應(yīng)熔化，更適用于高潔凈度金屬粉末的制備。PREP也不使用坩堝，但粉末粒度較大。增加電極直徑和提高電極轉(zhuǎn)速可以解決這個(gè)問(wèn)題，但國(guó)內(nèi)PREP設(shè)備的電極轉(zhuǎn)速不高，技術(shù)能力不足[5]。

目前的固結(jié)成形工藝主要有真空粉末鍛造成 形/熱震蕩壓制(hot oscillatory pressing,HOP)、放電等離子燒結(jié)(spark plasma sintering,SPS)、熱等靜壓(hot isostatic pressing, HIP)、熱擠壓(hot extrusion,HEX)和等溫鍛造(isothermal forging,IF)。其中HIP、HEX和IF比較常見(jiàn)且應(yīng)用較多，而HOP和SPS應(yīng)用較少。HOP是在高溫高真空下采用交變的機(jī)械沖擊對(duì)粉末進(jìn)行致密化成形的工藝[48]。與傳統(tǒng)工藝相比，該工藝無(wú)需熱等靜壓和熱擠壓設(shè)備，能縮短工藝路線，節(jié)約生產(chǎn)成本[49]。目前，HOP已應(yīng)用于FGH95、FGH96合金的制備[48-51]。SPS利用脈沖電流直接作用于粉末內(nèi)部及石墨模具外部，通過(guò)放電產(chǎn)生熱量。由于粉末在電介質(zhì)中快速冷卻，且在燒結(jié)過(guò)程中脈沖電流直接作作用于粉末形成等離子體，破壞粉末表面的氧化膜。因此SPS制備出的合金碳化物和PPB少，塑性和抗氧化性好[52]，該工藝已應(yīng)用于FGH96、FGH97的制備[46,52-53]。

針對(duì)渦輪盤(pán)的工作條件和性能要求，一般對(duì)IF后得到的均勻細(xì)晶盤(pán)坯采用雙重組織熱處理(dual microstructure heat treatment,DMHT)工藝，使工作溫度相對(duì)較低的盤(pán)心獲得細(xì)晶組織，擁有較高的屈服強(qiáng)度和低周疲勞性能;盤(pán)緣獲得粗晶組織，擁有良好的持久性能和疲勞裂紋擴(kuò)展抗力;同時(shí)，兩者的過(guò)渡區(qū)域沒(méi)有力學(xué)性能突變[54]。這種梯度熱處理工藝也被稱(chēng)為單合金-雙組織技術(shù)，該技術(shù)已成功應(yīng)用于LSHR、FGH96、FGH98、FGH4113A等合金盤(pán)件[55-57]。

粉末高溫合金的制備路線最初采用HIP+HT工藝，以實(shí)現(xiàn)合金的近凈成形。但是HIP過(guò)程中可能形成的PPB和粉末中的夾雜物會(huì)影響粉末高溫合金的性能和可靠性。隨著大噸位擠壓設(shè)備、超塑性等溫鍛造以及雙性能熱處理技術(shù)的開(kāi)發(fā)，現(xiàn)代粉末高溫合金的制備路線逐漸向HIP+HEX+IF+DMHT方向發(fā)展[57]。

2、粉末高溫合金中存在的問(wèn)題及解決辦法

2.1夾雜物去除困難

為保障渦輪盤(pán)的服役壽命和可靠性，制備出高潔凈度的粉末高溫合金至關(guān)重要。粉末冶金技術(shù)雖然有效地解決了合金偏析嚴(yán)重的問(wèn)題，但合金制備流程中的母合金熔煉和制粉環(huán)節(jié)會(huì)給合金帶來(lái)夾雜物這一缺陷。夾雜物是制約合金潔凈度提升的主要因素，且?jiàn)A雜物的遺傳性較強(qiáng)，難以完全去除。因此，夾雜物問(wèn)題一直是研究的重點(diǎn)和難點(diǎn)。總結(jié)夾雜物的種類(lèi)、特征及來(lái)源，了解夾雜物對(duì)合金性能的影響及夾雜物的去除方法有助于夾雜物問(wèn)題的進(jìn)一步研究，并對(duì)超潔凈粉末高溫合金的制備具有指導(dǎo)作用。

2.1.1夾雜物的種類(lèi)、特征及來(lái)源

粉末高溫合金中的夾雜物呈隨機(jī)分布[58]，實(shí)際盤(pán)件中的夾雜物沿壓縮方向被壓扁，呈現(xiàn)鏤空的“油餅”狀。這種形狀比較分散，不利于超聲定量監(jiān)測(cè)[59]。目前為止，已知的夾雜物共有4類(lèi)，即陶瓷、熔渣、有機(jī)夾雜物、異常顆粒[58,60]。其中陶瓷夾雜物是夾雜物的主體，以Al2O3和SiO2最為常見(jiàn)[58]。此外，按金屬性質(zhì)還可把夾雜物分為金屬和非金屬兩類(lèi)。表2總結(jié)了夾雜物的種類(lèi)、形貌、組成以及來(lái)源。

2.1.2夾雜物對(duì)合金性能的影響

研究表明，夾雜物的尺寸越大且越靠近合金表面，合金低周疲勞壽命的降低也越明顯[61]。夾雜物會(huì)破壞基體的連續(xù)性和致密性，成為合金的裂紋源[6,58,62-63]。夾雜引起裂紋萌生和擴(kuò)展的形式主要有夾雜物內(nèi)部萌生裂紋向基體擴(kuò)展、夾雜物/基體的界面處萌生裂紋向基體擴(kuò)展以及與夾雜物周?chē)�的基體開(kāi)裂[62,64]。進(jìn)一步地，小尺寸的夾雜物應(yīng)力集中程度小，與基體的結(jié)合程度好，在基體大面積屈服后引發(fā)裂紋，且裂紋萌生于夾雜物內(nèi)部;而大尺寸的夾雜物應(yīng)力集中程度大，與基體的結(jié)合程度差，在基體未屈服前就引發(fā)裂紋，且裂紋萌生于夾雜物/基體的界面[65]。NARAGANI等[63]發(fā)現(xiàn)夾雜物周邊存在的應(yīng)變梯度導(dǎo)致了裂紋的起源，類(lèi)似的情況也被JIANG等[66]報(bào)道。進(jìn)一步，YI等[67]研究了夾雜團(tuán)簇對(duì)FGH96合金開(kāi)裂的影響。結(jié)果表明，夾雜團(tuán)簇是由Al2O3、MgO及ZrO2顆粒在晶界上形成的且形狀各異，其中Al2O3因硬度高和與基體變形的協(xié)調(diào)性差，成為夾雜團(tuán)簇的主要開(kāi)裂部分。夾雜團(tuán)簇的尺寸在5~35μm，且有15%左右的尺寸大于25μm，但大尺寸的夾雜團(tuán)簇不一定會(huì)引起裂紋。夾雜團(tuán)簇的顆粒距離(聚集程度)及相對(duì)加載方向的取向也會(huì)影響裂紋的產(chǎn)生，且尺寸為25~35μm，平均顆粒間距為0~4μm，取向?yàn)?5~66°的夾雜團(tuán)簇更易引起裂紋(圖4)。

表2夾雜物的種類(lèi)、特征及來(lái)源[5,58,60]

Table 2 Types, characteristics and sources of inclusions[5,58,60]

Tlype Nonmetal		Morphology	Constituent	Source
	Porcelain	Spheres and droplets of  white, blue and gray translucent colors	Al2O3, SiO2 and 3Al2O3-2SiO2 (mullite)	Master alloy raw materials, refractory slag, ceramic particles in atomizing nozzles
				1) formation of endogenous inclusions such as Al2O3 in the raw alloy material during the melting process; 2) formation of oxides by
	Slag	Black or gray, porous and  opaque irregular shape	Al, O and mixed oxides of Al, Si and small amounts of Mg,Ti,Cr,Fe	chemical reaction between the raw material and the crucible material; 3) complex oxidation products generated by multiple reactions during the pouring process; and 4) inclusions in the master alloy bar sticking to the molten alloy during atomization and powdering
	Organic inclusions	Translucent white, brownish yellow and grayish black irregularities	Rubber, fiber, etc	Pollution of pulverizing equipment
Metal	Abnormal particles	Come in all shapes and sizes	Powder viscous inclusions abnormal particles and heterogeneous metal particles inclusions	On the one hand, from the production of powder atomization process is not fully solidified alloy droplets and ceramics, slag and other inclusions in the formation of powder adhesive inclusions abnormal particles. On the other hand, from the preparation of powder cross-pollution, such as the last batch of atomized alloy residual high melting point precipitates and casing materials, etc., resulting in the powder may be mixed with other components to form heterogeneous metal particles inclusions

2.1.3夾雜物的去除方法

夾雜物主要來(lái)源于母合金熔煉和制粉過(guò)程，因此需要嚴(yán)格控制熔煉和制粉這兩種工藝，先從源頭上減少夾雜物。粉末高溫合金的母合金熔煉多采用成本低的真空感應(yīng)熔煉(vacuum introduction melting, VIM)工藝，但熔煉過(guò)程中因受到坩堝等耐火材料的污染，熔煉出的母合金中夾雜物含量高。陳希春等[68]發(fā)現(xiàn)相對(duì)于 VIM+傳統(tǒng)的電渣重熔(electroslag remelting,ESR)工藝，使用VIM+電渣重熔連續(xù)定向凝固(electroslag remelting continuous directional solidification,ESR-CDS)工藝冶煉的FGH96合金中非金屬夾雜物的面積分?jǐn)?shù)和個(gè)數(shù)可減少1/2左右，分別為0.004%和107;最大尺寸降低1/3左右，為5.5μm。這是因?yàn)橄鄬?duì)于ESR過(guò)程形成的深V形自行熔池，ESR-CDS工藝形成的平直穩(wěn)定熔池更有助于夾雜物的上浮和去除。谷雨等[69]研究了VIM、真空水平連鑄(vacuum horizontal continuous casting, VHCC)和 VIM+ESR三種冶煉工藝對(duì)FGH96合金夾雜物的影響，結(jié)果如圖5所示。VIM棒料的夾雜物數(shù)量最多，尺寸最大且分布不均勻，VHCC棒料的夾雜物最少且分布均勻，VIM+ESR棒料的夾雜物平均尺寸最小但數(shù)量分布不均勻。造成這一結(jié)果主要是因?yàn)?種工藝的鑄造成形方式不同:VIM使用頂鑄的方式將熔體澆注到鋼錠模內(nèi)，導(dǎo)致熔池中的夾雜物被帶入鑄錠;VHCC使用底鑄可以使夾雜物上浮到熔池表面，減少夾雜物;ESR擁有排渣去氣的功能，可以把夾雜物推向熔池邊緣并讓其附著在鑄錠的外表面，后續(xù)對(duì)棒料進(jìn)行車(chē)削扒皮去掉夾雜物。曲敬龍等[5]則認(rèn)為采用VIM+ESR/真空電弧重熔(vacuum arc remelting,VAR)和VIM+VHCC的兩聯(lián)工藝能大大減少母合金中的夾雜物，提升合金潔凈度。進(jìn)一步地，楊樹(shù)峰等[70]發(fā)明了一種粉末高溫合金母合金的真空感應(yīng)脫氣澆鑄(vacuum induction degassing pouring,VIDP)+VHCC雙聯(lián)冶煉工藝(圖6)。該工藝可以明顯減少夾雜物，操作簡(jiǎn)單且成本低。首先，VIDP爐的真空度高(可抽真空至10Pa以下)，能避免保溫棉等非金屬材料造成的二次污染，減少母合金中的夾雜物;其次，VIDP爐中的底部供氣元件可以通過(guò)底吹氬氣使得小尺寸和高密度的夾雜物上浮(氬氣的流量為16~20L/min，壓強(qiáng)為0.2~0.5MPa);最后，過(guò)濾器可以在金屬液流經(jīng)過(guò)時(shí)使夾雜物停留在過(guò)濾器上，從而進(jìn)一步降低夾雜物的含量。由VIDP+VHCC工藝冶煉出的母合金中夾雜物尺寸不大于15μm，含量不超過(guò)4mg/10kg。

進(jìn)一步地，可以通過(guò)選取合適的制粉工藝、嚴(yán)格控制粉過(guò)程以及對(duì)粉末進(jìn)行后處理 3 種方法減少 粉末中的夾雜物。首先，應(yīng)優(yōu)先考慮使用 EIGA 工 藝。因?yàn)?EIGA 具有無(wú)耐火材料污染、能耗小的優(yōu) 勢(shì)，但該技術(shù)存在霧化效率低、粉末粒度大的缺點(diǎn)， 該缺點(diǎn)可通過(guò)后續(xù)的粉末篩分去克服。其次，制粉 過(guò)程中應(yīng)保持高的惰性氣體純度，并杜絕制粉和粉 末處理系統(tǒng)中的橡膠等有機(jī)物污染粉末。最后，對(duì) 粉末先經(jīng)過(guò)篩分獲得所需的粒度范圍，并篩去大尺 寸和細(xì)小尺寸的夾雜物。再采用靜電分離工藝去除 夾雜物，該工藝的具體流程為：在真空環(huán)境中用振動(dòng)給料器將篩分好的粉末送到電場(chǎng)中，利用電暈放 電去分離粉末和夾雜物。在靜電分離過(guò)程中，粉末 和夾雜物會(huì)受到電力與機(jī)械力的影響。金屬粉末的 導(dǎo)電性能好，在接觸輥筒后會(huì)把電荷完全釋放。在 重力和離心力下，粉末從輥筒上脫落并進(jìn)入成品粉 罐。非金屬夾雜物的導(dǎo)電性不好，在接觸輥筒后仍 剩余較多電荷。導(dǎo)致夾雜物受輥筒的吸力被吸在輥 筒上，隨后可用刷子將夾雜物刷到廢粉罐中。研究 表明，對(duì)粉末進(jìn)行篩分后，粉末中的夾雜物可減少 1/2 以上，靜電分離后粉末中的夾雜物進(jìn)一步減少。 但是該工藝無(wú)法去除小尺寸的夾雜物，特別是有機(jī) 夾雜物，靜電后有機(jī)夾雜物減少 70%，并未完全去 除。主要是因?yàn)樾〕叽绲膴A雜物因剩余電荷和重力 很小，且會(huì)與釋放電荷快速流動(dòng)的粉末發(fā)生碰撞， 導(dǎo)致其易從輥筒上脫落并進(jìn)入成品粉罐[60]。進(jìn)一步 地，張林嘉等[71]發(fā)現(xiàn)靜電分離工藝中的輥筒轉(zhuǎn)速、 電暈電壓和電暈極距離對(duì)非金屬夾雜物去除效果影響較大，且當(dāng)輥筒轉(zhuǎn)速為 60 r/min，電暈電壓為 30 kV，電暈極距離為 75 mm 時(shí)去除夾雜物的效果 最好。此時(shí)非金屬夾雜物去除效率高，為 64%，且 廢粉區(qū)粉末質(zhì)量低，為 30g。

目前，盡管在母合金熔煉和制粉環(huán)節(jié)已經(jīng)采取 了去除夾雜物的措施，可是合金中還是不可避免地 有夾雜出現(xiàn)。因此，只能通過(guò)后續(xù)的熱加工工藝去 消除夾雜。周曉明等[72]采用人工植入夾雜物法+熱變 形實(shí)驗(yàn)+二維表征+超聲波探傷的方法，研究了熱加 工過(guò)程中 FGH96 合金陶瓷夾雜物中 Al2O3的遺傳特 征及對(duì)探傷信號(hào)識(shí)別的影響。結(jié)果如圖 7 所示，經(jīng) HIP 后 Al2O3夾雜物的尺寸不變，形狀也依舊為原始 的不規(guī)則塊狀。經(jīng) HEX 后則發(fā)生明顯破碎，且沿?cái)D 壓方向呈“鏈狀”分布，“鏈狀”夾雜物的長(zhǎng)度為 原始尺寸的 2～5 倍左右，且會(huì)隨擠壓比的增加而變 大；但與邊緣相比，擠壓棒材的中心因變形量小，夾 雜物的破碎效果較差。經(jīng) IF 后“鏈狀”夾雜物內(nèi)小顆粒的二次破碎不明顯。整個(gè)夾雜物的當(dāng)量尺寸隨 著變形量的增加先增大后變小。因?yàn)樘絺�精度�?限，探傷信號(hào)無(wú)法識(shí)別太小的夾雜物，更易識(shí)別中 等變形量范圍內(nèi)的夾雜物顆粒，實(shí)際鍛件探傷信號(hào) 的分布特征也驗(yàn)證了該結(jié)果的合理性。此外，其他 研究也表明與 HIP 和 IF 相比，HEX 對(duì)夾雜物的破 碎效果更好[73]。

綜上所述，去除夾雜物可從冶煉、制粉、制粉 后處理和熱加工入手，其中，當(dāng)冶煉工藝采用 VIDP+VHCC 冶煉工藝，制粉工藝采用 EIGA，熱 加工工藝采用 HEX 時(shí)去除夾雜物效果最好且可行 性高。未來(lái)的合金制備路線可選擇以上工藝去除夾 雜，但目前制粉后處理的靜電分離工藝去除夾雜物 的效率(60%～70%左右)還有待提高，擠壓棒材中心 的夾雜物破碎效果較差。

2.2 易開(kāi)裂

為了提高粉末高溫合金的承溫能力，合金中 γ′ 相的體積分?jǐn)?shù)不斷提高。但這會(huì)使得合金熱加工窗 口變窄，塑性降低。合金在鍛造過(guò)程中以及熱處理 后易開(kāi)裂，影響合金的熱加工性能和服役性能。對(duì) 此，國(guó)內(nèi)外學(xué)者研究了合金的開(kāi)裂原因并給出了解 決方案。

2.2.1 鍛造過(guò)程中的開(kāi)裂及解決方法

粉末高溫合金中 γ′相的尺寸和分布直接影響著 晶粒的再結(jié)晶以及長(zhǎng)大行為，鍛造過(guò)程中彌散的 γ′ 相會(huì)抑制動(dòng)態(tài)再結(jié)晶導(dǎo)致合金變形困難[9, 74]。圖 8(a) 所示為粉末高溫合金 A1 在 1 060 ℃/0.1 s −1 /1.14(溫 度/應(yīng)變速率/應(yīng)變)下的宏觀形貌和微觀組織。可以 看出，在該變形條件下，合金的晶內(nèi)彌散分布著小 尺寸 γ′相，這些 γ′相會(huì)阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，導(dǎo)致合金的 變形抗力增加并發(fā)生開(kāi)裂。而在合適的熱加工工藝 下，合金組織可轉(zhuǎn)變?yōu)?γ+γ′雙相細(xì)晶組織(圖 8(b)、 (c))。此時(shí)合金的晶粒尺寸減小，真應(yīng)力降低，功 率耗散因子增加，如圖 8(d)所示。在 γ+γ′雙相細(xì)晶 組織中，粗大的 γ′相一方面可使再結(jié)晶的有效形核 點(diǎn)增加，促進(jìn)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生；另一方面可釘扎 晶界，防止再結(jié)晶晶粒長(zhǎng)大。這種雙相組織可以使 合金獲得超塑性，圖 9 所示為 γ+γ′雙相組織的形成 機(jī)理。在熱變形過(guò)程中，相鄰晶粒中的位錯(cuò)密度不 同會(huì)使晶粒的應(yīng)變儲(chǔ)存能不同，由此產(chǎn)生的驅(qū)動(dòng)力 使晶界遷移凸進(jìn)位錯(cuò)密度高的晶粒內(nèi)。晶界消耗高 密度的位錯(cuò)向前遷移，形成再結(jié)晶晶粒。而移動(dòng)晶界因受 γ′相的阻礙，界面前沿會(huì)產(chǎn)生較高的應(yīng)力梯 度。這會(huì)使界面前沿的小尺寸二次 γ′相溶解，基體 中的 γ′相溶質(zhì)原子過(guò)飽和。同時(shí)由于晶界是 γ′相形 成元素的快速擴(kuò)散通道，再結(jié)晶晶粒的晶界上會(huì)析 出和晶粒尺寸相當(dāng)?shù)?γ′相，即再結(jié)晶誘導(dǎo)析出 γ′相。 析出并快速長(zhǎng)大的 γ′相與細(xì)小的再結(jié)晶晶粒形成互 為相鄰顆粒的 γ+γ′雙相組織[9]。

目前在粉末高溫合金中獲得雙相細(xì)晶組織的 方法主要有兩種：第一種是特定的熱變形，即對(duì)擠 壓后的合金進(jìn)行鍛造模擬實(shí)驗(yàn)，根據(jù)實(shí)驗(yàn)結(jié)果選取 合適的變形參數(shù)，使合金獲得雙相組織(圖 8(b))。 這種處理方式效果好，但是受變形參數(shù)的影響，合 金組織演變復(fù)雜且處理成本高。第二種是在鍛造前 對(duì)開(kāi)坯后的合金進(jìn)行預(yù)熱處理，如亞固溶+緩慢冷 卻。亞固溶處理可以溶解大部分晶內(nèi)的小尺寸 γ′相， 但保留晶界的大尺寸 γ′相，防止晶粒長(zhǎng)大；緩慢冷 卻則使更多 γ′相在晶界處析出并快速長(zhǎng)大，同時(shí)使 晶內(nèi)殘留的小尺寸 γ′相長(zhǎng)大，此方法得到的雙相組 織如圖 8(c)所示。這種方法成本低但效果較差，效 果較差主要表現(xiàn)在熱處理依賴(lài)于初始組織，當(dāng)初始 組織的晶粒較大時(shí)，晶界少，導(dǎo)致 γ′相的元素?cái)U(kuò)散 通道減少，不利于形成粗大的 γ′相，很難獲得雙相 細(xì)晶組織。另外，緩冷的冷速要很慢，熱處理時(shí)間 較長(zhǎng)，同時(shí)需要特定的緩慢冷卻制度。由圖 10 可 看出，當(dāng)緩冷終止溫度為 400 ℃時(shí)，合金中出現(xiàn)大 量的 μ 相，而 μ 相界面會(huì)成為合金的裂紋形核點(diǎn)， 降低合金塑性[75]。當(dāng)緩冷到 1 050 ℃時(shí)則沒(méi)有 μ 相 存在。總體來(lái)說(shuō)，提高粉末高溫合金塑性的過(guò)程就 是調(diào)控 γ′相的過(guò)程，將 γ′相轉(zhuǎn)變?yōu)楦�適合鍛造的尺寸和分布。

此外，研究表明，采用 300 ℃+600 ℃(具體為 25 ℃下抽真空 2 h+300 ℃保溫 5 h+600 ℃保溫 5 h， 保溫時(shí)真空度保持在10 −3 Pa以下)的組合溫度真空除 氣工藝可以降低粉末高溫合金的氧含量，顯著提高合 金的塑性[76−77]。進(jìn)一步地，對(duì)多級(jí)真空除氣(室溫 25 ℃下抽真空 1 h +150 ℃保溫 3 h+310 ℃保溫 3 h+ 470 ℃保溫 3 h，保溫時(shí)真空度保持在 10 −3 Pa 以下) 后的粉末進(jìn)行 HIP 成形后，合金的氧含量進(jìn)一步降 低，不超過(guò) 0.000 1。多級(jí)真空除氣工藝參數(shù)的定制 流程為：先對(duì)細(xì)粉進(jìn)行程序升溫脫附與質(zhì)譜聯(lián)用實(shí) 驗(yàn)，根據(jù)實(shí)驗(yàn)曲線獲得不同含氧氣體的脫出峰值溫 度；隨后對(duì)非真空存儲(chǔ)一年的細(xì)粉進(jìn)行多級(jí)真空除 氣，除氣的保溫溫度為不同脫出峰值溫度的組合[76]。

2.2.2 熱處理后的開(kāi)裂及解決方法

粉末高溫合金在熱處理時(shí)通常進(jìn)行高溫淬火， 即通過(guò)過(guò)固溶處理+快速冷卻獲得粗晶粒和細(xì) γ′相 組織以增加強(qiáng)度。然而，淬火過(guò)程中合金受到的 熱應(yīng)力可能會(huì)超過(guò)合金的抗拉強(qiáng)度，此時(shí)為釋放 合金中積累的應(yīng)力會(huì)產(chǎn)生淬火裂紋，造成合金開(kāi)裂 (圖 11) [11−12]。研究粉末高溫合金熱處理后的開(kāi)裂有 助于理解淬火開(kāi)裂過(guò)程，并對(duì)裂紋的控制、淬火過(guò) 程的改進(jìn)以及抗開(kāi)裂高溫合金的設(shè)計(jì)有重要意義。

研究表明，淬火裂紋主要是合金的局部氧化、 組織缺陷以及高溫晶界強(qiáng)度弱引起的[11−13]。胡本芙 等[13]通過(guò)對(duì)不同熱等靜壓態(tài) FGH95 合金進(jìn)行熱處 理實(shí)驗(yàn)研究了合金熱處理后形成裂紋的原因，結(jié)果 表明淬火裂紋的形成主要與 PPB 和晶界上的大尺 寸 γ′相有關(guān)。由于 PPB 的外表面形成富氧層，淬火時(shí)在熱應(yīng)力的作用下 PPB 不能與基體協(xié)調(diào)變形，成 為裂紋源和擴(kuò)展通道，使得合金沿 PPB 開(kāi)裂(圖 12(a))；由于大 γ′相周?chē)�的�?A1，Ti 區(qū)形成易氧化 層，在淬火過(guò)程中熱應(yīng)力致使貧 A1、Ti 區(qū)成為裂 紋源，使合金沿晶界斷裂。并給出了相應(yīng)的解決方 法，即控制合金 C 含量并使用合適的熱等靜壓溫度 去避免 PPB 和大尺寸 γ′相出現(xiàn)，同時(shí)選擇合適的熱 處理制度。劉明東等[11]進(jìn)一步發(fā)現(xiàn)，熱等靜壓過(guò)程中包套漏氣造成的熱誘導(dǎo)孔洞在熱處理后的盤(pán)坯 表面會(huì)形成微裂紋(圖 12(b))，提高包套質(zhì)量可以消 除熱誘導(dǎo)孔洞和預(yù)防開(kāi)裂。GAYDA 等[12]對(duì)相同晶 粒尺寸的 3 種合金進(jìn)行熱處理實(shí)驗(yàn)，發(fā)現(xiàn)高 γ′相固 溶溫度的合金有更大的淬火開(kāi)裂傾向。在設(shè)計(jì)合金 成分時(shí)，可以保持較低 γ′相固溶溫度的原則來(lái)降低 淬火開(kāi)裂的風(fēng)險(xiǎn)。因?yàn)楦?γ′相固溶溫度的合金在淬 火時(shí)晶內(nèi) γ′相析出更多，內(nèi)應(yīng)力更大，再加上高溫 下晶界強(qiáng)度弱，因此更容易產(chǎn)生晶間淬火裂紋(圖 12(c))。此外，有文獻(xiàn)報(bào)道可通過(guò)使合金產(chǎn)生鋸齒 晶界來(lái)提高晶界強(qiáng)度[78]。

為減小開(kāi)裂傾向通常會(huì)降低合金熱處理后的冷速，但這會(huì)降低合金的服役性能，且提升裂紋擴(kuò)展抗性的效果有限。對(duì)此，于蘇洋等[14]發(fā)明了一種不需要降低熱處理后冷速的新方法，即根據(jù)合金的目標(biāo)成分(C)設(shè)計(jì)出兩種成分有差異但γ'相固溶溫度差不小于25℃的組分合金(A和B)。將組分合金根據(jù)質(zhì)量比均勻混合后通過(guò)熱加工制備零件，隨后對(duì)零件進(jìn)行熱處理以調(diào)控合金組織。由于兩種組分合金的γ'相固溶溫度存在差異，在熱處理后兩種組分合金的晶粒尺寸變化不同。當(dāng)固溶溫度設(shè)定在兩種組分合金y'相固溶溫度的范圍內(nèi)時(shí)，可以實(shí)現(xiàn)細(xì)小亞固溶晶粒與粗大過(guò)固溶晶粒的均勻混合，同時(shí)晶內(nèi)γ'相的分布也出現(xiàn)變化(圖13(a))。當(dāng)固溶溫度超過(guò)兩種合金的 γ′相固溶溫度時(shí)，兩種合金的 晶粒均會(huì)長(zhǎng)大。但初始成分不同導(dǎo)致兩種合金的晶 粒長(zhǎng)大速度不同，仍能形成雙峰分布的過(guò)固溶晶粒 組織(圖 13(b))。由于晶粒尺寸和 γ′相分布均不一致， 這種組織在熱變形時(shí)會(huì)在局部產(chǎn)生不均勻的變形 和應(yīng)力分布。這有助于減少應(yīng)力集中，進(jìn)而減緩裂 紋的擴(kuò)展。此外，由于在熱處理后不需要降低冷速， 這種方法不會(huì)降低合金強(qiáng)度。在熱處理后，與目標(biāo) 成分合金相比，雙組分合金在 650 ℃最高應(yīng)力下保 載 2 min 時(shí)，裂紋擴(kuò)展速率在應(yīng)力強(qiáng)度因子幅度為 30 MPa 時(shí)降低至 60%，但拉伸和蠕變性能不變。

目前，針對(duì)粉末高溫合金鍛造和熱處理冷卻過(guò)程中的開(kāi)裂及其控制已有一定的研究，表3總結(jié)了部分粉末高溫合金開(kāi)裂的原因及解決方案。

2.3成本高及解決辦法

粉末高溫合金面臨的另一大挑戰(zhàn)是合金制品的成本居高不下，這嚴(yán)重限制了其推廣應(yīng)用。究其原因，首先是合金的細(xì)粉收得率不理想。其次是材料的利用率較低，如返回料堆積嚴(yán)重、擠壓棒材去頭去尾較多、近凈成形的實(shí)現(xiàn)度較低等。

2.3.1提高細(xì)粉收得率

提高粉末高溫合金的細(xì)粉收得率可以從原材料優(yōu)化、使用合適的制粉及后處理工藝入手。首先， 使用高純凈度的母合金棒材，減少雜質(zhì)含量。其次， 優(yōu)先考慮使用EIGA工藝制備粉末。與VIGA和PREP 工藝相比，EIGA 工藝制備的粉末更細(xì)、更潔凈，細(xì) 粉收得率更高[46, 80−84]。如在 FGH96 合金中，EIGA 制備的粉末粒徑(D50=45.9 μm)小于 VIGA 制備的粉 末粒徑(D50=82.8 μm) [80]；在 Ti-6Al-4V 合金中，通過(guò) EIGA 制備的粉末粒徑(D50=93 μm)小于 PREP 工藝制 備的粉末粒徑(D50=135 μm) [81]。此外，EIGA 制備的 高溫合金細(xì)粉(粒徑＜50 μm)收得率為 51.1%，而 VIGA 的細(xì)粉(粒徑≤53 μm)收得率為 36.82%[82−83]； 同時(shí) EIGA 工藝的能耗和成本低于 PREP，和 VIGA 相當(dāng)[84]。未來(lái) EIGA 工藝的細(xì)粉收得率還可通過(guò)優(yōu) 化霧化參數(shù)和改進(jìn)噴嘴結(jié)構(gòu)去進(jìn)一步提高。最后， 對(duì)粉末進(jìn)行篩分、靜電分離等后處理工藝以增加細(xì) 粉的比例，提高粉末的細(xì)粉收得率。

2.3.2提升材料利用率

為了減少夾雜物,要篩分粉末去得到細(xì)粉。但剩余的粗粉(高達(dá)30%以上)還沒(méi)有成熟的工藝能回收利用，粗粉返回料積存嚴(yán)重。而粉末高溫合金中含有Ni、Co、Cr等貴重金屬資源，為了充分發(fā)揮重要金屬資源在合金中的價(jià)值和提高材料利用率，對(duì)粉末高溫合金的粉末返回料進(jìn)行再利用至關(guān)重

要。粗粉返回料中O和N含量較高，這會(huì)導(dǎo)致PPB、氧化夾雜物、凝固缺陷和 TiN夾雜物的形成，降低合金性能 [85]。因此，粗粉返回料凈化后需再進(jìn)行重熔。張華霞等 [86]在工業(yè)化真空感應(yīng)爐中研究了FGH96盤(pán)件生產(chǎn)過(guò)程中產(chǎn)生的廢粉等返回料的凈化技術(shù)，在按照凈化技術(shù)對(duì)原始返回料進(jìn)行特殊處理+真空感應(yīng)熔煉+成分調(diào)整+雙過(guò)濾后，成分符合標(biāo)準(zhǔn),純凈度提高但是還未達(dá)到較高水平。對(duì)此,其提出了解決措施,如對(duì)原始返回料增加除氣步驟以降低N含量，嚴(yán)格控制工藝流程以減少對(duì)合金的污染等。此外,將粗粉返回料進(jìn)行重熔時(shí)會(huì)存在很多問(wèn)題。如粉末不導(dǎo)電使得感應(yīng)熔化困難,粉末在熔煉過(guò)程中易進(jìn)入坩堝裂縫導(dǎo)致非金屬夾雜物的引入等。對(duì)此,周磊等 [85]發(fā)明了一種方法,具體為:混粉+真空除氣+冷等靜壓+一次料錠重熔+母合金熔煉。

目前,我國(guó)已實(shí)現(xiàn)了大規(guī)格粉末高溫合金棒材的熱擠壓生產(chǎn) [87]。但擠壓棒材的去頭去尾較嚴(yán)重,棒材利用率不高(現(xiàn)有報(bào)道最高為 87%  [88]),可優(yōu)化擠壓結(jié)構(gòu)如增加擠壓筒長(zhǎng)度以延長(zhǎng)擠壓棒材尺寸,從而進(jìn)一步提高利用率。因?yàn)椴煌�長(zhǎng)度的擠壓棒材在去除頭尾部分時(shí),損失的材料量幾乎相同。此外,等溫鍛造能實(shí)現(xiàn)合金的近凈成形,減少后續(xù)加工量，提高材料利用率。但目前粉末高溫合金多采用近等溫鍛造，即模具與坯料溫度存在差異。

3、總結(jié)與展望

3.1總結(jié)

1)粉末高溫合金已歷經(jīng)四代革新，逐步實(shí)現(xiàn)了高溫性能與損傷容限的提升。在成分上，通過(guò)增加Co和Ta、以W代Mo實(shí)現(xiàn)合金高溫強(qiáng)度與損傷容限的協(xié)同提升，調(diào)控Al/Ti比和Al/(Ti+Ta+Nb)比可提高抗裂紋能力和避免TCP相析出等。EIGA是目前較為合適的制粉工藝，HOP和SPS固結(jié)成形工藝具有較大的優(yōu)勢(shì)。

2)合金中大尺寸、聚集程度高及相對(duì)加載方向取向大的夾雜團(tuán)簇容易引發(fā)裂紋。采用VIDP+VHCC冶煉工藝可顯著減少夾雜物，使用EIGA工藝結(jié)合篩分、靜電分離可進(jìn)一步減少夾雜;在熱加工工藝中，HEX對(duì)夾雜的破碎效果最佳。但當(dāng)前夾雜物控制仍面臨挑戰(zhàn)，如靜電分離工藝無(wú)法去除細(xì)小夾雜，擠壓棒材中心的夾雜破碎效果差。

3)合金在鍛造過(guò)程中開(kāi)裂的原因?yàn)樾〕叽鐈'相在晶內(nèi)彌散分布和粉末氧含量高，可通過(guò)使合金獲得γ+y'雙相組織和對(duì)粉末進(jìn)行多級(jí)真空除氣解決。熱處理冷卻過(guò)程中合金的開(kāi)裂主要是PPB的表面與大尺寸y'相的周?chē)�形成氧化層、存在孔洞等引起的，可通過(guò)減少缺陷、采用雙母合金粉末等解決。

4)合金成本高的主要原因?yàn)榧?xì)粉收得率和材料利用率低。可通過(guò)優(yōu)化原材料、采用EIGA及后處理工藝提高細(xì)粉收得率，通過(guò)再利用粗粉返回料、改進(jìn)擠壓結(jié)構(gòu)等提升材料利用率。

3.2展望

隨著航空發(fā)動(dòng)機(jī)向高推重比、長(zhǎng)壽命方向發(fā)展，粉末高溫合金作為核心熱端部件的關(guān)鍵材料，其性能提升與技術(shù)創(chuàng)新對(duì)航空航天的進(jìn)一步發(fā)展具有重要意義。未來(lái)，粉末高溫合金的研究需聚焦以下4個(gè)核心方向:

1)成分設(shè)計(jì):設(shè)計(jì)合金成分時(shí)應(yīng)以高溫強(qiáng)度與損傷容限的協(xié)同和避免TCP相析出等為出發(fā)點(diǎn),并進(jìn)一步研究稀土元素對(duì)粉末高溫合金的影響及其適宜添加范圍。

2)工藝創(chuàng)新:未來(lái)粉末高溫合金的制備可嘗試使用VIDP+VHCC+EIGA+HOP+HF+HT和VIDP+VHCC+EIGA+SPS+HEX+HF+HT兩種工藝路線，以獲得高潔凈度、低成本的渦輪盤(pán)。其中VIDP+VHCC、EIGA、HOP和SPS在粉末高溫合金中的應(yīng)用尚淺，現(xiàn)有研究報(bào)道有限，需著重研究。此外，針對(duì)粉末后處理環(huán)節(jié)，需進(jìn)一步優(yōu)化靜電分離工藝參數(shù)，提高微小夾雜物的去除效率。

3)開(kāi)裂控制:首先，要嚴(yán)格調(diào)控粉末原始氧含量，可采用多級(jí)真空脫氣降低粉末中氧含量;其次，推廣雙母合金混粉技術(shù)的應(yīng)用，從根本上減少開(kāi)裂風(fēng)險(xiǎn)。

4)成本優(yōu)化:應(yīng)采用EIGA工藝制粉并通過(guò)優(yōu)化工藝參數(shù)進(jìn)一步提高細(xì)粉收得率，同時(shí)重點(diǎn)關(guān)注粗粉返回料的再利用、改進(jìn)擠壓結(jié)構(gòu)的改進(jìn)以及盡可能做到等溫鍛造以提升材料利用率，降低成本。

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（注，原文標(biāo)題：粉末高溫合金的研究進(jìn)展與發(fā)展趨勢(shì)）

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tag標(biāo)簽:航空航天,粉末高溫合金

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