張義文，劉建濤

(鋼鐵研究總院高溫材料研究所，北京100081)

1 前 言

粉末高溫合金(Powder Metallurgy Superalloy)是采用粉末冶金工藝生產(chǎn)的高溫合金。在制粉過程中粉末顆粒是由微量液體快速凝固形成，成分偏析被限制在粉末顆粒尺寸以內(nèi)，消除了常規(guī)鑄造中的宏觀偏析，同時(shí)快速凝固后的粉末具有組織均勻和晶粒細(xì)小的突出優(yōu)點(diǎn)，顯著提高了合金的力學(xué)性能和熱工藝性能。粉末高溫合金是現(xiàn)代高性能航空發(fā)動機(jī)渦輪盤等關(guān)鍵部件的必選材料，粉末渦輪盤的使用是先進(jìn)航空發(fā)動機(jī)的重要標(biāo)志。

上世紀(jì)60年代初，隨著快速凝固氣霧化粉末制備技術(shù)的興起，1965年發(fā)展了高純預(yù)合金粉末制備技術(shù)[1]。美國 P ＆ WA(Pratt ＆ Whitney Aircraft)公司首先將Astroloy合金制成預(yù)合金粉末，成功地鍛造出力學(xué)性能相當(dāng)或略高于鑄鍛高溫合金Waspaloy的盤件，開創(chuàng)了粉末高溫合金盤件用于航空發(fā)動機(jī)的先河[2]。P ＆ WA公司于1972年將IN100粉末高溫合金制備的壓氣機(jī)盤和渦輪盤等11個(gè)部件用于F100發(fā)動機(jī)，裝配在F15和F16飛機(jī)上[3－4]，從此粉末高溫合金進(jìn)入了實(shí)際應(yīng)用階段。

俄羅斯用粉末冶金工藝制造高溫合金的思想始于1965年底，全俄輕合金研究院(VILS)于1973年建立了粉末高溫合金科研部，開始研制粉末高溫合金[5]。1974年三季度 VILS研制出第一個(gè) φ560 mm的 ЖС6УП 和ЭП741П粉末渦輪盤，1975年8月VILS生產(chǎn)并交付了第一批6個(gè)軍機(jī)用 ЖС6УП和ЭП741П合金試驗(yàn)渦輪盤[6－7]。俄羅斯從1981年開始工業(yè)批量生產(chǎn)和提供軍機(jī)用EP741NP渦輪盤和軸，從1984年開始批量生產(chǎn)民機(jī)用的EP741NP渦輪盤[8－9]。截止2006年，俄羅斯生產(chǎn)并交付了EP741NP合金盤和軸等50 000余件，在30多年的使用過程中，沒有發(fā)生過事故[10]。

目前在粉末高溫合金領(lǐng)域，美國、俄羅斯、英國、法國、德國、加拿大、瑞典、中國、日本、意大利以及印度等國家均開展了研究工作，美國、俄羅斯、英國、法國、德國和中國等國家掌握了工業(yè)生產(chǎn)工藝，其中僅有美國、俄羅斯、法國和英國能獨(dú)立研發(fā)粉末高溫合金并建立了自己的合金牌號[9]。

2 粉末高溫合金的發(fā)展

2.1 美國和歐洲粉末高溫合金的發(fā)展

美國和歐洲等國根據(jù)粉末高溫合金的問世年代和性能特征，將粉末高溫合金劃分為4代:上世紀(jì)70年代以René95為代表的第一代粉末高溫合金的特點(diǎn)是高的強(qiáng)度(高γ'相含量)，最高使用溫度650℃;上世紀(jì)80年代René88DT為代表的第二代粉末高溫合金的特點(diǎn)是強(qiáng)度比第一代略低(γ'相含量降低)，裂紋擴(kuò)展抗力高，最高使用溫度750℃;上世紀(jì)90年代末以 René104(ME3)為代表的第三代粉末高溫合金的特點(diǎn)是強(qiáng)度和第一代粉末高溫合金相當(dāng)(高γ'相含量)，裂紋擴(kuò)展抗力更高，長時(shí)間使用溫度750℃，短時(shí)間可達(dá)到800℃;目前在研的是第四代粉末高溫合金，目標(biāo)使用溫度850℃左右?？傮w上，粉末高溫合金具備“三高一低”的特點(diǎn)，即高的使用溫度、高的強(qiáng)度、高的組織穩(wěn)定性、低的疲勞裂紋擴(kuò)展速率[11]。

1972年，美國 GEAE(General Electric Aircraft Engine)公司在變形René95合金的基礎(chǔ)上，降低C和Cr含量研制成René95粉末高溫合金，用以替代變形渦輪盤合金IN718。1982年，GEAE公司根據(jù)損傷容限設(shè)計(jì)原則，在René95合金的基礎(chǔ)上，通過合金成分調(diào)整和生產(chǎn)工藝改進(jìn)，于1988年研制成功稱之為第二代的粉末高溫合金 René88DT(DT:Damage Tolerant損傷容限)。René88DT合金具有良好的蠕變、拉伸和抗損傷容限性能，與第一代René95合金相比，該合金的拉伸強(qiáng)度雖然降低了10%，但是疲勞裂紋擴(kuò)展速率降低了50%，使用溫度由650℃提高到750℃[12]。

美國于上世紀(jì)90年代開始新一代航空發(fā)動機(jī)的研制，新一代航空發(fā)動機(jī)要求具有超音速巡航的能力，其壓氣機(jī)、高壓渦輪等部件需在高溫/高應(yīng)力下長時(shí)間工作，其熱時(shí)壽命(Hot Hour Time)是現(xiàn)役三代發(fā)動機(jī)的20～30倍[13]。由于第一、二代粉末高溫合金都無法滿足如此高的要求，于是研制了具有高強(qiáng)度/高損傷容限，耐高溫，持久性能好，使用溫度700～750℃的第三代粉末高溫合金。典型的第三代粉末高溫合金有Honeywell開發(fā)的 Alloy10，NASA/GE/P ＆ WA合作開發(fā)的René104(ME3)，NASA開發(fā)的 LSHR和 Rolls-Royce開發(fā)的RR1000。René104合金具有耐溫能力強(qiáng)、使用壽命長(是現(xiàn)有盤材料的30倍)、固溶溫度低和可加工性好等特點(diǎn)，適用于制造大型燃?xì)鉁u輪發(fā)動機(jī)渦輪盤，該合金于2004年10月被美國《研究與開發(fā)》雜志評為“最佳100個(gè)科技產(chǎn)品獎”之一[14]。法國在N18基礎(chǔ)上研發(fā)的NR3，NR6，N19等合金也屬于第三代粉末高溫合金。美歐研發(fā)的粉末高溫合金成分及合金特性如表1所示。

表1 美國、歐洲粉末高溫合金的成分及合金特性Table 1 Characteristcs of PM superalloy in America and Europe

2.2 俄羅斯粉末高溫合金的發(fā)展

在粉末高溫合金研究和生產(chǎn)領(lǐng)域，俄羅斯是除美國之外的又一強(qiáng)國。俄羅斯幾乎是和美國同時(shí)開展粉末高溫合金的研究，在多年的研究中，始終堅(jiān)持自己的特色，并取得了巨大的成功。與美國、歐洲相比，俄羅斯的粉末高溫合金牌號要少得多，同時(shí)，對粉末高溫合金的劃分沒有代的概念。

在俄羅斯的系列粉末高溫合金中，EP741NP是應(yīng)用最為廣泛的粉末高溫合金，該合金具有優(yōu)異的高溫綜合力學(xué)性能，最高使用溫度750℃。EP741NP粉末高溫合金制件采用等離子旋轉(zhuǎn)電極制粉(Plasma Rotating Electrode Process，PREP)+直接熱等靜壓成形(Hot Isostatic Pressing，HIP)工藝制備，可廣泛用于航空發(fā)動機(jī)的渦輪盤、軸等關(guān)鍵熱端部件，已成功應(yīng)用于米格－29、米格－31、蘇－27、圖－204等飛機(jī)。俄羅斯在上世紀(jì)80年代以后又研制出EP962P，EP975P和EP962NP等粉末高溫合金，使用溫度為750℃以上。最近幾年，俄羅斯新 研 制 了 ВВП 系 列 (ВВ750П，ВВ751П，ВВ752П，ВВ753П)粉末高溫合金，使用溫度為650～750℃，與目前正在使用的EP741NP合金相比，ВВП系列合金的室溫強(qiáng)度、持久強(qiáng)度、低周疲勞性能更高，目前處于研究階段，尚未獲得使用[15]。俄羅斯研發(fā)的粉末高溫合金成分及合金特性如表2所示。

2.3 我國粉末高溫合金的發(fā)展[9,16-17]

我國粉末高溫合金的研究起步于20世紀(jì)70年代后期，在后續(xù)的發(fā)展過程中，根據(jù)國家型號需求，陸續(xù)開展了FGH95合金、FGH96合金、FGH97合金、FGH98合金和FGH91合金的研制，我國粉末高溫合金的成分及特性如表3所示。

FGH95是目前強(qiáng)度最高的粉末高溫合金，最高使用溫度650℃，主要用于制備發(fā)動機(jī)的渦輪盤擋板以及直升機(jī)用渦輪盤和導(dǎo)流盤等小尺寸盤件。FGH95是我國第一個(gè)獲得應(yīng)用的粉末高溫合金，采用PREP制粉+HIP工藝研制的FGH95擋板已用于某型號發(fā)動機(jī)，采用PREP制粉+HIP工藝研制的FGH95盤件已經(jīng)在某型號直升機(jī)上通過試驗(yàn)驗(yàn)證，并已經(jīng)完成生產(chǎn)定型。

表2 俄羅斯粉末高溫合金的成分及特性Table 2 Characteristics of PM superalloy in Russia

表3 中國粉末高溫合金的成分及特性Table 3 Characteristics of PM superalloy in China

FGH96的強(qiáng)度比FGH95合金略低，但裂紋擴(kuò)展速率更低，使用溫度為750℃，是制備先進(jìn)發(fā)動機(jī)渦輪盤等熱端部件的關(guān)鍵材料。FGH96渦輪盤件(PREP/AA制粉+HIP制坯+鍛造成形工藝)與FGH96合金擋板(PREP制粉+HIP成形工藝)正在進(jìn)行考核驗(yàn)證。

FGH97合金具有高持久強(qiáng)度、高蠕變抗力、低裂紋擴(kuò)展速率等優(yōu)點(diǎn)，使用溫度為750℃，是制備先進(jìn)發(fā)動機(jī)渦輪盤、軸、環(huán)類件等熱端部件的關(guān)鍵材料，采用PREP制粉+HIP成形工藝制備。FGH97粉末渦輪盤件已經(jīng)在某發(fā)動機(jī)上獲得應(yīng)用，目前已進(jìn)入批量供貨階段。

FGH91合金具有強(qiáng)度和塑性配比好、加工性能好等優(yōu)點(diǎn)，使用溫度為650℃。采用固態(tài)連接技術(shù)，將FGH91合金盤(PREP制粉+HIP成形)與K418B合金葉片環(huán)復(fù)合起來，研制出了某發(fā)動機(jī)用雙合金整體葉盤。

針對國內(nèi)發(fā)動機(jī)需求，國內(nèi)開展了第三代粉末高溫合金的研制工作，研制的合金包括鋼鐵研究總院的FGH98合金、北京科技大學(xué)與鋼鐵研究總院合作研制的FGH98Ⅰ、北京航空材料研究院的FGH99合金。與美國相比，國內(nèi)第三代粉末高溫合金研制工作尚屬于起步階段。

表4和表5為我國研制的幾種粉末高溫合金拉伸性能和持久性能比較(制備工藝:PREP粉末+HIP成形+熱處理)。

表4 FGH91，F(xiàn)GH95，F(xiàn)GH96，F(xiàn)GH97，F(xiàn)GH98合金的室溫拉伸性能Table 4 Tensile properties at RT of FGH91，F(xiàn)GH95，F(xiàn)GH96，F(xiàn)GH97，F(xiàn)GH98 PM superalloys

表5 FGH91，F(xiàn)GH95，F(xiàn)GH96，F(xiàn)GH97，F(xiàn)GH98合金的持久性能Table 5 Stress rupture properties of FGH91，F(xiàn)GH95，F(xiàn)GH96，F(xiàn)GH97，F(xiàn)GH98 PM superalloys

3 粉末高溫合金盤件的制備工藝

經(jīng)過四十余年的發(fā)展，粉末高溫合金盤件制備工藝已經(jīng)非常成熟，已經(jīng)獲得的大量應(yīng)用的盤件生產(chǎn)工藝主要有2種，即以美國為代表的AA制粉+熱擠壓(Hot Extrusion，HEX)+等溫鍛造(Isothermal Forging，ITF)和以俄羅斯為代表的PREP制粉+直接熱等靜壓(HIP)成形工藝。

目前，美國等西方國家采用AA制粉+HIP成形工藝生產(chǎn)環(huán)形件、軸和直升機(jī)用小型盤件，采用AA制粉+HEX+ITF工藝生產(chǎn)大型盤件;俄羅斯采用PREP制粉+HIP工藝生產(chǎn)盤件、軸和環(huán)形件。我國由于缺少大型擠壓機(jī)和封閉的等溫鍛造設(shè)備，結(jié)合國內(nèi)的裝備特點(diǎn)，盤件的制備工藝有2種，即采用PREP制粉+HIP工藝生產(chǎn)盤件、軸和環(huán)形件，采用AA/PREP制粉+HIP+ITF工藝生產(chǎn)盤件。

3.1 粉末制備工藝

目前在實(shí)際生產(chǎn)中主要采用氬氣霧化法(AA)和等離子旋轉(zhuǎn)電極霧化法(PREP)，原理如圖1所示。

圖1 AA和PREP制粉原理圖Fig.1 Schematic of AA and PREP for powder making

在AA工藝制粉過程中，真空熔煉的母合金，在霧化設(shè)備的真空室中重熔，熔液經(jīng)漏嘴流下，用高壓氬氣將其霧化成粉末。在PREP工藝制粉過程中，用等離子弧連續(xù)熔化高速旋轉(zhuǎn)的棒料，旋轉(zhuǎn)棒料端面上被熔化的液滴在離心力作用下飛出形成粉末。

在高溫合金粉末工業(yè)生產(chǎn)中，美國和西方國家主要使用AA法，俄羅斯使用PREP法，我國使用PREP法和AA法。2種制粉方法特性比較[9]見表6。

表6 兩種制粉方法特性Table 6 Characteristics of AA and PREP Powder atomization process

美國在上世紀(jì)70年代使用的AA粉末粒度為～250 μm(不大于250μm)，1980年美國的F-18戰(zhàn)機(jī)在英國法恩巴勒航展失事后，粉末粒度由～250 μm變?yōu)椤?00 μm(不大于100 μm)，從上世紀(jì)90年代起，粉末粒度進(jìn)一步細(xì)化，目前為 ～53 μm(不大于53 μm)和～45 μm(不大于 45μm)2 種粒度[18]。俄羅斯使用的PREP粉末粒度及質(zhì)量變化如下[7，19]:1981年粉末盤使用的粉末粒度為70～315 μm，氧含量不大于0.01%，粉末中夾雜物沒有限制;從1982年使用的粉末粒度為70～200 μm，氧含量不大于0.007%，每公斤粉末中夾雜物的控制標(biāo)準(zhǔn)為不多于100顆;從1986年使用的粉末粒度為50～140 μm，氧含量不大于0.007%，每公斤粉末中夾雜物的控制標(biāo)準(zhǔn)為不多于50顆;從1988年使用的粉末粒度為50～140 μm，氧含量不大于0.007%，每公斤粉末中夾雜物的控制標(biāo)準(zhǔn)為不多于20顆。

目前國內(nèi)使用的PREP粉末主要有50～100 μm和50～150 μm 2種，其中50～100 μm的粉末中夾雜標(biāo)準(zhǔn)為10顆/kg，50～150 μm的粉末中夾雜標(biāo)準(zhǔn)為20顆/kg;國內(nèi)使用的AA粉末粒度為～75 μm(不大于75 μm)。

3.2 粉末固結(jié)(consolidation)工藝

由于高溫合金粉末往往含有Cr，Ti，Al等難燒結(jié)元素，同時(shí)這些元素在燒結(jié)溫度下容易氧化，這造成了高溫合金粉末不能采用通常的直接燒結(jié)工藝來成形。對于粉末高溫合金來說，往往要求在高溫高壓的環(huán)境下成形。目前常用的有真空熱壓成形(Vacuum Hot Pressing)、熱等靜壓成形 (Hot Isostatic Pressing)、電火花燒結(jié)(Spark Sintering)、擠壓(Extrusion)、鍛造(Forging)等成形方法。在上述粉末固結(jié)工藝中，粉末渦輪盤用得最多的是熱等靜壓成形和熱擠壓。表7為高溫合金粉末不同固結(jié)工藝的特點(diǎn)對比[20]。

表7 不同高溫合金粉末固結(jié)工藝的特點(diǎn)Table 7 Characteristics of different powder consolidation process

在上述粉末固結(jié)工藝中，熱等靜壓和熱擠壓是主要的密實(shí)工藝。這兩種工藝都是在一定的溫度和壓力下的粉末熱塑性變形和再結(jié)晶過程，但是熱擠壓工藝的粉末變形量和變形速率更大。

3.3 盤件成形工藝

盤件成形工藝主要有直接熱等靜壓成形和鍛造成形，對于直接熱等靜壓成形生產(chǎn)的粉末盤件，粉末固結(jié)和盤件成形是在同一HIP工序中完成的。俄羅斯粉末高溫合金的主導(dǎo)成形工藝是直接熱等靜壓(As-HIP)成形，在熱等靜壓過程中材料收縮和應(yīng)力狀態(tài)的研究及包套的計(jì)算機(jī)模擬輔助設(shè)計(jì)等方面都居世界前列，經(jīng)過四十余年的發(fā)展，HIP成形工藝日趨完善。與俄羅斯相比，美國粉末盤件的成形工藝種類更為豐富，包括As-HIP成形、熱模鍛、ITF(等溫鍛)等工藝。我國的粉末高溫合金盤件采用直接熱等靜壓成形和鍛造成形2種工藝制備。FGH97粉末盤件的制備工藝流程與俄羅斯EP741NP合金完全相同，采用直接熱等靜壓工藝成形。

4 粉末高溫合金中的缺陷及消除

與傳統(tǒng)的鑄/鍛工藝相比，粉末冶金工藝消除了宏觀偏析，改善了合金的組織，提高了盤件性能。但是，由于其獨(dú)特的工藝步驟也帶來了一些不可避免的缺陷，粉末高溫合金中的主要缺陷有原始顆粒邊界(Prior Particle Boundary，PPB)、熱誘導(dǎo)空洞(Thermal Induced Pole，TIP)和夾雜(Inclusion)。

4.1 原始顆粒邊界(PPB)

PPB是粉末高溫合金的主要缺陷之一。關(guān)于PPB的形成，有很多論述，普遍認(rèn)為PPB的形成離不開粉末顆粒表面、碳、氧3個(gè)因素，即原始顆粒邊界上碳和氧的共存和相互作用[21]。PPB是在粉末制備和隨后的熱等靜壓過程中形成的，制粉期間，粉末在冷卻過程中會出現(xiàn)不同程度的元素偏析，同時(shí)還會生成一定數(shù)量的氧化物質(zhì)點(diǎn)[22]。熱等靜壓期間，快凝粉末顆粒中的亞穩(wěn)相組織向穩(wěn)態(tài)轉(zhuǎn)變，粉末表面富集的元素會形成穩(wěn)定的第二相顆粒，表面存在的氧化物質(zhì)點(diǎn)一般會加速這一過程的進(jìn)行，在粉末顆粒邊界處迅速析出大量第二相顆粒，嚴(yán)重時(shí)可形成一層連續(xù)網(wǎng)膜，勾勒出了粉末的邊界，最終使合金錠坯中保留有原始的粉末顆粒形貌，表現(xiàn)為所謂的原始顆粒邊界(PPB)，PPB的組成主要是γ'相、碳化物和氧化物。PPB阻礙了粉末顆粒間的擴(kuò)散和冶金結(jié)合，并且一旦形成就很難在隨后的熱處理過程中消除。嚴(yán)重的PPB會顯著降低合金的塑性和疲勞壽命，甚至造成制件在使用過程中發(fā)生斷裂等惡性事故。國內(nèi)外學(xué)者在PPB形成機(jī)理以及消除措施等方面做了大量的研究工作，有效減弱或消除PPB的方法總結(jié)如下[23－26]:① 調(diào)整合金化學(xué)成分，降低C和Ti含量，加入Hf，Nb，Ta等強(qiáng)碳化物形成元素。②采用粉末預(yù)熱處理工藝，將松散粉末先在較低的M23C6型碳化物穩(wěn)定溫度范圍內(nèi)進(jìn)行預(yù)熱處理，在顆粒內(nèi)部樹枝間形成M23C6型碳化物，再升至較高的MC型碳化物穩(wěn)定溫度范圍進(jìn)行HIP壓實(shí)，以減少HIP時(shí)在粉末顆粒表面析出穩(wěn)定的MC型碳化物。③采用兩步法HIP工藝，在加熱過程中先在較低溫度下保溫，然后再升高到HIP溫度壓實(shí)。④在略低于固相線的高溫下進(jìn)行HIP處理(SS-HIP)，然后再進(jìn)行熱變形獲得所需晶粒組織。⑤采用熱擠壓工藝破碎PPB。⑥避免粉末與有機(jī)物接觸，以免形成“反應(yīng)缺陷”PPB。⑦在略低于固相線的高溫下固溶處理(SS-ST)。

4.2 熱誘導(dǎo)孔洞(TIP)

熱誘導(dǎo)孔洞是由不溶于合金的殘留氬氣或氦氣所引起的。在熱處理過程中，殘留氣體膨脹，形成了不連續(xù)的孔洞。如果冷卻后沒有施加其它變形工藝，孔洞將滯留在合金中。合金中TIP來源:首先是霧化制粉過程中，惰性氣體被包覆在粉末顆粒內(nèi)部形成了空心粉;第二是粉末脫氣不完全，粉末顆粒表面吸附有氬氣或氦氣;第三是包套有細(xì)微泄漏，在熱等靜壓過程中，高壓的氬氣會壓入包套內(nèi)。熱誘導(dǎo)孔洞易成為合金的裂紋源，導(dǎo)致合金拉伸強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度下降，尤其是低周疲勞性能嚴(yán)重降低[27－31]。通過工藝控制，熱誘導(dǎo)孔洞問題已經(jīng)解決。

4.3 夾雜(Inclusion)

非金屬夾雜(Non-Metallics)是影響盤件壽命的主要因素，按照目前的粉末高溫合金制備工藝，完全去除夾雜是不可能的[18]。

夾雜物主要是陶瓷夾雜、熔渣、異金屬和有機(jī)物，夾雜物來源于母合金、粉末制備和處理過程。在夾雜物方面國外學(xué)者做了大量的研究工作[32－39]，總結(jié)如下:①夾雜物是低周疲勞(LCF)的裂紋源，明顯降低合金的塑性和LCF壽命。②夾雜物在合金中是隨機(jī)分布的，其處于合金的表面或亞表面的可能性依賴于夾雜物的尺寸，夾雜物尺寸越大，處于表面或亞表面的可能性越大，對合金的LCF壽命影響越大。③易形成淬火裂紋。④HIP后夾雜物基本不改變形貌或略微球形化。⑤有機(jī)物夾雜附近存在嚴(yán)重的PPB，鍛造后有機(jī)物夾雜形狀發(fā)生了改變，被壓扁拉長，PPB得到破碎和分散。⑥鍛造有助于分散聚集的陶瓷夾雜，但對不連續(xù)的細(xì)小陶瓷夾雜影響不大。對含有細(xì)小夾雜物的材料，鍛造后能改善LCF壽命，而對含有尺寸較大夾雜物的材料，鍛造可能會產(chǎn)生裂紋。

減少粉末中夾雜物的有效措施是:①研發(fā)高純凈粉末制備和處理技術(shù)，從源頭降低夾雜的含量。②使用細(xì)粉，減小夾雜物的尺寸和數(shù)量。

5 粉末高溫合金的應(yīng)用

粉末高溫合金具有優(yōu)異力學(xué)性能，粉末高溫合金制件具有長壽命和高可靠性等突出優(yōu)點(diǎn)，是高性能航空發(fā)動機(jī)的關(guān)鍵材料。目前先進(jìn)的航空發(fā)動機(jī)普遍使用了IN100，René95，LC Astroloy，MERL76，AP1，U720，EP741NP，René88DT，N18和 RR1000等粉末盤件、環(huán)形件和軸類件。粉末高溫合金不僅在軍用高性能發(fā)動機(jī)上獲得了普遍應(yīng)用，而且在民用發(fā)動機(jī)上也獲得了大量的應(yīng)用，粉末高溫合金的應(yīng)用見表8所示。

粉末高溫合金不僅大量用于先進(jìn)渦扇航空發(fā)動機(jī)的主動力裝置，而且在飛機(jī)輔助動力裝置(Auxiliary Power Unit，APU)、渦槳、渦軸發(fā)動上也獲得了廣泛應(yīng)用。與采用單一高溫合金鑄造的整體渦輪相比，采用HIP工藝將粉末高溫合金(盤件部位)和鑄造合金(葉片部位)連接起來制備的雙合金整體葉盤可實(shí)現(xiàn)盤件材料與葉片材料的最佳組合。雙合金整體渦輪可顯著降低盤件重量，提高渦輪使用溫度，提升渦輪整體性能，延長渦輪使用壽命[40]。

表8 粉末高溫合金的應(yīng)用Table 8 Application of PM superalloy in aeroengine

6 粉末高溫合金的發(fā)展趨勢

6.1 制粉工藝向超純凈、細(xì)粉方向發(fā)展

粉末高溫合金中陶瓷夾雜缺陷數(shù)量、尺寸和位置是影響粉末盤使用安全性和可靠性的重要因素。為了提高盤件的可靠性，要求盤件中的夾雜數(shù)量盡可能少，尺寸盡可能小。

采用“雙聯(lián)”、“三聯(lián)”冶煉工藝及冷壁坩堝熔煉使夾雜含量大大降低，母合金純凈度得到顯著改善。美國目前用于擠壓的 AA粉末粒度為 ～53 μm(不大于53 μm)或 ～45 μm(不大于 45 μm)。俄羅斯目前大量使用的PREP粉末粒度為50～140 μm，為了進(jìn)一步降低粉末中的夾雜尺寸，俄羅斯也在考慮采用更細(xì)的粉末，并開展了相關(guān)的試驗(yàn)研究[10]。

6.2 雙性能盤將得到推廣和應(yīng)用

高性能發(fā)動機(jī)用渦輪盤的盤心部位承受低溫高應(yīng)力，需要細(xì)晶組織以保證足夠的強(qiáng)度和疲勞抗力，而邊緣部位則承受高溫低應(yīng)力，需要粗晶以保證足夠的蠕變和持久性能[41]。目前，采用同一種合金制備出輪緣和輪轂部位具有不同顯微組織的雙組織、雙性能盤成為大家關(guān)注的熱點(diǎn)，這種盤件避免了因異種金屬之間的連接而可能造成的安全隱患，完全符合高性能發(fā)動機(jī)的工況要求，整個(gè)盤件安全系數(shù)高。

美國Pratt ＆ Whitney公司對DTP IN100合金，采用雙重?zé)崽幚砉に囍圃斐隽穗p性能粉末盤，并于1997年裝配到第四代戰(zhàn)機(jī)F22的F119型發(fā)動機(jī)上。俄羅斯、英國、法國、日本、中國等國也相繼對雙性能粉末盤展開了研究，目前尚未見應(yīng)用的報(bào)道。

目前，制造雙性能粉末盤的工藝主要有美國P ＆ W公司開發(fā)的 DPHT(Dual Properties Heat Treatment)和NASA開發(fā)的DMHT(Dual Microstructure Heat Treatment)[42－43]。

鋼鐵研究總院采用HIP制坯+細(xì)晶鍛造+梯度熱處理工藝路線，在國內(nèi)率先研制出Φ450 mm的FGH96雙性能盤件。顯微組織和性能測試表明(如圖2，表9和表10所示)，盤件具有顯著的雙組織、雙性能特征[44－45]。表9為雙性能盤不同部位(輪緣(Rim)、輻板(Web)、輪轂(Bore)部位)取樣的拉伸性能。表10是對過渡區(qū)域進(jìn)行拉伸性能測試的結(jié)果，拉伸試樣取樣方向?yàn)橹睆椒较?，拉伸試樣在長度方向上貫穿了過渡區(qū)域的晶粒組織。

表9與表10的性能數(shù)據(jù)表明:在溫度一定的條件下，輪轂部位的拉伸強(qiáng)度(抗拉強(qiáng)度與屈服強(qiáng)度)值最高，輻板次之，輪緣最低，塑性(伸長率與斷面收縮率)則差異不大。在相同的溫度下，過渡區(qū)域在直徑方向的拉伸強(qiáng)度界于輪轂和輪緣部位切向的拉伸強(qiáng)度之間，塑性參數(shù)中的延伸率均高于10%，這表明FGH96雙性能盤件具有顯著的雙性能特征，而且過渡區(qū)域沒有力學(xué)性能突變。

圖2 FGH96雙性能盤件不同部位的顯微組織Fig.2 Microstructure in different region for FGH96 superalloy dual property disc

表9 不同溫度下盤件不同部位的弦向拉伸性能比較Table 9 Tensile test result at different temperature of FGH96 dual property disc

表10 不同溫度下盤件輻板部位的徑向拉伸性能比較Table 10 Tensile test result at different temperature of FGH96 dual property disc

6.3 高性價(jià)比As-HIP近凈成形盤件制備工藝將獲得更廣泛的應(yīng)用

高性價(jià)比的粉末高溫合金制件始終是發(fā)動機(jī)生產(chǎn)商的追求。以GE公司René95的F101壓氣機(jī)盤為例[46]，通常鑄鍛工藝(C/W)的投料比為19∶1，HIP+鍛造為6.6∶1，而直接HIP成形為3.6∶1。顯然，直接熱等靜壓成形工藝的材料利用率最高，在保證盤件質(zhì)量的前提下，該工藝具有顯著的性價(jià)比優(yōu)勢。據(jù)美國Crucible材料公司的Brian McTiernan介紹，目前全世界范圍內(nèi)在役的美國航空發(fā)動機(jī)使用As-HIP粉末高溫合金部件超過20 萬件[47]。

As-HIP近凈成形工藝在俄羅斯的粉末高溫合金領(lǐng)域取得了巨大的成功，四十多年以來俄羅斯粉末盤件的生產(chǎn)一直采用該工藝。美國As-HIP工藝制備的粉末盤件也占據(jù)著重要的地位。由于該工藝在成本控制方面具有先天的優(yōu)勢，可以預(yù)見，As-HIP工藝是今后粉末盤的主要制備工藝流程之一。

6.4 計(jì)算機(jī)輔助技術(shù)和數(shù)值模擬將大量應(yīng)用于粉末高溫合金的研制和生產(chǎn)

傳統(tǒng)的“炒菜式”的合金設(shè)計(jì)已經(jīng)被計(jì)算機(jī)輔助設(shè)計(jì)手段所替代，借助相關(guān)的熱力學(xué)相圖軟件(如Thermal-Calc)，可顯著加快合金的研制進(jìn)度，如RR1000合金是國際上第一個(gè)完全采用相圖計(jì)算進(jìn)行合金設(shè)計(jì)的粉末冶金高溫合金[48]。粉末渦輪盤制備過程中的工藝環(huán)節(jié)多，為了降低成本和加快研制進(jìn)度，在包套設(shè)計(jì)、熱等靜壓成形、擠壓、鍛造、熱處理等關(guān)鍵工藝環(huán)節(jié)大量借用數(shù)值模擬已經(jīng)成為一種趨勢。

7 結(jié)語

(1)粉末渦輪盤不僅在高性能軍用發(fā)動機(jī)上獲得了普遍應(yīng)用，而且在先進(jìn)民用發(fā)動機(jī)領(lǐng)域也獲得了大量應(yīng)用。美歐等西方國家多采用AA粉末+HEX+ITF工藝制備粉末盤，粉末粒度不大于53 μm或不大于45 μm;俄羅斯采用PREP粉末+As-HIP工藝制造粉末盤，粉末粒度為50～140 μm。

(2)數(shù)值模擬與驗(yàn)證技術(shù)的應(yīng)用提高了粉末盤的質(zhì)量和研究進(jìn)度。采用具有高強(qiáng)、高損傷容限的第三代粉末高溫合金，制備出雙組織/雙性能粉末盤是未來盤件制造技術(shù)的主要發(fā)展方向。

(3)我國在粉末高溫合金領(lǐng)域取得了很大的進(jìn)步，部分粉末高溫合金制件已獲得應(yīng)用，但是與美歐、俄羅斯等航空強(qiáng)國相比，差距仍然巨大。隨著我國大飛機(jī)專項(xiàng)的實(shí)施以及發(fā)動機(jī)專項(xiàng)的即將實(shí)施，國內(nèi)的粉末高溫合金將迎來一個(gè)大發(fā)展的時(shí)代。結(jié)合國家需求和國內(nèi)已有的工作基礎(chǔ)，我國應(yīng)該在以下2個(gè)方面重點(diǎn)攻關(guān)，力爭取得突破。①粉末制備方面:進(jìn)一步提高AA細(xì)粉(不大于53 μm 或不大于45 μm)收得率;采用 φ75 mm合金棒料制粉，提高50～100 μm的PREP粉末收得率，降低成本。②加大關(guān)鍵裝備投入，建立可用于高溫合金開坯的大型擠壓機(jī)和等溫鍛造設(shè)備。在美國歐洲等國家，擠壓開坯前的粉末錠坯重量超過3 t，開坯用的擠壓機(jī)噸位為萬噸級別(美國采用45 000 t的垂直擠壓機(jī))，擠壓后的坯料切段后在等溫鍛造機(jī)上超塑性成型。國內(nèi)雖已建成了可用于黑色金屬擠壓的萬噸級擠壓機(jī)(主要用于大尺寸厚壁管材擠壓)，但是目前尚不具備粉末高溫合金大尺寸棒材的擠壓開坯能力。同樣地，型腔帶有惰性氣體保護(hù)(或者真空)的大型等溫鍛造設(shè)備國內(nèi)也不具備，關(guān)鍵裝備的缺乏已經(jīng)成為擠壓+等溫鍛造工藝路線粉末渦輪盤研制和生產(chǎn)的瓶徑。

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