发布日期：2026-1-21 20:04:15
引言
随着航空发动机的发展，涡轮进口温度持续上升，涡轮盘用高温合金需要具备更高的工作温度和更优异的性能[1]。为满足这一需求，高温合金中的强化元素种类与含量增加，合金化程度提高。但高含量的难熔元素在铸锭中容易发生偏析，造成合金组织和性能不均匀的问题，这一问题在涡轮盘这种大型部件中更为显著。粉末冶金技术的出现有效地解决了这一问题，粉末高温合金因无宏观偏析，组织均匀，被广泛应用于涡轮盘[2-4]。近年来，粉末高温合金在成分和工艺上不断优化，朝着更高性能的方向发展。然而，合金的制备过程中仍存在一些急需解决的共性关键问题。首先，合金中的夹杂物难以有效去除，这不仅降低了粉末高温合金的洁净度，也影响了其服役寿命和可靠性[5-6]。其次，在高合金化趋势下，平衡合金的服役性能与热加工性能变得尤为困难，合金在锻造和热处理淬火过程中容易出现开裂现象[7-14]。此外，合金制品的成本居高不下。这些问题严重制约了粉末高温合金的进一步发展与应用。
本文基于先前的研究工作，首先从合金的发展历程、成分以及制备工艺3个方面概述粉末高温合金的进展，然后深入分析粉末高温合金中去除夹杂物难、易开裂和成本高等问题的成因及相应的解决方案。最后，总结粉末高温合金的研究现状并展望合金未来的发展趋势。本文旨在推动粉末高温合金的进一步研究，并为先进航空发动机的生产与研制提供参考和指导。
1、粉末高温合金概述
1.1 发展历程
自20世纪70年代美国制备出IN100粉末高温合金涡轮盘至今，粉末高温合金已经拥有近55年的发展历程，并在我国、欧美国家和俄罗斯得到广泛应用[15-16]。其中，欧美国家将粉末高温合金按生产年代和综合性能分为四代，其发展历程如图1所示。第一代为高强型粉末高温合金，工作温度为600℃，典型的合金有IN100、Rene95等;第二代为700℃高损伤容限型粉末高温合金，如Rene88DT、U720Li等;第三代为750℃高强高损伤容限型粉末高温合金，如Renél04、Alloy10等;第四代为815℃三高型粉末高温合金，即高的强度、工作温度和损伤容限，如TSNA-1、RRHT5等。我国也研制出了拥有这四代粉末高温合金性能的合金，第一代为FGH4095，第二代为FGH4096，第三代有FGH4098和FGH100L等，第四代有FGH4102和GNPM01等。
1.2 成分
粉末高温合金的成分复杂，元素种类多。为了更好地根据性能去设计成分，有必要明确合金元素的种类、影响以及含量变化。如图2所示，粉末高温合金的成分主要包括Co、Cr、W、Mo、Al、Ti、Nb、Ta、C、B、Zr、Hf。这些元素可对合金产生如固溶强化、沉淀强化、晶界强化以及抗氧化等有益影响，但也会形成TCP相对合金造成不利影响[17]。此外，研究表明，往粉末高温合金中加入微量的稀土元素
(如Sc等)可改善合金性能，这为合金的成分设计提供了另一种思路[18-19]。Co、Cr、Mo、W主要溶于 γ基体，实现固溶强化[20]，但也是TCP相的形成元素，加入过多会促进TCP相析出，降低合金性能。表1所列为粉末高温合金成分的变化，可看出Co在一、二代合金中的含量为8.0%~18.5%，在三、四代合金中的含量提高，最高含量分别达到了21.3%和19.0%，这是因为Co可以从多方面改善合金性能。首先，Co可以降低层错能，阻碍位错滑移，从而提高合金的持久强度和蠕变抗力[21];其次，Co可以促进动态再结晶,提高合金的热加工性能[22];最后,Co能降低Al和Ti在基体中的溶解度，促进γ'相析出，抑制σ相形成[23]。Cr除了和Mo、W一样可以形成碳化物从而强化晶界，还可以防止合金氧化。Cr的含量在三代合金中开始明显下降，但保持在13%左右。Mo、W可以提高原子间结合力，降低层错能并提高合金的高温强度[24-25]。四代合金中倾向于降低Mo的含量，来减少TCP相的析出，然后通过增大Ti/Al比来弥补合金强度。还有合金用W代替部分Mo，因为W和Mo虽然都是TCP相的形成元素，但Mo全部进入基体，W则以接近1:1的比例分别进入基体和 γ ′相，析出 TCP相的倾向更小[24,26]。
Al既可以抗氧化，同时还和Ti、Nb、Ta是主要的 γ ′相形成元素，实现沉淀强化。这4种元素的含量总和控制在6.4%~14.5%。二代合金通过牺牲一部分强度来提高损伤容限，所以相比之下二代合金中的沉淀强化元素含量最低，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，许多三、四代合金将 Ti/Al的质量比控制在 1左右,因为比值接近1时合金的高温强度和热稳定性均较好 [32]。Nb也是 γ ′相形成元素，且和 Ta一样，会有部分 Nb进入基体实现固溶强化，文献[33]报道Al/(Ti+Ta+Nb)的原子比>0.85时可以避免TCP相析出。Ta的变化最明显，这是三代合金才开始重视起来的元素，四代合金普遍加入了较多的Ta。因为Ta可以降低层错能，改善 γ ′相的尺寸和面积分数，提高合金的高温强度和蠕变性能[34-35]，研究表明Ta的合适添加范围为2.4%~3.6%[35]。
晶界强化元素(C、B、Zr、Hf)的含量变化不大。C是形成碳化物的主要元素，但添加过多会使原始颗粒边界(prior particle boundary,PPB)增多，影响合金的热加工性能[36]。研究表明，C含量应控制在0.03%~0.20%(质量分数，下同)[17]。B偏聚在晶界，可以降低晶界上其他元素的扩散速度，从而提升晶界结合力。同时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，有助于减少晶界缺陷并净化晶界杂质元素[37]。研究表明，FGH96合金中Zr的适宜含量为0.04%[38]。与Ta的作用类似，Hf一方面进入γ'相，改善γ'相并增强合金强度;另一方面作为碳化物的形成元素，Hf能提高MC碳化物的含量，消除PPB并减少裂纹[34,39-40]。FGH96和FGH97合金中Hf的适宜含量分别被确定为0.6%和0.3%[27,38]。
表1粉末高温合金的成分[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 制备工艺
粉末高温合金的制备工艺主要包括母合金熔炼、粉末制备、粉末固结成形、热处理，母合金熔炼工艺会在后续章节中提及，这里将重点介绍粉末制备、粉末固结成形和热处理3种工艺。
图3所示为粉末高温合金的工艺示意图[41-46],目前生产中使用的粉末制备工艺主要有氩气雾化(argon atomization,AA)和等离子旋转电极(plasma rotating electrode processing, PREP)[16,44]。AA又分为真空感应熔化气体雾化(vacuum induction melting gas atomization, VIGA)和电极感应熔化气体雾化(electrode induction melting gas atomization,EIGA)[47]。VIGA的细粉收得率高，生产成本低，在工业上应用广泛。但VIGA中高温熔体与陶瓷坩埚等耐火材料长时间接触，可能导致在雾化过程中向粉末引入夹杂物。EIGA采用无坩埚感应熔化，更适用于高洁净度金属粉末的制备。PREP也不使用坩埚，但粉末粒度较大。增加电极直径和提高电极转速可以解决这个问题，但国内PREP设备的电极转速不高，技术能力不足[5]。
目前的固结成形工艺主要有真空粉末锻造成 形/热震荡压制(hot oscillatory pressing,HOP)、放电等离子烧结(spark plasma sintering,SPS)、热等静压(hot isostatic pressing, HIP)、热挤压(hot extrusion,HEX)和等温锻造(isothermal forging,IF)。其中HIP、HEX和IF比较常见且应用较多，而HOP和SPS应用较少。HOP是在高温高真空下采用交变的机械冲击对粉末进行致密化成形的工艺[48]。与传统工艺相比，该工艺无需热等静压和热挤压设备，能缩短工艺路线，节约生产成本[49]。目前，HOP已应用于FGH95、FGH96合金的制备[48-51]。SPS利用脉冲电流直接作用于粉末内部及石墨模具外部，通过放电产生热量。由于粉末在电介质中快速冷却，且在烧结过程中脉冲电流直接作作用于粉末形成等离子体，破坏粉末表面的氧化膜。因此SPS制备出的合金碳化物和PPB少，塑性和抗氧化性好[52]，该工艺已应用于FGH96、FGH97的制备[46,52-53]。
针对涡轮盘的工作条件和性能要求，一般对IF后得到的均匀细晶盘坯采用双重组织热处理(dual microstructure heat treatment,DMHT)工艺，使工作温度相对较低的盘心获得细晶组织，拥有较高的屈服强度和低周疲劳性能;盘缘获得粗晶组织，拥有良好的持久性能和疲劳裂纹扩展抗力;同时，两者的过渡区域没有力学性能突变[54]。这种梯度热处理工艺也被称为单合金-双组织技术，该技术已成功应用于LSHR、FGH96、FGH98、FGH4113A等合金盘件[55-57]。
粉末高温合金的制备路线最初采用HIP+HT工艺，以实现合金的近净成形。但是HIP过程中可能形成的PPB和粉末中的夹杂物会影响粉末高温合金的性能和可靠性。随着大吨位挤压设备、超塑性等温锻造以及双性能热处理技术的开发，现代粉末高温合金的制备路线逐渐向HIP+HEX+IF+DMHT方向发展[57]。
2、粉末高温合金中存在的问题及解决办法
2.1夹杂物去除困难
为保障涡轮盘的服役寿命和可靠性，制备出高洁净度的粉末高温合金至关重要。粉末冶金技术虽然有效地解决了合金偏析严重的问题，但合金制备流程中的母合金熔炼和制粉环节会给合金带来夹杂物这一缺陷。夹杂物是制约合金洁净度提升的主要因素，且夹杂物的遗传性较强，难以完全去除。因此，夹杂物问题一直是研究的重点和难点。总结夹杂物的种类、特征及来源，了解夹杂物对合金性能的影响及夹杂物的去除方法有助于夹杂物问题的进一步研究，并对超洁净粉末高温合金的制备具有指导作用。
2.1.1夹杂物的种类、特征及来源
粉末高温合金中的夹杂物呈随机分布[58]，实际盘件中的夹杂物沿压缩方向被压扁，呈现镂空的“油饼”状。这种形状比较分散，不利于超声定量监测[59]。目前为止，已知的夹杂物共有4类，即陶瓷、熔渣、有机夹杂物、异常颗粒[58,60]。其中陶瓷夹杂物是夹杂物的主体，以Al2O3和SiO2最为常见[58]。此外，按金属性质还可把夹杂物分为金属和非金属两类。表2总结了夹杂物的种类、形貌、组成以及来源。
2.1.2夹杂物对合金性能的影响
研究表明，夹杂物的尺寸越大且越靠近合金表面，合金低周疲劳寿命的降低也越明显[61]。夹杂物会破坏基体的连续性和致密性，成为合金的裂纹源[6,58,62-63]。夹杂引起裂纹萌生和扩展的形式主要有夹杂物内部萌生裂纹向基体扩展、夹杂物/基体的界面处萌生裂纹向基体扩展以及与夹杂物周围的基体开裂[62,64]。进一步地，小尺寸的夹杂物应力集中程度小，与基体的结合程度好，在基体大面积屈服后引发裂纹，且裂纹萌生于夹杂物内部;而大尺寸的夹杂物应力集中程度大，与基体的结合程度差，在基体未屈服前就引发裂纹，且裂纹萌生于夹杂物/基体的界面[65]。NARAGANI等[63]发现夹杂物周边存在的应变梯度导致了裂纹的起源，类似的情况也被JIANG等[66]报道。进一步，YI等[67]研究了夹杂团簇对FGH96合金开裂的影响。结果表明，夹杂团簇是由Al2O3、MgO及ZrO2颗粒在晶界上形成的且形状各异，其中Al2O3因硬度高和与基体变形的协调性差，成为夹杂团簇的主要开裂部分。夹杂团簇的尺寸在5~35μm，且有15%左右的尺寸大于25μm，但大尺寸的夹杂团簇不一定会引起裂纹。夹杂团簇的颗粒距离(聚集程度)及相对加载方向的取向也会影响裂纹的产生，且尺寸为25~35μm，平均颗粒间距为0~4μm，取向为35~66°的夹杂团簇更易引起裂纹(图4)。
表2夹杂物的种类、特征及来源[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夹杂物的去除方法
夹杂物主要来源于母合金熔炼和制粉过程，因此需要严格控制熔炼和制粉这两种工艺，先从源头上减少夹杂物。粉末高温合金的母合金熔炼多采用成本低的真空感应熔炼(vacuum introduction melting, VIM)工艺，但熔炼过程中因受到坩埚等耐火材料的污染，熔炼出的母合金中夹杂物含量高。陈希春等[68]发现相对于 VIM+传统的电渣重熔(electroslag remelting,ESR)工艺，使用VIM+电渣重熔连续定向凝固(electroslag remelting continuous directional solidification,ESR-CDS)工艺冶炼的FGH96合金中非金属夹杂物的面积分数和个数可减少1/2左右，分别为0.004%和107;最大尺寸降低1/3左右，为5.5μm。这是因为相对于ESR过程形成的深V形自行熔池，ESR-CDS工艺形成的平直稳定熔池更有助于夹杂物的上浮和去除。谷雨等[69]研究了VIM、真空水平连铸(vacuum horizontal continuous casting, VHCC)和 VIM+ESR三种冶炼工艺对FGH96合金夹杂物的影响，结果如图5所示。VIM棒料的夹杂物数量最多，尺寸最大且分布不均匀，VHCC棒料的夹杂物最少且分布均匀，VIM+ESR棒料的夹杂物平均尺寸最小但数量分布不均匀。造成这一结果主要是因为3种工艺的铸造成形方式不同:VIM使用顶铸的方式将熔体浇注到钢锭模内，导致熔池中的夹杂物被带入铸锭;VHCC使用底铸可以使夹杂物上浮到熔池表面，减少夹杂物;ESR拥有排渣去气的功能，可以把夹杂物推向熔池边缘并让其附着在铸锭的外表面，后续对棒料进行车削扒皮去掉夹杂物。曲敬龙等[5]则认为采用VIM+ESR/真空电弧重熔(vacuum arc remelting,VAR)和VIM+VHCC的两联工艺能大大减少母合金中的夹杂物，提升合金洁净度。进一步地，杨树峰等[70]发明了一种粉末高温合金母合金的真空感应脱气浇铸(vacuum induction degassing pouring,VIDP)+VHCC双联冶炼工艺(图6)。该工艺可以明显减少夹杂物，操作简单且成本低。首先，VIDP炉的真空度高(可抽真空至10Pa以下)，能避免保温棉等非金属材料造成的二次污染，减少母合金中的夹杂物;其次，VIDP炉中的底部供气元件可以通过底吹氩气使得小尺寸和高密度的夹杂物上浮(氩气的流量为16~20L/min，压强为0.2~0.5MPa);最后，过滤器可以在金属液流经过时使夹杂物停留在过滤器上，从而进一步降低夹杂物的含量。由VIDP+VHCC工艺冶炼出的母合金中夹杂物尺寸不大于15μm，含量不超过4mg/10kg。
进一步地，可以通过选取合适的制粉工艺、严格控制粉过程以及对粉末进行后处理 3 种方法减少 粉末中的夹杂物。首先，应优先考虑使用 EIGA 工 艺。因为 EIGA 具有无耐火材料污染、能耗小的优 势，但该技术存在雾化效率低、粉末粒度大的缺点， 该缺点可通过后续的粉末筛分去克服。其次，制粉 过程中应保持高的惰性气体纯度，并杜绝制粉和粉 末处理系统中的橡胶等有机物污染粉末。最后，对 粉末先经过筛分获得所需的粒度范围，并筛去大尺 寸和细小尺寸的夹杂物。再采用静电分离工艺去除 夹杂物，该工艺的具体流程为：在真空环境中用振动给料器将筛分好的粉末送到电场中，利用电晕放 电去分离粉末和夹杂物。在静电分离过程中，粉末 和夹杂物会受到电力与机械力的影响。金属粉末的 导电性能好，在接触辊筒后会把电荷完全释放。在 重力和离心力下，粉末从辊筒上脱落并进入成品粉 罐。非金属夹杂物的导电性不好，在接触辊筒后仍 剩余较多电荷。导致夹杂物受辊筒的吸力被吸在辊 筒上，随后可用刷子将夹杂物刷到废粉罐中。研究 表明，对粉末进行筛分后，粉末中的夹杂物可减少 1/2 以上，静电分离后粉末中的夹杂物进一步减少。 但是该工艺无法去除小尺寸的夹杂物，特别是有机 夹杂物，静电后有机夹杂物减少 70%，并未完全去 除。主要是因为小尺寸的夹杂物因剩余电荷和重力 很小，且会与释放电荷快速流动的粉末发生碰撞， 导致其易从辊筒上脱落并进入成品粉罐[60]。进一步 地，张林嘉等[71]发现静电分离工艺中的辊筒转速、 电晕电压和电晕极距离对非金属夹杂物去除效果影响较大，且当辊筒转速为 60 r/min，电晕电压为 30 kV，电晕极距离为 75 mm 时去除夹杂物的效果 最好。此时非金属夹杂物去除效率高，为 64%，且 废粉区粉末质量低，为 30g。
目前，尽管在母合金熔炼和制粉环节已经采取 了去除夹杂物的措施，可是合金中还是不可避免地 有夹杂出现。因此，只能通过后续的热加工工艺去 消除夹杂。周晓明等[72]采用人工植入夹杂物法+热变 形实验+二维表征+超声波探伤的方法，研究了热加 工过程中 FGH96 合金陶瓷夹杂物中 Al2O3的遗传特 征及对探伤信号识别的影响。结果如图 7 所示，经 HIP 后 Al2O3夹杂物的尺寸不变，形状也依旧为原始 的不规则块状。经 HEX 后则发生明显破碎，且沿挤 压方向呈“链状”分布，“链状”夹杂物的长度为 原始尺寸的 2～5 倍左右，且会随挤压比的增加而变 大；但与边缘相比，挤压棒材的中心因变形量小，夹 杂物的破碎效果较差。经 IF 后“链状”夹杂物内小颗粒的二次破碎不明显。整个夹杂物的当量尺寸随 着变形量的增加先增大后变小。因为探伤精度有 限，探伤信号无法识别太小的夹杂物，更易识别中 等变形量范围内的夹杂物颗粒，实际锻件探伤信号 的分布特征也验证了该结果的合理性。此外，其他 研究也表明与 HIP 和 IF 相比，HEX 对夹杂物的破 碎效果更好[73]。
综上所述，去除夹杂物可从冶炼、制粉、制粉 后处理和热加工入手，其中，当冶炼工艺采用 VIDP+VHCC 冶炼工艺，制粉工艺采用 EIGA，热 加工工艺采用 HEX 时去除夹杂物效果最好且可行 性高。未来的合金制备路线可选择以上工艺去除夹 杂，但目前制粉后处理的静电分离工艺去除夹杂物 的效率(60%～70%左右)还有待提高，挤压棒材中心 的夹杂物破碎效果较差。
2.2 易开裂
为了提高粉末高温合金的承温能力，合金中 γ′ 相的体积分数不断提高。但这会使得合金热加工窗 口变窄，塑性降低。合金在锻造过程中以及热处理 后易开裂，影响合金的热加工性能和服役性能。对 此，国内外学者研究了合金的开裂原因并给出了解 决方案。
2.2.1 锻造过程中的开裂及解决方法
粉末高温合金中 γ′相的尺寸和分布直接影响着 晶粒的再结晶以及长大行为，锻造过程中弥散的 γ′ 相会抑制动态再结晶导致合金变形困难[9, 74]。图 8(a) 所示为粉末高温合金 A1 在 1 060 ℃/0.1 s −1 /1.14(温 度/应变速率/应变)下的宏观形貌和微观组织。可以 看出，在该变形条件下，合金的晶内弥散分布着小 尺寸 γ′相，这些 γ′相会阻碍位错运动，导致合金的 变形抗力增加并发生开裂。而在合适的热加工工艺 下，合金组织可转变为 γ+γ′双相细晶组织(图 8(b)、 (c))。此时合金的晶粒尺寸减小，真应力降低，功 率耗散因子增加，如图 8(d)所示。在 γ+γ′双相细晶 组织中，粗大的 γ′相一方面可使再结晶的有效形核 点增加，促进动态再结晶的发生；另一方面可钉扎 晶界，防止再结晶晶粒长大。这种双相组织可以使 合金获得超塑性，图 9 所示为 γ+γ′双相组织的形成 机理。在热变形过程中，相邻晶粒中的位错密度不 同会使晶粒的应变储存能不同，由此产生的驱动力 使晶界迁移凸进位错密度高的晶粒内。晶界消耗高 密度的位错向前迁移，形成再结晶晶粒。而移动晶界因受 γ′相的阻碍，界面前沿会产生较高的应力梯 度。这会使界面前沿的小尺寸二次 γ′相溶解，基体 中的 γ′相溶质原子过饱和。同时由于晶界是 γ′相形 成元素的快速扩散通道，再结晶晶粒的晶界上会析 出和晶粒尺寸相当的 γ′相，即再结晶诱导析出 γ′相。 析出并快速长大的 γ′相与细小的再结晶晶粒形成互 为相邻颗粒的 γ+γ′双相组织[9]。
目前在粉末高温合金中获得双相细晶组织的 方法主要有两种：第一种是特定的热变形，即对挤 压后的合金进行锻造模拟实验，根据实验结果选取 合适的变形参数，使合金获得双相组织(图 8(b))。 这种处理方式效果好，但是受变形参数的影响，合 金组织演变复杂且处理成本高。第二种是在锻造前 对开坯后的合金进行预热处理，如亚固溶+缓慢冷 却。亚固溶处理可以溶解大部分晶内的小尺寸 γ′相， 但保留晶界的大尺寸 γ′相，防止晶粒长大；缓慢冷 却则使更多 γ′相在晶界处析出并快速长大，同时使 晶内残留的小尺寸 γ′相长大，此方法得到的双相组 织如图 8(c)所示。这种方法成本低但效果较差，效 果较差主要表现在热处理依赖于初始组织，当初始 组织的晶粒较大时，晶界少，导致 γ′相的元素扩散 通道减少，不利于形成粗大的 γ′相，很难获得双相 细晶组织。另外，缓冷的冷速要很慢，热处理时间 较长，同时需要特定的缓慢冷却制度。由图 10 可 看出，当缓冷终止温度为 400 ℃时，合金中出现大 量的 μ 相，而 μ 相界面会成为合金的裂纹形核点， 降低合金塑性[75]。当缓冷到 1 050 ℃时则没有 μ 相 存在。总体来说，提高粉末高温合金塑性的过程就 是调控 γ′相的过程，将 γ′相转变为更适合锻造的尺寸和分布。
此外，研究表明，采用 300 ℃+600 ℃(具体为 25 ℃下抽真空 2 h+300 ℃保温 5 h+600 ℃保温 5 h， 保温时真空度保持在10 −3 Pa以下)的组合温度真空除 气工艺可以降低粉末高温合金的氧含量，显著提高合 金的塑性[76−77]。进一步地，对多级真空除气(室温 25 ℃下抽真空 1 h +150 ℃保温 3 h+310 ℃保温 3 h+ 470 ℃保温 3 h，保温时真空度保持在 10 −3 Pa 以下) 后的粉末进行 HIP 成形后，合金的氧含量进一步降 低，不超过 0.000 1。多级真空除气工艺参数的定制 流程为：先对细粉进行程序升温脱附与质谱联用实 验，根据实验曲线获得不同含氧气体的脱出峰值温 度；随后对非真空存储一年的细粉进行多级真空除 气，除气的保温温度为不同脱出峰值温度的组合[76]。
2.2.2 热处理后的开裂及解决方法
粉末高温合金在热处理时通常进行高温淬火， 即通过过固溶处理+快速冷却获得粗晶粒和细 γ′相 组织以增加强度。然而，淬火过程中合金受到的 热应力可能会超过合金的抗拉强度，此时为释放 合金中积累的应力会产生淬火裂纹，造成合金开裂 (图 11) [11−12]。研究粉末高温合金热处理后的开裂有 助于理解淬火开裂过程，并对裂纹的控制、淬火过 程的改进以及抗开裂高温合金的设计有重要意义。
研究表明，淬火裂纹主要是合金的局部氧化、 组织缺陷以及高温晶界强度弱引起的[11−13]。胡本芙 等[13]通过对不同热等静压态 FGH95 合金进行热处 理实验研究了合金热处理后形成裂纹的原因，结果 表明淬火裂纹的形成主要与 PPB 和晶界上的大尺 寸 γ′相有关。由于 PPB 的外表面形成富氧层，淬火时在热应力的作用下 PPB 不能与基体协调变形，成 为裂纹源和扩展通道，使得合金沿 PPB 开裂(图 12(a))；由于大 γ′相周围的贫 A1，Ti 区形成易氧化 层，在淬火过程中热应力致使贫 A1、Ti 区成为裂 纹源，使合金沿晶界断裂。并给出了相应的解决方 法，即控制合金 C 含量并使用合适的热等静压温度 去避免 PPB 和大尺寸 γ′相出现，同时选择合适的热 处理制度。刘明东等[11]进一步发现，热等静压过程中包套漏气造成的热诱导孔洞在热处理后的盘坯 表面会形成微裂纹(图 12(b))，提高包套质量可以消 除热诱导孔洞和预防开裂。GAYDA 等[12]对相同晶 粒尺寸的 3 种合金进行热处理实验，发现高 γ′相固 溶温度的合金有更大的淬火开裂倾向。在设计合金 成分时，可以保持较低 γ′相固溶温度的原则来降低 淬火开裂的风险。因为高 γ′相固溶温度的合金在淬 火时晶内 γ′相析出更多，内应力更大，再加上高温 下晶界强度弱，因此更容易产生晶间淬火裂纹(图 12(c))。此外，有文献报道可通过使合金产生锯齿 晶界来提高晶界强度[78]。
为减小开裂倾向通常会降低合金热处理后的冷速，但这会降低合金的服役性能，且提升裂纹扩展抗性的效果有限。对此，于苏洋等[14]发明了一种不需要降低热处理后冷速的新方法，即根据合金的目标成分(C)设计出两种成分有差异但γ'相固溶温度差不小于25℃的组分合金(A和B)。将组分合金根据质量比均匀混合后通过热加工制备零件，随后对零件进行热处理以调控合金组织。由于两种组分合金的γ'相固溶温度存在差异，在热处理后两种组分合金的晶粒尺寸变化不同。当固溶温度设定在两种组分合金y'相固溶温度的范围内时，可以实现细小亚固溶晶粒与粗大过固溶晶粒的均匀混合，同时晶内γ'相的分布也出现变化(图13(a))。当固溶温度超过两种合金的 γ′相固溶温度时，两种合金的 晶粒均会长大。但初始成分不同导致两种合金的晶 粒长大速度不同，仍能形成双峰分布的过固溶晶粒 组织(图 13(b))。由于晶粒尺寸和 γ′相分布均不一致， 这种组织在热变形时会在局部产生不均匀的变形 和应力分布。这有助于减少应力集中，进而减缓裂 纹的扩展。此外，由于在热处理后不需要降低冷速， 这种方法不会降低合金强度。在热处理后，与目标 成分合金相比，双组分合金在 650 ℃最高应力下保 载 2 min 时，裂纹扩展速率在应力强度因子幅度为 30 MPa 时降低至 60%，但拉伸和蠕变性能不变。
目前，针对粉末高温合金锻造和热处理冷却过程中的开裂及其控制已有一定的研究，表3总结了部分粉末高温合金开裂的原因及解决方案。
2.3成本高及解决办法
粉末高温合金面临的另一大挑战是合金制品的成本居高不下，这严重限制了其推广应用。究其原因，首先是合金的细粉收得率不理想。其次是材料的利用率较低，如返回料堆积严重、挤压棒材去头去尾较多、近净成形的实现度较低等。
2.3.1提高细粉收得率
提高粉末高温合金的细粉收得率可以从原材料优化、使用合适的制粉及后处理工艺入手。首先， 使用高纯净度的母合金棒材，减少杂质含量。其次， 优先考虑使用EIGA工艺制备粉末。与VIGA和PREP 工艺相比，EIGA 工艺制备的粉末更细、更洁净，细 粉收得率更高[46, 80−84]。如在 FGH96 合金中，EIGA 制备的粉末粒径(D50=45.9 μm)小于 VIGA 制备的粉 末粒径(D50=82.8 μm) [80]；在 Ti-6Al-4V 合金中，通过 EIGA 制备的粉末粒径(D50=93 μm)小于 PREP 工艺制 备的粉末粒径(D50=135 μm) [81]。此外，EIGA 制备的 高温合金细粉(粒径＜50 μm)收得率为 51.1%，而 VIGA 的细粉(粒径≤53 μm)收得率为 36.82%[82−83]； 同时 EIGA 工艺的能耗和成本低于 PREP，和 VIGA 相当[84]。未来 EIGA 工艺的细粉收得率还可通过优 化雾化参数和改进喷嘴结构去进一步提高。最后， 对粉末进行筛分、静电分离等后处理工艺以增加细 粉的比例，提高粉末的细粉收得率。
2.3.2提升材料利用率
为了减少夹杂物,要筛分粉末去得到细粉。但剩余的粗粉(高达30%以上)还没有成熟的工艺能回收利用，粗粉返回料积存严重。而粉末高温合金中含有Ni、Co、Cr等贵重金属资源，为了充分发挥重要金属资源在合金中的价值和提高材料利用率，对粉末高温合金的粉末返回料进行再利用至关重
要。粗粉返回料中O和N含量较高，这会导致PPB、氧化夹杂物、凝固缺陷和 TiN夹杂物的形成，降低合金性能 [85]。因此，粗粉返回料净化后需再进行重熔。张华霞等 [86]在工业化真空感应炉中研究了FGH96盘件生产过程中产生的废粉等返回料的净化技术，在按照净化技术对原始返回料进行特殊处理+真空感应熔炼+成分调整+双过滤后，成分符合标准,纯净度提高但是还未达到较高水平。对此,其提出了解决措施,如对原始返回料增加除气步骤以降低N含量，严格控制工艺流程以减少对合金的污染等。此外,将粗粉返回料进行重熔时会存在很多问题。如粉末不导电使得感应熔化困难,粉末在熔炼过程中易进入坩埚裂缝导致非金属夹杂物的引入等。对此,周磊等 [85]发明了一种方法,具体为:混粉+真空除气+冷等静压+一次料锭重熔+母合金熔炼。
目前,我国已实现了大规格粉末高温合金棒材的热挤压生产 [87]。但挤压棒材的去头去尾较严重,棒材利用率不高(现有报道最高为 87% [88]),可优化挤压结构如增加挤压筒长度以延长挤压棒材尺寸,从而进一步提高利用率。因为不同长度的挤压棒材在去除头尾部分时,损失的材料量几乎相同。此外,等温锻造能实现合金的近净成形,减少后续加工量，提高材料利用率。但目前粉末高温合金多采用近等温锻造，即模具与坯料温度存在差异。
3、总结与展望
3.1总结
1)粉末高温合金已历经四代革新，逐步实现了高温性能与损伤容限的提升。在成分上，通过增加Co和Ta、以W代Mo实现合金高温强度与损伤容限的协同提升，调控Al/Ti比和Al/(Ti+Ta+Nb)比可提高抗裂纹能力和避免TCP相析出等。EIGA是目前较为合适的制粉工艺，HOP和SPS固结成形工艺具有较大的优势。
2)合金中大尺寸、聚集程度高及相对加载方向取向大的夹杂团簇容易引发裂纹。采用VIDP+VHCC冶炼工艺可显著减少夹杂物，使用EIGA工艺结合筛分、静电分离可进一步减少夹杂;在热加工工艺中，HEX对夹杂的破碎效果最佳。但当前夹杂物控制仍面临挑战，如静电分离工艺无法去除细小夹杂，挤压棒材中心的夹杂破碎效果差。
3)合金在锻造过程中开裂的原因为小尺寸y'相在晶内弥散分布和粉末氧含量高，可通过使合金获得γ+y'双相组织和对粉末进行多级真空除气解决。热处理冷却过程中合金的开裂主要是PPB的表面与大尺寸y'相的周围形成氧化层、存在孔洞等引起的，可通过减少缺陷、采用双母合金粉末等解决。
4)合金成本高的主要原因为细粉收得率和材料利用率低。可通过优化原材料、采用EIGA及后处理工艺提高细粉收得率，通过再利用粗粉返回料、改进挤压结构等提升材料利用率。
3.2展望
随着航空发动机向高推重比、长寿命方向发展，粉末高温合金作为核心热端部件的关键材料，其性能提升与技术创新对航空航天的进一步发展具有重要意义。未来，粉末高温合金的研究需聚焦以下4个核心方向:
1)成分设计:设计合金成分时应以高温强度与损伤容限的协同和避免TCP相析出等为出发点,并进一步研究稀土元素对粉末高温合金的影响及其适宜添加范围。
2)工艺创新:未来粉末高温合金的制备可尝试使用VIDP+VHCC+EIGA+HOP+HF+HT和VIDP+VHCC+EIGA+SPS+HEX+HF+HT两种工艺路线，以获得高洁净度、低成本的涡轮盘。其中VIDP+VHCC、EIGA、HOP和SPS在粉末高温合金中的应用尚浅，现有研究报道有限，需着重研究。此外，针对粉末后处理环节，需进一步优化静电分离工艺参数，提高微小夹杂物的去除效率。
3)开裂控制:首先，要严格调控粉末原始氧含量，可采用多级真空脱气降低粉末中氧含量;其次，推广双母合金混粉技术的应用，从根本上减少开裂风险。
4)成本优化:应采用EIGA工艺制粉并通过优化工艺参数进一步提高细粉收得率，同时重点关注粗粉返回料的再利用、改进挤压结构的改进以及尽可能做到等温锻造以提升材料利用率，降低成本。
参考文献
[1]张瑞,刘鹏,崔传勇,等.国内航空发动机涡轮盘用铸锻难变形高温合金热加工研究现状与展望[J].金属学报，2021,57(10):1215-1228.
ZHANG Rui, LIU Peng, CUI Chuanyong, et al. Present research situation and prospect of hot working of cast&wrought superalloys for aero-engine turbine disk in China[J].Acta Metallurgica Sinica,2021,57(10):1215-1228.
[2]曹镔,刘祖铭,王建川,等.氩气雾化Sc、Y微合金化Renel04镍基高温合金粉末的组织与性能[J].粉末冶金材料科学与工程,2023,28(2):192-202.
CAO Bin, LIU Zuming, WANG Jianchuan, et al.Microstructure and properties of Sc, Y microalloyed Renél04 nickel-based superalloy powders prepared by argon atomization[J]. Materials Science and Engineering of Powder Metallurgy,2023,28(2):192-202.
[3]曲选辉，张国庆，章林.粉末冶金技术在航空发动机中的应用[J].航空材料学报,2014,34(1):1-10.
QU Xuanhui,ZHANG Guoqing,ZHANG Lin. Applications of powder metallurgy technologies in aero-engines[J].Journal of Aeronautical Materials, 2014, 34(1): 1-10.
[4]张义文,刘建涛.粉末高温合金研究进展[J].中国材料进展,2013(1):1-11.
ZHANG Yiwen, LIU Jiantao. Development in powder metallurgy superalloy[J]. Materials China, 2013(1): 1-11.
[5]曲敬龙,张雪良,吕日红,等.粉末高温合金中夹杂物问题的研究进展[J].粉末冶金工业,2020,30(5):1-11.
QU Jinglong, ZHANG Xueliang, L Rihong, et al.Research on inclusions in powder metallurgy superalloy: a review[J]. Powder Metallurgy Industry,2020,30(5):1-11.
[6]张雪良，陶宇，曲敬龙，等.高温合金洁净度的系统分析方法综述[J].钢铁研究学报,2021,33(12):1219-1227.
ZHANG Xueliang, TAO Yu, QU Jinglong, et al. A review of systematic analysis of superalloy cleanliness[J]. Journal of Iron and Steel Research,2021,33(12):1219-1227.
[7] LIU Z L, LIU W, ZHANG H, et al. Dramatically improving thermoplasticity of FGH4096 superalloy by a novel sub- solvus temperature holding followed by extremely slow cooling[J].Journal of Materials Research and Technology, 2023, 24:1973-1990.
[8] WANG J, HUANG H L, XIN D, et al. Dissolution behavior and kinetics of the y' precipitates within a novel powder metallurgy Ni-based superalloy[J]. Journal of Materials Research and Technology,2024,30:1950-1961.
[9] WANG J, HUANG H L, XIN D, et al. The evolution behavior and mechanism of γ ′particles during hot deformation in a new P/M nickel-based superalloy[J]. Materials Characterization, 2024, 217:114359.
[10]张明，刘国权，胡本芙.镍基粉末高温合金热加工变形过程中显微组织不稳定性对热塑性的影响[J].金属学报，2017,53(11):1469-1477.
ZHANG Ming, LIU Guoquan, HU Benfu. Effect of microstructure instability on hot plasticity during thermomechanical processing in PM nickel-based superalloy[J].Acta Metallurgica Sinica,2017,53(11):1469-1477.
[11]刘明东，张莹，黄虎豹，等.某镍基粉末高温合金盘坯的热处理开裂分析[J].粉末冶金工业,2017,27(1):48-52.
LIU Mingdong, ZHANG Ying, HUANG Hubao, et al.Analysis of heat treatment cracking of one Ni-based powder metallurgy superalloy disk[J]. Powder Metallurgy Industry,2017,27(1):48-52.
[12] GAYDA J, GABB T P, KANTZOS P T, et al. Quench crack behavior of nickel-base disk superalloys[J].Practical Failure Analysis,2003,3(1):55-59.
[13]胡本芙，李慧英，章守华.粉末高温合金热处理裂纹形成原因的研究[J].金属学报,1987,23(2):217-222,251-252.
HU Benfu, LI Huiying, ZHANG Shouhua. Study on crack formation of P/M superalloy during heat treatment[J]. Acta Metallurgica Sinica,1987,23(2):217-222,251-252.
[14]于苏洋，王晓峰，王旭青，等.一种提高粉末镍基高温合金及其制件保载裂纹扩展抗性的制备方法:CN117488220A[P],2024-02-02.
YU Suyang, WANG Xiaofeng, WANG Xuqing, et al. A preparation method for improving the load-bearing crack extension resistance of nickel-based powder metallurgy superalloys and their fabricated parts: CN117488220A[P].2024-02-02.
[15]张义文，上官永恒.粉末高温合金的研究与发展[J].粉末冶金工业,2004,14(6):30-43.
ZHANG Yiwen, SHANGGUAN Yongheng. Research and development in P/M superalloy[J]. Powder Metallurgy Industry,2004,14(6):30-43.
[16]韩志宇，曾光，梁书锦，等.镍基高温合金粉末制备技术的发展现状[J].中国材料进展,2014,33(12):748-755.
HAN Zhiyu, ZENG Guang, LIANG Shujin, et al.Development in powder production technology of Ni-based superalloy[J]. Materials China,2014,33(12):748-755.
[17] YANG L B, REN X N, GE C C, et al. Status and development of powder metallurgy nickel-based disk superalloys[J]. International Journal of Materials Research, 2019,110(10):901-910.
[18]叶林.钪元素对粉末高温合金组织与力学性能的影响[D].长沙:中南大学,2023.
YE Lin. Influence of scandium addition on the microstructure and mechanical properties of powder metallurgy superalloy[D]. Changsha: Central South University,2023.
[19]史振宇，刘晓文，宋来聪，等.航空发动机应用领域粉末高温合金的研究进展[J].中国粉体技术,2025,31(1):46-60.
SHI Zhenyu, LIU Xiaowen, SONG Laicong, et al. Research progress of powder metallurgy superalloy in aero engine applications[J]. China Powder Science and Technology, 2025,31(1):46-60.
[20]吴超杰,陶宇,贾建.第四代粉末高温合金成分选取范围研究[J].粉末冶金工业,2014,24(1):20-25.
WU Chaojie, TAO Yu, JIA Jian. Study on composition variation range of the fourth generation PM superalloys[J].Powder Metallurgy Industry,2014,24(1):20-25.
[21]吴凯，刘国权，胡本芙，等.新型涡轮盘用高性能粉末高温合金的研究进展[J].中国材料进展,2010,29(3):23-32.
WU Kai, LIU Guoquan, HU Benfu, et al. Research progress of new type high-performance P/M turbine disk superalloy[J].Materials China,2010,29(3):23-32.
[22] LI Y P, YE X J, LI J X, et al. Influence of cobalt addition on microstructure and hot workability of IN713C superalloy[J].Materials& Design, 2017, 124: 340-346.
[23] GUI C Y, SATO A, GU Y F, et al. Microstructure and yield strength of UDIMET 720LI alloyed with Co-16.9 Wt Pct Ti[J].Metallurgical and Materials Transactions A, 2005, 36(11):2921-2930.
[24]贾建,罗俊鹏,张浩鹏,等.W元素在新型镍基粉末高温合金中的强化作用[J].材料导报,2024,38(15):54-59.
JIA Jian, LUO Junpeng, ZHANG Haopeng, et al.Strengthening effect of W element in new nickel-based powder metallurgy superalloys[J]. Materials Reports,2024,38(15):54-59.
[25] JOHNSON W R, BARRETT C R, NIX W D. The high-temperature creep behavior of nickel-rich Ni-W solid solutions[J]. Metallurgical Transactions,1972,3(4): 963-969.
[26] LOCQ D, CARON P. On some advanced nickel-based superalloys for disk applications[J]. Aerospace Lab,2011(3):1-9.
[27]张义文，刘建涛，贾建，等.粉末高温合金研究进展[J].粉末冶金工业,2022,32(6):150-156.
ZHANG Yiwen, LIU Jiantao, JIA Jian, et al. Development of powder metallurgy superalloy[J]. Powder Metallurgy Industry,2022,32(6):150-156.
[28] ZHU L H, WEI B, PAN H, et al. Dynamic deformation mechanism for distinct flow behaviors in FGH4113A superalloy with high γ ′content during isothermal compression at sub-/near-/super-solvus temperatures[J].Materials& Design, 2024,241:112890.
[29] TIAN T, HAO Z B, LI X G, et al. Influence of aging treatment on microstructure and properties of a novel spray formed powder metallurgy superalloy FGH100L[J]. Journal of Alloys and Compounds,2020,830:154699.
[30]张义文，刘建涛，贾建，等.欧美第四代粉末高温合金研究进展[J].粉末冶金工业,2022,32(1):1-14.
ZHANG Yiwen, LIU Jiantao, JIA Jian, et al. Recent development of fourth generation powder metallurgy superalloys in America and Europe[J]. Powder Metallurgy Industry,2022,32(1):1-14.
[31] POWELL A, BAIN K, WESSMAN A, et al. Advanced supersolvus nickel powder disk alloy DOE: chemistry, properties,phase formations and thermal stability[C]// HARDY M, HURON E,GLATZEL U, et al. Superalloys 2016: Proceedings of the 13th Intenational Symposium of Superalloys. Hoboken: John Wiley&Sons, Inc.,2016:189.
[32]胡本芙，田高峰，贾成厂，等.涡轮盘用高性能粉末高温合金的优化设计探讨[J].粉末冶金技术,2009,27(4):292-300.
HU Benfu, TIAN Gaofeng, JIA Chengchang, et al.Optimization design of the high performance powder metallurgy superalloy for turbine disk[J]. Powder Metallurgy Technology,2009,27(4):292-300.
[33] ANTONOV S, DETROIS M, HELMINK R C, et al. Precipitate phase stability and compositional dependence on alloying additions in y-y'-8-n Ni-base superalloys[J]. Journal of Alloys and Compounds,2015,626:76-86.
[34]张浩鹏，白佳铭，李新宇，等.Hf和Ta对镍基粉末高温合金蠕变断裂特征和性能的影响[J].金属学报，2025，61(4):583-596.
ZHANG Haopeng, BAI Jiaming, LI Xinyu, et al. Effect of Hf and Ta on creep rupture characteristics and properties of powder metallurgy Ni-based superalloys[J].Acta Metallurgica Sinica, 2025, 61(4): 583-596.
[35]邢鹏宇,张义文,贾建.Ta含量对FGH4098粉末高温合金力学性能的影响[J].粉末冶金工业,2019,29(2):33-38.
XING Pengyu, ZHANG Yiwen, JIA Jian. Effect of Ta content on mechanical properties of FGH4098 powder superalloy[J]. Powder Metallurgy Industry,2019,29(2):33-38.
[36] MA W B, LIU G Q, HU B F, et al. Study of metallic carbide(MC) in a Ni-Co-Cr-based powder metallurgy superalloy[J]. Metallurgical and Materials Transactions A,2014,45(1):208-217.
[37]贾建，张义文，李新宇，等.Zr含量对镍基粉末高温合金FGH4107平衡相和错配度的影响[J].粉末冶金工业，2023,33(2):69-77.
JIA Jian, ZHANG Yiwen, LI Xinyu, et al. Effects of Zr on the equilibrium phases and y'/y lattice misfit degree of nickel-based PM superalloy FGH4107[J]. Powder Metallurgy Industry,2023,33(2):69-77.
[38]夏天.微量元素Hf和Zr对FGH96合金组织和性能影响的研究[D].北京:钢铁研究总院,2013.
XIA Tian. Study on the effects of trace elements Hf and Zr on the organization and properties of FGH96 alloy[D].Beijing: Central Iron and Steel Research Institute,2013.
[39]张义文，韩寿波，贾建，等.微量元素Hf对粉末冶金高温合金FGH97显微组织的影响[J].金属学报，2015，51(10):1219-1226.
ZHANG Yiwen, HAN Shoubo, JIA Jian, et al. Effect of microelement Hf on the micro-structure of powder metallurgy superalloy FGH97[J]. Acta Metallurgica Sinica,2015,51(10):1219-1226.
[40]夏天,张义文,迟悦,等.Hf和Zr含量对FGH96合金平衡相及PPB的影响[J].材料热处理学报,2013,34(8):60-67.
XIA Tian,ZHANG Yiwen,CHI Yue,et al.Effect of content of Hf and Zr on equilibrium phase and PPB in FGH96 P/M superalloy[J]. Transactions of Materials and Heat Treatment,2013,34(8):60-67.
[41] GABB T P, KANTZOS P T, TELESMAN J, et al. Fatigue resistance of the grain size transition zone in a dual microstructure superalloy disk[J]. International Journal of Fatigue, 2011, 33(3):414-426.
[42] XIE Z P, LI S, XIN D, et al. A novel oscillatory pressure-assisted hot pressing for preparation of high-performance ceramics[J].Journal of the American Ceramic Society, 2014, 97(4):462-475.
[43]乔振兴，刘增林，张德金，等.等离子旋转电极雾化制备H13合金特种粉的特性表征[J].粉末冶金工业，2024，34(3):101-105.
QIAO Zhenxing, LIU Zenglin, ZHANG Dejin, et al.Characterization of H13 alloy special powders prepared by plasma rotating electrode atomization[J]. Powder Metallurgy Industry,2024,34(3):101-105.
[44]张国庆，张义文，郑亮，等.航空发动机用粉末高温合金及制备技术研究进展[J].金属学报,2019,55(9):1133-1144.
ZHANG Guoqing, ZHANG Yiwen, ZHENG Liang, et al.Research progress in powder metallurgy superalloys and manufacturing technologies for aero-engine application[J].Acta Metallurgica Sinica,2019,55(9):1133-1144.
[45]杨乐彪，任晓娜，夏敏，等.电极感应熔化气体雾化粉末特性及液滴尺寸影响因数的研究[J].稀有金属材料与工程，2020，49(6):2017-2023.
YANG Lebiao, REN Xiaona, XIA Min, et al. Study on powder characteristics and effect factors of droplets size during electrode induction melting gas atomization[J]. Rare Metal Materials and Engineering,2020,49(6):2017-2023.
[46] JIA C L, GE C C, YAN Q Z. Innovative technologies for powder metallurgy-based disk superalloys: Progress and proposal[J]. Chinese Physics B,2016,25(2):026103.
[47]张强，郑亮，许文勇，等.氩气雾化镍基粉末高温合金及粉末特性研究进展[J].粉末冶金技术,2022,40(5):387-400.
ZHANG Qiang, ZHENG Liang, XU Wenyong, et al.Research progress on argon atomized nickel-based powder metallurgy superalloys and powder characteristics[J].Powder Metallurgy Technology,2022,40(5):387-400.
[48] BAI Q, LIN J, JIANG J, et al. A study of direct forging process for powder superalloys[J]. Materials Science and Engineering A,2015,621:68-75.
[49]李楠,陈竞炜,曲敬龙,等.真空粉末锻造成型FGH95合金的流变行为和组织演变[J].航空材料学报，2024，44(2):133-142.
LI Nan, CHEN Jingwei, QU Jinglong, et al. Flow behavior and microstructure evolution of FGH95 alloy formed by vacuum powder forging[J]. Journal of Aeronautical Materials,2024,44(2):133-142.
[50] SUN D J, LI G Z, GUO L F, et al. Microstructure and high-temperature tensile behavior of superalloy prepared by hot oscillatory pressing[J]. Materials Characterization, 2022, 194:112488.
[51] LI G Z, SUN D J, KANG J C, et al. The effect of hot oscillatory pressing temperature on microstructure and tensile behavior of powder metallurgy superalloy[J]. Metals, 2022, 12(10):1652.
[52]解磊鹏，孙文瑶，陈明辉，等.制备工艺对FGH4097高温合金微观组织与性能的影响[J].金属学报，2022，58(8):992-1002.
XIE Leipeng, SUN Wenyao, CHEN Minghui, et al. Effects of processing on microstructures and properties of FGH4097 superalloy[J]. Acta Metallurgica Sinica, 2022, 58(8):992-1002.
[53] QIN Z J, LI Q Y, WANG G W, et al. Microstructural characterization and prior particle boundary(PPB) of PM nickel-based superalloys by spark plasma sintering(SPS)[J].Materials,2023,16(13):4664.
[54]高峻，罗皎，李淼泉.航空发动机双性能盘制造技术与机理的研究进展[J].航空材料学报,2012,32(6):37-43.
GAO Jun, LUO Jiao, LI Miaoquan. Advance in manufacture technology and mechanism of aero-engine dual property disk[J]. Journal of Aeronautical Materials, 2012, 32(6):37-43.
[55] GAYDA J, GABB T P, KANTZOS P T, et al. The effect of dual microstructure heat treatment on an advanced nickel-base disk superalloy[J]. Superalloys,2004:323-329.
[56]刘建涛，陶宇，张义文，等.FGH96合金双性能盘的组织与力学性能[J].材料热处理学报,2010,31(5):71-74.
LIU Jiantao,TAO Yu,ZHANG Yiwen,et al. Microstructure and mechanical property of FGH96 alloy dual property disk[J]. Transactions of Materials and Heat Treatment,2010,31(5):71-74.
[57]龙安平，熊江英，张高翔，等.FGH4113A合金的双性能热处理组织与力学性能研究[J].稀有金属材料与工程，2024,53(4):1042-1050.
LONG Anping, XIONG Jiangying, ZHANG Gaoxiang, et al. Dual microstructure and mechanical properties of FGH4113A nicked-based superalloy[J]. Rare Metal Materials and Engineering,2024,53(4):1042-1050.
[58]刘佳宾,刘新灵,李振.粉末高温合金夹杂物引起疲劳裂纹萌生微观机理研究现状[J].材料导报,2021,35(S2):385-390.
LIU Jiabin, LIU Xinling, LI Zhen. Research status of micro-mechanism of fatigue crack initiation caused by inclusions in powder superalloy[J]. Materials Reports, 2021,35(S2):385-390.
[59]王晓峰,杨杰,邹金文,等.FGH96镍基粉末高温合金氧化物夹杂的计算机断层扫描研究[J].粉末冶金技术,2019,37(4):264-272.
WANG Xiaofeng, YANG Jie, ZOU Jinwen, et al. Study on oxide inclusions of nickel-based P/M superalloy FGH96 by computed tomography technology[J]. Powder Metallurgy Technology,2019,37(4):264-272.
[60]张莹,张义文,吕日红,等.PREP工艺制造的镍基高温合金粉末中夹杂物[J].中国有色金属学报，2017，27(10):2037-2045.
ZHANG Ying, ZHANG Yiwen, L Rihong, et al. Inclusions in Ni-base superalloy powder by PREP[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals,2017,27(10):2037-2045.
[61]何承群，余泉茂，胡本芙.FGH95合金LCF断裂寿命与夹杂特征关系的研究[J].金属学报,2001,37(3):247-252.
HE Chengqun, YU Quanmao, HU Benfu. Study of the relationship between the LCF life of FGH95 alloy and the inclusion characteristics[J]. Acta Metallurgica Sinica,2001,37(3):247-252.
[62]曾燕屏，张麦仓，董建新，等.镍基粉末高温合金中夹杂物导致裂纹萌生和扩展行为的研究[J].材料工程，2005(3):10-13,17.
ZENG Yanping, ZHANG Maicang, DONG Jianxin, et al.Study on crack initiation and propagation induced by inclusion in nickel-base P/M superalloy[J]. Journal of Materials Engineering,2005(3):10-13,17.
[63] NARAGANI D, SANGID M D, SHADE P A, et al.Investigation of fatigue crack initiation from a non-metallic inclusion via high energy X-ray diffraction microscopy[J]. Acta Materialia,2017,137:71-84.
[64]曾燕屏，董建新，张麦仓，等.拉伸载荷下镍基粉末高温合金中夹杂物行为[J].工程科学学报,2005,27(2):202-204.
ZENG Yanping, DONG Jianxin, ZHANG Maicang, et al.Behavior of inclusions in nickel-base P/M superalloy under tensile load[J]. Chinese Journal of Engineering, 2005,27(2):202-204.
[65]张丽娜，张麦仓，李晓，等.P/M Rene95合金夹杂物微观力学行为观察[J].工程科学学报,2002,24(4):432-435.
ZHANG Lina,ZHANG Maicang,LI Xiao,et al.SEM in-situ observation on behavior of inclusions with different size in P/M Rene95 superalloy[J]. Chinese Journal of Engineering,2002,24(4):432-435.
[66] JIANG J, YANG J, ZHANG T, et al. Microstructurally sensitive crack nucleation around inclusions in powder metallurgy nickel-based superalloys[J]. Acta Materialia,2016,117:333-344.
[67] YI S, LI Y, MAO J X, et al. Role of inclusion clusters on fatigue crack initiation in powder metallurgy nickel-based FGH96 superalloy[J]. Journal of Materials Research and Technology,2024,33:1286-1298.
[68]陈希春，付锐，任昊，等.电渣重熔连续定向凝固FGH96合金非金属夹杂物研究[J].中国新技术新产品,2011(10):1-2.
CHEN Xichun, FU Rui, REN Hao, et al. Study on nonmetallic inclusions of ESR-CDS FGH96 alloy[J]. China New Technologies and Products,2011(10):1-2.
[69]谷雨，赵朋，袁艺，等.冶炼工艺对FGH96合金洁净度的影响[J].中国冶金,2023,33(3):62-67.
GU Yu, ZHAO Peng, YUAN Yi, et al. Effect of smelting process on cleanliness of FGH96 superalloy[J]. China Metallurgy,2023,33(3):62-67.
[70]杨树峰，袁艺，赵朋，等.VIDP+VHCC双联生产粉末高温合金母合金的方法和粉末高温合金母合金:CN113718138B[P].2022-02-11.
YANG Shufeng, YUAN Yi, ZHAO Peng, et al.VIDP+VHCC duplex production of powder metallurgy superalloy master alloy and powder metallurgy superalloy master alloy: CN113718138B[P].2022-02-11.
[71]张林嘉，宋嘉明，王泽钰，等.镍基高温合金粉末中非金属夹杂物电选工艺分析[J].粉末冶金工业,2023,33(2):29-32.
ZHANG Linjia, SONG Jiaming, WANG Zeyu, et al.Analysis of electro-separation of inclusions in Ni-based superalloy powder[J]. Powder Metallurgy Industry, 2023,33(2):29-32.
[72]周晓明，王志彪，王超渊，等.粉末高温合金中夹杂物的变形特征及对探伤信号的影响[J].铸造技术，2021，42(4):252-257.
ZHOU Xiaoming, WANG Zhibiao, WANG Chaoyuan, et al.Deformation characteristics of inclusions in powder metallurgy superalloy and effects on flaw detection signals[J].Foundry Technology,2021,42(4):252-257.
[73] WANG X F, ZHOU X M, YANG J, et al. Research on characteristics and deformation mechanism of Al2O3 inclusions with different forming processes in powder metallurgy superalloy[J]. Materials Research Innovations, 2014, 18(sup4):S4-438-S4-444.
[74]王杰，黄海亮，周亚洲，等.镍基粉末高温合金中 γ ′相溶解行为与动力学研究进展[J].材料导报,2023,37(21):242-250.
WANG Jie, HUANG Hailiang, ZHOU Yazhou, et al.Research progress in dissolution behavior and kinetics of γ ′precipitate in nickel-based powder metallurgy superalloys[J].Materials Reports,2023,37(21):242-250.
[75]张义文,胡本芙.拓扑密堆 μ相对含Hf的镍基粉末高温合金组织和性能的影响[J].金属学报,2016,52(4):445-454.
ZHANG Yiwen, HU Benfu. Effects of topologically close packed μphase on microstructure and properties in powder metallurgy Ni-based superalloy with Hf[J].Acta Metallurgica Sinica,2016,52(4):445-454.
[76]郑亮，张强，李周，等.增/降氧过程对高温合金粉末表面特性和合金性能的影响:粉末存储到脱气处理[J].金属学报，2023,59(9):1265-1278.
ZHENG Liang, ZHANG Qiang, LI Zhou, et al. Effects of oxygen increasing/decreasing processes on surface characteristics of superalloy powders and properties of their bulk alloy counterparts: powders storage and degassing[J].Acta Metallurgica Sinica,2023,59(9):1265-1278.
[77]张强，张安琴，王艺星，等.真空脱气对热等静压态粉末高温合金热加工性能的影响[J].材料热处理学报，2024，45(12):130-139.
ZHANG Qiang,ZHANG Anqin, WANG Yixing,et al. Effect of vacuum degassing on hot workability of hot isostatic pressed powder metallurgy superalloy[J]. Transactions of Materials and Heat Treatment,2024,45(12):130-139.
[78]杨万鹏，胡本芙，刘国权，等.高性能镍基粉末高温合金中y'相形态致锯齿晶界形成机理研究[J].材料工程,2015,43(6):7-13.
YANG Wanpeng, HU Benfu, LIU Guoquan, et al. Formation mechanism of serrated grain boundary caused by different morphologies of' phases in a high-performance nickel-based powder metallurgy superalloy[J]. Journal of Materials Engineering,2015,43(6):7-13.
[79]周亚洲.一种新型粉末高温合金的热变形行为研究[D].烟台:烟台大学,2023.
ZHOU Yazhou. Study on hot deformation behavior of a new powder nickel base superalloy[D]. Yantai: Yantai University,2023.
[80] REN X N, WANG Y, WANG Z F, et al. Properties of electrode induction melting gas atomization-and vacuum induction melting atomization-produced powders and their as-HIPed blanks[J]. Materials,2025,18(3):710.
[81] GUO R P, XU L, ZONG B Y, et al. Characterization of prealloyed Ti-6Al-4V powders from EIGA and PREP process and mechanical properties of HIPed powder compacts[J]. Acta Metallurgica Sinica(English Letters),2017,30(8):735-744.
[82]吴嘉伦.EIGA高温合金细粉收得率与粉体流动性优化及机理研究[D].北京:北京科技大学,2023.
WU Jialun. Study on the optimization and mechanism of EIGA superalloy fine powder yield and powder fluidity[D].Beijing: University of Science and Technology Beijing,2023
[83]陈进.VIGA气雾化制备镍基合金粉末雾化过程的数值模拟[D].沈阳:东北大学,2020.
CHEN Jin. Numerical simulation of atomization process of nickel-based alloy powders prepared by vacuum induction melting gas atomization[D]. Shenyang: Northeastern University,2020.
[84]李少强，孙健豪，赖运金，等.金属球形粉末制备技术研究进展[J].铸造技术,2025,46(7):626-644.
LI Shaoqiang, SUN Jianhao, LAI Yunjin, et al. Research progress on the preparation technology of spherical metal powder[J].Foundry Technology,2025,46(7):626-644.
[85]周磊，王旭青，邹金文，等.一种粉末高温合金粗粉返回料的再利用方法:CN117583595A[P].2024-02-23.
ZHOU Lei, WANG Xuqing, ZOU Jinwen, et al. A kind of powder metallurgy superalloy coarse powder return material reuse method: CN117583595A[P].2024-02-23.
[86]张华霞，马国宏，马秀萍，等.FGH96高温合金粉末返回料净化技术研究[J].铸造技术,2018,39(10):2173-2175.
ZHANG Huaxia, MA Guohong, MA Xiuping,et al. Study on FGH96 super-alloy powder revert materials purity technology[J]. Foundry Technology, 2018, 39(10): 2173-2175.
[87]石英男，孙少斌，曲敬龙，等.粉末高温合金热挤压工艺研究进展[J].粉末冶金工业,2024,34(1):124-133.
SHI Yingnan, SUN Shaobin, QU Jinglong, et al. Research progress on hot extrusion process of P/M superalloy[J].Powder Metallurgy Industry,2024,34(1):124-133.
[88]石英男，贾建，张国星，等.一种低成本高均质大规格粉末高温合金棒材及其热挤压方法:CN117380956B[P].2024-03-12.
SHI Yingnan,JIA Jian,ZHANG Guoxing,et al.A low-cost,high-homogeneity, large-size powder metallurgy superalloy rod and its hot extrusion method: CN117380956B[P].2024-03-12.
（注，原文标题：粉末高温合金的研究进展与发展趋势）