CN112226649A - 一种变形高温合金及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明是关于一种变形高温合金及其制备方法，涉及金属结构材料技术领域。主要采用的技术方案为：一种变形高温合金，以重量百分比计，所述变形高温合金包括如下成分：Co 20‑35％、Cr 8‑11％、Ti 5.2‑6％、Al 1.8‑4.0％、W 4‑6％、Mo 2‑4％、Ta 0‑4％、C＜0.05％、Zr＜0.1％、Ni为余量。所述变形高温合金的层错能＜33mJ/m2；所述变形高温合金中的强化相γ′的体积分数为40‑48％。本发明主要用于设计一种在使用温度下具有优异强度、在热加工温度区间具有良好塑性的变形高温合金；该变形高温合金主要适用于高温高应力下使用的零部件，如航空发动机的涡轮盘。

Description

一种变形高温合金及其制备方法
技术领域
本发明涉及一种金属结构材料技术领域，特别是涉及一种变形高温合 金及其制备方法。
背景技术
航空发动机是国之重器，而涡轮盘是航空发动机的“心脏”部件。由 于涡轮盘零件的尺寸较大、且其服役状况复杂，对涡轮盘用合金的设计和 制造提出了越来越高的要求，因而成为制约我国航空发动机发展的瓶颈技 术之一。
目前，涡轮盘常用的变形高温合金主要有Inconel718合金(含15％左 右的γ″沉淀相)、Waspaloy合金(含20％的γ′相)、GH4586合金(含29％的 γ′相)、U720Li合金(含45％的γ′相)。而这些合金的设计理念均是向合金 中添加更多的固溶强化元素如Mo、W、Cr等、提高γ′相含量的沉淀强化元素 如Al、Ti、Nb等以及调整晶界元素C、B、Zr含量，来提高合金的使用温 度。以上这些铸锻高温合金基本都是在1000℃以上进行热加工的。随着这些合金中强化相含量的提高，合金承温能力也随之提高，但是合金的热加 工性能越来越差，尤其是高合金化U720Li合金在高温热加工过程极易出现 裂纹，甚至直接报废整根铸锭(2吨左右的真空自耗锭)，被视为难变形高 温合金。
目前，高γ′相含量的高温合金(如U720Li合金)的高温热加工塑性差， 严重制约了变形高温合金的发展。
一般而言，涡轮盘用变形高温合金设计时不但需要考虑材料的承温能 力，还必须考虑其加工性。高温合金的传统强化手段主要包括固溶强化、 沉淀强化、细晶强化和加工硬化。这几种强化手段在提升合金承温能力的 同时，不可避免地降低了合金的可加工性能，因此都有一定的局限性。
采用传统强化手段，涡轮盘用高温合金的强化与可加工性会产生“倒 置”关系，即伴随着高温合金的使用温度的提高，其热加工性能会显著下 降，甚至无法通过铸造/锻造工艺来加工。从本质上来看，承温能力与热加 工性能的倒置是由于传统方法中通过调整初始微观组织带来的强化效果在 更高的加工温度下很难被完全消除，而会一定程度上保留下来。
想要进一步提升涡轮盘用高温合金的综合承温能力，同时又不损害其 热加工性能，就不能再局限于仅对传统强化方式的调控和优化，而需要寻 找更优的强韧化方法，一方面在使用温度下同步提高材料强度和塑性，另 一方面在加工温度下又不提高其强度，即要求这种新的强韧化机制在使用 温度下起作用，而在更高的热加工温度下失效。
发明内容
有鉴于此，本发明提供一种变形高温合金及其制备方法，主要目的在 于能同时确保变形高温合金具有高使用温度及良好的热加工性能。
为达到上述目的，本发明主要提供如下技术方案：
一方面，本发明的实施例提供一种变形高温合金，其中，以重量百分 比计，所述变形高温合金包括如下成分：Co 20-35％、Cr 8-11％、Ti 5.2-6％、 Al 1.8-4.0％、W 4-6％、Mo 2-4％、Ta 0-4％、C＜0.05％、Zr＜0.1％、Ni为 余量。
优选的，所述变形高温合金中的Ti和Al的重量百分含量之和为 7-8.5％。
优选的，所述变形高温合金中的Ta和Co的重量百分含量之和为 20-35％。
优选的，所述变形高温合金的层错能≤33mJ/m2，优选的，所述变形高 温合金的层错能≤30mJ/m2，进一步优选的，所述变形高温合金的层错能≤ 25mJ/m2；和/或所述变形高温合金中的强化相γ′的体积分数为40-48％。
优选的，所述变形高温合金包括如下成分：Co 25.7-25.9％、Cr 10.3-10.5％、Ti5.2-5.4％、Al 2-2.2％、W 4.1-4.3％、Mo 2.4-2.6％、C 0.019-0.021％、Zr 0.029-0.031％、Ni为余量；优选的，所述变形高温合金 中的γ′相的体积分数为40-41％；优选的，所述变形高温合金的层错能为 29-30mJ/m2。
优选的，所述变形高温合金包括如下成分：Co 20-20.4％、Cr 8.9-9.1％、 Ti5.5-5.7％、Al 2.4-2.6％,W 4.6-4.8％、Mo 2.6-2.8％、Ta 3.9-4.1％、C 0.029-0.031％、Zr 0.029-0.031％、Ni为余量；优选的，所述变形高温合金 中的γ′相的体积分数为46-47％；优选的，所述变形高温合金的层错能为 30-33mJ/m2。
优选的，所述变形高温合金包括如下成分：Co 32.9-33.1％、Cr 9.6-9.8％、Ti5.6-5.8％、Al 2.3-2.5％,W 4.9-5.1％、Mo 2.4-2.6％、Ta 1.9-2.1％、C 0.019-0.020％、Zr 0.029-0.031％、Ni为余量；优选的，所述 变形高温合金中的γ′相的体积分数为47-48％；优选的，所述变形高温合金 的层错能为20-24mJ/m2。
另一方面，上述的变形高温合金的制备方法，其中，包括如下步骤：
1)对合金原料进行真空感应熔炼后，浇注成合金铸锭(合金铸锭的化 学成分满足上述变形高温合金的成分要求)；
2)对所述合金铸锭进行均匀化处理；
3)对均匀化处理后的合金铸锭进行热锻造加工，得到变形高温合金(变 形高温合金棒)。
优选的，在所述步骤2)中：所述均匀化处理的温度为1130-1200℃、 均匀化处理的时间不小于50小时。
优选的，在所述步骤3)中：
所述热锻造处理的温度为950-1180℃；和/或
所述热锻造处理的锻造比大于100％；和/或
所述变形高温合金的晶粒尺寸(晶粒粒径)为10-50μm。
与现有技术相比，本发明的变形高温合金及其制备方法至少具有下列 有益效果：
本发明提出的变形高温合金及其制备方法，通过将其化学成分设计成：Co 20-35％、Cr 8-11％、Ti 5.2-6％、Al 1.8-4.0％、W 4-6％、Mo 2-4％、Ta 0-4％、 C＜0.05％、Zr＜0.1％、Ni为余量；上述含量的W、Ta、Co、Ti元素之间的 协同作用，能降低变形高温合金的层错能，使其≤33mJ/m2，同时上述含量 的Ti、Al、Ta元素之间的协同作用，使变形高温合金的强化相含量为40-48％， 而低的层错能可以提高合金的使用温度和保持良好的热加工性能、高含量 的强化相可以确保合金的使用温度。因此，本发明提出的变形高温合金及 其制备方法能同时确保或提高变形高温合金的使用温度和热加工性能。
进一步地，在上述基础上，本发明通过将所述变形高温合金中的Ti和 Al的重量百分含量之和为7-8.5％、Ta和Co的重量百分含量之和为20-35％， 这样能进一步降低合金的层错能、提高强化相的体积分数，进而确保同时 提高变形高温合金的使用温度、热加工性能。
进一步地，在上述基础上，本发明通过将变形高温合金的化学成分设 计如下(以重量百分比计)：Co 32.9-33.1％、Cr 9.6-9.8％、Ti 5.6-5.8％、 Al 2.3-2.5％,W 4.9-5.1％、Mo 2.4-2.6％、Ta 1.9-2.1％、C 0.019-0.020％、 Zr 0.029-0.031％、Ni为余量；在该设计成分下，变形高温合金的层错能≤ 24mJ/m2，而强化相含量高达48％；因此，该设计成分的变形高温合金在使 用温度具有优异的强度，在热加工温度区间具有良好的塑性。
综上，本发明提供的变形高温合金及其制备方法，能同时提高变形高 温合金的使用温度和热加工性能，从而解决了“提高合金承温能力必然降 低其可锻性”这一材料学难题。
上述说明仅是本发明技术方案的概述，为了能够更清楚了解本发明的 技术手段，并可依照说明书的内容予以实施，以下以本发明的较佳实施例 并配合附图详细说明如后。
附图说明
图1是本发明的实施例3所制备的变形高温合金(棒材)的图片；
图2是本发明实施例所制备的变形高温合金的显微组织图，(a)图是 实施例3所制备的变形高温合金的光学显微镜图、(b)图是实施例3制备 的变形高温合金的扫描电镜图、(c)图是实施例2所制备的变形高温合金 的组织图；
图3是对比合金1、对比合金2、本发明实施例2、实施例3所制备的 变形高温合金的拉伸强度随着温度变化的曲线图；
图4是对比合金1、本发明的实施例1所制备的变形高温合金、实施 例3所制备的变形高温合金在室温下拉伸后的透射电镜观察照片；
图5是对比合金1、本发明的实施例1所制备的变形高温合金、实施例 3所制备的变形高温合金在750℃的温度下拉伸后的透射电镜观察照片；
图6是对比合金1、本发明的实施例1所制备的变形高温合金、实施 例3所制备的变形高温合金在1000℃的温度下拉伸后的透射电镜观察照片；
图7是对比合金1、对比合金2、本发明的实施例3所制备的变形高温 合金的拉森-米勒曲线图；
图8是对比合金2、本发明的实施例3所制备的变形高温合金的峰值 应力随温度变化的曲线图；
图9是对比合金2、本发明的实施例3所制备的变形高温合金的热加工 性能比较图(2吨铸锭，直径为500mm)。
具体实施方式
为更进一步阐述本发明为达成预定发明目的所采取的技术手段及功 效，以下结合附图及较佳实施例，对依据本发明申请的具体实施方式、结 构、特征及其功效，详细说明如后。在下述说明中，不同的“一实施例” 或“实施例”指的不一定是同一实施例。此外，一或多个实施例中的特定 特征、结构、或特点可由任何合适形式组合。
现有技术中，高温高应力下使用的零部件(如航空发动机的涡轮盘) 用变形高温合金存在“提高合金承温能力必然会降低其可锻性”的这一材 料学难题。
为此，本发明的发明人通过大量的科学研究发现：通过对变形高温合 金成分的设计来调整变形高温合金的层错能(合金的层错能在室温测定)， 在使用温度区间(400-800℃)引入层错或孪生来强化变形高温合金，以提 高变形高温合金的使用温度；在高温加工区恢复到传统的位错强化机制， 从而在保证变形高温合金使用温度高达750℃的情况下，能明显提高合金的 可加工性。更为重要的是：现有技术还没有通过调整合金层错能的方法来 调控变形机制，从而实现同时提高合金承温能力和热加工性能的研究和报 道。
为了实现同时提高变形高温合金的使用温度和热加工性能，本发明的 变形高温合金的设计思路如下：通过控制变形高温合金中的W、Ta、Co和 Ti等元素含量，使合金中的层错能<30mJ/m2(在此需要说明的是层错能的 测量均是在室温下进行的)；通过控制合金中的强化相元素(Al、Ti和Ta) 的含量，使强化相γ′的体积分数控制在40-48％之间。这样，在保证合金强 化相体积分数基本不变的情况下，通过调整合金中的W、Ta、Co和Ti等元 素含量(尤其是Ta+Co的含量)来降低层错能，使变形高温合金在涡轮盘 使用温度区(400-800℃)之间以层错和孪生变形为主，通过孪生强化机制 提高变形高温合金在中温区的强度。
在此需要说明的是：当强化相γ′的体积分数在35％以上时，随着变形高 温合金使用温度的提高(通常需要提高强化相的体积分数)，变形高温合金 的热加工性能非常差，2吨左右的铸锭经常会在开坯中断裂，热加工难度非 常大。
具体地，本发明的变形高温合金的设计方案如下：
一种高温变形合金，按重量百分比计，其化学成分为：
Co：20-35％、Cr：8-11％、Ti：5.2-6％、Al：1.8-4.0％、W：4-6％、Mo： 2-4％、Ta：0-4％、C<0.05％、Zr<0.1％、Ni：余量。优选的，所述变形高温 合金中的Ti和Al的重量百分含量之和为7-8.5％。优选的，所述变形高温 合金中的Ta和Co的重量百分含量之和为20-35％。
上述成分设计的高温变形合金，使得变形高温合金的层错能＜33mJ/m2、 使变形高温合金中的强化相γ′的体积分数为40-48％。
在此，上述变形高温合金中的合金元素的主要作用及其成分范围的选 择是基于如下理由：
Co能降低合金的层错能、提高合金的组织稳定性以及蠕变性能；在此， 20-35wt％的Co在中温区能促进层错和微孪晶的形成；同时Co还能降低沉 淀强化相γ′的溶解温度，从而扩大合金的热加工窗口温度，提高合金的可加 工性能。
Ta元素也能降低基体的层错能，使合金容易形成孪晶。此外，Ta元素 是γ′相形成元素，对合金具有时效沉淀强化作用，保证合金具有高的高温强 度和持久性能。在此0-4wt％的Ta能确保合金的高温强度和持久性能、并降 低基体的层错能。
W元素进入γ′基体和γ′沉淀相中，能同时提高两相的强度。此外，W还能 提高合金的蠕变性能。然而，W元素具有比重较重、容易引起缺口敏感性以 及易形成TCP相等缺点。因此，W的加入量控制在4-6wt％之间。
Al和Ti是γ′相形成元素，对合金具有时效沉淀强化作用，保证合金具 有高的高温强度和持久性能。合金中Ti含量以及Ti/Al比例高，易形成有 害相η相，影响合金的热加工性能。因此，要求Al、Ti的含量分别为 1.8-4.0wt％,5.2-6wt％为宜，同时将Ti/Al重量比例控制在2-2.5之间。
Mo是强固溶强化元素，能增加γ/γ′的错配度，有效阻碍位错运动，提高 合金的蠕变性能，同时Mo还能降低合金的缺口敏感性。但过量加入Mo会 导致有害相TCP的析出，对合金的热腐蚀性能和抗氧化性能也有不利影响， 因此控制Mo的含量在2-4wt％。
上述各合金元素，尤其是W、Ta、Co和Ti等元素的合理配比使本发明 的变形高温合金具有较低的层错能，位错容易分解成为扩展位错(不全位 错),不能发生交滑移，从而在使用温度区间以层错或孪生变形为主，提高 变形高温合金在使用温度区间的力学性能。在高温区(热加工区)，变形高 温合金继续以位错变形为主，从而能保证变形高温合金的热加工性能。
另一方面，上述变形高温合金的制备方法，包括但并不局限于以下步 骤：
1)对合金原料进行真空熔炼处理，浇注成合金铸锭(合金铸锭的化学 成分满足上述变形高温合金的成分要求)。
在此，熔炼处理主要是采用真空感应熔炼、真空感应炉+真空自耗炉熔 炼、真空感应炉+电渣重熔熔炼+真空自耗炉熔炼中的任一种熔炼方式(上 述三种熔炼方式是制备高温合金铸锭的三种不同工艺，其中三次熔炼制备 的铸锭质量较高。工业生产大铸锭时，一般采用三次熔炼)。
2)将合金铸锭在1130-1200℃区间分不同温度段均匀化处理50小时及 以上。
所述均匀化处理的温度包括多个温度段；其中，后一个温度段的温度 比前一个温度段的温度高；优选的，第一个温度段的最低温度为1130℃， 最终一个温度段的最高温度为1200℃。
3)将均匀化后的合金铸锭在950-1180℃之间热锻造，锻造比控制在 100％以上，制备出棒材的晶粒尺寸在10-50mm之间。
下面通过具体实施例对本发明进一步详细说明：
实施例1
实施例1设计一种变形高温合金，其中，按重量百分比计，该变形高 温合金的化学成分为：Co 25.8％、Cr 10.4％、Ti 5.2％、Al 2.1％、W 4.2％、 Mo 2.5％、C 0.02％、Zr0.03％、余量为Ni。
其中，该变形高温合金的制备步骤如下：
1)：将合金原料加入到真空感应炉中进行熔炼处理，将熔炼处理后的 合金液浇注成化学成分符合上述设计要求、无明显铸造缺陷的合金铸锭(母 合金)。
2)：将合金铸锭在1130-1150℃的温度段处理25小时，然后在 1170-1200℃的温度段处理26小时。
3)：将均匀化后的合金铸锭在1100-1150℃的温度之间进行热锻造处 理，制备出变形高温合金(即，变形高温合金棒材)。
实施例2
实施例2设计一种变形高温合金，其中，按重量百分比计，该变形高 温合金的化学成分为：Co 20％、Cr 9％、Ti 5.6％、Al 2.5％、W 4.7％、Mo 2.7％、 Ta 4％、C 0.02％、Zr0.03％、余量为Ni。
其中，该变形高温合金的制备步骤如下：
1)：将合金原料加入到真空感应炉中进行熔炼处理，将熔炼处理后的 合金液浇注成化学成分符合上述设计要求、无明显铸造缺陷的合金铸锭(母 合金)。
2)：将合金铸锭在1130-1150℃的温度段处理25小时，然后在 1170-1200℃的温度段处理26小时。
3)：将均匀化后的合金铸锭在1100-1150℃的温度之间进行热锻造处 理，制备出变形高温合金(即，变形高温合金棒材)。
实施例3
实施例3设计一种变形高温合金，其中，按重量百分比计，该变形高 温合金的化学成分为：Co 33％、Cr 9.7％、Ti 5.7％、Al 2.4％、W 5％、Mo 2.5％、 Ta 2％、C 0.02％、Zr0.03％、余量为Ni。
其中，该变形高温合金的制备步骤如下：
1)：将合金原料加入到真空感应炉中进行熔炼处理，将熔炼处理后的 合金液浇注成化学成分符合上述设计要求、无明显铸造缺陷的合金铸锭(母 合金)。
2)：将合金铸锭在1130-1150℃的温度段处理25小时，然后在 1170-1200℃的温度段处理26小时。
3)：将均匀化后的合金铸锭在1100-1150℃的温度之间进行热锻造处 理，制备出变形高温合金(即，变形高温合金棒材)。
比较例1
比较例1设计一种对比合金1，其中，按重量百分比计，该对比合金的 化学成分为：Co 5％、Cr 12％、Ti 5.6％、Al 2.5％、W 4.2％、Mo 2.8％、C 0.02％、 Zr 0.03％、余量为Ni。
其中，该对比合金1的制备步骤如下：
1)：将合金原料加入到真空感应炉中进行熔炼处理，将熔炼处理后的 合金液浇注成化学成分符合上述设计要求、无明显铸造缺陷的合金铸锭(母 合金)。
2)：将合金铸锭在1130-1150℃的温度段处理25小时，然后在 1170-1200℃的温度段处理26小时。
3)：将均匀化后的合金铸锭在1100-1150℃的温度之间进行热锻造处 理，制备出对比合金1。
比较例2
比较例2设计一种对比合金2(U720Li合金)，其中，按重量百分比计， 该对比合金的化学成分为：Co 15％、Cr 16％、Ti 5％、Al 2.5％、W 1.25％、 Mo3％、C 0.03％、Zr0.03％、余量为Ni。
其中，该对比合金2的制备步骤如下：
1)：将合金原料加入到真空感应炉中进行熔炼处理，将熔炼处理后的 合金液浇注成化学成分符合上述设计要求、无明显铸造缺陷的合金铸锭(母 合金)。
2)：将合金铸锭在1130-1150℃的温度段处理25小时，然后在 1170-1200℃的温度段处理26小时。
3)：将均匀化后的合金铸锭在1100-1150℃的温度之间进行热锻造处 理，制备出对比合金2。
实施例1-实施例3所制备的变形高温合金、对比合金1、对比合金2 的化学成分、层错能及强化相γ′的体积分数参见表1所示(其中，层错能 可以通过透射电镜测量，强化相的体积分数可以通过热力学计算软件进行 计算。)。
表1为实施例1-3、比较例1-2所制备合金的化学成分(wt.％)、层错能及强化相体积分数
Figure BDA0002723945650000111
从表1可以看出：本发明实施例所制备的变形高温合金的层错能明显 低于对比合金1、对比合金2的层错能；且实施例2所制备的变形高温合金 的层错能低至24mJ/m2。本发明实施例1所制备的变形高温合金的强化相含 量低于对比合金1、对比合金2的强化相含量，而本发明实施例2-3所制备 的变形高温合金的强化相含量高于对比合金1、对比合金2的强化相含量。
图1为实施例3所制备的变形高温合金(棒材)的样品；从图1可以 很明显看出：实施例3所制备的变形高温合金(棒材)的表面光滑、无裂 纹。
对比合金1、对比合金2所制备的变形高温合金的晶粒尺寸在10-50mm 左右，晶粒内分布着两种不同尺寸的γ′沉淀相。如图2的(a)、(b)所示： 实施例3所制备的变形高温合金的晶粒尺寸在10-50μm左右，晶粒内分布 着两种不同尺寸的γ′沉淀相)。但是，在实施例2中，如图2的(c)所示， 由于Ta含量为4wt％，变形高温合金中发现了少量η相。
图3反应了对比合金1、对比合金2、及本发明实施例(实施例2、实 施例3)所制备的变形高温合金的室温至高温的力学性能。在室温到800℃ 的温度范围内，实施例2、实施例3所制备变形高温合金的强度明显高于对 比合金1、对比合金2的强度，尤其是在合金的使用温度750℃左右时，实 施例3所制备的变形高温合金的强度比对比合金1、对比合金2提高了10％ 以上，由此说明本发明实施例设计的变形高温合金具有高的使用温度。随 着温度的进一步升高，实施例2、实施例3所制备的变形高温合金的强度迅 速降低较快，但对比合金1、对比合金2的强度降低较慢，因此温度达到1000℃以上时，实施例2、实施例3所制备的变形高温合金的强度明显低于 对比合金1、对比合金2，由此说明本发明实施例所制备的变形高温合金具 有优异的热加工性能。
图4是对比合金1、实施例1所制备的变形高温合金、实施例3所制 备的变形高温合金在室温拉伸后的透射电镜观察照片。在室温时，对比合 金1、实施例1所制备的变形高温合金、实施例3所制备的变形高温合金均 以位错运动为主。
在300-800℃的温度下，拉伸试验过程中，本发明实施例的变形高温合 金主要以层错和微孪生运动为主，而对比合金1则主要以位错和层错运动 为主。对比合金1、实施例1所制备的变形高温合金、实施例3所制备的变 形高温在750℃的温度下拉伸后的透射电镜观察照片参见图5所示。可以 看出：对比合金1主要以位错和少量层错运动为主，而实施例1、实施例3 所制备的变形高温合金主要以层错和微孪生运动为主。并且，在300-800℃ 之间拉伸变形时，随着温度的升高，合金中的层错和微孪生变形越明显。
当温度高于900℃时，实施例1、实施例3所制备的变形高温合金、对 比合金1的变形机制又恢复到位错运动为主，具体参见图6所示。
表2测试了实施例1所制备变形高温合金、实施例3所制备变形高温 合金和对比合金1、对比合金2在650℃/840MPa、725℃/630MPa、760℃ /460MPa的实验条件下的持久寿命(小时h)。
表2为合金在不同实验条件下的持久性能比较
650℃/840MPa,h 725℃/630MPa,h 760℃/480MPa,h
对比合金1 280 105 125
对比合金2 460 210 230
实施例1 850 295 450
实施例3 870 305 480
从表2可以看出：实施例1、实施例3所制备的变形高温合金的持久寿 命明显高于对比合金1、对比合金2。
图7是实施例1、实施例3所制备的变形高温合金、对比合金1、对比 合金2的拉森-米勒曲线图。实施例1、实施例3所制备的变形高温合金的 持久寿命明显高于对比合金1、对比合金2。实施例1、实施例3所制备的 变形高温合金的承温能力比对比合金2提高了30℃以上。
从图2、表2及图7可以看出：本发明实施例制备的变形高温合金在 800℃以下具有优异的拉伸强度和蠕变性能，这说明本发明实施例制备的变 形高温合金的使用温度比难变形高温合金U720Li(对比合金2)明显提高。
从图4、图5和图6可以看出：随着温度增加，本发明实施例的变形高 温合金的变形机制由室温的位错滑移机制转变为使用温度(300-800℃)的 层错和孪生机制，而当温度进一步提升至加工温度时(1000℃以上)，变形 机制恢复到了位错滑移和攀移机制。
图8是实施例3所制备的变形高温合金和对比合金2的峰值应力随温 度变化的曲线图，实验温度在1060-1180℃，此温度区间一般是难变形高温 合金的开坯温度区间。在相同的实验条件下，实施例3所制备的变形高温 合金的峰值应力比对比合金2小，这说明本发明实施例所制备的变形高温 合金的变形抗力较低，有利于合金的热加工。
图9是实施例3设计的变形高温合金和对比合金2的热加工性能比较 图。这两种合金通过真空感应(VIM)+电渣重熔(ESR)+真空自耗(VAR) 熔炼得到2吨的铸锭，然后在1130-1200℃之间对其进行均匀化热处理，最 后在快锻机上对两种铸锭进行开坯。实施例3可以制备出直径为200mm左 右的表面无裂纹的棒材，而对比合金2则在开坯过程中发生断裂，上述结 果说明本发明合金具有优异的热加工性能。
综上，本发明提供的变形高温合金及其制备方法，能同时提高变形高 温合金的使用温度和热加工性能，从而解决了“提高合金承温能力必然降 低其可锻性”这一材料学难题。本发明的变形高温合金的层错能降低，因 此，本发明的变形高温合金在300-800℃下以层错或微孪生变形为主，且其 蠕变性能比对比合金2(U720Li)提高了30℃以上。本发明提供的变形高温 合金的高温变形抗力低，合金的热加工窗口宽，具有良好的热加工性能。
以上所述，仅是本发明的较佳实施例而已，并非对本发明作任何形式 上的限制，依据本发明的技术实质对以上实施例所作的任何简单修改、等 同变化与修饰，均仍属于本发明技术方案的范围内。

Claims (10)

1.一种变形高温合金，其特征在于，以重量百分比计，所述变形高温合金包括如下成分：Co 20-35％、Cr 8-11％、Ti 5.2-6％、Al 1.8-4.0％、W 4-6％、Mo 2-4％、Ta 0-4％、C＜0.05％、Zr＜0.1％、Ni为余量。
2.根据权利要求1所述的变形高温合金，其特征在于，所述变形高温合金中的Ti和Al的重量百分含量之和为7-8.5％。
3.根据权利要求1或2所述的变形高温合金，其特征在于，所述变形高温合金中的Ta和Co的重量百分含量之和为20-35％。
4.根据权利要求1-3任一项所述的变形高温合金，其特征在于，
所述变形高温合金的层错能≤33mJ/m2，优选的，所述变形高温合金的层错能≤30mJ/m2，进一步优选的，所述变形高温合金的层错能≤25mJ/m2；和/或
所述变形高温合金中的强化相γ′的体积分数为40-48％。
5.根据权利要求1-4任一项所述的变形高温合金，其特征在于，所述变形高温合金包括如下成分：Co 25.7-25.9％、Cr 10.3-10.5％、Ti 5.2-5.4％、Al 2-2.2％、W 4.1-4.3％、Mo2.4-2.6％、C 0.019-0.021％、Zr 0.029-0.031％、Ni为余量；
优选的，所述变形高温合金中的γ′相的体积分数为40-41％；
优选的，所述变形高温合金的层错能为29-30mJ/m2。
6.根据权利要求1-4任一项所述的变形高温合金，其特征在于，所述变形高温合金包括如下成分：Co 20-20.4％、Cr 8.9-9.1％、Ti 5.5-5.7％、Al 2.4-2.6％,W 4.6-4.8％、Mo2.6-2.8％、Ta 3.9-4.1％、C 0.029-0.031％、Zr 0.029-0.031％、Ni为余量；
优选的，所述变形高温合金中的γ′相的体积分数为46-47％；
优选的，所述变形高温合金的层错能为30-33mJ/m2。
7.根据权利要求1-4任一项所述的变形高温合金，其特征在于，所述变形高温合金包括如下成分：Co 32.9-33.1％、Cr 9.6-9.8％、Ti 5.6-5.8％、Al 2.3-2.5％,W 4.9-5.1％、Mo2.4-2.6％、Ta 1.9-2.1％、C 0.019-0.020％、Zr 0.029-0.031％、Ni为余量；
优选的，所述变形高温合金中的γ′相的体积分数为47-48％；
优选的，所述变形高温合金的层错能为20-24mJ/m2。
8.权利要求1-7任一项所述的变形高温合金的制备方法，其特征在于，其包括如下步骤：
1)对合金原料进行真空感应熔炼后，浇注成合金铸锭；
2)对所述合金铸锭进行均匀化处理；
3)对均匀化处理后的合金铸锭进行热锻造加工，得到变形高温合金。
9.根据权利要求8所述的变形高温合金的制备方法，其特征在于，在所述步骤2)中：所述均匀化处理的温度为1130-1200℃、均匀化处理的时间不小于50小时。
10.根据权利要求8所述的变形高温合金的制备方法，其特征在于，在所述步骤3)中：
所述热锻造处理的温度为950-1180℃；和/或
所述热锻造处理的锻造比大于100％；和/或
所述变形高温合金的晶粒尺寸为10-50μm。
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