CN110102570B - 高温合金盘条及其高线轧制方法 - Google Patents
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Abstract
本发明揭示了一种高温合金盘条及其高线轧制方法。所述高线轧制方法包括：坯料准备：坯料设计为GH2132高温合金；加热处理：预热阶段温度960~1000℃，加热阶段温度1120~1170℃，均热阶段温度1200~1230℃；高速轧制：每个道次的压下量≤30%，最高轧速30~60m/s；控制冷却：冷速20~25℃/s。本发明不但实现了盘重大于1.5吨的GH2132高温合金盘条的高线轧制，且避免了有害相析出、轧制力过大造成的一系列缺陷和安全问题，盘条抗拉强度600~800MPa，断面收缩率≥50%，晶粒度均能达到8.3~9.3级，解决了GH2132高温合金盘条因盘重和轧制效率导致的应用受限的问题。
Description
技术领域
本发明属于钢铁冶炼技术领域，涉及一种高温合金盘条及其高线轧制方法，尤其是一种GH2132高温合金盘条及其高线轧制方法。
背景技术
现代高温合金，包括铁基、镍基、钴基高温合金，其中GH2132是我国试制的铁基时效沉淀硬化型高温合金，该合金在苏系或俄系材料中没有相应牌号，是通过仿制美系发动机而试制的材料，相当于美系A286高温合金。该材料在650 ℃以下具有高的屈服强度和持久、蠕变强度，并具有较好的加工塑性和满意的焊接性能，在国内已在航空领域获得较为广泛的应用，适合制造在650 ℃以下长期工作的航空发动机高温承力部件，如涡轮盘、压气机盘、转子叶片和高温紧固件等。
从化学组分上来讲，GH2132高温合金为Fe-25Ni-15Cr基高温合金，加入钼、钛、铝、钒及微量硼综合强化, 含有种类众多的合金元素，其中Ni含量较大并且含有Ti、V、B、Al等元素，能显著提升合金强度，但也使得难以采用高线轧制方法制备GH2132高温合金盘条，尤其是盘重大于1.5吨的GH2132高温合金盘条，这就大大限制了GH2132高温合金的生产效率和应用。
发明内容
本发明的目的在于提供一种高温合金盘条的高线轧制方法以及采用该方法制得的高温合金盘条，尤其是一种GH2132高温合金盘条。
为实现上述目的之一，本发明一实施方式提供了一种高温合金盘条的高线轧制方法，所述高线轧制方法包括依序执行的以下步骤：
坯料准备：所述坯料设计为GH2132高温合金；
加热处理：分预热、加热、均热三个阶段对所述坯料进行处理，所述预热阶段的温度为960~1000℃，所述加热阶段的温度为1120~1170℃，所述均热阶段的温度1200~1230℃；
高速轧制：分若干道次进行轧制，每个道次的压下量≤30%，最高轧速为30~60m/s；
控制冷却：冷速为20~25℃/s。
作为本发明一实施方式的进一步改进，所述GH2132高温合金的成分设计中按照重量百分比计包括：C:≤0.08%，Si:≤1.0%，Mn:1.0~2.0%，Cr:13.5~16.0%，Ni:24.0~27.0%,Mo:1.0~1.5%，Ti:1.75~2.30%，V:0.1~0.5%，B:0.001~0.010%，Al:≤0.4%，P:≤0.03%，S:≤0.02%，余量为铁及不可避免的杂质。
作为本发明一实施方式的进一步改进，在所述坯料准备步骤中，所述坯料设计为截面尺寸呈120×120mm~160×160mm的方坯；
在所述坯料准备步骤中，所述坯料的表面修磨平整，无氧化皮和表面裂纹。
作为本发明一实施方式的进一步改进，所述预热阶段的温度为960~970℃或970~980℃或980~1000℃；所述加热阶段的温度为1120~1150℃或1130~1160℃或1140~1170℃；所述均热阶段的温度为1200~1210℃或1200~1220℃或1220~1230℃。
作为本发明一实施方式的进一步改进，在所述加热处理步骤中，所述坯料的在炉时间为2~4小时。
作为本发明一实施方式的进一步改进，在所述加热处理步骤中，炉内残氧量为3~5%。
作为本发明一实施方式的进一步改进，在所述高速轧制步骤中，分6~8道次粗轧，6道次中轧，4道次预精轧，8~10道次精轧四个阶段，并通过调节除鳞水、辊道冷却水、导位冷却、水冷水箱水量均匀控制开轧温度、精轧温度、吐丝温度。
作为本发明一实施方式的进一步改进，所述开轧温度为1060~1100℃，所述精轧温度为960~1000℃，所述吐丝温度为940~960℃。
作为本发明一实施方式的进一步改进，所述开轧温度为1060~1080℃或1070~1090℃或1080~1100℃；所述精轧温度为960~990℃或970~1000℃或980~1000℃。
作为本发明一实施方式的进一步改进，在所述控制冷却步骤中，采用斯太尔摩控制冷却工艺，且入口段和出口段的辊道速度控制在1.5m/s以内，保温罩全部开启，1~12#风机风量为100%，使盘条终冷温度≤300℃。
作为本发明一实施方式的进一步改进，在所述斯太尔摩控制冷却工艺中，辊道速度为0.7~1.5m/s。
为实现上述目的之一，本发明一实施方式提供了一种高温合金盘条，所述高温合金盘条采用所述高线轧制方法制备而成。
与现有技术相比，本发明的有益效果在于：不但实现了所述高温合金盘条的高线轧制，尤其是盘重大于1.5吨的GH2132高温合金盘条的高线轧制，而且通过控制工艺参数，避免了有害相析出、轧制力过大造成的一系列缺陷和安全问题，能有效防止轧制开裂，保证制得的盘条的表面质量和拉拔性能，抗拉强度600~800MPa，断面收缩率≥50%，晶粒度均能达到8.3~9.3级，解决了GH2132高温合金盘条因盘重和轧制效率导致的应用受限的问题。
附图说明
图1是实施例1中制备的高温合金盘条的金相组织照片；
图2是实施例2中制备的高温合金盘条的金相组织照片；
图3是实施例3中制备的高温合金盘条的金相组织照片。
具体实施方式
如背景技术所述，GH2132高温合金是我国试制的铁基时效沉淀硬化型高温合金，该合金在苏系或俄系材料中没有相应牌号，是通过仿制美系发动机而试制的材料，相当于美系A286高温合金。而从化学组分上来讲，所述GH2132高温合金为Fe-25Ni-15Cr基高温合金，加入钼、钛、铝、钒及微量硼综合强化。例如在本发明一实施方式中，提供所述GH2132高温合金的一种具体组分，即其成分设计中按照重量百分比计包括：C:≤0.08%，Si:≤1.0%，Mn:1.0~2.0%，Cr:13.5~16.0%，Ni:24.0~27.0%, Mo:1.0~1.5%，Ti:1.75~2.30%，V:0.1~0.5%，B:0.001~0.010%，Al:≤0.4%，P:≤0.03%，S:≤0.02%，余量为铁及不可避免的杂质。当然，若实际中行业标准规定对所述GH2132高温合金的化学成分作为微调时，调整后的所述GH2132高温合金依然未脱离本发明的技艺宗旨，在本发明的保护范围之内。
如上所述，GH2132高温合金含有种类众多的合金元素，其中Ni含量较大并且含有Ti、V、B、Al等元素，能显著提升合金强度，但也使得难以采用传统高温合金盘条的高线轧制工艺进行制备GH2132高温合金盘条，尤其是盘重大于1.5吨的GH2132高温合金盘条，而需要针对GH2132高温合金探究相匹配的加热温度、压下量、最高轧速、冷速等参数，一方面，避免高线轧制GH2132高温合金盘条过程中Ni3(Al,Ti)型γ’相、晶界G相、晶界Y相、晶界σ相、晶界微量M3B2、TiN、TiC、晶界η相、晶界L相等析出相（尤其是晶界有害相）析出的问题，另一方面，避免轧制力过大的问题，进而避免因析出相（尤其是晶界有害相）析出、轧制力过大而导致的一系列缺陷，例如轧件表面出现裂纹。
具体地，本发明一实施方式提供了一种高温合金盘条的高线轧制方法，所述高线轧制方法包括依序执行的以下步骤：
（1）坯料准备：如前所述，所述坯料设计为GH2132高温合金；
（2）加热处理：分预热、加热、均热三个阶段对所述坯料进行处理，所述预热阶段的温度为960~1000℃，所述加热阶段的温度为1120~1170℃，所述均热阶段的温度1200~1230℃；
（3）高速轧制：分若干道次进行轧制，每个道次的压下量≤30%，最高轧速为30~60m/s；
（4）控制冷却：冷速为20~25℃/s。
概括来讲，本发明一实施方式的所述高线轧制方法，实现了GH2132高温合金盘条的高速连轧，能够获得盘重大于1.5吨的GH2132高温合金盘条，提高GH2132高温合金盘条的轧制生产效率，能够加快生产节奏，有效降低生产成本；而且能有效防止轧制开裂，保证制得的盘条的表面质量和拉拔性能，抗拉强度600~800MPa，断面收缩率≥50%。
下面分别对所述高线轧制方法各工艺参数所带来的有益效果进行详细介绍。
其中，在所述加热处理步骤中，分预热、加热、均热三个阶段对所述坯料进行处理，并保证所述预热阶段的温度为960~1000℃，所述加热阶段的温度为1120~1170℃，所述均热阶段的温度1200~1230℃，这样，可以在所述高速轧制步骤之前减少甚至避免析出相的析出，并且还可以将析出相再次全部固溶进奥氏体基体中，从而进一步避免因有害相（尤其是晶界有害相）析出而导致后续缺陷，例如轧件表面出现裂纹。
经大量试验研究发现，晶界η相形成的温度区间约在700~900℃，晶界σ相析出温度在650~900℃且析出峰在750~850℃左右，晶界L相的析出峰在850℃左右，且晶界L相析出相在950~990℃之间保温时能够溶解，而预热段的温度为960~1000℃时，尤其是快速升温至960~1000℃并避免在700~900℃停留时间过长时，这样即可大量减少晶界η相、晶界σ相、晶界L相等；晶界G相析出相在982℃以上开始溶解且至1120℃可完全溶解，加热段的温度为1120~1170℃时，可以使晶界G相析出相再次固溶进奥氏体基体中以消除晶界G相；而晶界M3B2相在1180~1210℃可完全溶解，均热段的温度为1200~1230℃，可以使晶界M3B2相再次固溶进奥氏体基体中以消除晶界M3B2相。
在所述高速轧制步骤中，分若干道次进行轧制，每个道次的压下量≤30%，既满足了轧制的需求，又避免了压下量大导致高线轧机负荷过大甚至发生跳闸、堆钢等生产异常，并且避免了轧制开裂，保证了盘条具有良好的表面质量；同时，经研究发现，轧速不仅对生产效率产生直接影响，还会影响到盘条的品质，例如，当轧速过低时会使得盘条表面极易出现划伤、耳形等一系列缺陷，当轧速过高时会使得盘条心部区域出现熔化现象而导致材料报废以及轧制力过大造成跳闸风险，而将最高轧速控制在30~60m/s时，可以保证足够的生产效率和较佳的盘条质量。
在所述控制冷却步骤中，控制盘条的冷速为20~25℃/s，这样通过轧制后盘条快速冷却，实现固溶和时效热处理，一方面，能够避免在前述有害析出相的析出温度范围内长时间停留，也即避免有害相的析出；另一方面，轧制后快速冷却能够避免晶粒尺寸增大，保持盘条晶粒细小均匀，如后文实施例所述，制得的GH2132高温合金盘条的晶粒度均能达到8.3~9.3级，晶粒大小均匀。
另外，通过本发明的所述高线轧制方法制得的高温合金盘条，具有极佳的力学性能，抗拉强度600~800MPa，断面收缩率≥50%。
进一步地，在所述坯料准备步骤中，所述坯料设计为截面尺寸呈120×120mm~160×160mm的方坯，由于坯料截面尺寸对轧制过程的控制会产生极大影响，例如截面尺寸较大的坯料会对高速轧制中轧机刚度要求更高，截面尺寸较小的坯料则会因长度适应增加而造成坯料尾部温降过大、轧机负荷较大、金相组织异常等不良影响，而本发明的所述高速轧制方法可以用于较宽范围的截面尺寸的坯料的轧制，适用性更强。
另外，在所述坯料准备步骤中，准备地所述坯料的表面修磨平整，以确保无氧化皮和表面裂纹等缺陷，以避免所述坯料原始缺陷对后续的生产过程产生不利影响。
进一步地，在所述加热处理步骤中，所述预热阶段的温度优选为960~970℃或970~980℃或980~1000℃；所述加热阶段的温度优选为1120~1150℃或1130~1160℃或1140~1170℃；所述均热阶段的温度优选为1200~1210℃或1200~1220℃或1220~1230℃。
另外，在所述加热处理步骤中，所述坯料的在炉时间为2~4小时，优选为2小时、2.5小时、3小时、3.5小时、4小时，这样，可进一步保证制备得到的高温合金盘条的质量，一方面避免所述坯料的在炉时间过小而导致前述析出相（例如晶界L相、晶界G相、晶界M3B2相等）未能全部再次固溶进奥氏体基体中，另一方面避免所述坯料的在炉时间过长而导致所述坯料与炉气中的S结合形成低熔点的硫化镍，进而导致在所述高速轧制步骤中产生裂纹。
在所述加热处理步骤中，炉内残氧量为3~5%，优选为3%、3.5%、3.8%、4%、5%等。
进一步地，在所述高速轧制步骤中，前述的“分若干道次进行轧制”具体来讲，分6~8道次粗轧，6道次中轧，4道次预精轧，8~10道次精轧四个阶段，且如前所述，每个道次的压下量≤30%且最高轧速为30~60m/s。当然，各个所述道次的数目不限于此，还可以根据实际的轧制需求进行适当调整。优选地精轧道次还可减少至6~8道次，节约了时间成本和工艺成本，提高了生产效率，并且同时还可以保证产品质量。
另外，在所述高速轧制步骤中，开轧温度为1060~1100℃，优选为1060~1080℃或1070~1090℃或1080~1100℃，这样，既可以保证轧制速度，又能够避免包括轧机负荷过大在内的安全问题以及避免影响后续温控而降低最终产品质量，例如：经大量试验研究发现，在刚开始粗轧过程中，所述坯料的应变速率较慢，低于1050℃时应力急剧增大，在 1050~1150℃范围内应力较小，当所述开轧温度低于1060℃（例如为1050℃）时，轧机会因负荷过大而产生生产异常；而在高速轧制过程中的温降损失较小（各道次的变形产热能够补偿甚至超出温降损失），当所述开轧温度在1100~1150℃时，对后续的轧制温度的控制产生较大的不利影响，提升了后续温控的难度，极易导致所述精轧温度和所述吐丝温度无法被有效控制，进而严重影响最终产品质量性能。
在所述高速轧制步骤中，精轧温度为960~1000℃，优选为960~990℃或970~1000℃或980~1000℃。这样，既可以避免所述精轧温度过高（例如达到1000℃甚至以上时）导致的后续吐丝温度增加，进而避免最终盘条的晶粒尺寸过大而影响各项性能指标，还可以避免所述精轧温度过高导致的局部区域晶界熔化的情况；同时，还可以降低因所述精轧温度低（例如低于960℃）导致的轧制应力过大、轧机负荷大而跳闸、堆钢等事故的发生，也即，通过控制所述精轧温度，进一步提升了产品质量并降低了异常事故的发生几率。
再者，在所述高速轧制步骤中，吐丝温度为940~960℃，通过控制所述吐丝温度，同样可以进一步提升了产品质量，保证较优的最终盘条晶粒尺寸。
进一步地，在所述高速轧制步骤中，优选通过调节除鳞水、辊道冷却水、导位冷却、水冷水箱水量等方式均匀控制轧件的温度，以使所述开轧温度、所述精轧温度、所述吐丝温度等在内的温度参数符合预设标准。
进一步地，在所述控制冷却步骤中，优选地采用斯太尔摩控制冷却工艺，也即在斯太尔摩线上实现对盘条的轧后冷却，这样便于对所述冷速进行有效控制。
其中，斯太尔摩冷却线位于吐丝机和集卷器之间并具有输送盘条的辊道，可以通过调整辊道速度、风机风量、保温罩的开合控制盘条冷却速度，使盘条得到合适组织性能。在所述斯太尔摩控制冷却工艺中，入口段和出口段的辊道速度控制在1.5m/s以内，保温罩全部（合计17个保温罩）开启，且1~12#风机风量为100%。
进一步地，斯太尔摩冷却线上，所述辊道速度（也即斯太尔摩冷却线的整个辊道速度）为0.7~1.5m/s，保温罩全部打开，1~12#风机风量100%，使盘条冷速达20~25℃/s，盘条终冷温度≤300℃。
另外，本发明还提供一种高温合金盘条，所述高温合金盘条采用所述高线轧制方法制备而成，所述高温合金盘条的横截面直径为9mm、12mm或13mm，其盘重大于1.5吨，且其晶粒度为8.3~9.3级，另外经检测具有极佳的力学性能，抗拉强度600~800MPa，断面收缩率≥50%。
如前所述，本发明是依照大量的试验研究而得到的，以下通过具体序号1~3的3个实施例进一步说明本发明的所述高线轧制方法。
实施例1
（1）坯料准备：熔炼截面尺寸120×120mm的GH2132高温合金坯料，其成分设计中按照重量百分比计包括：C:≤0.08%，Si:≤1.0%，Mn:1.0~2.0%，Cr:13.5~16.0%，Ni:24.0~27.0%, Mo:1.0~1.5%，Ti:1.75~2.30%，V:0.1~0.5%，B:0.001~0.010%，Al:≤0.4%，P:≤0.03%，S:≤0.02%，余量为铁及不可避免的杂质。将所述坯料的表面修磨平整，以确保无氧化皮和表面裂纹等缺陷。
（2）加热处理：分预热、加热、均热三个阶段对所述坯料进行处理，控制预热阶段的温度960~970℃、加热阶段的温度1120~1150℃、均热阶段的温度1200~1210℃、炉内残氧量3%、坯料的在炉时间2h。
（3）高速轧制：分6道次粗轧、6道次中轧、4道次预精轧、10道次精轧四个阶段，将坯料轧制成直径13mm的盘条，其中，轧制过程中保证每个道次的压下量≤30%且最高轧速为60m/s；同时，在高速轧制过程中，通过调节除鳞水、辊道冷却水、导位冷却、水冷水箱水量等方式均匀控制轧件的温度，以使所述开轧温度1060~1080℃、所述精轧温度960~990℃、所述吐丝温度940~960℃。
（4）控制冷却：采用斯太尔摩控制冷却工艺，对轧后的盘条进行冷却，其中如表1所示控制辊道速度，并控制保温罩全部开启，且1~12#风机风量为100%，以使盘条冷速达20~25℃/s，盘条终冷温度≤300℃。
[表1]
| 辊道 | 入口段 | 一段 | 二段 | 三段 | 四段 | 五段 | 六段 | 七段 | 八段 | 九段 | 十段 | 出口段 |
| 速度 m/s | 0.8~1.3 | 0.990 | 1.079 | 1.176 | 1.229 | 1.266 | 1.139 | 1.128 | 0.902 | 0.758 | 0.773 | 0.7~1.2 |
（5）性能检测：得到的盘条盘重达到1.52吨；对盘条取样进行金相组织检测，晶粒度大致为8.3级，其金相组织照片参附图1；对盘条拉伸性能进行检测，得到盘条的抗拉强度650MPa，断面收缩率52%。
实施例2
（1）坯料准备：熔炼截面尺寸140×140mm的GH2132高温合金坯料，其成分设计中按照重量百分比计包括：C:≤0.08%，Si:≤1.0%，Mn:1.0~2.0%，Cr:13.5~16.0%，Ni:24.0~27.0%, Mo:1.0~1.5%，Ti:1.75~2.30%，V:0.1~0.5%，B:0.001~0.010%，Al:≤0.4%，P:≤0.03%，S:≤0.02%，余量为铁及不可避免的杂质。将所述坯料的表面修磨平整，以确保无氧化皮和表面裂纹等缺陷。
（2）加热处理：分预热、加热、均热三个阶段对所述坯料进行处理，控制预热阶段的温度970~980℃、加热阶段的温度1130~1160℃、均热阶段的温度1200~1220℃、炉内残氧量4%、坯料的在炉时间3h。
（3）高速轧制：分8道次粗轧，6道次中轧，4道次预精轧，8道次精轧四个阶段，将坯料轧制成直径13mm的盘条，其中，轧制过程中保证每个道次的压下量≤30%且最高轧速为40m/s；同时，在高速轧制过程中，通过调节除鳞水、辊道冷却水、导位冷却、水冷水箱水量等方式均匀控制轧件的温度，以使所述开轧温度1070~1090℃、所述精轧温度970~1000℃、所述吐丝温度940~960℃。
（4）控制冷却：采用斯太尔摩控制冷却工艺，对轧后的盘条进行冷却，其中如表2所示控制辊道速度，并控制保温罩全部开启，且1~12#风机风量为100%，以使盘条冷速达20~25℃/s，盘条终冷温度≤300℃。
[表2]
| 辊道 | 入口段 | 一段 | 二段 | 三段 | 四段 | 五段 | 六段 | 七段 | 八段 | 九段 | 十段 | 出口段 |
| 速度 m/s | 0.8~1.3 | 0.990 | 1.079 | 1.176 | 1.229 | 1.266 | 1.139 | 1.128 | 0.902 | 0.758 | 0.773 | 0.7~1.5 |
（5）性能检测：得到的盘条盘重达到1.62吨，对盘条取样进行金相检测，其金相组织照片参附图2，对盘条拉伸性能进行检测，得到盘条的抗拉强度700MPa，断面收缩率51.3%。
实施例3
（1）坯料准备：熔炼截面尺寸160×160mm的GH2132高温合金坯料，其成分设计中按照重量百分比计包括：C:≤0.08%，Si:≤1.0%，Mn:1.0~2.0%，Cr:13.5~16.0%，Ni:24.0~27.0%, Mo:1.0~1.5%，Ti:1.75~2.30%，V:0.1~0.5%，B:0.001~0.010%，Al:≤0.4%，P:≤0.03%，S:≤0.02%，余量为铁及不可避免的杂质。将所述坯料的表面修磨平整，以确保无氧化皮和表面裂纹等缺陷。
（2）加热处理：分预热、加热、均热三个阶段对所述坯料进行处理，控制预热阶段的温度980~1000℃、加热阶段的温度1140~1170℃、均热阶段的温度1220~1230℃、炉内残氧量5%、坯料的在炉时间4h。
（3）高速轧制：分8道次粗轧，6道次中轧，4道次预精轧，8道次精轧四个阶段，将坯料轧制成直径13mm的盘条，其中，轧制过程中保证每个道次的压下量≤30%且最高轧速为30m/s；同时，在高速轧制过程中，通过调节除鳞水、辊道冷却水、导位冷却、水冷水箱水量等方式均匀控制轧件的温度，以使所述开轧温度1080~1100℃、所述精轧温度980~1000℃、所述吐丝温度940~960℃。
（4）控制冷却：采用斯太尔摩控制冷却工艺，对轧后的盘条进行冷却，其中如表3所示控制辊道速度，并控制保温罩全部开启，且1~12#风机风量为100%，以使盘条冷速达20~25℃/s，盘条终冷温度≤300℃。
[表3]
| 辊道 | 入口段 | 一段 | 二段 | 三段 | 四段 | 五段 | 六段 | 七段 | 八段 | 九段 | 十段 | 出口段 |
| 速度 m/s | 0.7~1.2 | 0.990 | 1.079 | 1.176 | 1.229 | 1.266 | 1.139 | 1.128 | 0.902 | 0.758 | 0.773 | 0.8~1.3 |
（5）性能检测：得到的盘条盘重达到1.56吨，对盘条取样进行金相检测，其金相组织照片参附图3，对盘条拉伸性能进行检测，得到盘条的抗拉强度680MPa，断面收缩率50.5%。
通过上述实施例可以看出，本发明不但实现了所述高温合金盘条的高线轧制，尤其是盘重大于1.5吨的GH2132高温合金盘条的高线轧制，而且通过控制工艺参数，避免了有害相析出、轧制力过大造成的一系列缺陷和安全问题，能有效防止轧制开裂，保证制得的盘条的表面质量和拉拔性能，抗拉强度600-800MPa，断面收缩率≥50%，晶粒度均能达到8.3~9.3级，解决了GH2132高温合金盘条因盘重和轧制效率导致的应用受限的问题。
Claims (8)
1.一种高温合金盘条的高线轧制方法，其特征在于，所述高线轧制方法包括依序执行的以下步骤：
坯料准备：所述坯料设计为GH2132高温合金，成分设计中按照重量百分比计包括：C:≤0.08%，Si:≤1.0%，Mn:1.0~2.0%，Cr:13.5~16.0%，Ni:24.0~27.0%, Mo:1.0~1.5%，Ti:1.75~2.30%，V:0.1~0.5%，B:0.001~0.010%，Al:≤0.4%，P:≤0.03%，S:≤0.02%，余量为铁及不可避免的杂质；
加热处理：分预热、加热、均热三个阶段对所述坯料进行处理，所述预热阶段的温度为980~1000℃，所述加热阶段的温度为1140~1170℃，所述均热阶段的温度1220~1230℃；
高速轧制：分若干道次进行轧制，每个道次的压下量≤30%，最高轧速为30m/s，开轧温度为1080~1100℃，精轧温度为980~1000℃，吐丝温度为940~960℃；
控制冷却：采用斯太尔摩控制冷却工艺进行固溶和时效热处理，且入口段和出口段的辊道速度控制在1.5m/s以内，辊道速度为0.7~1.5m/s，保温罩全部开启，1~12#风机风量为100%，使盘条终冷温度≤300℃，冷速为20~25℃/s，得到盘条的盘重＞1.5吨、抗拉强度600~800MPa、断面收缩率≥50%且晶粒度为8.3~9.3级。
2.根据权利要求1所述的高温合金盘条的高线轧制方法，其特征在于，在所述坯料准备步骤中，所述坯料设计为截面尺寸呈120×120mm~160×160mm的方坯；
在所述坯料准备步骤中，所述坯料的表面修磨平整，无氧化皮和表面裂纹。
3.根据权利要求1所述的高温合金盘条的高线轧制方法，其特征在于，在所述加热处理步骤中，所述坯料的在炉时间为2~4小时。
4.根据权利要求1所述的高温合金盘条的高线轧制方法，其特征在于，在所述加热处理步骤中，炉内残氧量为3~5%。
5.根据权利要求1所述的高温合金盘条的高线轧制方法，其特征在于，在所述高速轧制步骤中，分6~8道次粗轧，6道次中轧，4道次预精轧，8~10道次精轧四个阶段，并通过调节除鳞水、辊道冷却水、导位冷却、水冷水箱水量均匀控制开轧温度、精轧温度、吐丝温度。
6.一种高温合金盘条的高线轧制方法，其特征在于，所述高线轧制方法包括依序执行的以下步骤：
坯料准备：所述坯料设计为GH2132高温合金，成分设计中按照重量百分比计包括：C:≤0.08%，Si:≤1.0%，Mn:1.0~2.0%，Cr:13.5~16.0%，Ni:24.0~27.0%, Mo:1.0~1.5%，Ti:1.75~2.30%，V:0.1~0.5%，B:0.001~0.010%，Al:≤0.4%，P:≤0.03%，S:≤0.02%，余量为铁及不可避免的杂质；
加热处理：分预热、加热、均热三个阶段对所述坯料进行处理，所述预热阶段的温度为960~970℃，所述加热阶段的温度为1120~1150℃，所述均热阶段的温度1200~1210℃；
高速轧制：分若干道次进行轧制，每个道次的压下量≤30%，最高轧速为60m/s，开轧温度为1060~1080℃，精轧温度为960~990℃，吐丝温度为940~960℃；
控制冷却：采用斯太尔摩控制冷却工艺进行固溶和时效热处理，且入口段和出口段的辊道速度控制在1.5m/s以内，辊道速度为0.7~1.5m/s，保温罩全部开启，1~12#风机风量为100%，使盘条终冷温度≤300℃，冷速为20~25℃/s，得到盘条的盘重＞1.5吨、抗拉强度600~800MPa、断面收缩率≥50%且晶粒度为8.3~9.3级。
7.一种高温合金盘条的高线轧制方法，其特征在于，所述高线轧制方法包括依序执行的以下步骤：
坯料准备：所述坯料设计为GH2132高温合金，成分设计中按照重量百分比计包括：C:≤0.08%，Si:≤1.0%，Mn:1.0~2.0%，Cr:13.5~16.0%，Ni:24.0~27.0%, Mo:1.0~1.5%，Ti:1.75~2.30%，V:0.1~0.5%，B:0.001~0.010%，Al:≤0.4%，P:≤0.03%，S:≤0.02%，余量为铁及不可避免的杂质；
加热处理：分预热、加热、均热三个阶段对所述坯料进行处理，所述预热阶段的温度为970~980℃，所述加热阶段的温度为1130~1160℃，所述均热阶段的温度1200~1220℃；
高速轧制：分若干道次进行轧制，每个道次的压下量≤30%，最高轧速为40m/s，开轧温度为1070~1090℃，精轧温度为970~1000℃，吐丝温度为940~960℃；
控制冷却：采用斯太尔摩控制冷却工艺进行固溶和时效热处理，且入口段和出口段的辊道速度控制在1.5m/s以内，辊道速度为0.7~1.5m/s，保温罩全部开启，1~12#风机风量为100%，使盘条终冷温度≤300℃，冷速为20~25℃/s，得到盘条的盘重＞1.5吨、抗拉强度600~800MPa、断面收缩率≥50%且晶粒度为8.3~9.3级。
8.一种高温合金盘条，其特征在于，所述高温合金盘条采用权利要求1-7任一项所述的高线轧制方法制备而成。
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