等轴晶镍基铸造高温合金具有制造成本低、中低温力学性能优异等优点，被广泛应用于航空、航天等领域。随着航空发动机技术的快速发展，对航空发动机用高温合金整体结构件的需求日益增加。与此对应，对航空发动机中铸造高温合金部件的材料、凝固和成形技术、组织和性能提出了更高的要求。

以航空发动机机匣、涡轮导向器和叶片等为代表的等轴晶高温合金铸件是先进航空发动机的核心部件，其精密铸造技术是制造高性能航空发动机的关键技术^[1]。由于结构减重、高性能和高可靠性的需求，这类铸件向着结构复杂化和薄壁轻量化发展，要求铸件组织细晶化、均匀化、低缺陷以及高精确尺寸^[2,3]。传统精密铸造工艺在提高熔体温度以保证铸件良好充型和降低浇注温度以获得细小均匀的等轴晶方面表现出尖锐的矛盾，复杂薄壁铸件容易出现欠铸、缩松和晶粒粗大且不均匀等缺陷，导致铸件的冶金质量、合格率与服役性能均不能很好地满足使用要求。因此，在良好充型的前提下实现凝固过程和组织的协同控制，在铸件不同部位同时实现晶粒的细化和均匀化，成为高温合金复杂薄壁铸件精密铸造的技术瓶颈，是我国高性能航空发动机研制的“卡脖子”技术。

本文结合近年来本课题组承担的相关科研工作，阐述了等轴晶镍基铸造高温合金的发展和应用、组织和缺陷的控制方法，介绍了模拟仿真和新型工艺在高温合金材料设计、凝固过程及组织控制中的应用和发展前景。

镍基铸造高温合金可制造出在高温及氧化腐蚀条件下长期稳定工作的近终型或无余量且具有复杂结构和形状的铸件，广泛应用于航空、航天、舰船和能源等领域^[4]。等轴晶镍基高温合金主要以γ相为基体，通过添加Al、Ti、Nb和Ta元素形成含量较高甚至体积分数可达70%的γ'相或γ"进行强化，并以C、B和Zr等作为晶界强化元素，在晶界偏聚或形成碳化物和硼化物来提高合金的力学性能^[4]。等轴晶铸造高温合金可在-235~1050 ℃使用，用于制作航空发动机扩压器和机匣等大型复杂结构件、整铸涡轮、导向器、导向和涡轮叶片及航天火箭发动机涡轮泵等相关部件^[5]。

镍基铸造高温合金的不断进步得益于制造工艺的创新以及成分、组织和性能匹配关系的新发现。高温合金材料成分-组织-性能的精确调控是其研制的技术难点，其研制时间长和投入大带来的高风险是其研究和发展的瓶颈。随着对材料科学及精密铸造技术的深刻理解，等轴晶铸造高温合金的发展方向主要为以下几个方面：

(1) 根据合金化理论和冶金原理，结合计算机模拟技术设计具有良好综合性能的新型材料。在高温合金的设计研发中，对合金元素的分布及交互作用机理、合金的变形和损伤机制的深入理解始终是合金设计的基础^[6,7,8,9]。材料计算^[10]、材料基因组和高通量实验^[11,12]等方法也成为合金设计的重要辅助手段，可获得可靠的材料数据、提供关键可检测的物理参数，以发现新现象和新材料，进而推动材料计算工具与数据库的发展，并加快材料从研发到市场应用转化。

(2) 根据合金的用途，通过现有合金成分的调整来获得优异的特定性能。如Kennedy^[13]通过减少IN718合金中Nb和Fe的含量，增加Co和W元素，开发了以γ′相作为强化相的718plus合金，其使用温度提高到700 ℃左右，综合性能大幅度提高。除主元素调整外，通过微量元素的调控也可获得具有优异性能的合金。本课题组根据微量元素B和Zr对合金凝固特性及热物性的影响，通过向K4169合金中添加适量的晶界强化元素B和Zr，可在不降低合金力学性能的前提下，有效提高合金的流动性(图1^[14])。在浇注温度为1470 ℃时，当K4169合金中B含量为59×10^-6或Zr含量为420×10^-6时，合金的流动性提高可到与1550 ℃相当，有利于在低的浇注温度条件下实现复杂薄壁高温合金铸件良好充型。

(3) 改进和提高合金的熔炼工艺、提高合金的冶金质量。材料的质量取决于化学成分，这就要求高温合金生产必须首先严格控制合金成分和降低有害元素等的含量，进而从源头上提高合金材料的洁净度以及减少其固有内部缺陷。通过严格控制原材料质量、提高坩埚材料稳定性^[15]、采用过滤技术^[15,16]、熔体处理^[17]、电磁场处理^[18]、复合熔盐和循环过热相结合净化法^[19]等技术手段，精确控制合金中O、N、S等杂质元素含量，提高合金的冶金质量。

(4) 通过新型工艺改善高温合金铸件的质量和力学性能。航空发动机用各种高温合金复杂薄壁结构件的需求日益增加。与之相对应，对高温合金铸件的成形质量、组织和性能的要求也越来越高，制造难度不断加大。传统工艺在大面积薄壁高温合金铸件成形及组织协调控制方面存在较大的困难，一些新型工艺和方法如热控凝固工艺^[20]、反重力铸造^[21]、增材制造^[22]等技术在高温合金中取得了较大进展，深刻理解新型工艺的原理和改进铸造工艺及设备有利于进一步扩大其应用。

铸造过程的核心是液/固相变，即起始于液相熔体的凝固过程。熔体的结构和特性具有遗传性，是影响铸件充型和凝固过程的关键，对凝固组织和性能有决定性的作用。由于高温合金熔体温度高、成分和结构复杂以及物性参数测量困难，长期以来人们对其状态-结构-特性的响应关系缺乏足够的认识，熔体热历史及其内禀凝固特性对凝固过程的影响被不恰当地忽略了。Tyagunov等^[23]和Kolotukhin等^[24]发现随温度升高熔体结构发生转变，可有效改善合金组织和力学性能，并提出了熔体高温处理方法。利用熔体结构与温度的对应关系及其在冷却和凝固过程中的演化规律，为进一步发掘和提高材料的性能开辟了新途径。

熔体过热处理是以液态金属的物理性能与温度的关系为基础。Balakin和Gladkov^[25,26]从非平衡热力学角度，提出熔体过热度(T_over)与内部未熔质点的物理性能和尺寸满足如下关系^[25]：

式中，σ为界面能(J/m²)；r为熔体内部未熔质点半径(m)；L为金属的结晶潜热(J/m³); T₀为金属的平衡熔化温度(K)；ρ为金属的密度(kg/m³)；c为熔体的比热容(J/(K∙kg))。从式(1)可以看出，金属熔体的最小过热度与该温度下熔体中质点的尺寸有关。

随着过热温度的升高，熔体内部未熔质点尺寸减小，但是熔化所需要时间反而增加，在某过热温度下，熔体所需要保温时间(t)为^[26]：

式中，r_n为熔体内部未熔质点的半径，D为扩散系数，σ_cr为临界形核半径的表面张力，β=L_M/(CT_o)为无量纲结构系数(其中L_M为结晶原子热，T_o为过热度，C为原子热容)，温度判据k_T=T_o/ΔT (其中ΔT为过冷度)；k=k_T/β。式(2)表明金属熔体要达到平衡状态的保温时间需增加。从式(1)和(2)可知，金属熔体结构变化需要的过热度和过热时间与熔体的表面张力、密度、比热容、扩散系数、过冷度等物性参数有关，并可间接反映熔体特性。

熔体结构的相关研究^[27,28,29]表明，金属或合金熔体由大量原子团簇和空位组成，熔体结构存在微观不均匀性并且随熔体状态改变不断变化。近年来，高温X射线衍射、中子衍射、同步辐射等成为直接考察熔体结构的有效手段，分子动力学模拟等模拟计算方法也取得一定进展^{[27,30,31,32]}。Gao等^[30]采用X射线衍射开展了Ni-Cr-W高温合金在液相线附近的熔体结构与凝固组织的相关性研究，并获得合金液相线以上熔体的衍射强度曲线和快速淬火组织，结果表明液相线以上熔体存在大量有序结构，并且熔体结构对凝固组织有较强的遗传性(图2^[30])。Ma等^[32]利用基于密度泛函理论的分子动力学模拟，系统研究了Ni和二元合金Ni_1-xM_x(M=Al、Ti、Ta、Nb、Cr、Mo、W和Re)熔体的局域结构，发现Ni_1-xM_x熔体中的配位多面体序呈现多样性，熔体中存在少量的二十面体序、极少的fcc和hcp短程序，并且发现Ni_0.852M_0.148熔体在1550~1800 ℃温度区间发生熔体结构转变。

熔体的黏度和表面张力反映了原子之间结合力的强弱，是对熔体结构敏感的物性参数。金属或合金熔体的黏度和表面张力是温度和浓度的函数，温度或者浓度差会引起熔体物性的变化^{[33,34,35,36]}。Baryshev等^[35]研究了熔体温度对镍基高温合金的黏度和表面张力的影响，如图3^[35]所示。在加热过程中，熔体黏度随温度的升高而降低，在1730 ℃左右突然增加。表面张力随温度的增加呈现先增加后降低的趋势，在1600 ℃左右达到最大值，这表明合金的熔体结构在1600和1730 ℃左右发生突变。Stepanova等^[36]研究发现ZhS-32高温合金的电阻率随过热温度的升高而增加，在熔体温度为1630、1740和大于1830 ℃时，电阻率明显降低，这些特征点的变化说明高温合金熔体结构发生转变。

熔体超温处理可使熔体结构和团簇尺寸发生变化，从而使合金形核所需的过冷度产生变化^[24,37,38]。本课题组对K4169高温合金等开展了熔体凝固特性的研究，获得了熔体过热温度对其形核过冷度的影响规律，如图4^[38]所示。随着熔体过热温度的升高，K4169合金的形核过冷度先升后降再升，其规律与Kolotukhin等^[24]的研究结果相似。形核过冷度的突然增加或减小间接反应了合金熔体中团簇结构的变化，这些结构变化对凝固特性产生很大影响，是熔体状态调控组织和性能的重要基础。

通过对高温合金熔体结构、熔体特性以及凝固特性随过热温度变化的研究^{[23,24,27,33]}可得到以下结论：高温合金熔体结构转变有2个反常温度Tan1和Tan2，在合金液相线温度附近，镍基高温合金熔体中存在着Ni₃(Al, Ta)型的团簇结构及碳化物、氮化物等难熔质点。当升高熔体加热到临界温度Tan1时，中程有序Ni₃(Al, Ta)型团簇溶解成短程有序结构。在难熔质点溶解过程中，当难熔质点的尺寸为1~10 nm时，与Ni₃(Al, Ta)型团簇形成新结构的多元组团。当熔体温度接近于Tan2时，多元团簇结构溶解，熔体结构和成分更加均匀。

国内外研究^{[36,37,38,39,40,41,42,43,44]}发现，熔体超温处理可明显细化晶粒尺寸、改善析出相的形貌和分布，有效减轻合金元素偏析，改善高温合金的综合力学性能。

熔体超温处理可改变熔体结构，使得合金的形核过冷度增加，因此可明显细化高温合金的晶粒尺寸。Yin等^[40,41]研究发现，当熔体过热温度升高到1850 ℃时，M963合金为细小的等轴晶组织，但975 ℃、225 MPa条件下持久寿命较差。随着过热温度的升高，K465高温合金的晶粒尺寸先增大后减小；当过热温度为1820 ℃时，获得了晶粒平均直径为1100 μm的等轴晶组织；熔体过热温度对合金的室温拉伸性能影响较小，然而显著提高975 ℃、230 MPa条件下的持久寿命，当过热温度超过1750 ℃时，合金的持久寿命明显降低^[42]。以上工作都是研究在常规工艺条件下采用熔体超温处理对合金组织和性能的影响，且熔体超温处理使晶粒明显细化获得的力学性能未达到最优。然而，由于常规工艺条件下模壳温度较低，其形核自由能较低，柱状晶通常在模壳壁上形核，使得熔体超温处理的细化效果降低。热控凝固工艺的模壳温度处于合金的固/液相线温度之间，可以减少熔体散热能力和模壳壁上的异质核心，从而可保证等轴晶凝固。本课题组研究发现，在热控凝固工艺条件下，随着熔体过热温度的升高，K4169合金平均晶粒尺寸先减小后增大再减小，且不同位置处的组织差别较小(图5^[38])；当熔体超温处理温度达1680 ℃时，其形核过冷度达到峰值，晶粒尺寸细化为89 μm (图5e^[38])，650 ℃、620 MPa条件下的持久性能显著提高。另外，合金中碳化物随着熔体温度升高变为细小颗粒状，并且均匀地分布在枝晶间；强化相的尺寸减小，且均匀分布^[38]。

熔体超温处理通过改变熔体状态进而影响合金的凝固过程、组织及力学性能。然而，当熔体超温处理温度较高时，容易导致合金的成分烧损而影响其力学性能。同时，常规工艺条件下，熔体超温处理细化晶粒的效果有限。因此，在考虑熔体超温处理改善合金组织和提高力学性能时，需在保证合金成分不烧损的前提下来确定最优的熔体超温处理工艺参数。

对于使用温度在等强温度以内的高温合金铸件，晶界强化效果显著。因此，该类铸件的组织应为均匀、细小的等轴晶，避免晶界上析出大尺寸碳化物，减少缩松和有害相，获得优异的疲劳性能和使用寿命^[45]。晶粒细化可大幅度提高铸件低周疲劳性能，减少力学性能的分散度，改善机械加工性能^[45,46]。晶粒细化的主要机制是促进形核和抑制晶粒长大，常用的方法有热控法、动力学法、化学法等。

热控法通过控制熔体的温度、冷速和合金液与模壳之间的温度梯度，在整个铸件断面上形成均匀的温度场，提高铸件凝固过程中的冷却速率以增大过冷度使形核率增大，获得细小的等轴晶^[46]。典型的热控法有fine grain process (FGP)和Grainix法^[47,48]。常规热控法对形状简单的小尺寸铸件具有良好的细化效果，并提高铸件的力学性能^{[47,48,49,50]}。然而常规热控法采用低的浇注温度和模壳温度使得熔体黏度增大、流动性变差，容易出现浇不足和缩松等缺陷，需采用热等静压来提高铸件的致密度。

此外，美国精密铸件公司(PCC)公司提出了通过控制凝固界面前沿的温度梯度(G)和凝固速率(R)来调控铸件晶粒尺寸和缩松的热控凝固工艺(TCS)，并利用该工艺制造出了最大尺寸为1500 mm、最小壁厚为0.8~1.2 mm、晶粒尺寸控制在1~5 mm内的发动机机匣类结构件，材料利用率提高了50%以上^[20,51]。然而，由于热控凝固工艺中固/液界面前沿的G/R比值须严格控制在等轴晶区域内，因此对凝固过程的控制要求远比定向和单晶铸造技术严格。另外，由于该工艺将铸件在合金固/液相线温度之间保温且上下区温度不一致，容易导致截面变化较大的铸件出现组织不均匀^[52]。

本课题组在全面准确地理解铸造过程热流传输规律的基础上，对温度、温度梯度、热流方向和冷却顺序等施加全方位的主动控制，进而对热控凝固工艺进行改进。由于在热控凝固过程中，相对较小的G/R比值可获得较细的等轴晶。因此，为了获得等轴晶应尽量减小G/R比值，防止试样底部出现柱状晶，通过在模壳与水冷铜板之间加入隔热层来减小轴向温度梯度使得G/R比值在等轴晶范围内，以获得等轴晶(图6a^[14])。同时，采用低的熔体浇注温度和高的铸型保温温度，减小熔体和铸型之间的温差，降低铸型的激冷作用，有利于复杂薄壁铸件的良好成形和防止柱状晶的形成。另外，通过将模壳温度选择为合金固/液相线温度范围内枝晶骨架搭建完成后枝晶间液体组成的毛细管通道保持沟通的温度，且模壳上下区温度保持相同，可进一步提高组织的均匀性和减少缩松。图6b和c^[14]为热控凝固工艺(浇注温度为1380 ℃，模壳温度为1290 ℃，抽拉速率为400 μm/s)对最小壁厚为1.8 mm的特征铸件组织的影响。热控凝固工艺可使特征铸件充型完整，获得组织均匀性良好且晶粒尺寸为0.225 mm的显微组织，缩松的含量仅为0.5%左右。

常规热控法采用低的浇注温度和模壳温度，导致熔体充型能力较差，对于形状简单的铸件有良好的细化效果。热控凝固工艺对于复杂薄壁铸件的良好充型和缩松控制有较好的效果，但是由于其冷却速率低于常规工艺，获得的晶粒组织较粗大。因此，探索热控凝固与熔体状态调控相结合的技术，是获得具有良好性能复杂薄壁铸件的有效手段。

动力学法通过在合金液浇注和凝固过程中采用外力诱发熔体搅动或振动使枝晶打碎并分布于熔体中，进而增大形核率，可明显细化晶粒^[45]。常用的动力学法主要有铸型搅动、电磁振动和脉冲电流等^{[53,54,55,56,57,58]}。

在铸件凝固过程中，外加机械振动和搅拌是细化高温合金晶粒的重要方法。机械振动过程中，熔体流动时产生的作用力超过枝晶臂的弯曲或剪切强度时，会导致枝晶变形或者破碎，从而细化晶粒^[56]。典型的动力学法细晶铸造工艺有美国Howmet公司的Grainex (GX)和Micocast-X (MX)法，成功研制了Mar-M247、IN718和IN706等高温合金增压机匣、涡轮外壳和整铸涡轮，获得ASTM 0~3级的晶粒度，铸件的低周疲劳寿命显著提高^[46]。

另外，对高温合金熔体施加高强电磁场可增加熔体中的结晶晶核并对枝晶生长有抑制作用，可细化晶粒^[57,58]。赵京晨等^[59]在高温合金液相线附近对熔体施加交变电磁场，获得均匀的细晶组织，铸件力学性能显著提高。本课题组通过在凝固过程中施加低压脉冲电流使K4169合金的晶粒尺寸由5.43 mm减小至1.23 mm，断面等轴晶比例由39%提高至94%。Jin等^[60]研究了在IN100高温合金铸造过程中采用电磁场与细化剂的作用效果，如图7^[65]所示。表明合金凝固过程中施加合适电磁场可以明显细化晶粒(图7b和c^[60])，且在模壳表面采用CoAl₂O₄细化剂可进一步增强细化作用(图7d^[60])。

振动法和离心铸造虽然在铸件成形质量和组织控制方面有显著效果，但受铸造设备及铸型强度的限制，在大尺寸细晶铸件的制造方面还存在较大困难。电磁振动和脉冲振动法对于大型复杂铸件的细化效果较差，而且采用低浇注温度和模壳温度会恶化铸件的充型能力。

化学法采用多种细化剂引入大量有效形核质点，并使其均匀分散在熔体中来提高形核率或抑制晶粒长大，从而细化晶粒，改善铸件的性能^[61]。

由于高温合金对成分敏感且铸造工艺复杂，因此不引入夹杂是细化剂选择的关键。高温合金细化剂的选取原则为^[61]：细化剂与基体之间具有良好的晶格匹配关系并在凝固时可促进外延生长；不能引入有害元素和夹杂；高的熔点和化学稳定性；密度与所用合金接近。目前，国内外在高温合金中使用过的细化剂如表1^{[62,63,64,65,66]}所示。主要有金属间化合物、金属氧化物、氮化物和碳化物等。其中，表面细化剂的有效细化厚度有限；金属氧化物容易引起夹杂，会恶化铸件低周疲劳性能。金属间化合物和碳化物等可有效细化合金的晶粒，并提高铸件的力学性能。

早在“九五”期间，西北工业大学就开展了高温合金化学细化技术研究，发明的细化剂是高温合金中的合金元素组成的金属间化合物，如NiAlTi、Ni₂Al₃、Co-Fe-Nb和Cr-Mo-Nb等，制备了晶粒度为ASTM 12级的性能优异的高温合金细晶铸件^{[61,63,67,68,69]}。针对大型复杂高温合金铸件浇注温度较高的特点，考察了浇注温度从1380 ℃升高到1520 ℃时添加细化剂的作用效果，评估了化学细化对高温合金拉伸性能和中温持久性能的影响规律，发现化学细化未引入夹杂并提高了高温合金铸件的力学性能^[67]。通过在K4169高温合金中添加复合细化剂Co₃FeNb₂和CrFeNb可明显细化晶粒，如图8^[68]所示。另外，在热控凝固工艺条件下添加细化剂的细化效果比常规工艺更显著，可使平均晶粒尺寸从3340 μm减小到126 μm (图8c和d^[68])，650 ℃、620 MPa条件下的持久寿命提高了1.3倍，达到201 h^[68]。并通过边-边匹配模型计算了高温合金中化学细化剂与基体晶粒之间的晶体学位向关系，从原子尺度上揭示了相应的异质形核机制，如图9^[69]所示。

通过向高温合金熔体中添加细化剂可使铸件组织整体细化，进而提高合金的力学性能。但是由于化学法容易改变合金成分和引入杂质，导致合金的力学性能降低，因此高温合金细化剂的选择非常重要。另外，化学法受熔体温度影响较大。对于大型复杂薄壁铸件，通常需要高的浇注温度来保证铸件充型完整。然而，在高的浇注温度下细化剂会出现溶解或者熔化，不能成为有效的形核质点，导致晶粒细化效果减弱。

在镍基铸造高温合金及铸件的研发过程中，合金成分设计、凝固过程及组织控制是研究的重点。然而，由于高温合金成分复杂和检测手段有限，对于深刻理解元素之间的交互作用、凝固过程及组织与性能之间的内在联系困难。随着计算机技术和材料科学的发展，将计算机模拟与实验相结合的材料设计及凝固过程的方法展示出无可比拟的优势。通过计算模拟，既可以给实验设计提供指导和预测，也可对一些实验手段无法探究的现象进行模拟研究，从而为获得优异性能的高温合金及铸件提供理论依据和指导。

随着计算机技术的快速发展以及镍基高温合金热力学、动力学数据库的累积，应用计算模拟方法辅助高温合金设计得到了广泛的应用。几种典型的商用合金设计软件有JMatPro、Thermal-calc和Panda。这些软件都是在相图计算(calculation of phase diagram，CALPHAD)方法的基础上搭建的。利用这些软件，可以比较准确地计算不同成分的镍基高温合金的初熔温度、合金密度、不同平衡态下的相组成及含量(如γ基体、γ'析出相、TCP相)^[70,71]，并可预测热处理窗口和糊状区区间。在此基础上，制定合适的热力学判据，筛选出满足要求的合金成分，并进行后续的实验测试，可避免反复实验，节省合金开发时间和成本。Wu等^[71]利用Thermal-calc和JMatPro软件，设计了一种新的含Nb且低Co、Mo的镍基高温合金，并应用于700 ℃先进超超临界电站。此外，第一性原理可以分析合金元素在γ'相中的掺杂效应，预测相的平衡晶格常数、热力学性质(如热膨胀系数)、弹性力学性质(如Young's模量、Poisson比)、γ/γ'界面性质以及反相畴界能，从而为设计新合金提供理论指导^[72]。Chandran等^[73]采用第一性原理计算了Ni₃Al_1-xR_x (R=Nb、Ta和Ti)相的反相畴界能，结果表明，Nb、Ta和Ti原子占据Al原子位置后可增加反相畴界能，从而提高γ'相的强化能力。Reed等^[74]结合CALPHAD法、第一性原理以及实验，提出了一种连续的合金设计方法(alloy by design，ABD)，设计了与第二代镍基单晶合金性能相当且低Re的新型单晶高温合金。

此外，神经网络也在高温合金设计中起重要的作用。人工神经网络是从预先存在的材料数据中提炼出来的，这些数据使用作为成分函数的单个材料特性预测以及热处理程序，使其能够优化材料性能搜索属性最可能超过目标条件的材料。Conduit等^[75]采用神经网络设计了同时满足成本、密度、强化相含量及稳定性、抗氧化性和力学性能等11个特性的新型镍基多晶高温合金，且其抗氧化性和屈服应力超过了现有的商业合金。

随着计算机技术和热、动力学模型的快速发展，集成计算材料工程(integrated computational materials engineering，ICME)综合利用计算热力学、动力学和数值模拟等方法来优化材料的成分、相组成、微观组织及制备工艺等，进而改善材料的性能^[76]。集成计算材料工程的提出变革了材料研发的理念与模式，实现了材料的设计研发由“经验指导实验”向“理论预测、实验验证”的新模式转变。采用集成计算材料工程结合实验方法，发展综合的、多尺度的计算工具，有利于缩短合金的研制时间并降低成本。

高温合金的微观组织显著影响其力学性能。因此，预测和控制凝固、热处理以及服役过程中微观组织的形貌及其演化，对优化合金组织、提高合金性能具有重要的意义。从模拟的尺度方面而言，高温合金微观组织模拟可分为4个层次：(1) 晶粒形核长大^[77]、竞争生长^[78]和再结晶模拟^[79]；(2) 等轴晶^[80,81]和枝晶^[82]的计算模拟；(3) 析出相的演化模拟^{[83,84,85,86]}，如γ'相长大粗化和筏化，TCP相析出长大；(4) 位错运动模拟^[87]。

常见的组织模拟方法有：第一性原理、分子动力学法、Monte Carlo、元胞自动机法、相场法、有限元等。其中，相场法由于不需要跟踪界面、可以处理任意复杂的组织形貌演化以及能够进行多场(如温度场、弹性场、流场)耦合，逐渐成为研究微观组织演化过程及机理的有力工具之一。随着相场模型的不断建立和完善，可以有效地模拟高温合金凝固^[88]、固溶^[88]、时效^[89]和变形^[90]过程中微观组织的演变，进而为合金设计、凝固工艺和热处理工艺制定以及性能预测提供理论指导。利用相场模拟对凝固过程中枝晶的形核、长大及竞争生长做了较为系统的模拟研究，目前对高温合金凝固的模拟主要集中于定量模拟研究凝固过程中的枝晶生长、元素偏析现象及时效过程中γ'相的长大粗化。然而，蠕变条件下高温合金微观组织演化的相场模型还处于建立阶段。科研工作者尝试将塑性变形模型、蠕变变形模型或位错密度模型与相场模型相耦合，以模拟变形过程中γ基体和γ'相演化特征来研究演化机理。近期，本课题组将蠕变损伤的晶体塑性模型耦合到相场模型中，实现了蠕变3个阶段组织演化和性能的同步模拟，得到蠕变组织演化过程及蠕变曲线，如图10和11^[91]所示。该工作为高温合金蠕变模拟提供了新的模拟途径，有利于性能导向的微观组织优化模拟工作的开展。

铸造高温合金可借助于计算机模拟技术，设计合理的冒口和浇注系统，优化铸件的浇铸工艺参数，获得质量优异的铸件^[92]。对于复杂结构件，如航空整铸机匣、发动机叶片以及增压涡轮叶片等，采用铸件成形模拟优化后的参数进行浇注成形，可以有效地增加零件合格率、缩短生产周期^[92]。

通过铸件成形模拟技术，可模拟其充型过程和温度场分布，预测欠铸、冷隔、缩孔和缩松等缺陷及铸件冷却后的残余应力等，为实际生产提供指导。目前，铸件成形模拟技术的发展已经比较成熟，典型的商用铸造成形模拟软件有：ProCAST、MAGMA、AFSolid和PAM-CAST等。柳百成等^[92]提出了利用计算机技术改造铸造行业，在铸造过程宏微观模拟仿真领域开展了大量研究，开发出了一系列工程应用的数值模拟软件。戚翔等^[93]采用ProCAST软件对K4169高温合金机匣铸件的热控凝固工艺过程进行数值模拟及优化，提出了减小镁砖体积和支点数来改进型壳的装炉方式，从而提高铸件的散热均匀性，有效地控制了缩松缺陷。杜强等^[94]采用自行开发的软件模拟计算了IN738合金熔模铸造板类件的充型过程，并预测了缩孔、缩松等缺陷，为铸件的铸造工艺设计提供了指导。

目前，对于铸件的充型过程、凝固的温度场和应力场、铸造工艺设计、热裂、缩松缩孔等缺陷的数值模拟技术发展较为成熟，并且可应用于指导实践。然而，高温合金精密铸造数值模拟仍面临着物理模型过于简化、合金和铸型材料的物性参数数据库不健全、边界条件难以获取等问题。因此，数值仿真模型应更加贴近高温合金精密铸造工艺，进而更加准确地模拟充型和凝固现象。同时，需完善合金及铸型材料物性参数及边界条件数据库，以促进数值模拟技术在高温合金精密铸造中得到更好的工程应用。

镍基高温合金大型复杂薄壁铸件在航空、航天等领域有广泛的应用。然而，由于高温合金大型薄壁铸件的复杂结构特点，常规重力条件下精密铸造需要复杂的浇注系统和精确的参数控制，实际生产中易产生浇不足、组织不均匀和缩孔、缩松等缺陷，使得该类铸件成品率较低且缺陷不可控。因此，探索该类铸件更优的铸造工艺和成形方法始终是世界各国工程师致力研究的方向。随着对材料科学和铸件成形理论的不断理解，研究者通过改变铸造工艺、浇铸系统和智能制造的方法，如反重力铸造和增材制造等，在高温合金部件的成形和组织控制方面取得了较大进展。

随着航空航天业的迅猛发展，对镍基高温合金大型复杂薄壁铸件的需求量越来越大，对铸件成形和组织控制要求也越来越高。在大型复杂薄壁铸件的铸造过程中，传统重力铸造技术无法实现对充型压力的良好控制，易使铸件产生欠铸、缩松、氧化夹杂等铸造缺陷，迫切需要寻求新的突破。在凝固过程中，采用与重力方向相反的方向为金属液提供充型压力，使金属液由下至上“反向充填”进入型腔，有利于实现对充型压力的准确控制，进而提高铸件的质量。反重力铸造技术通过外加压力的调节控制熔体充型速率，使熔体充型平稳，提升充型和补缩能力，消除铸件缩孔和缩松等缺陷。

反重力铸造技术在高温合金铸件方面的应用在国外有报道^{[95,96,97,98]}，而国内关于该技术的研究还处在探索阶段。美国金属铸造技术股份公司发明了新型的反重力低压惰性气体保护铸造工艺，用于铸造IN713高温合金飞机机翼。与真空条件下重力浇铸的零件相比，该工艺生产制备的铸件含氧量可控制在50×10^-6以内，铸件的力学性能也与传统真空熔炼铸造方法的性能接近，如图12^[95]所示。Hitchiner公司利用此技术制备出直径为889 mm、高度为635 mm的INl718C合金汽轮机扩散器壳体等铸件^[96,97]。反重力铸造在高温合金小型薄壁铸件也有应用。Hebsur ^[98]利用反重力铸造工艺成功地制备了IN718格挡铸件。国内西北工业大学和上海交通大学也开展了高温合金反重力铸造工艺的相关研究，通过模拟计算、设备的改造、浇注系统和工艺参数的优化设计等在高温合金铸件和成形方面取得了一定进展^[97,99]。

利用反重力铸造工艺浇铸薄壁铸件时，需要控制充型和凝固过程中的压力，才能得到缺陷率低的完整铸件。然而，由于外加压力的影响，铸型、升液管和其附属装置等材料的抗压性、耐高温性和抗热震性是影响反重力铸造在高温合金大尺寸薄壁铸件应用的主要因素。

增材制造技术通过高密度的能量输入，逐层熔化高温合金粉末或丝材，根据离散堆积原理，在直接制造三维零件和大范围修复部件方面具有重要的应用前景^{[100,101,102,103,104,105]}。其中，激光和电子束增材制造技术非常适用于制造航空发动机及燃气机轮中喷嘴、叶片、燃烧室等热端部件以及高温合金零件修复，如图13^{[103,104,105]}所示。与传统方法制造的高温合金铸件相比，增材制造可直接制造几何结构复杂的高温合金零件；形成致密细小的微观组织，获得与锻件相当的力学性能；并可减少新产品开发周期和费用，降低产品开发风险。

虽然增材制造技术在高温合金中取得了一定进展，但是该技术的广泛应用还面临着重大的科学和技术挑战。目前，增材制造在高温合金成形过程中的缺陷控制(表面光洁度^[106]、气孔/夹杂^[106]、裂纹^[107]、残余应力和变形^[108])和组织控制(宏观/微观偏析^[109]、脆性相^[110]、组织和力学性能各向异性^[111])是研究的重点，也是限制高温合金增材制造技术发展与广泛应用的主要问题。这2方面问题都与熔池固/液界面上的能量与质量输运过程密切相关。如何理解和调控熔池内复杂的热质输运，是目前研究的主要趋势和技术突破的关键瓶颈，也是进一步提高增材制造高温合金零件性能的基础与前提。另外，目前增材制造所用的材料通常采用现有的合金，而材料的性能远远不能满足当前增材制造技术特点，未来可通过设计专用合金，最大限度地发挥增材制造的优势。

等轴晶高温合金整体铸件在航空、航天等领域有着广泛和重要的应用。然而，由于等轴晶高温合金凝固温度区间较宽和铸件的结构特点等原因，对该类铸件的材料和凝固技术提出了挑战。国内外研究者通过高温合金成分调控、新型成形方法和细晶铸造工艺等，在等轴晶高温合金整体铸件良好成形、晶粒细化、缺陷控制及力学性能优化等不同方面取得了较大进展。但在兼顾铸件成形质量、组织和缺陷控制方面仍存在众多问题，需要在等轴晶凝固技术、铸件成形理论及缺陷控制方面有较大突破。主要表现在：

(1) 等轴晶铸造高温合金的凝固温度区间较宽、导热率差和合金元素复杂等原因，铸造成形时容易产生欠铸、热裂和缩松等问题，降低了铸件的成品率和使用性能。因此，在铸造成形过程中需考虑材料本身的特性，通过调控合金成分优化其铸造性能和力学性能，进而提高铸件的使用性能。

(2) 高温合金熔体结构及其凝固特性对等轴晶形核和生长以及凝固缺陷的控制具有决定性作用。掌握高温合金熔体状态-熔体结构-凝固特性的响应规律，是发展新型等轴晶高温合金凝固技术的理论基础。然而，由于高温合金成分复杂、密度大、熔点高，熔体结构随熔体状态不断发生变化，而熔体结构检测和表征的难度非常大且手段很少，导致目前对高温合金熔体结构的研究非常有限。通过模拟计算(分子动力学)结合原位观察(同步辐射)等方法深入研究高温合金熔体结构，进而实现凝固组织和凝固过程控制、理解合金元素交互作用，明确熔体结构调控对组织和性能的影响机理，具有非常重要的科学意义和工程价值。

(3) 现有细晶铸造技术都难以摆脱铸件大尺寸结构效应的桎梏，单一细晶铸造技术很难全面解决铸件成形、组织和缺陷控制等问题。因此，不同细晶铸造技术的协同处理可能是解决大尺寸等轴晶高温合金铸件良好成形和组织协调控制的新途径。

(4) 新型工艺(反重力铸造和增材制造)在等轴晶高温合金成形和组织控制方面取得了较大的进展，但其广泛应用还存在较大问题。深刻理解新型工艺的原理、改进铸造工艺及设备，在凝固过程中结合模拟仿真有利于进一步扩大其在等轴晶高温合金结构件的应用。