CN111187946B - 一种高铝含量的镍基变形高温合金及制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种高铝含量的镍基变形高温合金及制备方法，以传统的Ni‑Co‑Cr组元为基体元素，通过提升合金元素含量，尤其是提高固溶强化相γ′相形成元素Al含量，增加强化相γ′相含量至55%~65%，来有效提高合金的承温能力。合金中适量添加Nb元素可改善γ′相的稳定性，进而提高铸‑锻工艺性能，减少Cr元素添加可改善合金在850℃的长时组织稳定性，高含量的Al元素可弥补Cr元素降低引起的表面稳定性损失。同时，采用了双联工艺或三联工艺进行合金原料的制备加工，所得的镍基变形高温合金解决了目前尚无可在850℃长时可用的高性能轮盘锻件材料，特别是具有优异的850℃抗拉强度、屈服强度和持久寿命。

Description

一种高铝含量的镍基变形高温合金及制备方法

技术领域

本发明属于合金制备领域，具体涉及一种高铝含量的镍基变形高温合金及制备方法。

背景技术

先进燃气涡轮式发动机，如航空发动机和燃气轮机等高压压气机盘和涡轮盘等热端转动轮盘类锻件的服役温度逐渐提高，长时服役温度最高达850℃。轮盘锻件所需合金材料要求在室温～850℃具有优异的强度和塑性、高温持久蠕变性能以及长时组织性能稳定性，同时还具备良好的铸锻工艺性能。

目前，国内航空发动机用镍基变形高温合金轮盘材料用量最大的是650℃以下使用的GH4169合金，使用温度最高的是750℃以下使用的GH4720Li、GH4065A、GH4738等镍基变形高温合金轮盘材料，在850℃以下有可短时使用的GH4141、GH4586等镍基变形高温合金轮盘材料，但是无法满足850℃以上长时使用需求。

众所周知，提高镍基高温合金使用温度最有效的途径是提高合金化程度，增加强化相γ′相的含量，但是合金化程度过高会造成合金的冶金偏析倾向大、热塑性变差，因而开发新型镍基变形高温合金轮盘材料存在较大的难度，在成分设计上不仅要提高合金化满足需求的综合性能，还要结合现有技术条件使其具有一定的工艺性能以保证可制造性。传统的γ′相含量达55～65％的镍基高温合金，只能采用粉末冶金或铸造(包括等轴铸造、定向凝固和单晶凝固)工艺生产，这些合金采用铸-锻工艺生产都面临着元素偏析倾向大、易形成冶金缺陷、热加工(锻造)塑性差等问题，因而该类合金成分不适合于镍基变形高温合金轮盘材料的制备。此外，虽然一些采用粉末冶金或铸造工艺制备的镍基高温合金的使用温度可达850℃，但是其组织均匀性和致密性不及采用铸-锻工艺生产的锻件。尤其是对于轮盘类的高温热端转动件，采用铸-锻工艺生产，能够最大程度上保证轮盘锻件的质量可靠性，同时还可以高效率、低成本的工业化生产。直接采用粉末冶金或铸造合金的成分进行铸-锻工艺生产，则面临着不适应问题，例如易偏析元素Ti和Mo元素含量的控制、易氧化元素Hf元素含量的控制，高成本的Ta元素添加，以及B、Zr、Ce等晶界有益微量元素的添加等，必须针对铸-锻工艺特征进行元素配比的优化调整。

因此，有必要提供改进的技术方案以克服现有技术中存在的技术问题。

发明内容

为解决现有技术存在的问题，本发明提供一种高铝含量的镍基变形高温合金及制备方法，解决了目前尚无可在850℃长时可用的高性能轮盘锻件材料，特别是具有优异的850℃抗拉强度、屈服强度和持久寿命。

本发明第一方面提供一种高铝含量的镍基变形高温合金，成分配比以质量百分比计，所述的镍基变形高温合金包括：C：0.004～0.1％，W：6.0～9.0％，Cr：7.0～12.0％，Mo：1.0～4.0％，Co：14.0～17.5％，Ti：0.8～2.5％，Al：3.5～6.0％，Nb：0.8～2.5％，Zr：0.005～0.1％，Mg：0.005～0.1％；Ce：0.001～0.1％，B：0.005～0.1％，Fe：0.005～2.0％，余量为Ni。发明人经研究证实，通过该技术方案制备的合金可用于制备850℃长时使用的轮盘锻件，轮盘锻件直径范围为200mm～1200mm，850℃抗拉强度大于800MPa、屈服强度大于650MPa，850℃/350MPa持久寿命大于30h。

进一步地，在所述的镍基变形高温合金中，成分配比以质量百分比计，所述的镍基变形高温合金包括：C：0.01～0.08％，W：6.5～8.0％，Cr：7.5～11.0％，Mo：1.5～3.5％，Co：14.5～17.5％，Ti：1.0～2.0％，Al：4.0～5.5％，Nb：1.0～2.0％，Zr：0.005～0.05％，Mg：0.005～0.05％；Ce：0.001～0.05％，B：0.005～0.05％，Fe：0.01～1.5％，余量为Ni；所述的镍基变形高温合金还包括杂质元素，在所述的杂质元素中，P≤0.015％、Mn≤0.5％、Si≤0.5％、S≤0.015％、O≤0.005％、N≤0.01％、Ag≤0.005％、Ca≤0.01％、Sn≤0.01％、Pb≤0.001％，Cu≤0.5％、Ta≤0.5％、V≤0.5％。发明人经研究证实，通过该技术方案制备的合金可用于制备850℃长时使用的轮盘锻件，轮盘锻件直径范围为200mm～1200mm，850℃抗拉强度大于850MPa、屈服强度大于700MPa，850℃/350MPa持久寿命大于50h。

进一步地，在所述的镍基变形高温合金中，成分配比以质量百分比计，所述的镍基变形高温合金包括：C：0.01～0.06％，W：6.5～7.5％，Cr：8.0～10.0％，Mo：2.0～3.2％，Co：15.0～16.5％，Ti：1.2～1.8％，Al：4.5～5.2％，Nb：1.2～1.8％，Zr：0.005～0.03％，Mg：0.005～0.03％；Ce：0.001～0.03％，B：0.005～0.03％，Fe：0.01～1.2％，余量为Ni；所述的镍基变形高温合金还包括杂质元素，在所述的杂质元素中，P≤0.010％、Mn≤0.15％、Si≤0.15％、S≤0.005％、O≤0.002％、N≤0.005％、Ag≤0.0005％、Ca≤0.005％、Sn≤0.005％、Pb≤0.0005％，Cu≤0.1％、Ta≤0.1％、V≤0.1％。发明人经研究证实，通过该技术方案制备的合金可用于制备850℃长时使用的轮盘锻件，轮盘锻件直径范围为200mm～1200mm，850℃抗拉强度大于900MPa、屈服强度大于750MPa，850℃/350MPa持久寿命大于100h。

进一步地，在所述的镍基变形高温合金中，所述的镍基变形高温合金以γ奥氏体为基体，强化相γ′相的质量百分含量达到55～65％，所述的强化相的化学组成为(Ni，Co)₃(Al，Ti，Nb)。发明人经研究证实，通过该技术方案制备的合金，其高含量的强化相γ′相使合金在850℃下具有良好的拉伸强度和持久性能，同时添加Nb元素改性γ′相提高了稳定性。

进一步地，在所述的镍基变形高温合金中，所述的镍基变形高温合金还包括第二相，所述的第二相包括：MC型碳化物、M6C型碳化物、M23C6型碳化物、MB2型硼化物、M3B2型硼化物。发明人经研究证实，通过该技术方案制备的合金，可以改善合金850℃的持久性能。

进一步地，在所述的镍基变形高温合金中，在所述的镍基变形高温合金中，γ′相含量的质量百分数为55～65％，在650～900℃温度范围内长期时效5000h以上，且析出有害相μ相的含量不超过1％。发明人经研究证实，通过该技术方案制备的合金，其高含量的γ′相保证了合金在室温～850℃温度范围内具有良好的力学性能，同时长时时效中很少析出有害相μ相，保证了合金在850℃可以长时使用。

本发明第二方面提供一种高铝含量的镍基变形高温合金的制备方法，其特征在于，包括如下步骤：

步骤1：采用真空感应熔炼将权利要求1至5任一权项所述的金属原材料成分熔炼为一次合金锭，再经电渣重熔精炼为二次合金锭，再经真空自耗重熔精炼为三次合金锭，得到合金锭；

步骤2：将步骤1所得的合金锭经高温扩散均匀化退火后，再加热锻造开坯成棒材；

步骤3：将步骤2所得的棒材经制坯和模锻成型，得到合金轮盘锻件；

步骤4：将步骤3所得的合金轮盘锻件经热处理后，得到850℃长时使用的镍基变形高温合金轮盘锻件。

发明人经研究证实，通过该技术方案，可采用现有高温合金的冶炼和锻造设备可制备本专利合金直径200mm～1200mm的轮盘锻件，可以实现工业化生产。

进一步地，在所述的制备方法中，步骤1中所述的真空感应熔炼包括的处理工艺为：抽空、熔炼期、精炼和出钢；在所述的抽空的处理工艺中，真空度为10～100Pa；在所述的熔炼期的处理工艺中，温度控制为1300℃-1650℃；在所述的精炼的处理工艺中，温度控制为1400℃～1600℃，真空度1～20Pa；在所述的出钢的处理工艺中，温度控制为1420℃-1590℃，且需充10000～50000Pa氩气保护，浇铸完成后冷却0.5h～3h后脱模冷却，得到一次合金锭。发明人经研究证实，通过该技术方案，可制备出合金的真空感应锭，合金元素可精确控制，且钢锭不会发生热裂，可用于制备重熔精炼的电极。

进一步地，在所述的制备方法中，所述的步骤1还包括：将所述的一次合金锭制备成I电渣重熔电极，所述的I电渣重熔电极与结晶器的充填比为0.75～0.9；在所述的电渣重熔过程中，采用的电渣的组分配比为CaF2：CaO：MgO：Al2O3：TiO2＝65～75％：10～20％：0.5～5％：10～20％：0.5～5％，稳态熔速为1.0～6.0kg/min，所述的二次合金锭熔炼(即电渣重熔)完成后的冷却时间为0.5h～6h，而后脱模冷却。发明人经研究证实，通过该技术方案，将真空感应熔炼制备的一次合金锭电渣重熔后，可以有效降低合金锭中的夹杂物含量和有害杂质元素S含量，同时制备成分合格的电渣锭，用于制备真空自耗重熔电极，可以显著改善电极质量，提高真空自耗重熔过程的工艺稳定性，能够制备直径500mm真空自耗锭的电极。

进一步地，在所述的制备方法中，所述的步骤1还包括：将所述的二次合金锭制备成II电渣重熔电极，II电渣重熔电极电极与结晶器的充填比为0.75～0.95，熔速1.0～5.0kg/min，三次合金锭熔炼(即真空自耗重熔)完成后的冷却时间为0.5h～3h，而后脱模冷却。发明人经研究证实，通过该技术方案，通过上述真空自耗重熔，能够显著提升钢锭的冶金质量，提高钢锭的致密性和热塑性。

进一步地，在所述的制备方法中，在步骤1中，如果所述的一次合金锭为直径小于500mm的合金锭，对所述的一次合金锭的处理工艺将变更为：将所述的一次合金锭直接进行真空自耗重熔，得到合金锭。发明人经研究证实，通过该技术方案，小于500mm的自耗锭所需电极直径小，采用真空感应锭制备电极可获得良好的冶金质量，不仅可以缩短工艺流程，还能有效降低成本。

进一步地，在所述的制备方法中，在步骤2中，所述的高温扩散均匀化退火包括升温，保温和冷却过程；所述的升温速度控制为15～60℃/h，所述的保温的温度为1150～1250℃，所述的保温的时间为24～72h，所述的冷却的速度控制为5～55℃/h。发明人经研究证实，通过该技术方案，经均匀化扩散退火一方面可以消除凝固应力，避免钢锭热裂，还可消除低熔点相，有效降低元素枝晶偏析程度，提升钢锭的热塑性。

进一步地，在所述的制备方法中，所述的步骤2还包括：所述的步骤1所得的合金锭经均匀化退火后，加热至锻造温度保温后出炉锻造，锻前加热升温速度控制为15～60℃/h，保温温度为1050℃～1180℃，保温时间为2h～8h，锻造开坯过程包括镦粗和拔长，单火次锻造时间超过5～30min后回炉保温1～6h，每次锻造前合金锭表面均包覆石棉进行保温，控制总锻比为5～20，得到棒材。发明人经研究证实，通过该技术方案，钢锭可利用快锻机实现锻造开坯，钢锭不开裂，铸态组织可转变为等轴晶组织。

进一步地，在所述的制备方法中，所述的步骤3还包括：根据轮盘锻件的重量切取步骤2所得的棒材，得到切取棒材；所述的切取棒材的重量为轮盘锻件的重量的110～150％，所述的切取棒材的高径比控制在1.5～3.0之间，所述的切取棒材经加热后镦粗制坯，锻前加热升温速度控制为20～50℃/h，保温温度为1000℃～1150℃，保温时间为2～8h，镦粗变形量为30～70％，得到盘坯。发明人经研究证实，通过该技术方案，棒材镦粗过程稳定，不出现锻造裂纹、大小头和皱褶等锻造缺陷。

进一步地，在所述的制备方法中，所述的盘坯经加热后进行模锻成型，锻前加热升温速度控制为20～50℃/h，保温温度为950℃～1150℃，保温时间为2～8h，模锻变形量为30～70％，模具加热温度为300～1050℃。发明人经研究证实，通过该技术方案，轮盘锻件可实现模锻成型，不发生锻造开裂，充型效果好，组织均匀性良好。

进一步地，在所述的制备方法中，在所述的步骤4中，将步骤3所得的轮盘锻件经机加工进行热处理，所述的热处理包括固溶处理、中间时效处理和时效处理，所述的固溶处理的方法为1150～1220℃保温2～10h，所述的中间时效处理的方法为1000～1150℃保温2～10h，所述的时效处理的方法为760℃～920℃保温8～32h。发明人经研究证实，通过该技术方案，轮盘锻件经热处理后，可获得均匀的显微组织和良好的力学性能，同时可有效降低锻件中的内应力。

本发明创造的有益效果：

本专利提供了一种高铝含量的镍基变形高温合金及制备方法，采用本专利提供的合金成分和制备方法，可采用铸-锻工艺制备直径100～1200mm的轮盘锻件，在室温850℃温度范围内具有良好的力学性能和满意的服役稳定性，可填补国内850℃变形盘材料的空白。

附图说明

为了更清楚地说明本发明的技术方案，下面将对实施例中所需要使用的附图作简单地介绍，应当理解，以下附图仅示出了本发明的某些实施例，因此不应被看作是对范围的限定，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其他相关的附图。

图1为发明合金的热力学平衡相图；

图2为发明合金的μ相的等温转变曲线(TTT曲线)；

图3为本发明合金轮盘锻件制备工艺流程图。

具体实施方式

下列实施例中未注明具体条件的实验方法，通常按照国家标准测定。若没有相应的国家标准，则按照通用的国际标准、常规条件、或按照制造厂商所建议的条件进行。

可对本发明提到的特征或实施例提到的特征进行组合。本说明书所揭示的所有特征可与任何组合物形式并用，说明书中所揭示的各个特征，可以任何可提供相同、均等或相似目的的替代性特征取代。因此除有特别说明，所揭示的特征仅为均等或相似特征的一般性例子。

在本发明中，如果没有特别的说明，本文所提到的所有技术特征以及优选特征可以相互组合形成新的技术方案。

在本发明中，如果没有特别的说明，本文所提到的镍基变形高温合金包括杂质元素，诸如P、Mn、Si、S、O、N、Ag、Ca、Sn、Pb、Cu、Ta、V等。

为使本发明实现的技术手段、创作特征、达成目的与功效易于明白了解，下面结合具体实施方式，进一步阐述本发明，但本发明包括但不限于这些实施例。

为了开发一种可在850℃长时使用的镍基变形高温合金轮盘材料，同时具有可控的成本，一方面不添加或少添加Ta、Re等贵金属或Co、稀土等战略储备元素，尽量使用传统镍基变形高温合金轮盘材料的常规元素；另一方面不仅保证合金在850℃具有满意的性能，同时还应考虑合金的铸-锻工艺性能，能够利用现有的冶炼和锻造设备，制备直径100～1200mm的轮盘锻件，实现批量化低成本的生产。

本专利合金成分设计思路如下，以传统的Ni-Co-Cr组元为基体元素，通过提升合金元素含量，尤其是高固溶强化相γ′相形成元素Al含量，增加强化相γ′相含量至55％～65％，来有效提高合金的承温能力。合金中适量添加Nb元素可改善γ′相的稳定性，进而提高铸-锻工艺性能，减少Cr元素添加可改善合金在850℃的长时组织稳定性，高含量的Al元素可弥补Cr元素降低引起的表面稳定性损失。

Ni元素为基体元素，是因为Ni具有稳定的奥氏体基体，没有同素异构转变，奥氏体具有更高的高温强度，且具有较高的化学稳定性，在高温下具有优良的抗氧化和抗腐蚀性能。

Ni中加入Co元素，Co不仅可以起到固溶强化作用，而且可以提高Ni基体组元的固溶度，还可以降低合金的层错能，提高高温性能；Ni-Co中加入Cr元素，Cr不仅可以起到固溶强化作用，而且Cr能够在合金表面形成致密且可自动修复的Cr₂O₃氧化膜，使合金具有优良的抗氧化和抗腐蚀性能，但是过高的Cr含量会造成Ni-Co-Cr基体组元的固溶度降低，易析出有害的μ相，不利于长时服役稳定性。

W和Mo是Ni基合金中最有效的固溶强化元素，高含量的Mo不利于合金的抗热腐蚀性能且促进μ相析出，高含量的W会造成合金的密度增大，但是为了同时提升合金的承温能力与高温长时组织稳定性，本专利采取了高W低Mo的设计。

Al是Ni基合金中最有效的沉淀强化相γ′相的形成元素，且Al元素能够形成Al₂O₃氧化膜，也可提高合金抗氧化和抗腐蚀性能，但是高含量的Al元素不利于合金的锻造和铸造性能。传统的镍基变形高温合金中Al含量一般不超过4％，一方面Al的原子序数小，因而原子百分含量高，提高Al含量至4％以上，会析出较高含量的γ′相，不利于钢锭的热塑性，会造成钢锭的热塑性显著降低；另一方面Al含量增加会增大钢液的粘性，扩大固液相线的温度范围，延长了钢液凝固时间，钢锭在浇铸凝固过程中易形成疏松，还会析出较多的γ′相形成较大的组织应力，严重时会造成钢锭开裂，不利于铸造性能。本专利为了提高合金的高温力学性能和抗氧化性能，提高了Al元素含量，降低了Cr元素含量，进而改善了高温长时组织稳定性。

Ti也是Ni基合金中有效的沉淀强化相γ′相的形成元素，但是Ti元素的凝固偏析倾向较大，高Ti合金容易形成富Ti的通道偏析型冶金缺陷，Ti还是MC型碳化物的强形成元素；为了提升γ′相的稳定性和强化效果，本专利采取高Al、低Ti的设计，通过调整Al/Ti比控制Ti含量。

Nb也是Ni基合金中有效的沉淀强化相γ′相的形成元素，Nb进入γ′相能够起到稳定γ′相的作用，可有效降低冷却过程中γ′相的析出速度，但是Nb元素的凝固偏析倾向较大。本专利合金采取高γ′相设计，为了改善γ′相的稳定性，提升锻造工艺性能，适量加入Nb元素，并按Al+Ti+Nb的总量控制。

C是镍基变形高温合金中重要的元素，C主要形成碳化物，根据合金元素组成可形成MC型、M₆C型和M₂₃C₆型等多种类型的碳化物；碳化物在850℃的高温下能够改善合金的持久性能，为此，本专利合金中加入了适量的C元素。

Fe元素同时是γ奥氏体组成元素，但是过多的Fe元素添加会促进σ相的析出，不利于高温长时组织稳定性，然而过低的Fe元素含量对于工业化的冶金生产不利。这是因为工厂的高温合金冶炼炉通常会生产一些含Fe的合金，如果Fe要求过低，则需要采取洗炉或新炉衬等措施，不仅影响生产效率，还可能会造成Fe元素超标，造成合格率降低。为此，本专利综合考虑各元素的配比，同时考核Fe元素的最大上限控制，保证可工业化生产的同时，最大限度的提升合金的高温长时组织稳定性。

本专利在合金成分设计上，为了提升基体组元的固溶度和长时稳定性，适当提高Co元素含量、降低Cr元素含量。本专利的显著特征在于显著提高Al元素添加量，一方面增加γ′相的析出量提高合金力学性能，另一方面弥补Cr元素含量降低后的抗氧化和抗腐蚀性能衰减。加入适量的Ti和Nb元素，形成更为稳定的(Ni,Co)₃(Al,Ti,Nb)型γ′相，与单纯高Al的Ni3Al型的γ′相相比，添加适量的Nb和Ti后γ′相更为稳定，可以有效解决提高Al含量后钢锭凝固过程中γ′相析出造成的组织应力问题，并且能够改善钢锭的锻造性能。为了增加固溶强化效果改善850℃高温拉伸性能，同时加入W和Mo元素，增大W/Mo比，降低过高Mo元素含量会引起的抗热腐蚀性能衰减和μ相析出倾向。为了提高合金在850℃条件下高温持久性能，加入适量的C元素形成MC型、M₆C型和M₂₃C₆型等多种类型的碳化物强化，加入适量的B元素形成MB₂、M₃B₂型硼化物提高高温热强性。为了进一步改善合金铸-锻的工艺性能，加入适量的Mg和Ce元素，改善晶界性能，可以提高合金铸锭的热塑性，优化铸-锻工艺性能。其它诸如P、Mn、Si、S、O、N、Ag、Ca、Sn、Pb、Cu、Ta、V等则为杂质元素，不利于合金的力学性能和工艺性能，按冶炼能力所及的最低含量控制。

为了提高铸锭的洁净度、均质性和致密性，在真空感应熔炼浇铸成分合格的一次合金锭后，采用电渣重熔精炼脱除夹杂物和S元素并提升合金锭的冶金质量，再采用真空自耗重熔精炼进一步提升冶金质量，获得具有一定热塑性的合金锭。

以下是具体的实施例和对比例中的合金成分表和技术效果对比表。

表1 实施例与对比例的合金成分(表中数值为百分比数值)

表2 实施例与对比例的工艺与理化测试结果对比

实施例1、一种可在850℃长时使用的镍基变形高温合金轮盘锻件的制备方法

本实施例制备一种可在850℃长时使用的镍基变形高温合金轮盘锻件(其直径为200mm)，其合金成分见表1中实施例1的部分。

合金轮盘锻件的制备工艺如下：

冶炼采用双联工艺(即真空感应熔炼和真空自耗重熔)，真空感应熔炼得到的一次合金锭的直径为250mm，真空自耗重熔得到的合金锭直径为305mm。真空感应熔炼包括以下步骤：按照合金的元素配比称取原材料，进行真空感应熔炼。真空感应熔炼过程包括抽空、熔炼期、精炼和出钢等几个步骤，抽空阶段真空度为50Pa，熔炼期温度控制为1550℃，精炼期温度控制为1500℃，精炼阶段真空度10Pa，出钢温度控制为1490℃，出钢时充10000Pa氩气保护，浇铸完成后冷却1.5h后脱模冷却，得到一次合金锭。一次合金锭经机加工后制备成自耗重熔电极，该自耗重熔电极与结晶器的充填比为0.8，熔速1.5kg/min，三次合金锭熔炼完成后的冷却时间为1.5h，而后脱模冷却，得到合金锭。

合金锭需经高温扩散均匀化退火处理，包括升温，保温和冷却的过程，升温速度控制为55℃/h，保温温度为1200℃，保温时间为30h，冷却速度控制为25℃/h。合金锭经均匀化退火后，经机加工后，加热至锻造温度保温后出炉锻造，锻前加热升温速度控制为55℃/h，保温温度为1140℃，保温时间为3h，锻造开坯过程包括镦粗和拔长，单火次锻造时间控制在1min～20min，超过20min后回炉保温1h，每次锻造前合金锭表面均包覆石棉进行保温，控制总锻比为12，得到棒材。

根据轮盘锻件重量的150％切取棒材，棒材高径比控制为2.0，棒材经加热后镦粗制坯，锻前加热升温速度控制为50℃/h，保温温度为1120℃，保温时间为2h，镦粗变形量为35％，得到盘坯。盘坯经加热后进行模锻成型，锻前加热升温速度控制为50℃/h，保温温度为1100℃，保温时间为2h，模锻变形量为55％，模具加热温度为1050℃，即可得到合金轮盘锻件。

轮盘锻件经机加工进行热处理，热处理包括固溶处理，中间时效处理和时效处理，固溶处理制度为1150℃保温2h，中间时效处理制度为1000℃保温3h，时效处理制度为800℃保温12h。

在本实施例的一些实施方式中，所述的原材料可选自金属镍、金属铬或镍铬合金、金属钛、金属铝、金属钼、硼铁、金属钴、金属钨、镍钨合金、铌镍合金、钒铁、碳电极、中间合金中的一种或几种。

实施例2、一种可在850℃长时使用的镍基变形高温合金直径550mm轮盘锻件的制备方法

本实施例制备一种可在850℃长时使用的镍基变形高温合金直径550mm轮盘锻件，合金成分见表1实施例2。

合金轮盘锻件的制备工艺如下：

冶炼采用双联工艺，真空感应熔炼+真空自耗重熔，真空感应熔炼一次合金锭直径为370mm，真空自耗重熔合金锭直径为460mm。真空感应熔炼包括以下步骤：按照合金的元素配比称取原材料，进行真空感应熔炼。真空感应熔炼过程包括抽空、熔炼期、精炼和出钢等几个步骤，抽空阶段真空度为70Pa，熔炼期温度控制为1580℃，精炼期温度控制为1550℃，精炼阶段真空度15Pa，出钢温度控制为1500℃，出钢时充15000Pa氩气保护，浇铸完成后冷却2h后脱模冷却，得到一次合金锭。一次合金锭经机加工后制备成自耗重熔电极，该自耗重熔电极与结晶器的充填比为0.8，熔速2.5kg/min，三次合金锭熔炼完成后的冷却时间为2h，而后脱模冷却，得到合金锭。

合金锭高温扩散均匀化退火包括升温，保温和冷却过程，升温速度控制为45℃/h，保温温度为1210℃，保温时间为40h，冷却速度控制为25℃/h。合金锭经均匀化退火后，经机加工后，加热至锻造温度保温后出炉锻造，锻前加热升温速度控制为45℃/h，保温温度为1160℃，保温时间为4h，锻造开坯过程包括镦粗和拔长，单火次锻造时间超过15min后回炉保温2h，每次锻造前合金锭表面均包覆石棉进行保温，控制总锻比为8，得到棒材。

根据轮盘锻件重量的130％切取棒材，棒材高径比控制为2.5，棒材经加热后镦粗制坯，锻前加热升温速度控制为45℃/h，保温温度为1140℃，保温时间为4h，镦粗变形量为40％。盘坯经加热后进行模锻成型，锻前加热升温速度控制为45℃/h，保温温度为1120℃，保温时间为4h，模锻变形量为50％，模具加热温度为950℃，即可得到合金轮盘锻件。

轮盘锻件经机加工进行热处理，热处理包括固溶处理，中间时效处理和时效处理，固溶处理制度为1160℃保温4h，中间时效处理制度为1050℃保温4h，时效处理制度为850℃保温24h。

在本实施例的一些实施方式中，所述的原材料可选自金属镍、金属铬或镍铬合金、金属钛、金属铝、金属钼、硼铁、金属钴、金属钨、镍钨合金、铌镍合金、钒铁、碳电极、中间合金中的一种或几种。

实施例3、一种可在850℃长时使用的镍基变形高温合金直径900mm轮盘锻件

本实施例制备一种可在850℃长时使用的镍基变形高温合金直径900mm轮盘锻件，合金成分见表1实施例3。

合金轮盘锻件的制备工艺如下：

冶炼采用三联工艺，真空感应熔炼+电渣重熔+真空自耗重熔，真空感应熔炼一次合金锭直径为355mm，电渣重熔合金锭直径为423mm，真空自耗重熔合金锭直径为508mm。真空感应熔炼包括以下步骤：按照合金的元素配比称取原材料，进行真空感应熔炼。真空感应熔炼过程包括抽空、熔炼期、精炼和出钢等几个步骤，抽空阶段真空度为20Pa，熔炼期温度控制为1550℃，精炼期温度控制为1500℃，精炼阶段真空度4Pa，出钢温度控制为1480℃，出钢时充20000Pa氩气保护，浇铸完成后冷却3h后脱模冷却，得到一次合金锭。一次合金锭经机加工后制备成电渣重熔电极，该电渣重熔电极与结晶器的充填比为0.8，电渣配比为CaF2：CaO：MgO：Al2O3：TiO2＝65％：15％：1％：15％：4％，稳态熔速为5.0kg/min，二次合金锭熔炼完成后的冷却时间为2h，而后脱模冷却。二次合金锭经机加工后制备成电渣重熔电极，该电渣重熔电极与结晶器的充填比为0.83，熔速2.8kg/min，三次合金锭熔炼完成后的冷却时间为2h，而后脱模冷却，得到合金锭。

合金锭高温扩散均匀化退火包括升温，保温和冷却过程，升温速度控制为35℃/h，保温温度为1190℃，保温时间为50h，冷却速度控制为25℃/h。合金锭经均匀化退火后，经机加工后，加热至锻造温度保温后出炉锻造，锻前加热升温速度控制为35℃/h，保温温度为1170℃，保温时间为6h，锻造开坯过程包括镦粗和拔长，单火次锻造时间超过15min后回炉保温2h，每次锻造前合金锭表面均包覆石棉进行保温，控制总锻比为15，得到棒材。

根据轮盘锻件重量的120％切取棒材，棒材高径比控制为2.5，棒材经加热后镦粗制坯，锻前加热升温速度控制为35℃/h，保温温度为1120℃，保温时间为4h，镦粗变形量为40％。盘坯经加热后进行模锻成型，锻前加热升温速度控制为35℃/h，保温温度为1120℃，保温时间为4h，模锻变形量为40％，模具加热温度为650℃，即可得到合金轮盘锻件。

轮盘锻件经机加工进行热处理，热处理包括固溶处理，中间时效处理和时效处理，固溶处理制度为1180℃保温5h，中间时效处理制度为1050℃保温4h，时效处理制度为910℃保温12h。

在本实施例的一些实施方式中，所述的原材料可选自金属镍、金属铬或镍铬合金、金属钛、金属铝、金属钼、硼铁、金属钴、金属钨、镍钨合金、铌镍合金、钒铁、碳电极、中间合金中的一种或几种。

实施例4、一种可在850℃长时使用的镍基变形高温合金直径1200mm轮盘锻件

本实施例制备一种可在850℃长时使用的镍基变形高温合金直径1200mm轮盘锻件，合金成分见表1实施例4。

合金轮盘锻件的制备工艺如下：

冶炼采用三联工艺，真空感应熔炼+电渣重熔+真空自耗重熔，真空感应熔炼一次合金锭直径为440mm，电渣重熔合金锭直径为580mm，真空自耗重熔合金锭直径为660mm。真空感应熔炼包括以下步骤：按照合金的元素配比称取原材料，进行真空感应熔炼。真空感应熔炼过程包括抽空、熔炼期、精炼和出钢等几个步骤，抽空阶段真空度为30Pa，熔炼期温度控制为1580℃，精炼期温度控制为1550℃，精炼阶段真空度5Pa，出钢温度控制为1480℃，出钢时充25000Pa氩气保护，浇铸完成后冷却3h后脱模冷却，得到一次合金锭。一次合金锭经机加工后制备成电渣重熔电极，电极与结晶器的充填比为0.75，电渣配比为CaF2：CaO：MgO：Al2O3：TiO2＝68％：14％：2％：14％：2％，稳态熔速为6.0kg/min，二次合金锭熔炼完成后的冷却时间为6h，而后脱模冷却。二次合金锭经机加工后制备成电渣重熔电极，该电渣重熔电极与结晶器的充填比为0.87，熔速3.8kg/min，三次合金锭熔炼完成后的冷却时间为3h，而后脱模冷却，得到合金锭。

合金锭高温扩散均匀化退火包括升温，保温和冷却过程，升温速度控制为15℃/h，保温温度为1180℃，保温时间为70h，冷却速度控制为5℃/h。合金锭经均匀化退火后，经机加工后，加热至锻造温度保温后出炉锻造，锻前加热升温速度控制为15℃/h，保温温度为1180℃，保温时间为6h，锻造开坯过程包括镦粗和拔长，单火次锻造时间超过15min后回炉保温6h，每次锻造前合金锭表面均包覆石棉进行保温，控制总锻比为8，得到棒材。

根据轮盘锻件重量的110％切取棒材，棒材高径比控制为2.5，棒材经加热后镦粗制坯，锻前加热升温速度控制为35℃/h，保温温度为1150℃，保温时间为4h，镦粗变形量为50％。盘坯经加热后进行模锻成型，锻前加热升温速度控制为35℃/h，保温温度为1100℃，保温时间为4h，模锻变形量为35％，模具加热温度为350℃，即可得到合金轮盘锻件。

轮盘锻件经机加工进行热处理，热处理包括固溶处理，中间时效处理和时效处理，固溶处理制度为1160℃保温8h，中间时效处理制度为1100℃保温10h，时效处理制度为850℃保温32h。

在本实施例的一些实施方式中，所述的原材料可选自金属镍、金属铬或镍铬合金、金属钛、金属铝、金属钼、硼铁、金属钴、金属钨、镍钨合金、铌镍合金、钒铁、碳电极、中间合金中的一种或几种。

实施例5、一种可在850℃长时使用的镍基变形高温合金轮盘锻件的制备方法

本实施例制备一种可在850℃长时使用的镍基变形高温合金轮盘锻件(其直径为200mm)，其合金成分见表1中实施例5的部分。

合金轮盘锻件的制备工艺，如图3所示，包括如下步骤：

步骤1、冶炼采用双联工艺(即真空感应熔炼和真空自耗重熔)，真空感应熔炼得到的一次合金锭的直径为250mm，真空自耗重熔得到的合金锭直径为305mm。真空感应熔炼包括以下步骤：按照合金的元素配比称取原材料，进行真空感应熔炼。真空感应熔炼过程包括抽空、熔炼期、精炼和出钢等几个步骤，抽空阶段真空度为10Pa，熔炼期温度控制为1300℃，精炼期温度控制为1400℃，精炼阶段真空度1Pa，出钢温度控制为1420℃，出钢时充20000Pa氩气保护，浇铸完成后冷却0.5h后脱模冷却，得到一次合金锭。一次合金锭经机加工后制备成自耗重熔电极，该自耗重熔电极与结晶器的充填比为0.75，熔速1.0kg/min，三次合金锭熔炼完成后的冷却时间为0.5h，而后脱模冷却，得到合金锭。

步骤2、合金锭需经高温扩散均匀化退火处理，包括升温，保温和冷却的过程，升温速度控制为15℃/h，保温温度为1150℃，保温时间为24h，冷却速度控制为5℃/h。合金锭经均匀化退火后，经机加工后，加热至锻造温度保温后出炉锻造，锻前加热升温速度控制为15℃/h，保温温度为1050℃，保温时间为2h，锻造开坯过程包括镦粗和拔长，单火次锻造时间控制在1min～5min，超过5min后回炉保温1h，每次锻造前合金锭表面均包覆石棉进行保温，控制总锻比为5，得到棒材。

步骤3、根据轮盘锻件重量的140％切取适当长度的棒材，棒材高径比控制为1.5，棒材经加热后镦粗制坯，锻前加热升温速度控制为20℃/h，保温温度为1000℃，保温时间为2h，镦粗变形量为30％，得到盘坯。盘坯经加热后进行模锻成型，锻前加热升温速度控制为20℃/h，保温温度为950℃，保温时间为2h，模锻变形量为30％，模具加热温度为300℃，即可得到合金轮盘锻件。

步骤4、轮盘锻件经机加工进行热处理，热处理包括固溶处理，中间时效处理和时效处理，固溶处理制度为1150℃保温2h，中间时效处理制度为1000℃保温2h，时效处理制度为760℃保温8h。

在本实施例的一些实施方式中，所述的原材料可选自金属镍、金属铬或镍铬合金、金属钛、金属铝、金属钼、硼铁、金属钴、金属钨、镍钨合金、铌镍合金、钒铁、碳电极、中间合金中的一种或几种。

实施例6、一种可在850℃长时使用的镍基变形高温合金直径550mm轮盘锻件的制备方法

本实施例制备一种可在850℃长时使用的镍基变形高温合金直径550mm轮盘锻件，合金成分见表1实施例6。

合金轮盘锻件的制备工艺，如图3所示，包括如下步骤：

步骤1、冶炼采用双联工艺，真空感应熔炼+真空自耗重熔，真空感应熔炼一次合金锭直径为370mm，真空自耗重熔合金锭直径为460mm。真空感应熔炼包括以下步骤：按照合金的元素配比称取原材料，进行真空感应熔炼。真空感应熔炼过程包括抽空、熔炼期、精炼和出钢等几个步骤，抽空阶段真空度为100Pa，熔炼期温度控制为1650℃，精炼期温度控制为1600℃，精炼阶段真空度20Pa，出钢温度控制为1590℃，出钢时充50000Pa氩气保护，浇铸完成后冷却3h后脱模冷却，得到一次合金锭。一次合金锭经机加工后制备成自耗重熔电极，该自耗重熔电极与结晶器的充填比为0.95，熔速6.0kg/min，三次合金锭熔炼完成后的冷却时间为3h，而后脱模冷却，得到合金锭。

步骤2、合金锭高温扩散均匀化退火包括升温，保温和冷却过程，升温速度控制为60℃/h，保温温度为1250℃，保温时间为72h，冷却速度控制为55℃/h。合金锭经均匀化退火后，经机加工后，加热至锻造温度保温后出炉锻造，锻前加热升温速度控制为60℃/h，保温温度为1180℃，保温时间为8h，锻造开坯过程包括镦粗和拔长，单火次锻造时间控制在1min～30min，超过30min后回炉保温6h，每次锻造前合金锭表面均包覆石棉进行保温，控制总锻比为20，得到棒材。

步骤3、根据轮盘锻件重量的130％切取棒材，棒材高径比控制为3.0，该棒材经加热后镦粗制坯，锻前加热升温速度控制为50℃/h，保温温度为1140℃，保温时间为8h，镦粗变形量为70％。盘坯经加热后进行模锻成型，锻前加热升温速度控制为50℃/h，保温温度为1120℃，保温时间为8h，模锻变形量为70％，模具加热温度为1050℃，即可得到合金轮盘锻件。

步骤4、轮盘锻件经机加工进行热处理，热处理包括固溶处理，中间时效处理和时效处理，固溶处理制度为1220℃保温10h，中间时效处理制度为1150℃保温10h，时效处理制度为920℃保温32h。

在本实施例的一些实施方式中，所述的原材料可选自金属镍、金属铬或镍铬合金、金属钛、金属铝、金属钼、硼铁、金属钴、金属钨、镍钨合金、铌镍合金、钒铁、碳电极、中间合金中的一种或几种。

实施例7、一种可在850℃长时使用的镍基变形高温合金直径900mm轮盘锻件

本实施例制备一种可在850℃长时使用的镍基变形高温合金直径轮盘锻件，合金成分见表1实施例7。

合金轮盘锻件的制备工艺，如图3所示，包括如下步骤：

步骤1、冶炼采用三联工艺，真空感应熔炼+电渣重熔+真空自耗重熔，真空感应熔炼一次合金锭直径为355mm，电渣重熔合金锭直径为423mm，真空自耗重熔合金锭直径为508mm。真空感应熔炼包括以下步骤：按照合金的元素配比称取原材料，进行真空感应熔炼。真空感应熔炼过程包括抽空、熔炼期、精炼和出钢等几个步骤，抽空阶段真空度为20Pa，熔炼期熔炼期温度控制为1550℃，精炼期温度控制为1500℃，精炼阶段真空度4Pa，出钢温度控制为1480℃，出钢时充20000Pa氩气保护，浇铸完成后冷却2.5h后脱模冷却，得到一次合金锭。一次合金锭经机加工后制备成电渣重熔电极，该电渣重熔电极与结晶器的充填比为0.9，电渣配比为CaF2：CaO：MgO：Al2O3：TiO2＝65％：10％：0.5％：10％：0.5％，稳态熔速为5.0kg/min，二次合金锭熔炼完成后的冷却时间为0.5h，而后脱模冷却。二次合金锭经机加工后制备成电渣重熔电极，电极与结晶器的充填比为0.75，熔速1.0kg/min，三次合金锭熔炼完成后的冷却时间为1h，而后脱模冷却，得到合金锭。

步骤2、合金锭高温扩散均匀化退火包括升温，保温和冷却过程，升温速度控制为35℃/h，保温温度为1190℃，保温时间为50h，冷却速度控制为25℃/h。合金锭经均匀化退火后，经机加工后，加热至锻造温度保温后出炉锻造，锻前加热升温速度控制为35℃/h，保温温度为1170℃，保温时间为6h，锻造开坯过程包括镦粗和拔长，单火次锻造时间控制在1min～15min，超过15min后回炉保温2h，每次锻造前合金锭表面均包覆石棉进行保温，控制总锻比为15，得到棒材。

步骤3、根据轮盘锻件重量的140％切取棒材，棒材高径比控制为2.5，棒材经加热后镦粗制坯，锻前加热升温速度控制为35℃/h，保温温度为1110℃，保温时间为4h，镦粗变形量为40％，得到盘坯。盘坯经加热后进行模锻成型，锻前加热升温速度控制为35℃/h，保温温度为1120℃，保温时间为4h，模锻变形量为40％，模具加热温度为650℃，即可得到合金轮盘锻件。

步骤4、轮盘锻件经机加工进行热处理，热处理包括固溶处理，中间时效处理和时效处理，固溶处理制度为1180℃保温5h，中间时效处理制度为1050℃保温8h，时效处理制度为910℃保温20h。

在本实施例的一些实施方式中，所述的原材料可选自金属镍、金属铬或镍铬合金、金属钛、金属铝、金属钼、硼铁、金属钴、金属钨、镍钨合金、铌镍合金、钒铁、碳电极、中间合金中的一种或几种。

实施例8、一种可在850℃长时使用的镍基变形高温合金直径900mm轮盘锻件

本实施例制备一种可在850℃长时使用的镍基变形高温合金直径900mm轮盘锻件，合金成分见表1实施例8。

合金轮盘锻件的制备工艺，如图3所示，包括如下步骤：

步骤1、冶炼采用三联工艺，真空感应熔炼+电渣重熔+真空自耗重熔，真空感应熔炼一次合金锭直径为355mm，电渣重熔合金锭直径为423mm，真空自耗重熔合金锭直径为508mm。真空感应熔炼包括以下步骤：按照合金的元素配比称取原材料，进行真空感应熔炼。真空感应熔炼过程包括抽空、熔炼期、精炼和出钢等几个步骤，抽空阶段真空度为30Pa，熔炼期温度控制为1580℃，精炼期温度控制为1550℃，精炼阶段真空度5Pa，出钢温度控制为1480℃，出钢时充25000Pa氩气保护，浇铸完成后冷却3h后脱模冷却，得到一次合金锭。一次合金锭经机加工后制备成电渣重熔电极，该电渣重熔电极与结晶器的充填比为0.9，电渣配比为CaF2：CaO：MgO：Al2O3：TiO2＝75％：20％：5％：20％：5％，稳态熔速为4.0kg/min，二次合金锭熔炼完成后的冷却时间为6h，而后脱模冷却。二次合金锭经机加工后制备成电渣重熔电极，该电渣重熔电极与结晶器的充填比为0.87，熔速3.8kg/min，三次合金锭熔炼完成后的冷却时间为3h，而后脱模冷却，得到合金锭。

步骤2、合金锭高温扩散均匀化退火包括升温，保温和冷却过程，升温速度控制为20℃/h，保温温度为1180℃，保温时间为70h，冷却速度控制为5℃/h。合金锭经均匀化退火后，经机加工后，加热至锻造温度保温后出炉锻造，锻前加热升温速度控制为15℃/h，保温温度为1180℃，保温时间为6h，锻造开坯过程包括镦粗和拔长，单火次锻造时间控制在1min～10min，超过10min后回炉保温2h，每次锻造前合金锭表面均包覆石棉进行保温，控制总锻比为10，得到棒材。

步骤3、根据轮盘锻件重量的125％切取棒材，棒材高径比控制为2，棒材经加热后镦粗制坯，锻前加热升温速度控制为35℃/h，保温温度为1150℃，保温时间为6h，镦粗变形量为50％。盘坯经加热后进行模锻成型，锻前加热升温速度控制为40℃/h，保温温度为1100℃，保温时间为6h，模锻变形量为35％，模具加热温度为350℃，即可得到合金轮盘锻件。

步骤4、轮盘锻件经机加工进行热处理，热处理包括固溶处理，中间时效处理和时效处理，固溶处理制度为1160℃保温8h，中间时效处理制度为1100℃保温7h，时效处理制度为850℃保温32h。

在本实施例的一些实施方式中，所述的原材料可选自金属镍、金属铬或镍铬合金、金属钛、金属铝、金属钼、硼铁、金属钴、金属钨、镍钨合金、铌镍合金、钒铁、碳电极、中间合金中的一种或几种。

实施例9、一种可在850℃长时使用的镍基变形高温合金直径900mm轮盘锻件

本实施例制备一种可在850℃长时使用的镍基变形高温合金直径900mm轮盘锻件，合金成分见表1实施例9。

合金轮盘锻件的制备工艺，如图3所示，包括如下步骤：

步骤1、冶炼采用三联工艺，真空感应熔炼+电渣重熔+真空自耗重熔，真空感应熔炼一次合金锭直径为355mm，电渣重熔合金锭直径为423mm，真空自耗重熔合金锭直径为508mm。真空感应熔炼包括以下步骤：按照合金的元素配比称取原材料，进行真空感应熔炼。真空感应熔炼过程包括抽空、熔炼期、精炼和出钢等几个步骤，抽空阶段真空度为20Pa，熔炼期温度控制为1600℃，精炼期温度控制为1500℃，精炼阶段真空度4Pa，出钢温度控制为1480℃，出钢时充20000Pa氩气保护，浇铸完成后冷却3h后脱模冷却，得到一次合金锭。一次合金锭经机加工后制备成电渣重熔电极，电极与结晶器的充填比为0.8，电渣配比为CaF2：CaO：MgO：Al2O3：TiO2＝70％：15％：1％：15％：4％，稳态熔速为6.0kg/min，二次合金锭熔炼完成后的冷却时间为2h，而后脱模冷却。二次合金锭经机加工后制备成电渣重熔电极，该电渣重熔电极与结晶器的充填比为0.95，熔速5kg/min，三次合金锭熔炼完成后的冷却时间为3h，而后脱模冷却，得到合金锭。

步骤2、合金锭高温扩散均匀化退火包括升温，保温和冷却过程，升温速度控制为35℃/h，保温温度为1190℃，保温时间为50h，冷却速度控制为25℃/h。合金锭经均匀化退火后，经机加工后，加热至锻造温度保温后出炉锻造，锻前加热升温速度控制为35℃/h，保温温度为1170℃，保温时间为7h，锻造开坯过程包括镦粗和拔长，单火次锻造时间控制在1min～12min，超过12min后回炉保温3h，每次锻造前合金锭表面均包覆石棉进行保温，控制总锻比为17，得到棒材。

步骤3、根据轮盘锻件重量的115％切取棒材，棒材高径比控制为2，棒材经加热后镦粗制坯，锻前加热升温速度控制为40℃/h，保温温度为1120℃，保温时间为7h，镦粗变形量为60％。盘坯经加热后进行模锻成型，锻前加热升温速度控制为45℃/h，保温温度为1130℃，保温时间为3h，模锻变形量为60％，模具加热温度为650℃，即可得到合金轮盘锻件。

步骤4、轮盘锻件经机加工进行热处理，热处理包括固溶处理，中间时效处理和时效处理，固溶处理制度为1200℃保温3h，中间时效处理制度为1050℃保温4h，时效处理制度为900℃保温25h。

在本实施例的一些实施方式，本实施例制备一种可在850℃长时使用的镍基变形高温合金直径900mm轮盘锻件还包括杂质元素，在所述的杂质元素中，P＝0.015％、Mn＝0.5％、Si＝0.5％、S＝0.015％、O＝0.005％、N＝0.01％、Ag＝0.005％、Ca＝0.01％、Sn＝0.01％、Pb＝0.001％，Cu＝0.5％、Ta＝0.5％、V＝0.5％。

在本实施例的一些实施方式，本实施例制备一种可在850℃长时使用的镍基变形高温合金直径900mm轮盘锻件还包括杂质元素，在所述的杂质元素中，P＝0.001％、Mn＝0.1％、Si＝0.2％、S＝0.003％、O＝0.001％、N＝0.0021％、Ag＝0.003％、Ca＝0.0011％、Sn＝0.001％、Pb＝0，Cu＝0、Ta＝0、V＝0。

在本实施例的一些实施方式中，所述的原材料可选自金属镍、金属铬或镍铬合金、金属钛、金属铝、金属钼、硼铁、金属钴、金属钨、镍钨合金、铌镍合金、钒铁、碳电极、中间合金中的一种或几种。

实施例10、一种可在850℃长时使用的镍基变形高温合金直径600mm轮盘锻件

本实施例制备一种可在850℃长时使用的镍基变形高温合金直径600mm轮盘锻件，合金成分见表1实施例10。

合金轮盘锻件的制备工艺，如图3所示，包括如下步骤：

步骤1、冶炼采用三联工艺，真空感应熔炼+电渣重熔+真空自耗重熔，真空感应熔炼一次合金锭直径为355mm，电渣重熔合金锭直径为423mm，真空自耗重熔合金锭直径为508mm。真空感应熔炼包括以下步骤：按照合金的元素配比称取原材料，进行真空感应熔炼。真空感应熔炼过程包括抽空、熔炼期、精炼和出钢等几个步骤，抽空阶段真空度为30Pa，熔炼期温度控制为1580℃，精炼期温度控制为1550℃，精炼阶段真空度5Pa，出钢温度控制为1400℃，出钢时充30000Pa氩气保护，浇铸完成后冷却3h后脱模冷却，得到一次合金锭。一次合金锭经机加工后制备成电渣重熔电极，电极与结晶器的充填比为0.75，电渣配比为CaF2：CaO：MgO：Al2O3：TiO2＝68％：14％：2％：14％：2％，稳态熔速为5.0kg/min，二次合金锭熔炼完成后的冷却时间为6h，而后脱模冷却。二次合金锭经机加工后制备成电渣重熔电极，该电渣重熔电极与结晶器的充填比为0.87，熔速3.8kg/min，三次合金锭熔炼完成后的冷却时间为2h，而后脱模冷却，得到合金锭。

步骤2、合金锭高温扩散均匀化退火包括升温，保温和冷却过程，升温速度控制为15℃/h，保温温度为1170℃，保温时间为70h，冷却速度控制为10℃/h。合金锭经均匀化退火后，经机加工后，加热至锻造温度保温后出炉锻造，锻前加热升温速度控制为30℃/h，保温温度为1090℃，保温时间为5h，锻造开坯过程包括镦粗和拔长，单火次锻造时间控制在1min～12min，超过12min后回炉保温3h，每次锻造前合金锭表面均包覆石棉进行保温，控制总锻比为8，得到棒材。

步骤3、根据轮盘锻件重量的145％切取棒材，棒材高径比控制为2.5，棒材经加热后镦粗制坯，锻前加热升温速度控制为35℃/h，保温温度为1150℃，保温时间为4h，镦粗变形量为50％。盘坯经加热后进行模锻成型，锻前加热升温速度控制为35℃/h，保温温度为1100℃，保温时间为4h，模锻变形量为35％，模具加热温度为350℃，即可得到合金轮盘锻件。

步骤4、轮盘锻件经机加工进行热处理，热处理包括固溶处理，中间时效处理和时效处理，固溶处理制度为1160℃保温8h，中间时效处理制度为1100℃保温10h，时效处理制度为850℃保温30h。

在本实施例中，本实施例制备一种可在850℃长时使用的镍基变形高温合金直径600mm轮盘锻件还包括杂质元素，在所述的杂质元素中，P＝0.010％、Mn＝0.15％、Si＝0.15％、S＝0.005％、O＝0.002％、N＝0.005％、Ag＝0.0005％、Ca＝0.005％、Sn＝0.005％、Pb＝0.0005％，Cu＝0.1％、Ta＝0.1％、V＝0.1％。

在本实施例中，本实施例制备一种可在850℃长时使用的镍基变形高温合金直径600mm轮盘锻件还包括杂质元素，在所述的杂质元素中，P＝0.010％、Mn＝0.102％、Si＝0.10％、S＝0.001％、O＝0.001％、N＝0.00015％、Ag＝0.0001％、Ca＝0.0015％、Sn＝0、Pb＝0.0，Cu＝0.01％、Ta＝0.01％、V＝0.02％。

在本实施例的一些实施方式中，所述的原材料可选自金属镍、金属铬或镍铬合金、金属钛、金属铝、金属钼、硼铁、金属钴、金属钨、镍钨合金、铌镍合金、钒铁、碳电极、中间合金中的一种或几种。

实施例11、一种可在850℃长时使用的镍基变形高温合金直径600mm轮盘锻件

本实施例制备一种可在850℃长时使用的镍基变形高温合金直径600mm轮盘锻件，合金成分见表1实施例10。

与实施例10的不同之处在于：在合金轮盘锻件的制备工艺的步骤1中，如果所述的一次合金锭为直径小于500mm的合金锭，对所述的一次合金锭的处理工艺将变更为：将所述的一次合金锭直接进行真空自耗重熔，得到合金锭。

合金轮盘锻件的制备工艺如下：

冶炼采用双联工艺，真空感应熔炼+真空自耗重熔，真空感应熔炼一次合金锭直径为355mm，真空自耗重熔合金锭直径为430mm。真空感应熔炼包括以下步骤：按照合金的元素配比称取原材料，金属原材料包括：金属镍、金属铬或镍铬合金、金属钛、金属铝、金属钼、硼铁、金属钴、金属钨、镍钨合金、铌镍合金、钒铁、碳电极、中间合金等。真空感应熔炼过程包括抽空、化料熔炼熔炼期期、精炼和出钢等几个步骤，抽空阶段真空度为70Pa，熔化期熔炼期温度控制为1580℃，精炼期温度控制为1550℃，精炼阶段真空度5Pa，出钢温度控制为1500℃，出钢时充15000Pa氩气保护，浇铸完成后冷却2h后脱模冷却，得到一次合金锭。一次合金锭经机加工后制备成自耗重熔电极，该自耗重熔电极与结晶器的充填比为0.8，熔速2.5kg/min，三次合金锭熔炼完成后的冷却时间为2h，而后脱模冷却，得到合金锭。

合金锭高温扩散均匀化退火包括升温，保温和冷却过程，升温速度控制为45℃/h，保温温度为1210℃，保温时间为40h，冷却速度控制为25℃/h。合金锭经均匀化退火后，经机加工后，加热至锻造温度保温后出炉锻造，锻前加热升温速度控制为45℃/h，保温温度为1160℃，保温时间为4h，锻造开坯过程包括镦粗和拔长，单火次锻造时间超过15min后回炉保温2h，每次锻造前合金锭表面均包覆石棉进行保温，控制总锻比为10，得到棒材。

根据轮盘锻件重量切120％重量的棒材，棒材高径比控制为2.5，棒材经加热后镦粗制坯，锻前加热升温速度控制为35℃/h，保温温度为1120℃，保温时间为4h，镦粗变形量为40％。盘坯经加热后进行模锻成型，锻前加热升温速度控制为35℃/h，保温温度为1120℃，保温时间为4h，模锻变形量为40％，模具加热温度为650℃，得到轮盘锻件。

轮盘锻件经机加工进行热处理，热处理包括固溶处理，中间时效处理和时效处理，固溶处理制度为1180℃保温5h，中间时效处理制度为1050℃保温4h，时效处理制度为910℃保温12h。

在本实施例的一些实施方式，本实施例制备一种可在850℃长时使用的镍基变形高温合金直径600mm轮盘锻件还包括杂质元素，在所述的杂质元素中，P＝0.015％、Mn＝0.5％、Si＝0.5％、S＝0.015％、O＝0.005％、N＝0.01％、Ag＝0.005％、Ca＝0.01％、Sn＝0.01％、Pb＝0.001％，Cu＝0.5％、Ta＝0.5％、V＝0.5％。

在本实施例的一些实施方式，本实施例制备一种可在850℃长时使用的镍基变形高温合金直径600mm轮盘锻件还包括杂质元素，在所述的杂质元素中，P＝0.001％、Mn＝0.1％、Si＝0.2％、S＝0.003％、O＝0.001％、N＝0.0021％、Ag＝0.003％、Ca＝0.0011％、Sn＝0.001％、Pb＝0，Cu＝0、Ta＝0、V＝0。

实施例12、一种可在850℃长时使用的镍基变形高温合金直径600mm轮盘锻件

本实施例制备一种可在850℃长时使用的镍基变形高温合金直径600mm轮盘锻件，合金成分见表1实施例5。

与实施例5的不同之处在于：在合金轮盘锻件的制备工艺的步骤1中，如果所述的一次合金锭为直径小于500mm的合金锭，对所述的一次合金锭的处理工艺将变更为：将所述的一次合金锭直接进行真空自耗重熔，得到合金锭。

其它实施工艺与实施例5相同。

在本实施例的一些实施方式，本实施例制备一种可在850℃长时使用的镍基变形高温合金直径600mm轮盘锻件还包括杂质元素，在所述的杂质元素中，P＝0.015％、Mn＝0.5％、Si＝0.5％、S＝0.015％、O＝0.005％、N＝0.01％、Ag＝0.005％、Ca＝0.01％、Sn＝0.01％、Pb＝0.001％，Cu＝0.5％、Ta＝0.5％、V＝0.5％。

在本实施例的一些实施方式，本实施例制备一种可在850℃长时使用的镍基变形高温合金直径600mm轮盘锻件还包括杂质元素，在所述的杂质元素中，P＝0.001％、Mn＝0.1％、Si＝0.2％、S＝0.003％、O＝0.001％、N＝0.0021％、Ag＝0.003％、Ca＝0.0011％、Sn＝0.001％、Pb＝0，Cu＝0、Ta＝0、V＝0。

实施例13、一种可在850℃长时使用的镍基变形高温合金直径600mm轮盘锻件

本实施例制备一种可在850℃长时使用的镍基变形高温合金直径600mm轮盘锻件，合金成分见表1实施例6。

与实施例6的不同之处在于：在合金轮盘锻件的制备工艺的步骤1中，如果所述的一次合金锭为直径小于500mm的合金锭，对所述的一次合金锭的处理工艺将变更为：将所述的一次合金锭直接进行真空自耗重熔，得到合金锭。

其它实施工艺与实施例6相同。

在本实施例的一些实施方式，本实施例制备一种可在850℃长时使用的镍基变形高温合金直径600mm轮盘锻件还包括杂质元素，在所述的杂质元素中，P＝0.015％、Mn＝0.5％、Si＝0.5％、S＝0.015％、O＝0.005％、N＝0.01％、Ag＝0.005％、Ca＝0.01％、Sn＝0.01％、Pb＝0.001％，Cu＝0.5％、Ta＝0.5％、V＝0.5％。

在本实施例的一些实施方式，本实施例制备一种可在850℃长时使用的镍基变形高温合金直径600mm轮盘锻件还包括杂质元素，在所述的杂质元素中，P＝0.001％、Mn＝0.1％、Si＝0.2％、S＝0.003％、O＝0.001％、N＝0.0021％、Ag＝0.003％、Ca＝0.0011％、Sn＝0.001％、Pb＝0，Cu＝0、Ta＝0、V＝0。

实施例14、一种可在850℃长时使用的镍基变形高温合金直径600mm轮盘锻件

本实施例制备一种可在850℃长时使用的镍基变形高温合金直径600mm轮盘锻件，合金成分见表1实施例7。

与实施例7的不同之处在于：在合金轮盘锻件的制备工艺的步骤1中，如果所述的一次合金锭为直径小于500mm的合金锭，对所述的一次合金锭的处理工艺将变更为：将所述的一次合金锭直接进行真空自耗重熔，得到合金锭。

其它实施工艺与实施例7相同。

在本实施例的一些实施方式，本实施例制备一种可在850℃长时使用的镍基变形高温合金直径600mm轮盘锻件还包括杂质元素，在所述的杂质元素中，P＝0.015％、Mn＝0.5％、Si＝0.5％、S＝0.015％、O＝0.005％、N＝0.01％、Ag＝0.005％、Ca＝0.01％、Sn＝0.01％、Pb＝0.001％，Cu＝0.5％、Ta＝0.5％、V＝0.5％。

在本实施例的一些实施方式，本实施例制备一种可在850℃长时使用的镍基变形高温合金直径600mm轮盘锻件还包括杂质元素，在所述的杂质元素中，P＝0.001％、Mn＝0.1％、Si＝0.2％、S＝0.003％、O＝0.001％、N＝0.0021％、Ag＝0.003％、Ca＝0.0011％、Sn＝0.001％、Pb＝0，Cu＝0、Ta＝0、V＝0。

实施例15、一种可在850℃长时使用的镍基变形高温合金直径600mm轮盘锻件

本实施例制备一种可在850℃长时使用的镍基变形高温合金直径600mm轮盘锻件，合金成分见表1实施例8。

与实施例8的不同之处在于：在合金轮盘锻件的制备工艺的步骤1中，如果所述的一次合金锭为直径小于500mm的合金锭，对所述的一次合金锭的处理工艺将变更为：将所述的一次合金锭直接进行真空自耗重熔，得到合金锭。

其它实施工艺与实施例8相同。

在本实施例的一些实施方式，本实施例制备一种可在850℃长时使用的镍基变形高温合金直径600mm轮盘锻件还包括杂质元素，在所述的杂质元素中，P＝0.015％、Mn＝0.5％、Si＝0.5％、S＝0.015％、O＝0.005％、N＝0.01％、Ag＝0.005％、Ca＝0.01％、Sn＝0.01％、Pb＝0.001％，Cu＝0.5％、Ta＝0.5％、V＝0.5％。

在本实施例的一些实施方式，本实施例制备一种可在850℃长时使用的镍基变形高温合金直径600mm轮盘锻件还包括杂质元素，在所述的杂质元素中，P＝0.001％、Mn＝0.1％、Si＝0.2％、S＝0.003％、O＝0.001％、N＝0.0021％、Ag＝0.003％、Ca＝0.0011％、Sn＝0.001％、Pb＝0，Cu＝0、Ta＝0、V＝0。

实施例16、一种可在850℃长时使用的镍基变形高温合金直径600mm轮盘锻件

本实施例制备一种可在850℃长时使用的镍基变形高温合金直径600mm轮盘锻件，合金成分见表1实施例9。

与实施例9的不同之处在于：在合金轮盘锻件的制备工艺的步骤1中，如果所述的一次合金锭为直径小于500mm的合金锭，对所述的一次合金锭的处理工艺将变更为：将所述的一次合金锭直接进行真空自耗重熔，得到合金锭。

其它实施工艺与实施例9相同。

在本实施例的一些实施方式，本实施例制备一种可在850℃长时使用的镍基变形高温合金直径600mm轮盘锻件还包括杂质元素，在所述的杂质元素中，P＝0.015％、Mn＝0.5％、Si＝0.5％、S＝0.015％、O＝0.005％、N＝0.01％、Ag＝0.005％、Ca＝0.01％、Sn＝0.01％、Pb＝0.001％，Cu＝0.5％、Ta＝0.5％、V＝0.5％。

在本实施例的一些实施方式，本实施例制备一种可在850℃长时使用的镍基变形高温合金直径600mm轮盘锻件还包括杂质元素，在所述的杂质元素中，P＝0.001％、Mn＝0.1％、Si＝0.2％、S＝0.003％、O＝0.001％、N＝0.0021％、Ag＝0.003％、Ca＝0.0011％、Sn＝0.001％、Pb＝0，Cu＝0、Ta＝0、V＝0。

实施例17、性能测定实验

从实施例1至16中任一实施例得到的一种850℃以上使用的镍基变形高温合金，经发明人检测分析发现，该类镍基变形高温合金是以Ni-Co-Cr元素为基体组元，形成稳定的γ奥氏体基体，以共格析出的γ′相为主要强化相，添加了高含量的γ′相形成元素Al、Ti、Nb，γ′相的质量百分含量最高达达到55～65％，添加高含量的W、Mo元素进行固溶强化，同时添加加入适量的B、Zr、Ce、Mg进行微合金化以改善晶界性能，合金中析出MC型、M6C型和M23C6型碳化物，MB2、M3B2型硼化物等第二相进行复合强化，实施例1所得的镍基变形高温合金的该部分技术效果如如图1所示，其它实施例所得的镍基变形高温合金的该部分技术效果雷同。

参照GB/T228.2金属材料拉伸试验第2部分高温试验方法开展的检测。结果表明，在850℃条件下，从实施例1至16中任一实施例得到的合金的拉伸抗拉强度可达850MPa以上，屈服强度可达700MPa以上。参照GB/T2039金属拉伸蠕变及持久试验方法进行检测，结果表明，从实施例1至16中任一实施例得到的合金在350MPa下的持久寿命大于100h。

从实施例1至16中任一实施例得到的镍基变形高温合金，经在室温650～900℃温度范围内长期时效5000h以上，且析出有害相μ相的含量不超过1％，实施例1所得的镍基变形高温合金的该部分技术效果如如图2所示，其它实施例所得的镍基变形高温合金的该部分技术效果雷同，综上可看出，本发明得到的合金能够作为850℃长时使用的轮盘材料。

从实施例1至16中任一实施例得到的的镍基变形高温合金，其主要强化相γ′相的化学组成为(Ni，Co)₃(Al，Ti，Nb)，含有一定量的Nb元素后γ′相在热加工过程中更为稳定，在自由锻造条件下锻造开坯过程中γ′相的析出速度慢，避免了应变时效析出造成的钢锭热塑性劣化的问题，使合金具备足够的热塑性，可实现自由锻造开坯。

从实施例1至16中任一实施例得到的的镍基变形高温合金，采用本发明提供的冶炼、锻造开坯、锻造成型和热处理工艺可以制备处直径100～1200mm的轮盘锻件，采用现有常规设备可以实现工业化生产，具有良好的铸-锻工艺性能。

综上所述，本发明实施例1至16中任一实施例得到的可在850℃及以上温度长时使用的镍基变形高温合金轮盘材料，通过合理的成分设计和制备方法能够制备直径100～1200mm的轮盘锻件，在850℃条件下具有优异的拉伸和持久性能，且长时组织稳定性良好，而且具备可工业化批量生产的能力。

对比例1、一种可在850℃长时使用的镍基变形高温合金直径900mm轮盘锻件

本对比例制备一种可在850℃长时使用的镍基变形高温合金直径900mm轮盘锻件，合金成分见表1对比例1，与实施例3相比B、Zr、Ce、Mg等微量元素含量更低。

合金轮盘锻件的制备工艺如下：

冶炼采用双联工艺，真空感应熔炼+真空自耗重熔，真空感应熔炼一次合金锭直径为355mm，电渣重熔合金锭直径为440mm，真空自耗重熔合金锭直径为508mm。真空感应熔炼包括以下步骤：按照合金的元素配比称取原材料，金属原材料包括：金属镍、金属铬或镍铬合金、金属钛、金属铝、金属钼、硼铁、金属钴、金属钨、镍钨合金、铌镍合金、钒铁、碳电极、返回料等。真空感应熔炼过程包括抽空、熔炼期、精炼和出钢等几个步骤，抽空阶段真空度为20Pa，熔炼期温度控制为1550℃，精炼期温度控制为1500℃，精炼阶段真空度4Pa，出钢温度控制为1480℃，出钢时充20000Pa氩气保护，浇铸完成后冷却3h后脱模冷却，得到一次合金锭。一次合金锭经机加工后制备成自耗重熔电极，电极与结晶器的充填比为0.85，熔速3.5kg/min，三次合金锭熔炼完成后的冷却时间为2h，而后脱模冷却，得到合金锭。

合金锭高温扩散均匀化退火包括升温，保温和冷却过程，升温速度控制为35℃/h，保温温度为1190℃，保温时间为50h，冷却速度控制为25℃/h。合金锭经均匀化退火后，经机加工后，加热至锻造温度保温后出炉锻造，锻前加热升温速度控制为35℃/h，保温温度为1170℃，保温时间为6h，锻造开坯过程包括镦粗和拔长，单火次锻造时间超过15min后回炉保温2h，每次锻造前合金锭表面均包覆石棉进行保温，控制总锻比为15，得到棒材。

根据轮盘锻件重量切取适当长度的棒材，棒材高径比控制为2.5，棒材经加热后镦粗制坯，锻前加热升温速度控制为35℃/h，保温温度为1120℃，保温时间为4h，镦粗变形量为40％。盘坯经加热后进行模锻成型，锻前加热升温速度控制为35℃/h，保温温度为1120℃，保温时间为4h，模锻变形量为40％，模具加热温度为650℃，得到轮盘锻件。

轮盘锻件经机加工进行热处理，热处理包括固溶处理，中间时效处理和时效处理，固溶处理制度为1180℃保温5h，中间时效处理制度为1050℃保温4h，时效处理制度为910℃保温12h。

针对对比例1制备的合金棒材在低倍检查中，发现了黑斑冶金缺陷，且在锻造开坯过程中开裂明显，开裂倾向大于实施例3。

对比例2一种可在850℃长时使用的镍基变形高温合金直径900mm轮盘锻件

本对比例制备一种可在850℃长时使用的镍基变形高温合金直径900mm轮盘锻件，合金成分见表1对比例2，与实施例3相比，调高了Mo含量、调低了W含量，增加了Fe含量。

合金轮盘锻件的制备工艺如下：

冶炼采用双联工艺，真空感应熔炼+电渣重熔+真空自耗重熔，真空感应熔炼一次合金锭直径为355mm，电渣重熔合金锭直径为423mm，真空自耗重熔合金锭直径为508mm。真空感应熔炼包括以下步骤：按照合金的元素配比称取原材料，金属原材料包括：金属镍、金属铬或镍铬合金、金属钛、金属铝、金属钼、硼铁、金属钴、金属钨、镍钨合金、铌镍合金、钒铁、碳电极、返回料等。真空感应熔炼过程包括抽空、熔炼期、精炼和出钢等几个步骤，抽空阶段真空度为20Pa，熔炼期温度控制为1550℃，精炼期温度控制为1500℃，精炼阶段真空度4Pa，出钢温度控制为1480℃，出钢时充20000Pa氩气保护，浇铸完成后冷却3h后脱模冷却，得到一次合金锭。一次合金锭经机加工后制备成电渣重熔电极，电极与结晶器的充填比为0.8，电渣配比为CaF2：CaO：MgO：Al2O3：TiO2＝65％：15％：1％：15％：4％，稳态熔速为5.0kg/min，二次合金锭熔炼完成后的冷却时间为2h，而后脱模冷却。二次合金锭经机加工后制备成电渣重熔电极，电极与结晶器的充填比为0.83，熔速2.8kg/min，三次合金锭熔炼完成后的冷却时间为2h，而后脱模冷却，得到合金锭。

合金锭高温扩散均匀化退火包括升温，保温和冷却过程，升温速度控制为35℃/h，保温温度为1190℃，保温时间为50h，冷却速度控制为25℃/h。合金锭经均匀化退火后，经机加工后，加热至锻造温度保温后出炉锻造，锻前加热升温速度控制为35℃/h，保温温度为1170℃，保温时间为6h，锻造开坯过程包括镦粗和拔长，单火次锻造时间超过15min后回炉保温2h，每次锻造前合金锭表面均包覆石棉进行保温，控制总锻比为15，得到棒材。

根据轮盘锻件重量切取适当长度的棒材，棒材高径比控制为2.5，棒材经加热后镦粗制坯，锻前加热升温速度控制为35℃/h，保温温度为1120℃，保温时间为4h，镦粗变形量为40％。盘坯经加热后进行模锻成型，锻前加热升温速度控制为35℃/h，保温温度为1120℃，保温时间为4h，模锻变形量为40％，模具加热温度为650℃，得到轮盘锻件。

轮盘锻件经机加工进行热处理，热处理包括固溶处理，中间时效处理和时效处理，固溶处理制度为1180℃保温5h，中间时效处理制度为1050℃保温4h，时效处理制度为910℃保温12h。

本对比例制备的合金轮盘锻件取试样进行高温长时组织稳定性测试，试样经850℃长时时效3000h后，发现析出了较多的有害相σ相、μ相析出，850℃长时组织稳定性较差。

对比例3和其它现有技术的对比分析

为研究现有技术是否对本发明的技术有促进作用，发明人进行了以下专利的技术工艺的试验：

试验结果表明，对比专利CN110241331A合金同样为高合金化的镍基高温合金，其成分配比与本发明合金相似，该专利合金采用粉末冶金工艺制造。但发明人经试验对比发现，与本发明合金相比Ti元素含量高、W元素含量低，添加了Hf、Ta等合金元素。对于采用铸-锻工艺生产的变形高温合金，Ti元素是易偏析元素，高含量的Ti元素会增大真空自耗重熔过程中点偏缺陷的形成几率；Hf元素是极易氧化元素，在熔铸过程中极易氧化为HfO2颗粒，混入熔池中会对钢锭的纯净度造成不利影响。

同样地，对比试验结果表明，对比专利CN110205523A同样为高合金化的镍基高温合金，其成分配比与本发明合金相似，该专利合金采用粉末冶金工艺制造。与本发明合金相比W元素含量低、Mo元素含量高，Mo高后不利于合金在850℃的热稳定性，易析出有害的μ相；该合金同样加入了Hf元素，不适合于采用铸-锻工艺生产。

同样地，对比试验结果表明，对比专利CN108441705A同样为高合金化的镍基高温合金，其成分配比与本发明合金相似，该专利合金采用铸-锻工艺制造。与本发明合金相比W元素含量低、Cr元素含量高，固溶强化效果差，组织稳定性不理想，无法满足850℃的使用需求；该合金中同样加入了少量的Hf元素，对于采用铸-锻工艺生产会有较大的氧化物夹杂风险。

同样地，对比试验结果表明，对比专利CN108425037A同样为高合金化的镍基高温合金，其成分配比与本发明合金相似，该专利合金采用粉末冶金工艺制造。与本发明合金相比，Ti元素含量高，Ti元素增大了冶金缺陷的形成风险，且加入了昂贵的Ta元素进行强化，无法达到本发明旨在开发一种可采用铸-锻工艺生产的低成本合金的目标。

同样地，对比试验结果表明，对比专利CN108315599A同样为高合金化的镍基高温合金，其成分配比与本发明合金相似，该专利合金采用铸-锻工艺制造。与本发明合金相比，W元素含量低，加入了大量的Nb元素和Fe元素，Nb元素是偏析倾向十分强的元素，含量过程容易形成黑斑缺陷，高含量的Fe元素会造成合金在高温下使用容易析出有害的σ相，因此无法满足850℃高温条件下的使用需求。

同样地，对比试验结果表明，对比专利CN107760926A同样为高合金化的镍基高温合金，其成分配比与本发明合金相似，该专利合金采用铸造工艺制造。与本发明合金相比，Co含量低，不利于合金的组织稳定性和锻造工艺性能；此外，不添加Mg、Zr、Ce等晶界有益微量元素，不适合于具有等轴晶粒的变形高温合金性能改善。

以上所述，仅为本发明较佳的具体实施方式，但本发明的保护范围并不局限于此，任何熟悉本技术领域的技术人员在本发明揭露的技术范围内，可轻易想到的变化或替换，都应涵盖在本发明的保护范围内。

Claims (2)

1.一种高铝含量的镍基变形高温合金，其特征在于，成分配比以质量百分比计，所述的镍基变形高温合金包括：C：0.01~0.06%，W：6.5~7.5%，Cr：8.0~10.0%，Mo：2.0~3.2%，Co：15.0~16.5%，Ti：1.2~1.8%，Al：4.5~5.2%，Nb：1.2~1.8%，Zr：0.005~0.03%，Mg：0.005~0.03%；Ce：0.001~0.03%，B：0.005~0.03%，Fe：0.01~1.2%，余量为Ni；所述的镍基变形高温合金还包括杂质元素，在所述的杂质元素中，P≤0.010%、Mn≤0.15%、Si≤0.15%、S≤0.005%、O≤0.002%、N≤0.005%、Ag≤0.0005%、Ca≤0.005%、Sn≤0.005%、Pb≤0.0005%，Cu≤0.1%、Ta≤0.1%、V≤0.1%；

所述的镍基变形高温合金以γ奥氏体为基体，强化相γ′相的质量百分含量达到55～65%，所述的强化相的化学组成为(Ni，Co) ₃ (Al，Ti，Nb)；

所述的镍基变形高温合金还包括第二相，所述的第二相包括：MC型碳化物、M6C型碳化物、M23C6型碳化物、MB2型硼化物、M3B2型硼化物；

高铝含量的镍基变形高温合金的制备方法，包括如下步骤：

步骤1：采用真空感应熔炼将金属原材料成分熔炼为一次合金锭，再经电渣重熔精炼为二次合金锭，再经真空自耗重熔精炼为三次合金锭，得到合金锭；

步骤2：将步骤1所得的合金锭经高温扩散均匀化退火后，再加热锻造开坯成棒材；

步骤3：将步骤2所得的棒材经制坯和模锻成型，得到合金轮盘锻件；

步骤4：将步骤3所得的合金轮盘锻件经热处理后，得到850℃长时使用的镍基变形高温合金轮盘锻件；

步骤1中所述的真空感应熔炼包括的处理工艺为：抽空、熔炼期、精炼和出钢；在所述的抽空的处理工艺中，真空度为10~100Pa；在所述的熔炼期的处理工艺中，温度控制为1300℃-1650℃；在所述的精炼的处理工艺中，温度控制为1400℃~1600℃，真空度1~20Pa；在所述的出钢的处理工艺中，温度控制为1420℃-1590℃，且需充10000~50000Pa氩气保护，浇铸完成后冷却0.5h~3h后脱模冷却，得到一次合金锭；

将所述的一次合金锭制备成I电渣重熔电极，所述的I电渣重熔电极与结晶器的充填比为0.75~0.9；在电渣重熔过程中，采用的电渣的组分配比为CaF₂：CaO：MgO：Al₂O₃：TiO₂=65~75%：10~20%：0.5~5%：10~20%：0.5~5%，稳态熔速为1.0~6.0kg/min，所述的二次合金锭熔炼完成后的冷却时间为0.5h~6h，而后脱模冷却；

将所述的二次合金锭制备成II电渣重熔电极，所述的II电渣重熔电极与结晶器的充填比为0.75~0.95，熔速1.0~5.0kg/min，三次合金锭熔炼完成后的冷却时间为0.5h~3h，而后脱模冷却；

在步骤2中，所述的高温扩散均匀化退火包括升温，保温和冷却过程；所述的升温速度控制为15～60℃/h，所述的保温的温度为1150～1250℃，所述的保温的时间为24～72h，所述的冷却的速度控制为5～55℃/h；

所述的步骤2还包括：所述的步骤1所得的合金锭经均匀化退火后，加热至锻造温度保温后出炉锻造，锻前加热升温速度控制为15～60℃/h，保温温度为1050℃～1180℃，保温时间为2h～8h，锻造开坯过程包括镦粗和拔长，单火次锻造时间5～30min后回炉保温1～6h，控制总锻比为5～20，得到棒材；

步骤3还包括：根据轮盘锻件的重量切取步骤2所得的棒材，得到切取棒材；所述的切取棒材的重量为轮盘锻件的重量的110～150％，所述的切取棒材的高径比控制在1.5～3.0之间，所述的切取棒材经加热后镦粗制坯，锻前加热升温速度控制为20～50℃/h，保温温度为1000℃～1150℃，保温时间为2～8h，镦粗变形量为30～70％，得到盘坯；

所述的盘坯经加热后进行模锻成型，锻前加热升温速度控制为20～50℃/h，保温温度为950℃～1150℃，保温时间为2～8h，模锻变形量为30～70％，模具加热温度为300～1050℃；

在所述的步骤4中，将步骤3所得的轮盘锻件经机加工进行热处理，所述的热处理包括固溶处理、中间时效处理和时效处理，所述的固溶处理的方法为1150～1220℃保温2～10h，所述的中间时效处理的方法为1000～1150℃保温2～10h，所述的时效处理的方法为760℃～920℃保温8～32h。

2.根据权利要求1所述的镍基变形高温合金，其特征在于，在所述的镍基变形高温合金中，γ′相含量的质量百分数为55~65%，在650~900℃温度范围内长期时效5000h以上，且析出有害相μ相的含量不超过1%。

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