CN111378874B - 一种析出强化型变形高温合金及其制备工艺 - Google Patents

一种析出强化型变形高温合金及其制备工艺 Download PDF

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Abstract

一种析出强化型变形高温合金及其制备工艺，按质量百分比计，包括：C：0.03～0.07％，Cr：11～14％，Co：10～15％，Mn：≤0.5％，Si：≤0.5％，Nb：1.5～2.0％，Mo：2.5～3.5％，W：1.5～3.0％，Ti：2.0～3.0％，Al：4.0～4.5％，Ta：≤0.1％，B：≤0.003％，Zr：≤0.03％，余量为Ni。采用析出强化的方式确保其具备良好的高温强度，同时控制Cr、W、Mo、Al、Ti等元素含量及相对比例，确保其在高温服役期间具有良好的组织稳定性并避免有害相析出。合金具有良好的组织稳定性，其晶粒尺寸50‑70μm。同时合金具有优异的强度性能。

Description

一种析出强化型变形高温合金及其制备工艺
技术领域
本发明属高温合金领域，具体涉及一种析出强化型变形高温合金及其制备工艺，特别适用于先进超超临界火电机组高温服役关键部件，可满足过热器/再热器、主蒸汽管、集箱等高温部件的使用性能需求。
背景技术
材料高温服役期间一般要求其具备良好的高温强度以及抗氧化/腐蚀性能，从而保障其具备优异的使用寿命。例如火电行业的过热器/再热器等，要求其在服役温度至少50℃以上满足1000MPa十万小时的持久寿命，并同时需要兼具优异的抗煤灰腐蚀与抗氧化性能。然而，合金的高温强度、组织稳定性及加工性往往互相矛盾。如高强度的合金难以加工，且常常在服役期间出现有害相析出等问题。因此，在合金设计时需要结合其服役工况对上述因素综合考虑，开发出具有优异高温性能及组织稳定的合金，同时需确保其具备良好的加工性能。
合金中添加W、Mo等固溶强化元素及Al、Ti等析出强化元素是改善合金强度的重要方式，而这些元素对合金组织稳定性及加工性能的效果不尽相同。W、Mo等固溶强化元素对合金强化效应较弱，同时W元素会极大程度的恶化合金高温轧制性能。适当加入Al、Ti元素并控制其含量，可以保证合金获得较高强度的同时具备良好的加工性能。同时，上述元素均对合金组织稳定性带来较大影响，而C元素的添加可以有效改善合金组织稳定性并抑制有害相析出，但过量添加会进一步对合金加工性能造成危害。可见，通过调整合金中W、Mo、Al、Ti等元素含量在强化合金并优化其加工性能的同时，需合理控制C
元素含量改善合金组织稳定性。
发明内容
本发明的目的在于开发一种析出强化型变形高温合金及其制备工艺。
为了实现以上发明目的，本发明所采用的技术方案为：
一种析出强化型变形高温合金，按质量百分比计，包括：C：0.03～0.07％，Cr：11～14％，Co：10～15％，Mn：≤0.5％，Si：≤0.5％，Nb：1.5～2.0％，Mo：2.5～3.5％，W：1.5～3.0％，Ti：2.0～3.0％，Al：4.0～4.5％，Ta：≤0.1％，B：≤0.003％，Zr：≤0.03％，余量为Ni。
本发明进一步的改进在于，当Cr元素质量百分数超过12.5％时，W元素质量百分数不高于2.0％，合金中Mo与Ti的总的质量百分数不超过5.5％。
一种析出强化型变形高温合金的制备工艺，包括以下步骤：
1)高温轧制：按质量百分比计，将C：0.03～0.07％，Cr：11～14％，Co：10～15％，Mn：≤0.5％，Si：≤0.5％，Nb：1.5～2.0％，Mo：2.5～3.5％，W：1.5～3.0％，Ti：2.0～3.0％，Al：4.0～4.5％，Ta：≤0.1％，B：≤0.003％，Zr：≤0.03％，余量为Ni，在1180-1200℃均匀化处理24-72小时，随后在γ’溶解温度以上100-150℃进行高温轧制，总变形量不低于50％；
2)固溶处理：将轧制后的合金在950-1020℃保温0.5-1.0小时，随后在γ’溶解温度以上90-120℃范围内保温0.5-2.0小时，完成后冷至室温；
3)时效处理：将经固溶处理后的合金加热至γ’溶解温度以下300-350℃范围内保温7-10小时后冷至室温，随后加热至γ’溶解温度以下200-250℃范围内保温1-3小时后冷至室温。
本发明进一步的改进在于，步骤1)中，以10-30℃/min的升温速率升温至1180-1200℃。
本发明进一步的改进在于，步骤1)中，高温轧制采用包套的方式进行，包套材料为厚度为0.5-1.0mm的304不锈钢薄板。
本发明进一步的改进在于，步骤1)中，高温轧制时，每道次变形量不超过15％。
本发明进一步的改进在于，在每道次变形完成后回炉保温后再进行下一道次轧制；回炉保温时间T与炉外耗时t满足T≥10t。
本发明进一步的改进在于，步骤2)中，以10-30℃/min的升温速率升温至950-1020℃。
本发明进一步的改进在于，步骤3)中，以10-30℃/min的升温速率升温至γ’溶解温度以下300-350℃。
本发明进一步的改进在于，步骤3)中，冷至室温过程中冷却速率均为30-240℃/min。
与现有技术相比，本发明具有的有益效果：
本发明兼具优异的高温强度，以及良好的组织稳定性好热加工成型能力。通过控制W、Mo等元素添加量在固溶强化的同时提升其加工性能，同时采用析出强化为主的方式加入较高含量的Al、Ti元素改善合金的强度性能。在此基础上控制C元素含量，改善合金组织稳定性的同时提高其热加工性能，并获得进一步强化晶界的效果。
进一步的，为避免轧制前温度降幅过大促进大量γ’相析出、以及冷却速率过快导致铸锭内应力过大等问题对合金随后的变形加工带来影响，合金经均匀化处理及热处理前升温速率控制在10-30℃/min，热处理完成后冷却至室温过程中控制冷却速率30-240℃/min。
进一步的，为避免合金轧制过程前温度降幅过大促进γ’相析出、以及轧制过程中横向剪切应力导致合金锭开裂等问题，高温热轧采用包套的方式进行，包套材料为厚度为0.5-1.0mm的304不锈钢薄板。同时，严格控制合金炉外加工时间，以获得更好的合金变形效果。
附图说明
图1为实施例1中合金组织照片；
图2为对比例中合金内应力开裂裂纹。
具体实施方式
下面结合实施例对本发明作进一步详细说明。
本发明设计一种析出强化型变形高温合金，其成分按质量百分比满足如下要求：C：0.03～0.07％，Cr：11～14％，Co：10～15％，Mn：≤0.5％，Si：≤0.5％，Nb：1.5～2.0％，Mo：2.5～3.5％，W：1.5～3.0％，Ti：2.0～3.0％，Al：4.0～4.5％，Ta：≤0.1％，B：≤0.003％，Zr：≤0.03％，余量为Ni。
其中，当Cr元素含量超过12.5％时，W元素质量百分数不高于2.0％。同时，合金中Mo与Ti总的质量百分数不超过5.5％。
按质量百分比计，将C：0.03～0.07％，Cr：11～14％，Co：10～15％，Mn：≤0.5％，Si：≤0.5％，Nb：1.5～2.0％，Mo：2.5～3.5％，W：1.5～3.0％，Ti：2.0～3.0％，Al：4.0～4.5％，Ta：≤0.1％，B：≤0.003％，Zr：≤0.03％，余量为Ni，在1180-1200℃均匀化处理24-72小时，随后在γ’溶解温度以上100-150℃进行高温轧制，总变形量不低于50％。
为避免轧制前温度降幅过大促进大量γ’相析出、以及冷却速率过快导致铸锭内应力过大等问题对合金随后的变形加工带来影响，合金经均匀化处理及热处理前升温速率控制在10-30℃/min，热处理完成后冷却至室温过程中控制冷却速率30-240℃/min。
为避免合金轧制过程前温度降幅过大促进γ’相析出、以及轧制过程中横向剪切应力导致合金锭开裂等问题，高温热轧采用包套的方式进行，包套材料为厚度为0.5-1.0mm的304不锈钢薄板。
轧制期间控制每道次变形量不超过15％，并在变形完成后回炉保温以备进行下一道次轧制。其中，合金，经热轧后回炉保温时间T与炉外耗时t应满足T≥10t。
将轧制后的合金随炉升温至950-1020℃保温0.5-1.0小时，随后继续随炉升温至γ’溶解温度以上90-120℃范围内保温0.5-2.0小时，完成后冷至室温；
将合金加热至γ’溶解温度以下300-350℃范围内保温7-10小时后冷至室温，随后加热至γ’溶解温度以下200-250℃范围内保温1-3小时后冷至室温。
完成高温时效处理后合金平均晶粒尺寸达到50-70μm，同时合金具有优异的强度性能，其在室温、800℃及850℃条件下屈服强度分别不低于1000、750、600MPa。
实施例1
通过调整强化元素加入含量及配比，并控制C元素含量获得具有良好性能、组织稳定性及加工性能的高温合金。合金利用真空感应炉对合金进行熔炼，获得的合金按质量百分比包括：C：0.07％，Cr：12.5％，Co：15％，Mn：0.3％，Si：0.2％，Nb：1.5％，Mo：2.5％，W：3.0％，Ti：3.0％，Al：4.0％，B：0.002％，Zr：0.02％，余量为Ni。
将合金在1200℃均匀化处理24小时，随后在γ’溶解温度以上150℃进行高温轧制，总变形量50％。为避免轧制前温度降幅过大促进大量γ’相析出、以及冷却速率过快导致铸锭内应力过大等问题对合金随后的变形加工带来影响，合金经均匀化处理及热处理前升温速率控制在10℃/min，热处理完成后冷却至室温过程中控制冷却速率120℃/min。为避免合金轧制过程前温度降幅过大促进γ’相析出、以及轧制过程中横向剪切应力导致合金锭开裂等问题，高温热轧采用包套的方式进行，包套材料为厚度为1.0mm的304不锈钢薄板。轧制期间控制每道次变形量15％，并在变形完成后回炉保温以备进行下一道次轧制。其中，合金，经热轧后回炉保温时间20min。
将轧制后的合金随炉升温至1020℃保温0.5小时，随后继续随炉升温至γ’溶解温度以上120℃保温2.0小时，完成后冷至室温；将合金加热至γ’溶解温度以下350℃范围内保温8小时后冷至室温，随后加热至γ’溶解温度以下250℃范围内保温2小时后冷至室温。
图1为实施例1热处理后组织形貌，可见合金由平均尺寸50μm的等轴晶结构组成。铸态组织完全消失，且未见二次再结晶现象。
实施例2
通过调整强化元素加入含量及配比，并控制C元素含量获得具有良好性能、组织稳定性及加工性能的高温合金。合金利用真空感应炉对合金进行熔炼，获得的合金按质量百分比包括：C：0.07％，Cr：12.1％，Co：15％，Mn：0.3％，Si：0.2％，Nb：1.5％，Mo：3.0％，W：3.0％，Ti：2.5％，Al：4.0％，B：0.002％，Zr：0.02％，余量为Ni。
将合金在1200℃均匀化处理24小时，随后在γ’溶解温度以上150℃进行高温轧制，总变形量50％。为避免轧制前温度降幅过大促进大量γ’相析出、以及冷却速率过快导致铸锭内应力过大等问题对合金随后的变形加工带来影响，合金经均匀化处理及热处理前升温速率控制在10℃/min，热处理完成后冷却至室温过程中控制冷却速率120℃/min。为避免合金轧制过程前温度降幅过大促进γ’相析出、以及轧制过程中横向剪切应力导致合金锭开裂等问题，高温热轧采用包套的方式进行，包套材料为厚度为1.0mm的304不锈钢薄板。轧制期间控制每道次变形量15％，并在变形完成后回炉保温以备进行下一道次轧制。其中，合金，经热轧后回炉保温时间20min。
将轧制后的合金随炉升温至1020℃保温0.5小时，随后继续随炉升温至γ’溶解温度以上120℃保温2.0小时，完成后冷至室温；将合金加热至γ’溶解温度以下350℃范围内保温8小时后冷至室温，随后加热至γ’溶解温度以下250℃范围内保温2小时后冷至室温。
实施例3
通过调整强化元素加入含量及配比，并控制C元素含量获得具有良好性能、组织稳定性及加工性能的高温合金。合金利用真空感应炉对合金进行熔炼，获得的合金按质量百分比包括：C：0.07％，Cr：11.8％，Co：15％，Mn：0.3％，Si：0.2％，Nb：1.5％，Mo：3.5％，W：3.0％，Ti：2.0％，Al：4.0％，B：0.002％，Zr：0.02％，余量为Ni。
将合金在1200℃均匀化处理24小时，随后在γ’溶解温度以上150℃进行高温轧制，总变形量50％。为避免轧制前温度降幅过大促进大量γ’相析出、以及冷却速率过快导致铸锭内应力过大等问题对合金随后的变形加工带来影响，合金经均匀化处理及热处理前升温速率控制在10℃/min，热处理完成后冷却至室温过程中控制冷却速率120℃/min。为避免合金轧制过程前温度降幅过大促进γ’相析出、以及轧制过程中横向剪切应力导致合金锭开裂等问题，高温热轧采用包套的方式进行，包套材料为厚度为1.0mm的304不锈钢薄板。轧制期间控制每道次变形量15％，并在变形完成后回炉保温以备进行下一道次轧制。其中，合金，经热轧后回炉保温时间20min。
将轧制后的合金随炉升温至1020℃保温0.5小时，随后继续随炉升温至γ’溶解温度以上120℃保温2.0小时，完成后冷至室温；将合金加热至γ’溶解温度以下350℃范围内保温8小时后冷至室温，随后加热至γ’溶解温度以下250℃范围内保温2小时后冷至室温。
实施例4
通过调整强化元素加入含量及配比，并控制C元素含量获得具有良好性能、组织稳定性及加工性能的高温合金。合金利用真空感应炉对合金进行熔炼，获得的合金按质量百分比包括：C：0.07％，Cr：14％，Co：15％，Mn：0.3％，Si：0.2％，Nb：1.5％，Mo：2.5％，W：2.0％，Ti：3.0％，Al：4.0％，B：0.002％，Zr：0.02％，余量为Ni。
将合金在1200℃均匀化处理24小时，随后在γ’溶解温度以上150℃进行高温轧制，总变形量50％。为避免轧制前温度降幅过大促进大量γ’相析出、以及冷却速率过快导致铸锭内应力过大等问题对合金随后的变形加工带来影响，合金经均匀化处理及热处理前升温速率控制在10℃/min，热处理完成后冷却至室温过程中控制冷却速率120℃/min。为避免合金轧制过程前温度降幅过大促进γ’相析出、以及轧制过程中横向剪切应力导致合金锭开裂等问题，高温热轧采用包套的方式进行，包套材料为厚度为1.0mm的304不锈钢薄板。轧制期间控制每道次变形量15％，并在变形完成后回炉保温以备进行下一道次轧制。其中，合金，经热轧后回炉保温时间20min。
将轧制后的合金随炉升温至1020℃保温0.5小时，随后继续随炉升温至γ’溶解温度以上120℃保温2.0小时，完成后冷至室温；将合金加热至γ’溶解温度以下350℃范围内保温8小时后冷至室温，随后加热至γ’溶解温度以下250℃范围内保温2小时后冷至室温。
实施例5
通过调整强化元素加入含量及配比，并控制C元素含量获得具有良好性能、组织稳定性及加工性能的高温合金。合金利用真空感应炉对合金进行熔炼，获得的合金按质量百分比包括：C：0.07％，Cr：13.6％，Co：15％，Mn：0.3％，Si：0.2％，Nb：1.5％，Mo：3.0％，W：2.0％，Ti：2.5％，Al：4.0％，B：0.002％，Zr：0.02％，余量为Ni。
将合金在1200℃均匀化处理24小时，随后在γ’溶解温度以上150℃进行高温轧制，总变形量50％。为避免轧制前温度降幅过大促进大量γ’相析出、以及冷却速率过快导致铸锭内应力过大等问题对合金随后的变形加工带来影响，合金经均匀化处理及热处理前升温速率控制在10℃/min，热处理完成后冷却至室温过程中控制冷却速率120℃/min。为避免合金轧制过程前温度降幅过大促进γ’相析出、以及轧制过程中横向剪切应力导致合金锭开裂等问题，高温热轧采用包套的方式进行，包套材料为厚度为1.0mm的304不锈钢薄板。轧制期间控制每道次变形量15％，并在变形完成后回炉保温以备进行下一道次轧制。其中，合金，经热轧后回炉保温时间20min。
将轧制后的合金随炉升温至1020℃保温0.5小时，随后继续随炉升温至γ’溶解温度以上120℃保温2.0小时，完成后冷至室温；将合金加热至γ’溶解温度以下350℃范围内保温8小时后冷至室温，随后加热至γ’溶解温度以下250℃范围内保温2小时后冷至室温。
实施例6
通过调整强化元素加入含量及配比，并控制C元素含量获得具有良好性能、组织稳定性及加工性能的高温合金。合金利用真空感应炉对合金进行熔炼，获得的合金按质量百分比包括：C：0.07％，Cr：13.5％，Co：15％，Mn：0.3％，Si：0.2％，Nb：1.5％，Mo：3.5％，W：2.0％，Ti：2.0％，Al：4.0％，B：0.002％，Zr：0.02％，余量为Ni。
将合金在1200℃均匀化处理24小时，随后在γ’溶解温度以上150℃进行高温轧制，总变形量50％。为避免轧制前温度降幅过大促进大量γ’相析出、以及冷却速率过快导致铸锭内应力过大等问题对合金随后的变形加工带来影响，合金经均匀化处理及热处理前升温速率控制在10℃/min，热处理完成后冷却至室温过程中控制冷却速率120℃/min。为避免合金轧制过程前温度降幅过大促进γ’相析出、以及轧制过程中横向剪切应力导致合金锭开裂等问题，高温热轧采用包套的方式进行，包套材料为厚度为1.0mm的304不锈钢薄板。轧制期间控制每道次变形量15％，并在变形完成后回炉保温以备进行下一道次轧制。其中，合金，经热轧后回炉保温时间20min。
将轧制后的合金随炉升温至1020℃保温0.5小时，随后继续随炉升温至γ’溶解温度以上120℃保温2.0小时，完成后冷至室温；将合金加热至γ’溶解温度以下350℃范围内保温8小时后冷至室温，随后加热至γ’溶解温度以下250℃范围内保温2小时后冷至室温。
实施例7
1)高温轧制：按质量百分比计，将C：0.03％，Cr：11％，Co：15％，Mn：0.5％，Si：0.5％，Nb：2.0％，Mo：3.5％，W：3.0％，Ti：3.0％，Al：4.0％，Ta：0.1％，B：0.003％，Zr：0.03％，余量为Ni，以20℃/min的升温速率升温至1180℃均匀化处理72小时，随后采用厚度为0.5-1.0mm的304不锈钢薄板包套后，在γ’溶解温度以上100℃进行高温轧制，每道次变形量不超过15％，总变形量不低于50％；在每道次变形完成后回炉保温后再进行下一道次轧制；回炉保温时间T与炉外耗时t满足T≥10t。
2)固溶处理：将轧制后的合金以10℃/min的升温速率升温至1020℃保温0.5小时，随后在γ’溶解温度以上90℃范围内保温2.0小时，完成后冷至室温；
3)时效处理：将经固溶处理后的合金以10℃/min的升温速率升温至γ’溶解温度以下300℃范围内保温7小时后以30℃/min的冷却速率冷至室温，随后加热至γ’溶解温度以下200℃范围内保温3小时后以30℃/min的冷却速率冷至室温。
实施例8
1)高温轧制：按质量百分比计，将C：0.05％，Cr：12％，Co：10％，Mn：0.2％，Si：0.3％，Nb：1.7％，Mo：3％，W：2.0％，Ti：2.0％，Al：4.5％，Ta：0.05％，B：0.001％，Zr：0.02％，余量为Ni，以30℃/min的升温速率升温至1190℃均匀化处理50小时，随后采用厚度为0.5-1.0mm的304不锈钢薄板包套后，在γ’溶解温度以上150℃进行高温轧制，每道次变形量不超过15％，总变形量不低于50％；在每道次变形完成后回炉保温后再进行下一道次轧制；回炉保温时间T与炉外耗时t满足T≥10t。
2)固溶处理：将轧制后的合金以20℃/min的升温速率升温至990℃保温0.7小时，随后在γ’溶解温度以上120℃范围内保温0.5小时，完成后冷至室温；
3)时效处理：将经固溶处理后的合金以20℃/min的升温速率升温至γ’溶解温度以下350℃范围内保温8小时后以240℃/min的冷却速率冷至室温，随后加热至γ’溶解温度以下240℃范围内保温1小时后以240℃/min的冷却速率冷至室温。
实施例9
1)高温轧制：按质量百分比计，将C：0.07％，Cr：14％，Co：12％，Mn：0.1％，Si：0.1％，Nb：1.5％，Mo：2％，W：1.5％，Ti：2.5％，Al：4.0％，Zr：0.03％，余量为Ni，以10℃/min的升温速率升温至1200℃均匀化处理24小时，随后采用厚度为0.5-1.0mm的304不锈钢薄板包套后，在γ’溶解温度以上120℃进行高温轧制，每道次变形量不超过15％，总变形量不低于50％；在每道次变形完成后回炉保温后再进行下一道次轧制；回炉保温时间T与炉外耗时t满足T≥10t。
2)固溶处理：将轧制后的合金以30℃/min的升温速率升温至950℃保温1小时，随后在γ’溶解温度以上100℃范围内保温1.0小时，完成后冷至室温；
3)时效处理：将经固溶处理后的合金以30℃/min的升温速率升温至γ’溶解温度以下320℃范围内保温10小时后以100℃/min的冷却速率冷至室温，随后加热至γ’溶解温度以下220℃范围内保温2小时后以100℃/min的冷却速率冷至室温。
对比例
合金利用真空感应炉对合金进行熔炼，获得的合金按质量百分比包括：C：0.07％，Cr：12.5％，Co：15％，Mn：0.3％，Si：0.2％，Nb：1.5％，Mo：2.5％，W：3.0％，Ti：3.0％，Al：4.0％，B：0.002％，Zr：0.02％，余量为Ni。
将合金在1200℃均匀化处理24小时，随后在γ’溶解温度以上150℃进行高温轧制，总变形量50％。为避免轧制前温度降幅过大促进大量γ’相析出、以及冷却速率过快导致铸锭内应力过大等问题对合金随后的变形加工带来影响，合金经均匀化处理及热处理前升温速率控制在10℃/min，热处理完成后冷却至室温过程中控制冷却速率120℃/min。为避免合金轧制过程前温度降幅过大促进γ’相析出、以及轧制过程中横向剪切应力导致合金锭开裂等问题，高温热轧采用包套的方式进行，包套材料为厚度为1.0mm的304不锈钢薄板。轧制期间控制每道次变形量15％，并在变形完成后回炉保温以备进行下一道次轧制。其中，合金，经热轧后回炉保温时间20min。最后，将轧制后的合金随炉升温至1020℃保温0.5小时后淬火。
从图2中可以看出合金内应力开裂裂纹。
表1为实施例1-6合金在室温、800℃及850℃条件下的拉伸性能测试结果，可以看出合金具备优异的强度性能，其在三种测试温度条件下屈服强度分别不低于1000MPa、750MPa、600MPa。
表1测试结果
Figure BDA0002482835790000131
本发明是针对先进超超临界火电机组要求而开发的，可满足过热器/再热器等高温部件的使用性能需求。合金采用析出强化的方式确保其具备良好的高温强度，同时控制Cr、W、Mo、Al、Ti等元素含量及相对比例，确保其在高温服役期间具有良好的组织稳定性并避免有害相析出。按照本发明获得的材料由奥氏体、Ni3Al(γ’)及晶界M23C6型碳化物三种物相构成，其中晶内γ’强化相体积分数达到40％以上，晶界碳化物体积分数不超过5％。利用该工艺制备的合金具有良好的组织稳定性，其晶粒尺寸50-70μm。同时合金具有优异的强度性能，其在室温、800℃及850℃条件下屈服强度分别不低于1000、750、600MPa。

Claims (1)

1.一种析出强化型变形高温合金的制备工艺，其特征在于，包括以下步骤：
1）高温轧制：按质量百分比计，将C：0.03~0.07%，Cr：11~11.8%，Co：10~15%，Mn：≤0.5%，Si：≤0.5%，Nb：1.5~2.0%，Mo：2.5~3.5%，W：1.5~3.0%，Ti：2.0~2.5%，Al：4.0~4.5%，Ta：≤0.1%，B：≤0.003%，Zr：≤0.03%，余量为Ni，
以10-30℃/min的升温速率升温至1180-1200℃均匀化处理24-72小时，随后在γ’溶解温度以上100-150℃进行高温轧制，总变形量不低于50%；高温轧制时，每道次变形量不超过15%；
在每道次变形完成后回炉保温后再进行下一道次轧制；回炉保温时间T与炉外耗时t满足T≥10t；
2）固溶处理：将轧制后的合金在950-1020℃保温0.5-1.0小时，随后在γ’溶解温度以上90-120℃范围内保温0.5-2.0小时，完成后冷至室温；
3）时效处理：将经固溶处理后的合金加热至γ’溶解温度以下300-350℃范围内保温7-10小时后冷至室温，冷至室温过程中冷却速率为30-240℃/min；随后加热至γ’溶解温度以下200-250℃范围内保温1-3小时后冷至室温，冷至室温过程中冷却速率为30-240℃/min，得到析出强化型变形高温合金；
该合金的晶粒尺寸50-70mm，在室温、800℃及850℃条件下屈服强度分别不低于1000MPa、750MPa、600MPa；
步骤1）中，高温轧制采用包套的方式进行，包套材料为厚度为0.5-1.0mm的304不锈钢薄板；
步骤2）中，以10-30℃/min的升温速率升温至950-1020℃；
步骤3）中，以10-30℃/min的升温速率升温至γ’溶解温度以下300-350℃。
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