K439B镍基合金是一种服役温度达800 ℃的新型高温材料，已广泛用于航空发动机燃烧室壳体等关键部件，但目前铸造工艺难以满足薄壁复杂构件高精度成型的高合格率需求。本研究采用激光粉末床熔融（laser powder bed fusion，LPBF）技术，通过调整激光功率（140~220 W）与扫描速率（600~1400 mm/s），采用光学显微镜、扫描电镜、电子背散射衍射等表征技术，分析工艺参数对构件致密度和微观组织的影响。总结得到了LPBF技术制造K439B高温合金的工艺窗口（激光功率：160~220 W，扫描速率：1000~1200 mm/s），在窗口内选择2个参数（160 W-1000 mm/s和220 W-1200 mm/s）加工样品并开展室温和800 ℃高温拉伸实验。结果表明，160 W-1000 mm/s（体积能量密度VED=66.67 J/mm³）工艺参数制备的样品组织中出现不规则孔隙与Ti-C碳化物，而220 W-1200 mm/s（VED=114.58 J/mm³）成型样品组织均匀无碳化物，且室温抗拉强度超过1 GPa，断后伸长率达到25%。但在800 ℃环境下，所有LPBF构件均表现出脆性（断后伸长率约0.5%），主要因为LPBF过程中快速冷却条件导致γ′强化相缺失及晶粒内部的胞状亚结构发生完全消解。本研究为K439B合金LPBF成型的工程应用提供工艺依据与理论支撑。

选区激光熔化工艺可制备形状复杂的零部件，但逐层堆积的工艺特性造成零部件沿高度方向会存在组织和性能差异，影响其服役稳定性。而热处理通常可以改善组织均匀性，减小沿高度方向的力学性能差异。采用选区激光熔化制备GH4169合金，研究了成形高度对合金显微组织及力学性能的影响，以及热处理过程中的显微组织演化机制，结果表明：打印态GH4169合金显微组织以γ相和Laves相为主，沿高度方向的热积累以及顶部较少的热循环造成合金内几何必须位错密度随高度增加而减小。热处理后底部和中部的再结晶程度约为87.8%，而顶部的再结晶程度约为34.1%；底部的位错密度相对较高，更容易发生再结晶。打印态GH4169合金在底部和中部的屈服强度约为850 MPa，顶部约为780 MPa。热处理减小了沿高度方向的性能差异，不同高度合金的屈服强度均为1150 MPa左右。热处理后由于再结晶程度不同造成析出相、位错密度和晶粒度在不同高度存在差异，在综合影响下合金力学性能趋于一致。

本工作研究了1~10 mm壁厚的K439B镍基高温合金铸件的微观组织和力学性能。结果表明，薄壁铸件中熔体补缩能力差，1 mm和3 mm薄壁铸件中存在较多的疏松孔隙，壁厚10 mm铸件孔隙率最低。同时，随着熔体凝固速率的变化，铸件的二次枝晶臂间距、晶粒尺寸和γ′相尺寸都随着厚度的增加而增加。室温下拉伸实验结果表明，薄壁铸件的力学性能受微观组织演变影响显著。1 mm薄壁铸件由于细晶强化与析出相剪切机制协同作用，在室温拉伸实验中具有最优的抗拉强度（1037 MPa）与断后伸长率（5.6%）；3 mm壁厚铸件孔隙最大，导致应力集中严重，因此其抗拉强度与断后伸长率最低，分别为890 MPa和4.1%；尽管晶粒与γ′相粗化使10 mm壁厚铸件的晶界强化效果降低，但低的孔隙率与小的位错局部化程度提高了裂纹扩展阻力，从而使其断后伸长率未出现明显劣化。

以增材制造镍基高温合金ZGH451 为研究对象开展不同工艺的热处理实验，利用分析显微组织与力学性能的手段，优化出适用于该合金的一种增材制造镍基高温合金专用的短时高温固溶 + 双级时效热处理制度。结果表明，最佳的热处理工艺为：1250 ℃/15 min（空冷）+1100 ℃/4 h（空冷）+850 ℃/24 h（空冷）。经过完全热处理后，消除了合金内的元素偏析，获得尺寸（436 nm）、面积分数（63.74%）及立方度均较好的γ'相微观组织，并且在760 ℃条件下拉伸的性能显著提升，抗拉强度为1142 MPa，伸长率为22.8%。

镍基高温合金在航空发动机高温涡轮部件上有着重要应用。而惯性摩擦焊因其固相连接属性与高的焊缝质量，在镍基高温合金盘轴连接方面应用广泛。随着新材料与新结构的出现，对惯性摩擦焊提出了更大的挑战。本文主要综述了镍基高温合金惯性摩擦焊接头焊缝成形机制、微观组织演变特征、力学性能及工艺过程数值仿真等方面的研究现状，同时，还对镍基高温合金连续驱动摩擦焊接头成形机理进行了对比总结，最后，提出了今后在相关研究中应考虑如何顺利挤出飞边、热处理工艺选择以及热处理后接头耐蚀性变差等关键问题。

冷喷涂技术凭借其固态沉积特性，在制备高质量金属涂层、高效高速损伤修复及增材制造领域展现出显著的优势及应用潜力。然而，该技术在喷涂高强度高温合金材料时，仍存在涂层孔隙率高、强度不足、无塑性等技术挑战。本文系统综述了冷喷涂高温合金的临界沉积条件及其影响因素，重点探讨了沉积态材料的显微组织特征及其与性能（尤其是拉伸性能）的关联，并总结了显微组织与性能优化的主要方法，比如喷后热处理、喷后热等静压、激光辅助冷喷涂、原位喷丸辅助冷喷涂沉积等。为拓展冷喷涂高温合金工程应用，今后需要极大改善高温合金粉末的变形条件及沉积窗口，降低工艺成本，并通过复合处理技术改善冷喷涂态高温合金涂层的性能，为推动其在航空航天修复领域的应用提供理论依据与技术指导。

钴基高温合金因其优异的抗热腐蚀性、抗热疲劳性能和焊接性能，在航空航天、能源动力和核工业等领域具有重要应用。然而，高温氧化会导致合金性能退化，成为限制其服役寿命的关键因素。本文综述了钴基高温合金的氧化性能研究进展，重点分析了氧化过程的不同阶段及其机理，探讨了合金元素和温度对氧化层形成及演变的影响，并分析了现有研究的不足与挑战。最后指出新型钴基高温合金成分设计与协同机制优化、氧化层调控与相转变控制以及开展动态环境下的氧化行为研究并结合智能方法加速材料优化是未来的重点研究方向。

研究了超临界水反应器运行2000 h后GH4169合金筒体及焊缝处的组织性能。结果表明：高温高压及蔗糖混合溶液条件下GH4169合金筒体的耐蚀性良好，其厚度尺寸损失速率在0.005~0.255 μm/h之间，腐蚀产物为金属元素的氧化物、磷酸盐。筒体与其他零件的焊接接头处是影响反应器残余寿命的薄弱环节。筒体与连接件处存在应力腐蚀开裂，经计算其裂纹扩展速率为5.25 μm/h，裂纹仅需762 h即可贯穿连接件的筒壁；筒体与不锈钢密封环的焊接接头在电偶腐蚀、缝隙腐蚀、应力集中的综合作用下发生严重断裂，裂纹周向长度约为1/4圆周。此外，服役2000 h后GH4169合金筒体的力学性能良好，强度损失程度较小。

通过分析第三代镍基单晶高温合金在760 ℃下的蠕变变形行为，并对其微观组织演变和位错组态进行表征，研究高温合金在760 ℃下的蠕变变形机制。结果表明：在760 ℃下合金蠕变变形机制主要为位错剪切进入γ′相，在蠕变初期，γ′相内位错分解的主要形式为肖克利不全位错+堆垛层错。不同｛111｝面的堆垛层错可以相互反应，形成Lomer-Cottrell （L-C）位错锁。在蠕变后期，a〈011〉型超位错大量剪切进入γ′相内，超位错可以从｛111｝面交滑移到｛001｝面形成具有非平面结构的Kear-Wilsdorf （K-W）锁。合金蠕变过程中，L-C锁和K-W锁的形成阻碍位错运动，使得合金的蠕变抗力获得提高。

随着先进航空发动机对于高推重比和高服役可靠性的追求，不断对涡轮叶片材料工艺选用提出更高的要求，采用以镍基单晶高温合金作为基体，叶身外表面涂覆热障涂层的涡轮叶片已成为先进航空发动机的典型特征。镍基单晶高温合金和热障涂层材料的研发、镍基单晶高温合金/热障涂层体系的考核评价是保障涡轮叶片工作安全性的关键，是当前航空发动机领域的研究热点之一。本文对涡轮叶片用镍基单晶高温合金、热障涂层材料的研究及应用情况进行了详细介绍，简要介绍了镍基单晶高温合金/热障涂层体系的考核评价及失效机理研究进展，并从单晶基体/金属底层界面匹配性、新型金属底层和陶瓷面层研发以及考核评价等方面阐述了涡轮叶片用镍基单晶高温合金/热障涂层体系的研究重点，以期为充分发挥镍基单晶高温合金/热障涂层体系使用潜力提供参考。

为研究燃气轮机高温部件在高温下多层膜结构的形成，开展了镍基铸造高温合金K444在1000 ℃空气中的长期热暴露实验。通过扫描电子显微镜、能量色散能谱和X射线衍射仪对合金表面和截面多层膜结构的形貌、结构和组成进行表征和分析。结果表明：K444合金的多层膜结构由最外层的Cr₂O₃混合少量的TiO₂和NiCr₂O₄连续氧化层、次外层的Al₂O₃离散氧化层和最内层TiN富集层组成。热暴露过程中合金氧化膜增厚曲线符合抛物线规律，随着热暴露的进行氧化膜增厚速率逐渐减小。Cr₂O₃由于较低的热膨胀系数在表面形成最外层的致密氧化层，主要起到阻碍O渗入的作用。含量较少的Al由于在氧化层中较低扩散系数，在次外层聚集形成离散的内氧化层。此外，合金的最内层存在O和N的竞争反应，由于氧分压下降，氮分压相对上升，Ti元素发生氮化反应形成TiN，随着氧化的持续进行，再被氧化成TiO₂。研究结果阐明：K444和在1000 ℃长期热暴露过程中多层膜结构的形成机理，为高温下的进一步应用提供了理论参考。

针对涡轮叶片服役后缺陷表面氧化膜影响真空钎焊修复质量的问题，对IC10合金进行氟离子清洗，分析氟离子清洗对合金表面氧化膜去除效果、表层元素变化及高温持久性能的影响。结果表明：氟离子清洗不受表面形貌的影响，可较为均匀地去除各区域的氧化膜，随着清洗的增强，IC10合金表面的除氧率先增加，然后在900 ℃/4 h后迅速达到较为稳定的状态，并最终维持在90%左右，而在清洗规范均能基本清除氧化膜的前提下，基体厚度的减薄量仅取决于初始氧化膜的厚度。氟离子清洗后，合金表层的元素含量发生改变，其中Ni元素表现为单调贫化，而Cr元素则出现富集，并在氟离子清洗规范较强时在合金近表面区域保持近似相同的含量，元素变化层厚度与清洗强度呈正相关。在氟离子清洗过程中，IC10合金发生时效，合金的高温持久性能先提高后降低，在1000 ℃/4 h清洗后达到146.08 h。通过合适的氟离子清洗，可有效去除IC10叶片上的复杂氧化膜，保证钎料在各类缺陷上的润湿铺展。

针对定向凝固DSM11服役涡轮叶片显微组织损伤和性能退化问题，亟需开展亚固溶恢复热处理工艺研究。本研究参考真实服役DSM11叶片的损伤组织，以980 ℃热暴露500 h定向凝固DSM11合金为研究对象，研究不同亚固溶恢复热处理工艺对损伤组织和性能的影响。结果表明：采用1180 ℃/2 h固溶结合1120 ℃/2 h/AC+850 ℃/24 h/AC恢复热处理制度时，可以获得约23%、尺寸为270 nm左右的二次γ′相和约17%粗大γ′相的双态组织。同时，热暴露过程形成的晶界M ₂₃C₆型碳化物全部回溶，晶界γ′膜厚度降低。若直接进行1120 ℃时效处理，晶界M ₂₃C₆型碳化物也能发生溶解，但晶界γ′膜厚度几乎不发生变化。二次γ′相的尺寸和体积分数与固溶温度和固溶后冷却速度密切相关。炉冷得到的二次γ′相尺寸大于空冷，1160 ℃固溶时得到的二次γ′相在随后的时效过程中全部溶解，不会被保留。经过1180 ℃/2 h/AC+1120 ℃/2 h/AC+850℃/24 h/AC恢复热处理后，热暴露损伤DSM11合金980 ℃/220 MPa的持久寿命由18 h恢复至24 h，达到标准热处理态的86%。一定含量重新析出的二次γ′相对合金力学性能的恢复起主要作用。

近年来，随着航空航天技术的飞快发展，对发动机热效率和轻质化的要求越来越高，导致涡轮叶片的壁厚不断减小。然而，壁厚减小导致叶片用合金材料性能下降，即薄壁效应。因此，薄壁效应的研究对涡轮发动机安全稳定运行具有重要意义。但是，薄壁效应产生的原因和规律十分复杂。基于此，本文综述了实验条件、材料的表面状态、涂层、多晶、单晶及合金的各向异性等方面对叶片用合金材料薄壁效应的影响规律，并根据薄壁效应的机理和模型，归纳了3种典型情况：氧化损伤模型、氧化-蠕变损伤模型和基于裂纹扩展的分析。由于氧化作用和硬脆相的存在，工件在服役过程中不可避免地产生裂纹，基于裂纹扩展分析表明裂纹扩展与薄壁效应有着明显的相关性，这为未来薄壁效应的研究提供了新思路。

瞬间液相（transient liquid phase， TLP）连接是目前用于连接镍基高温合金的一种优化技术，而连接后热处理（post-bond heat treatment，PBHT）是对连接后的接头进行的热处理工艺，本文对TLP连接中热循环对镍基高温合金母材组织性能的不利影响和TLP连接后接头存在的有害问题进行归纳汇总，对PBHT工艺的机理、种类及研究现状等进行详细分析，对其适用体系和效果进行系统评述。针对未来的PBHT工艺研究，建议继续向多级多道精准热处理的方向发展，并探索TLPB-PBHT一体化工艺。

对国产第三代镍基单晶高温合金DD10进行了900 ℃和1050 ℃的长期时效研究，系统分析了该合金在不同时效条件下的枝晶干与枝晶间微观组织演化差异，以及γ'相和TCP相的尺寸、形态、体积分数等分布特征的演化规律，结果表明：枝晶干和枝晶间的γ'相均产生了粗化，且枝晶干和枝晶间γ'相随时间粗化长大的趋势相同，同一时效温度和时效时间下，枝晶干和枝晶间γ'相形貌稳定因子相近；量化统计结果显示γ'相粗化规律符合LSW模型。1050 ℃下时效500 h及以后，枝晶干γ'相呈现出了不规则形态，而枝晶内应力的存在使得枝晶间的γ'相形成筏状组织，筏化的方向与一次枝晶的生长方向［001］相一致。在900 ℃和1050 ℃时效过程中，枝晶间TCP相析出很少，而枝晶干TCP相体积分数随温度和时间的增加而显著增加；分析TCP相成分后，推测其为μ相；成分平衡相图计算结果显示，实验温度下合金中析出了μ相，TTT曲线计算结果显示，要析出同样体积分数的μ相，900 ℃下所需的时间比1050 ℃下要长。难熔元素的偏析使得枝晶干更容易析出TCP相，TCP相的大量析出，使γ'相形态变得不规则，同时使γ'相体积分数下降；长期时效后枝晶干和枝晶间TCP相析出量的差异，最终导致了枝晶干和枝晶间的组织形貌呈现差异。

IC21合金作为一种新型Ni₃Al基单晶高温合金，因其具有高熔点、优异的高温性能和抗蠕变能力，已成为新一代航空发动机涡轮导向叶片的理想材料。然而，涡轮导向叶片通常具有深小孔和深窄槽等复杂结构，传统加工方法难以满足高效加工要求。电解加工因其无工具磨损、高材料去除率以及不产生切削应力和热效应等优势，成为加工此类复杂结构的主要选择。本工作研究了IC21镍基单晶合金在NaCl和NaNO₃电解液中的电解加工电化学溶解行为。通过线性扫描伏安极化曲线测量，分析了IC21合金在不同电解液中的电化学反应特性。此外，通过电流效率测量、表面微观形貌分析，探讨了不同电解液和电流密度条件下合金的溶解特性和选择性溶解现象。研究表明：IC21合金在NaCl和NaNO₃电解液中均表现出典型的钝化-超钝化转变现象，其中NaNO₃电解液中形成的氧化层表现出更高的稳定性。电流效率测量表明，IC21合金在NaCl电解液中的溶解效率较为稳定，而在NaNO₃电解液中，溶解效率随着电流密度的增加逐渐下降，表现出与传统理论不同的特性。通过溶解表面形貌分析，进一步揭示了IC21合金在电解加工过程中存在选择性溶解现象，并探讨了其微观机制。基于这些实验结果，建立了不同电解液和电流密度条件下的电化学溶解行为模型，为IC21合金电解加工工艺的优化提供了理论依据。

为了探索非线性超声方法在定向凝固镍基高温合金时效组织演变中应用的可行性，以DZ411定向凝固镍基高温合金为研究对象，利用非线性超声检测技术，结合扫描电子显微镜与X射线衍射分析等组织分析手段，对不同时效状态下的DZ411合金进行微观形貌观察、γ΄相定量表征、非线性超声检测和晶格错配度分析等，探讨非线性超声系数与组织演变定量参数之间的相关性。结果表明：随着时效时间的延长，γ΄相的尺寸逐渐增大，形状由立方状向类球状转变，立方度下降，粒子密度减小，归一化非线性超声系数呈指数规律单调递增；非线性超声系数与晶格错配度、γ΄相等效直径呈现正相关，与面积分数呈现负相关。分析认为上述现象的产生归因于：时效过程中，由于发生合金元素的充分扩散和两相界面处溶质原子再分配，使得γ΄相长大及两相共格界面处的晶格应变增大，所形成的局部应力应变场进一步干扰超声波传播特性，加剧两相界面处的超声波畸变，从而促进谐波成分的产生和非线性效应的增强。

激光选区熔化GH4169高温合金具有明显的定向柱状枝晶凝固组织，会引起严重的力学性能各向异性，增加服役风险。本工作以激光选区熔化（SLM）技术制备的GH4169高温合金为研究对象，设计两种不同的热处理制度：热等静压＋标准固溶＋双时效和热等静压＋均匀化热处理＋标准固溶＋双时效对所制备合金进行后热处理，探究两种热处理制度对激光选区熔化GH4169高温合金微观组织及高温拉伸性能各向异性的影响。结果表明：均匀化热处理消除了Laves相，沉积态GH4169合金的柱状晶组织向等轴晶组织转变。高温拉伸结果显示，未经均匀化处理GH4169合金横向与纵向的高温抗拉强度比和塑性比分别为1.10（1145/1040）和0.83（10.2/12.2），均匀化热处理态GH4169合金横向与纵向的高温抗拉强度比和塑性比分别为1.00（1041/1038）和1.00（8.6/8.6）。激光选区熔化GH4169合金微观组织与力学性能各向异性被消除。

本工作提出一种倾斜放置籽晶制备镍基单晶高温合金以获得特定取向单晶铸件的方法，采用实验和数值模拟研究该方法制备单晶过程中凝固组织演化过程及其机制，并讨论了倾斜籽晶控制单晶铸件晶体取向的原理。结果表明：通过改变〈001〉取向的籽晶与铸件之间的位向关系，可以制备出特定取向的单晶铸件。单晶制备过程中籽晶部分回熔，回熔界面与籽晶轴向垂直，定向凝固过程中熔体沿未熔籽晶外延生长形成单晶。

为了研究激光增材制造高温合金的静态再结晶行为及其对力学性能的影响。以固溶强化型镍基高温合金GH3536为研究对象，采用激光选区熔化（SLM）制备试块和试棒，对其在1175 ℃进行不同时间的固溶处理，基于EBSD分析研究其在热处理过程中的静态再结晶行为，探讨其对拉伸性能的影响。结果表明：沉积态组织以沿建造方向生长的柱状晶为主，具有〈001〉丝织构。1175 ℃保温1 h的再结晶分数为61.8%，孪晶是再结晶形核的主要方式，再结晶程度随着保温时间的延长逐渐提高。根据Avirami方程拟合得到再结晶动力学曲线，与实验结果匹配良好。静态再结晶可以显著减弱力学性能的各向异性。保温时间超过1 h之后，力学性能变化幅度较小。

K439B是一种服役温度可达800 ℃以上的新型镍基高温合金，由于铸件结构向着薄壁化方向发展，有必要开展K439B合金薄壁铸件的微观组织特征研究。为此设计了壁厚分别为1 mm和2 mm的薄壁铸件，进行了精密铸造实验和数值模拟。铸件的铸态组织对比分析表明，壁厚1 mm和2 mm薄壁的枝晶生长方向均为沿型壁指向中心，区别在于1 mm薄壁的枝晶生长方向与型壁夹角更接近垂直，并且1 mm和2 mm薄壁的平均一次枝晶臂间距分别为60.64 μm和46.23 μm；平均二次枝晶臂间距分别为19.31 μm和22.69 μm；并且1 mm薄板的平均晶粒尺寸为216.61 μm，2 mm薄板的平均晶粒尺寸为239.11 μm。结合数值模拟分析表明，枝晶臂间距与温度梯度和冷却速率的关系趋势基本符合已有的经验公式，但是当壁厚减小到某临界厚度时，一次枝晶臂间距与温度梯度和冷却速率的关系不再简单符合该经验公式。实验和模拟分析结果为合理制订K439B合金薄壁件的铸造工艺提供了参考和借鉴。

以单晶高温合金CMSX-4和DD5为研究对象，设计并制备了一种含5级平台的单晶试板铸件，选取晶体取向基本相同的铸件研究其在经1300 ℃/2 h和1310 ℃/4 h两种固溶热处理后的再结晶行为。结果表明：CMSX-4比DD5具有更强的再结晶倾向。经1300 ℃固溶热处理后，CMSX-4单晶试板在第2~5级平台下端转角处均出现了再结晶现象，且随着固溶热处理温度的升高，再结晶的面积越大。而DD5单晶试板经1300 ℃固溶热处理后并未出现再结晶现象，当固溶温度升至1310 ℃时，仅在第4级外侧平台发现了较小面积的再结晶。铸态和固溶热处理态的CMSX-4合金显微缩孔和共晶组织含量均大于DD5合金。更高含量的共晶组织和显微缩孔为CMSX-4铸件提供了更多的再结晶形核位置和数量，而高于γ′相溶解温度的固溶热处理减弱了粗大γ′相对再结晶长大的钉扎阻碍作用，高熔点的碳化物以及残余共晶成为阻碍再结晶长大的重要影响因素。此外，高含量的Co元素降低了CMSX-4合金的层错能，使其表现出更高的再结晶倾向。

采用光学显微镜、扫描电子显微镜和透射电子显微镜等研究固溶温度和时效时间对Inconel 617高温合金微观组织与力学性能的影响。结果表明：Inconel 617合金固溶态组织中主要析出相为M ₂₃C₆型碳化物，且优先于晶界处形核长大；随着固溶温度的升高，晶界及晶内碳化物经历先长大后溶解两个过程，合金平均晶粒尺寸生长速率提高。随着时效时间的延长，γ′相弥散析出且均匀分布于组织中，呈现数量减少、尺寸增大的趋势。γ′相尺寸增大，其晶格错配度随之增大，γ′相周围的弹性应变场增强，强化效果更加明显。高温拉伸性能测试表明：随固溶温度的升高，Inconel 617合金在750 ℃时抗拉强度和屈服强度逐渐降低，而在900 ℃时抗拉强度和屈服强度逐渐提高。在≤750 ℃时Inconel 617合金晶界强度高于晶内强度，而在900 ℃时晶内强度则高于晶界强度。随时效时间的延长，Inconel 617合金在750 ℃时抗拉强度和屈服强度逐渐提高。

采用ProCAST有限元软件对K4169镍基高温合金复杂薄壁类铸件熔模精铸的充型、凝固过程进行数值模拟，分析铸造过程中的温度场，对缺陷的形成进行预测，并使用相同的工艺参数对复杂薄壁铸件进行浇注，对其缩松水平、显微组织和拉伸力学性能进行研究。结果表明：在浇注温度为1530 ℃、模壳预热温度为1000 ℃时，金属液充型平稳，凝固过程符合顺序凝固原则，铸件整体缺陷较少；统计不同部位的显微缩松平均体积分数，最高约为1.01%；薄壁区域的二次枝晶间距最小约为18.4 μm，厚大部位的二次枝晶间距最大为38.8 μm；K4169合金的铸态组织为树枝晶组织，经过标准热处理后枝晶长大、变粗，晶粒内树枝晶形貌已不明显；标准热处理态K4169合金的平均室温抗拉强度为785.0 MPa，平均屈服强度为659.7 MPa，平均断后伸长率为13.9%，缩松水平会显著影响抗拉强度、屈服强度两项指标，但伸长率变化不明显。

采用光学显微镜、场发射扫描电子显微镜、电子探针仪研究第三代单晶高温合金DD9不同试样（双层壁超冷涡轮叶片、复合气冷涡轮叶片、精铸薄壁试样以及圆柱试棒）的显微组织及其薄壁效应。结果表明：四种试样的显微组织均存在差异。截面尺寸相同时，DD9单晶涡轮叶片的铸态一次枝晶间距、γ′相尺寸及铸态与热处理态试样枝晶偏析均大于精铸薄壁试样；完全热处理后，截面尺寸相同的单晶涡轮叶片与精铸薄壁试样的γ′相尺寸相近。随截面尺寸减小，DD9合金薄壁试样铸态一次枝晶间距、铸态与热处理态γ′相尺寸及枝晶偏析均呈减小趋势。

为研究渗铝涂层对DD6合金表面完整性和旋转弯曲高周疲劳性能的影响，采用化学气相沉积（CVD）方法在标准热处理的DD6合金疲劳试样上渗铝，采用扫描电镜（SEM）和能谱仪（EDS）分析了渗铝涂层后DD6合金试样横截面组织形貌及元素分布情况，然后分别测试未涂层和涂层后试样760 ℃与980 ℃的旋转弯曲高周疲劳性能。结果表明：渗铝涂层后试样表层区域主要分为内外两层，外层主要由β-NiAl 相组成，内层为扩散层，含有较多固溶强化元素。渗铝涂层会略微降低合金760 ℃和980 ℃的旋转弯曲高周疲劳性能，但对高应力幅区的疲劳寿命影响较大，对低应力幅区的疲劳寿命影响较小。表面粗糙度差异、氧化损伤和元素互扩散等因素耦合作用是导致未涂层和涂层试样疲劳寿命差异的本质原因。

针对新一代航空发动机涡轮盘用超低C，N含量的变形高温合金GH4065A，系统表征和定量统计了合金的夹杂物组织。对细晶态和粗晶态试样开展了400 ℃和650 ℃不同载荷水平下的疲劳实验。通过对疲劳断裂源组织进行表征分析，研究了合金的疲劳断裂机制。结果表明，合金的夹杂物主要为氮化物。在细晶组织状态下，高温疲劳断裂机制为氮化物（单独和团簇态）起始断裂。高应变幅载荷下（≥0.9%），断裂源主要为试样表面氮化物，极少情况为表面硼化物和氧化物（Al₂O₃和MgSiO₃），且只有Al₂O₃导致合金过早疲劳断裂；低应变幅载荷下（<0.9%），断裂源为氮化物-解理面型，均在试样近表面/内部。两种不同的断裂方式分别导致高应变幅载荷下400 ℃疲劳寿命高于650 ℃疲劳寿命，低应变幅载荷下反之。统计发现，引起疲劳断裂的所有氮化物的尺寸全部达到/超过细晶组织平均晶粒尺寸。在粗晶组织状态下，400 ℃下疲劳断裂机制为准解理起始断裂。晶粒尺寸的增加极大降低了可能诱发疲劳开裂的夹杂物的有效数量，滑移诱发的解理断裂成为主导断裂机制。

为了解GH4065A合金在塑性连接过程中界面组织的演变规律，在1050~1110 ℃，20~40 MPa和20~35 min的条件下，开展GH4065A合金塑性连接实验。通过OM，SEM，EBSD表征接头中连接区与未连接区之间的特殊位置，深入研究连接温度、保载时间、连接压力对界面微观组织的影响规律，重点关注塑性连接时界面上再结晶晶粒的形成以及原始界面的愈合过程。结果表明：提高连接温度、压力，延长保载时间有利于实现界面愈合，但与此同时也会促进接头晶粒的粗化，在1080 ℃，30 MPa，30 min的参数下所得的塑性连接接头组织均匀且无明显缺陷，具有良好的冶金结合效果。在界面冶金结合形成的过程中，发生晶界弓出形核为主的非连续性动态再结晶，存在亚晶渐进性转动形核的连续性动态再结晶。随着塑性连接的持续进行，再结晶晶粒形核并向原始界面生长，从而促进界面的消除。塑性连接致冶金结合形成主要经历初始接触、形核与晶粒长大、接头形成三个阶段。

单晶高温合金涡轮转子叶片是航空发动机的核心热端部件之一，对航空发动机的推力和性能具有决定作用，其服役损伤增材修复技术是航空装备特种加工领域最具挑战的工作之一。本文系统梳理了航空发动机单晶高温合金涡轮转子叶片的增材修复工艺方法及其应用进展；针对单晶合金增材修复中易产生的热裂纹缺陷问题，从热裂纹形成机理、关键影响因素和控制措施等角度进行了归纳；总结了单晶合金增材修复组织及性能的研究进展。在此基础上，展望了单晶高温合金涡轮转子叶片增材修复的未来发展方向，指出单晶合金修复专用合金材料成分设计、新工艺开发和基于深度学习的多目标协同优化是此领域未来的重要研究方向。

激光熔化沉积相比传统的氩弧焊、微束等离子弧焊更适用于单晶合金薄壁基体的修复。采用激光熔化沉积技术进行DD6单晶高温合金的增材修复。利用光学显微镜、扫描电镜与EBSD分析增材修复接头的修复区与热影响区组织特征，并测试修复接头的显微硬度分布与高温拉伸性能。结果表明：紧邻修复界面基体热影响区的γ′相发生了部分粗化与溶解，硬度明显降低。激光熔化沉积修复组织为外延生长的定向柱晶组织，由γ+γ′相以及枝晶间的少量弥散分布的碳化物组成，修复组织中存在低倍可见的细长柱状杂向晶，多数分布于紧邻界面的位置；随着修复区高度的增加，外延生长组织的枝晶间距与硬度随着修复高度的增加而逐渐增大，枝晶中细小的网格状γ′ 相占比不断增加；修复接头980 ℃抗拉强度达到了母材标准值的102%，屈服强度达到了母材标准值的92%，但伸长率相对较弱。

针对Ni₃Al基定向凝固高温合金IC10导向叶片长时服役后出现的烧蚀、裂纹等损伤，可采用钎焊修复技术修复这些损伤缺陷，缩短大修周期。采用自主设计的高性能钴基钎料CoCrNi（W，Al，Ti，Mo，Ta）-B对IC10合金进行钎焊连接。在1220 ℃钎焊温度下，研究不同预置钎焊间隙和保温时间对IC10合金接头组织和强度的影响。结果表明：钎料对IC10合金具有良好的钎焊性，钎焊过程中钎料合金与IC10母材发生反应及互扩散，使得钎缝宽度比预置间隙明显增大。钎缝基体形成与IC10母材相类似的γ＋γ′双相组织，同时基体上分布着团簇状硼化物相。保温时间对接头组织和强度影响较小，而钎焊间隙对其影响显著，随预置钎焊间隙增大，接头强度不断提高，当预置钎焊间隙为0.15 mm时，接头在1000 ℃下的平均抗拉强度达到454 MPa，已接近IC10母材水平。从接头断口形貌分析，接头强度的提高主要归因于接头中白色硼化物相细小且弥散分布，裂纹扩展路径更曲折。

目前，二代及更高级单晶涡轮叶片的表面服役温度已达到1050 ℃以上，因此涂层与基体间的元素互扩散十分严重。互扩散不仅会消耗涂层中的有益元素，降低涂层服役寿命，而且会在单晶基体中形成二次反应区，严重损害单晶基体的力学性能。扩散障和低互扩散性涂层是控制热障涂层与单晶基体间元素互扩散的有效方法。结合国内外最新研究进展，本文首先对扩散障的设计原理、基本特性以及分类作简要介绍，并具体分析了金属扩散障、陶瓷扩散障和活性扩散障存在的主要问题以及针对这些问题开展的相关研究工作；其次，对低互扩散性涂层在热障涂层领域中的应用与最新发展动态进行综述，详细讨论了纳米晶涂层、相平衡涂层和γ′基涂层的高温防护性能和阻扩散机制。在此基础上，指出了扩散障和低互扩散性涂层的未来发展方向。

针对燃气涡轮叶片超温运行可能引发的合金劣化问题，对燃气涡轮叶片用IC10合金超温（1070~1250 ℃）、拉/压应力（30~90 MPa）条件下的微观组演化进行系统分析。结果表明：无应力超温热暴露过程中IC10合金中二次γ′相的退化方式主要包括球化、粗化和回溶，随着热暴露温度的升高及热暴露时间的延长，在γ/γ′相界面能降低的驱动下，二次γ'相形状由花状向圆方状及球状演变。二次γ'相的面积分数随温度的升高及时间的延长逐渐降低。在高于1225 ℃下热暴露时间超过50 h后，二次γ'相完全回溶。随着温度的升高和时间的延长，二次γ'相尺寸逐渐增加，γ'相粗化符合由元素扩散控制的Lifshitz-Slozov-Wagner理论。在超温有应力热暴露过程中，随着温度的增加，γ'相筏化现象逐渐加剧。拉应力促进γ'相沿垂直于应力轴的方向出现N型筏化，压应力则促进γ'相沿平行于应力轴的方向出现P型筏化。相对于压应力，拉应力状态下γ'相筏化进程更加迅速。根据超温及应力条件下IC10合金的组织演化图谱可对服役后叶片的服役工况进行反向判定。

为提高涡轮叶片榫头的疲劳性能，研究了喷丸对DD412单晶合金表面完整性和高温疲劳性能的影响规律。采用白光干涉仪、粗糙度仪、显微硬度计、扫描电镜、透射电镜等分别对喷丸前后的表面形貌、粗糙度、硬度梯度、微观组织进行表征，并采用旋弯疲劳试验机测试高温疲劳寿命和极限。结果表明： 喷丸后，表面磨削刀痕被消除，显著降低表面微观应力集中系数；试样表层组织发生剧烈塑性变形，并形成深度约0.10~0.32 mm的硬化层。相比未喷丸试样，优化工艺喷丸试样在600 ℃/500 MPa条件下的旋弯中值疲劳寿命提高21.7倍以上，在600 ℃下的中值疲劳极限提高了17.3%。经分析认为，喷丸对表面完整性的优化是DD412合金高温疲劳性能提升的主要原因。

采用热力学计算与机器学习相结合的方法进行镍基高温合金面向热力学性能要求的逆向设计。结果表明：通过高通量热力学计算成功构建镍基高温合金热力学计算数据集，为采用机器学习方法实现面向热力学性能要求的镍基高温合金逆向设计提供数据基础。针对热力学目标性能建立若干C2P模型，模型精度均高于99%。采用MLDS方法进行合金成分逆向设计，推荐的8种合金均满足性能的要求（1100 ℃下的γ'相体积分数V _{γ'，1100 ℃}≥60%，V _{γ，1100 ℃}+V _{γ'，1100 ℃}≥99%，γ'相熔点T _γ′≥1300 ℃）。热力学性能预测误差最小的3种合金实验验证表明，V _{γ'，1100 ℃}均大于80%，时效后的组织中V _{γ，1100 ℃}+V _{γ'，1100 ℃}≥99%，且T _γ′≥1300 ℃，均满足设计的要求。

采用金相显微镜和场发射扫描电子显微镜（FE-SEM）研究不同固溶温度（1140, 1160 ℃及1180 ℃）及固溶冷却方式（AC, FC-900 ℃+AC, FC）等热处理参数对K439B合金显微组织及力学性能的影响。结果表明：提高固溶温度后合金的光学组织及γ′相形貌接近, 晶界宽度略有增加。当以AC方式冷却时, γ′相均匀分布, 尺寸为50.7 nm；以FC-900 ℃+AC方式冷却时, 枝晶间及晶界附近析出250~510 nm的粗大γ′相, γ′相呈双态形貌；以FC方式冷却时, 粗大γ′相的含量增多, 且晶界颗粒状M₂₃C₆碳化物含量有所提高。降低冷却速率后K439B合金的815 ℃/379 MPa持久寿命得到较大改善, 不同固溶参数对热处理K439B合金的室温拉伸性能影响较小。

采用激光选区熔化成形（selective laser melting, SLM）技术制备TCGH（TC4+GH4169）复合材料, 探究TCGH钛合金复合材料的最佳成形工艺参数, 并研究沉积态试样和热处理试样的显微组织与力学性能。结果表明：TCGH钛合金复合材料的最佳工艺参数为扫描速率900 mm/s、激光功率150 W, 致密度达到99.5%以上。GH4169粉末的添加改变了TC4钛合金材料的固态相变行为, 沉积态组织呈现明显高温凝固特征, 使得逐行扫描搭接和逐层扫描堆积成形特征变得明显, 沿打印方向原始粗大柱状β晶粒尺寸明显减小, 复合材料抗拉强度提升。与沉积态试样相比, 950 ℃热处理后, 试样显微组织转变为近等轴组织, 同时随着热处理温度上升, 第二相的回溶导致复合材料的固溶强化作用占主导地位, 使得复合材料抗拉强度和塑性均得到提升。

镍基高温合金因其优异的高温强度及耐腐蚀、抗氧化性能而备受关注, 被广泛应用于航空航天等领域。本文对增材制造镍基高温合金的制备方法、常见牌号以及合金的组织与性能进行了综述, 总结了当前存在的问题, 提出了未来值得探索的研究领域。金属增材制造技术制备的镍基高温合金具有良好性能, 能实现复杂构件精密成形, 且制备过程中材料浪费少, 有望成为未来航空航天等领域中镍基高温合金构件的重要制备工艺。常见的镍基高温合金增材制造方法有粉末床熔化、定向能量沉积和电弧增材制造等, 粉末床熔化被广泛用于制造高精度和复杂零件, 但制造速度相对较慢, 且设备和材料成本较高。定向能量沉积自由度和灵活性更高, 可用于制备功能性梯度材料, 但精度较低。电弧增材制造具有较低的设备成本和材料成本, 适用于大型零件的快速制造, 但其制备的合金表面粗糙度较差, 需要进行额外的加工或后处理。在增材制造过程中被广泛研究的镍基高温合金包含IN625, Hastelloy X等固溶强化型和IN718, CM247LC, IN738LC等沉淀强化型高温合金。与传统的铸造和锻造方法相比, 增材制造独特的逐层成型、快冷快热的制备过程带来了粗大的柱状晶粒组织和大量细小晶粒的独特微观组织, 还形成了独特的熔池组织及位错胞结构。但是, 通过增材制造得到的合金一般还需要进行热处理, 对晶粒组织、析出相等进行调控, 从而影响合金的力学性能。此外, 增材制造镍基高温合金的力学性能还与具体制备方法和合金种类有关。尽管目前增材制造已被广泛用于镍基高温合金的制备, 但仍面临组织与性能存在各向异性、高性能合金开裂敏感性高以及缺乏相应的规范和标准等问题, 将来需要在热处理、专用合金的定制与开发、探索工艺-结构-功能关系以及计算建模等方面深入探索。

由SiC_f/SiC复合材料与K403镍基高温合金熔体制备的一体化铸件, 冷却到室温时会出现自行断裂。通过采用Ti粉埋覆包渗工艺在1100 ℃下对SiC_f/SiC表面进行预处理, 并在适当工艺下与K403镍基高温合金熔体进行陶瓷型精密铸造, 成功实现SiC_f/SiC与K403镍基高温合金的一体化成形和界面的牢固结合。结果表明：Ti预处理层平均厚度为17 μm左右, Ti向SiC_f/SiC渗透、扩散和反应, 形成含TiC, Ti₃SiC₂, Ti₅Si₃C_x, SiC相的显微组织；经过与高温镍基金属液复合铸造后, 预处理层演变成厚约120 μm的界面反应层, 其典型界面组织为Ni₂Si+C+Al₄C₃+ MC（M主要含Ti及少量的Cr, Mo, W）。预处理层的存在减轻Ni与SiC的有害石墨化反应, 缓解高温金属液对SiC_f/SiC的热冲击, 形成的界面反应层降低热膨胀系数失配造成的热应力, 使得SiC_f/SiC与K403一体化铸件结合界面的室温剪切强度达到63.5 MPa。