CN113454255B

CN113454255B - Ni基超耐热合金以及Ni基超耐热合金的制造方法

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Publication number: CN113454255B
Application number: CN202080015702.0A
Authority: CN
Inventors: 青木宙也; 伊达正芳; 石田俊树
Original assignee: Hitachi Metals Ltd
Current assignee: Proterial Ltd
Priority date: 2019-03-29
Filing date: 2020-03-24
Publication date: 2022-07-29
Anticipated expiration: 2040-03-24
Also published as: WO2020203460A1; EP3950984A4; US20220154311A1; JP6839401B1; US11708627B2; EP3950984A1; JPWO2020203460A1; CN113454255A

Abstract

提供一种用于稳定获得高拉伸强度的Ni基超耐热合金及其制造方法。一种Ni基超耐热合金及其制造方法，其具有以质量％计C：0.10％以下、Si：0.5％以下、Mn：0.5％以下、P：0.05％以下、S：0.050％以下、Fe：45％以下、Cr：14.0～22.0％、Co：18.0％以下、Mo：8.0％以下、W：5.0％以下、Al：0.10～2.80％、Ti：0.50～5.50％、Nb：5.8％以下、Ta：2.0％以下、V：1.0％以下、B：0.030％以下、Zr：0.10％以下、Mg：0.005％以下、余量为Ni和不可避免的杂质的组成，并且通过SEM‑EBSD法测定的晶粒内取向差参数Grain Orientation Spread(GOS)为0.7°以上。

Description

Ni基超耐热合金以及Ni基超耐热合金的制造方法

技术领域

本发明涉及一种Ni基超耐热合金以及Ni基超耐热合金的制造方法。

背景技术

在飞机用喷气发动机或发电用气体涡轮中，为了提升燃耗率，因此有使工作温度上升的趋势，由具备高温下优异机械特性的Ni基超耐热合金构成的零件被较多使用。作为代表性合金，可列举出718合金和Waspaloy。使用这种合金的喷气发动机或气体涡轮的旋转零件要求具有高温下的拉伸强度和疲劳特性、蠕变特性等。

在上述已知合金中，例如，关于718合金提出了各种方案作为适合发电用气体涡轮盘的制造方法。例如，日本特开平10-237609号公报(专利文献1)中提出了如下方案，即着眼于固溶处理后的冷却速度，通过将从固溶温度到600℃为止的平均冷却速度设定为5～50℃/分钟的范围内来改善强度和蠕变等。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平10-237609号公报

发明内容

发明要解决的问题

由用于飞机用喷气发动机或发电用气体涡轮的Ni基超耐热合金构成的零件中，例如涡轮盘用构件通过模锻成型为产品的近净形状。在重视拉伸强度的构件中期望ASTM晶粒度编号设为8以上，在锻造过程中将塑性应变均匀地引入被加工材中并使整个被加工材再结晶以获得微细晶粒的方法是有效的。

但是，在模锻中不可避免地存在被加工材在锻造中被模具约束的部分(死区)，在被加工材中产生引入的塑性应变低的区域。在这种区域中，有时会在锻造后的固溶化处理中导致异常晶粒生长，无法得到需要的拉伸强度。

本发明的目的在于提供一种具备高拉伸强度的Ni基超耐热合金及其制造方法。

用于解决问题的方案

如上所述，作为获得高拉伸强度的方法，利用再结晶的晶粒微细化是有效的方法。与此相对，本发明人发现了：通过在不促进再结晶的情况下有意地将锻造过程中引入的塑性应变留在被加工材中，可以获得高拉伸强度的Ni基超耐热合金，其累积的应变可以利用晶粒内取向差参数Grain Orientation Spread(GOS)规定。另外，发现了用于残留塑性应变的制造方法，并作出了本发明。

即本发明为一种Ni基超耐热合金，其具有以质量％计C：0.10％以下、Si：0.5％以下、Mn：0.5％以下、P：0.05％以下、S：0.050％以下、Fe：45％以下、Cr：14.0～22.0％、Co：18.0％以下、Mo：8.0％以下、W：5.0％以下、Al：0.10～2.80％、Ti：0.50～5.50％、Nb：5.8％以下、Ta：2.0％以下、V：1.0％以下、B：0.030％以下、Zr：0.10％以下、Mg：0.005％以下、余量为Ni和不可避免的杂质的组成，并且通过SEM-EBSD法测定的晶粒内取向差参数GrainOrientation Spread(GOS)为0.7°以上。

另外，本发明为一种Ni基超耐热合金，所述Ni基超耐热合金的组成为C：0.08％以下、Si：0.2％以下、Mn：0.2％以下、P：0.02％以下、S：0.005％以下、Fe：45％以下、Cr：14.0～22.0％、Co：18.0％以下、Mo：8.0％以下、W：5.0％以下、Al：0.10～2.80％、Ti：0.50～5.50％、Nb：5.8％以下、Ta：2.0％以下、V：1.0％以下、B：0.030％以下、Zr：0.10％以下、Mg：0.005％以下、余量为Ni和不可避免的杂质。

另外，本发明为所述Ni基超耐热合金的制造方法，其包括：对具有所述组成的被热加工材进行加热至970～1005℃并保持1～6小时的模锻前加热处理，然后进行模锻而制成模锻材；时效处理工序，对所述模锻材进行以700～750℃保持2～20小时的第1阶段时效处理，然后进行以600～650℃保持2～20小时的第2阶段时效处理，从而制成时效处理材。

另外，本发明为所述Ni基超耐热合金的制造方法，其包括：对具有所述组成的被热加工材进行加热至980～1050℃并保持1～6小时的四面锻造前加热处理，然后进行四面锻造而制成四面锻造材；稳定化处理工序，将所述四面锻造材以830～860℃保持2～20小时，从而制成稳定化处理材；时效处理工序，对所述稳定化处理材进行以740～780℃保持2～20小时的时效处理，从而制成时效处理材，其中，以从所述四面锻造的锻造结束温度至900℃为止的冷却速度大于15℃/分钟的冷却速度进行冷却。

发明的效果

本发明的Ni基超耐热合金能够获得良好的拉伸强度。能够提高使用其形成的飞机用喷气发动机或发电用气体涡轮构件的可靠性。

具体实施方式

本发明限定的Ni基超耐热合金的化学组成的限定理由如下所述。需要说明的是，“以下”所表示的各元素的下限包括0％。

＜C＞

C在合金中形成MC碳化物或M₂₃C₆的碳化物。前者具有抑制晶粒生长的钉扎效应，后者通过在晶界析出而提高晶界强度。不过，添加量变多时，形成粗大的MC碳化物，成为断裂起点使疲劳特性下降。因此C的含量设为0.10％以下。优选的上限为0.08％。在含有C以可靠地获得所述C带来的效果的情况下，C的下限可以设为0.01％。需要说明的是，如果不需要所述碳化物带来的效果则不添加也无妨。

＜Si、Mn、P、S＞

Si、Mn、P、S会降低晶界强度，因此优选少量，可以分别为0％。不过，当用于飞机用喷气发动机或发电用气体涡轮的构件时，即使含有一定量也能获得充分的强度，因此Si在0.5％以下、Mn在0.5％以下、P在0.05％以下、S在0.050％以下的范围内是可以接受的。优选Si：0.2％以下、Mn：0.2％以下、P：0.02％以下、S：0.005％以下的范围。

＜Fe＞

Fe是在本发明中与Ni一起构成合金的主要元素，用于代替高价的Ni，对于降低合金成本是有效的。但是，含有过多的Fe时形成σ相(sigma phase)等脆化相，使机械特性或热加工性下降。因此Fe的含量设为45％以下。需要说明的是，如果Fe的添加使其它元素的协同作用受损而难以获得期望的特性，则不添加也无妨。

＜Cr＞

Cr是对于提高使用环境中的耐氧化性和耐腐蚀性有效的元素。另外，通过形成M₂₃C₆碳化物，具有提高晶界强度的效果。为了发挥这些效果需要14.0％以上。另一方面，含有过多的Cr时形成σ相等脆化相，使机械特性或热加工性下降。因此上限设为22.0％。需要说明的是，如果Cr的添加使其它元素的协同作用受损而难以获得期望的特性，则不添加也无妨。

＜Co＞

Co能够提高高温中的组织稳定性，获得高拉伸强度。但是，Co是所含元素中的高价元素，为了降低合金成本，含量设为18.0％以下。在含有Co以可靠地获得所述Co带来的效果的情况下，Co的下限可以设为5％。需要说明的是，如果通过Co以外的其它元素能够获得与添加Co同等的效果，则不添加也无妨。

＜Mo、W＞

Mo和W有助于基质的固溶强化，具有提高高温下拉伸强度的效果。不过，Mo或W过多时形成金属间化合物相，反而损害强度，因此上限分别设为8.0％、5.0％。在含有Mo或者/以及W以可靠地获得所述Mo或W带来的效果的情况下，Mo的下限可以设为1％、W的下限可以设为1％。需要说明的是，如果通过Mo或W以外的其它元素能够获得与添加Mo或W同等的效果，则不添加Mo或W也无妨。

＜Al＞

Al是形成作为析出强化相的γ’相(gamma prime phase)、提高拉伸强度的元素。为了获得其效果需要最低含有0.10％，但是过度的添加会导致γ’相大量析出从而使热加工性下降。因此上限设为2.80％。

＜Ti＞

与Al一样，Ti也是形成γ’相、提高拉伸强度的元素，0.50％以上能够获得其效果。另一方面，过多添加时，脆化相η相(eta phase)析出，使热加工性或机械特性显著下降。因此，上限设为5.50％。

＜Nb＞

与Al或Ti一样，Nb也是形成γ’相、使γ’相固溶强化以提高高温强度的元素。另外，例如，用于在718合金中形成作为析出强化相的γ”相(gamma double prime phase)以提高强度并且形成δ相作为钉扎颗粒进行晶粒控制。不过，过度添加会显著损害热加工性，因此上限设为5.8％。在含有Nb以可靠地获得所述Nb带来的效果的情况下，Nb的下限可以设为1％。需要说明的是，如果通过Nb以外的其它元素能够获得与添加Nb同等的效果，则不添加也无妨。

＜Ta＞

与Al或Ti一样，Ta也是形成γ’相、使γ’相固溶强化以提高高温强度的元素。另外，具有形成MC碳化物以抑制晶粒生长的钉扎效应。不过，其是非常高价的元素，为了抑制合金成本而设为2.0％以下。在含有Ta以可靠地获得所述Ta带来的效果的情况下，Ta的下限可以设为0.5％。需要说明的是，如果通过Ta以外的其它元素能够获得与添加Ta同等的效果，则不添加也无妨。

＜V＞

V与Ta同样是除了在γ’相中固溶强化以提高高温强度之外，还形成MC碳化物作为钉扎颗粒而用于晶粒控制的元素。不过，由于过度添加会导致MC碳化物的粗大化，使疲劳特性和热加工性下降，因此设为1.0％以下。在含有V以可靠地获得所述V带来的效果的情况下，V的下限可以设为0.5％。需要说明的是，如果通过V以外的其它元素能够获得与添加V同等的效果，则不添加也无妨。

＜B＞

B是提高晶界强度、主要改善蠕变强度和延性的元素。另一方面，B使熔点下降的效果较大，过多添加反而会使晶界强度下降。另外，由于粗大的硼化物形成时热加工性下降，因此上限设为0.030％。在含有B以可靠地获得所述B带来的效果的情况下，B的下限可以设为0.005％。需要说明的是，如果通过B以外的其它元素能够获得与添加B同等的效果，则不添加也无妨。

＜Zr＞

Zr虽然与B同样地提高晶界强度，但是过多添加会导致熔点和热加工性下降，因此上限设为0.10％。在含有Zr以可靠地获得所述Zr带来的效果的情况下，Zr的下限可以设为0.01％。需要说明的是，如果通过Zr以外的其它元素能够获得与添加Zr同等的效果，则不添加也无妨。

＜Mg＞

Mg具有将S固定为硫化物的效果，具有改善热加工性的效果。不过，由于过度添加会导致延性下降，因此设为0.005％以下。在含有Mg以可靠地获得所述Mg带来的效果的情况下，Mg的下限可以设为0.0005％。需要说明的是，如果通过Mg以外的其它元素能够获得与添加Mg同等的效果，则不添加也无妨。

＜余量＞

余量设为Ni和不可避免的杂质，但是为了如718合金那样通过一定量以上的Ni与所述其它元素之间的协同作用来获得优异的高温强度，优选至少含有51％以上的Ni。

需要说明的是，本发明所称的“Ni基超耐热合金”是指在600℃以上的高温区域使用的Ni基合金，也称为超合金、耐热超合金、superalloy，是通过γ’等析出相被增强的合金。落入上述合金元素范围内的代表性的合金有718合金、Waspaloy合金等。

＜金相组织＞

本发明的一个重要构成要素是晶粒内取向差参数(GOS)。GOS一般通过SEM-EBSD法测定，通过计算构成晶粒的点(像素)间的取向差并取平均值而获得。即，它间接表示了晶粒内的应变大小，通过GOS为0.7°以上，可以获得具备作为飞机用喷气发动机或发电用气体涡轮的构件所需的拉伸强度的Ni基超耐热合金。另外，在飞机用喷气发动机或发电用气体涡轮的构件中延性尤为重要的构件中，通过将GOS设为0.7°以上，可以使其均衡地兼具拉伸强度和延性。关于GOS与拉伸强度之间的关系，通过后述的实施例进一步说明。需要说明的是，GOS的上限没有特别限定，可以为10°左右。即使GOS超过10°，进一步提高拉伸强度和拉伸强度与延性的平衡的效果已经饱和。优选为GOS设为0.9°以上为好。

＜制造方法1＞

接下来，对用于获得上述金相组织的优选制造方法进行说明。在此说明的是进行热模锻的方法，是使用具有模具雕刻面的上下一对的模具进行近净成形时的合适的方法。

首先，对具有所述组成的被热加工材进行加热至970～1005℃并保持1～6小时的模锻前加热处理，然后进行模锻，从而制成引入了0.1以上的塑性应变的模锻材。通过设为970℃以上来确保模锻所需的热加工性。不过，如果过度加热，则引入的塑性应变容易被再结晶消耗，并且根据产品的形状，可能无法获得0.7°以上的GOS，因此设为1005℃以下。优选的锻造前加热处理温度的下限为980℃，优选的上限为1000℃。另外，锻造温度为980℃以下即可。需要说明的是，锻造温度低于锻造前加热温度是由截至将被热加工材从加热炉中取出并放入热锻装置具备的下模的温度下降以及被下模吸热的温度下降所引起的，加热下的模锻时的被热加工材的温度包括与模具接触的部分和发生加工升温的部分等。另外，对于模锻中的被热加工材的锻造温度，难以测定与模具接触的部分的准确温度。因此，关于锻造温度，可确认温度的部分的最高温度的上限设为980℃。

在该热锻时发生加工发热，但是该加工升热的上限优选设为上述980℃。锻造温度超过980℃时，因模锻产生的塑性应变的累积下降从而条件屈服强度下降。因此，锻造温度的上限优选为980℃。

在通过模锻成型为规定形状的模锻材的冷却时，通过将从锻造结束温度至900℃为止的冷却速度优选设为20℃/分钟以上的较快冷却速度，可以更加减少被加工材内累积的塑性应变由于再结晶或异常晶粒生长而被消耗，容易获得GOS为0.7°以上的Ni基超耐热合金。同样地，被加工材内累积的塑性应变容易在固溶处理中随着再结晶等组织的变化而减少。因此，为了维持0.7°以上的高GOS，热处理为直接时效处理是有效的。需要说明的是，如上所述，热锻中的被热加工材包括加工发热的部分和与模具接触而温度下降的部分。所述“从锻造结束温度至900℃为止的冷却速度”是指从模锻结束时因加工发热等而超过900℃的部分的温度开始的冷却速度。

接下来，本发明中不进行固溶处理，对所述模锻材进行以700～750℃保持2～20小时的第1阶段时效处理，然后进行以600～650℃保持2～20小时的第2阶段时效处理，从而制成时效处理材。由此，可以在维持模锻材的高GOS的同时微细地析出作为析出强化相的γ’相或γ”相。由此，容易获得高温下的优异的拉伸强度。

需要说明的是，所述时效处理可以在所述模锻材的冷却过程中直接适用时效处理，也可以先将所述模锻材冷却至室温附近，然后再加热至第1阶段时效处理温度。

另外，通过制成所述模锻材的晶粒度编号在ASTM中为8以上的细粒，可以更可靠地获得优异的拉伸强度。

＜制造方法2＞

接下来，针对除了拉伸强度以外还重视延性的构件，对用于获得上述金相组织的优选制造方法进行说明。该方法通过所谓的径向锻造获得四面锻造材，其中在热条件下旋转被加工材并相对于砧移动的同时利用砧从四个方向进行按压。该方法是获得长锻件的合适方法。

首先，对具有所述组成的被热加工材进行加热至980～1050℃并保持1～6小时的锻造前加热处理，然后进行四面锻造，从而制成引入了0.1以上的塑性应变的四面锻造材。通过设为980℃以上来确保四面锻造所需的热加工性。不过，如果过度加热，则引入的塑性应变容易被再结晶消耗，并且根据产品的形状，可能无法获得0.7°以上的GOS，因此设为1050℃以下。优选的锻造前加热处理温度的下限为990℃，优选的上限为1040℃。另外，锻造温度为950～1070℃即可。

在通过四面锻造成型为规定形状的锻造材的冷却时，通过以从锻造结束温度冷却至900℃为止的冷却速度大于15℃/分钟的冷却速度进行冷却，可以更加减少被加工材内累积的塑性应变由于再结晶或异常晶粒生长而被消耗，容易获得GOS为0.7°以上的Ni基超耐热合金。优选的冷却速度为20℃/分钟以上的较快的冷却速度。同样地，被加工材内累积的塑性应变容易在固溶处理中随着再结晶等组织的变化而减少。因此，为了维持0.7°以上的高GOS，热处理直接进行稳定化处理是有效的。

接下来，本发明中对所述四面锻造材进行以830～860℃保持2～10小时的稳定化处理，然后进行以740～780℃保持2～20小时的时效处理，从而制成时效处理材。由此，可以在维持四面锻造材的高GOS的同时微细地析出作为析出强化相的γ’相或γ”相。由此，容易获得高温下的优异的拉伸强度。

需要说明的是，关于所述稳定化处理和时效处理，可以在所述四面锻造材的冷却过程中直接适用稳定化处理或时效处理，也可以先将所述四面锻造材冷却至室温附近，然后再加热至稳定化处理温度。

另外，通过制成所述四面锻造材的晶粒度编号在ASTM中为6以上的细粒，可以更可靠地获得优异的拉伸强度和延性。

实施例

(实施例1)

准备718合金的条形坯，其具有以质量％计C：0.08％以下、Si：0.2％以下、Mn：0.2％以下、P：0.015％以下、S：0.005％以下、Fe：15.0～20.0％、Cr：17.0～21.0％、Mo：2.8～3.3％、Al：0.20～0.80％、Ti：0.65～1.15％、Nb：5.8％以下、Ta：1.0％以下、B：0.006％以下、余量为Ni(其中，包含50～55％)和不可避免的杂质的组成。将条形坯的化学组成示于表1。需要说明的是，Ni的含量约为54质量％，表1中未示出的Si为0.04％、Mn为0.09％、P为0.006％、S为0.0001％、Ta为未添加。

使用所述条形坯，以920～1010℃的加热温度范围进行镦锻和环形碾轧，制成作为ASTM晶粒度编号9以上的金相组织的模锻用毛坯。使用该毛坯，进行保持温度为990℃、保持时间为4小时的锻造前加热处理，进行从该保持温度起的模锻，从而得到外径约1300mm、内径约1000mm、高度约110mm的模锻材。由于锻造中的加工发热，温度最高的部分为970～980℃。进行模锻后，控制冷却速度以约40℃/分钟以上的冷却速度从锻造结束温度冷却至900℃，然后自然冷却至常温。对于冷却后的锻造材，本发明例中作为第1阶段时效处理以718℃保持8小时、然后以55℃/小时冷却至621℃，作为第2阶段时效处理进行以621℃保持8小时的时效处理。比较例在模锻之后进行980℃的固溶处理，然后进行上述时效处理。

[表1]

(质量％)

C	Fe	Cr	Mo	Al	Ti	Nb	B	余量
									0.023	17.8	18.0	2.9	0.48	0.97	5.42	0.0029	Ni和不可避免的杂质

对时效处理材的金相组织和拉伸特性进行评价。试验片的采取位置选择锻造过程中加工发热最多的部分。通过SEM-EBSD法测定金相组织，分析晶粒内取向差参数GrainOrientaion Spread(GOS)，对每个晶粒取粒内的各测定点与粒内所有点的取向差的平均值。测定在100μm×100μm的视场内进行，将通过晶粒面积对测定视场内所有晶粒分别对应的GOS值进行加权得到的值作为测定视场的代表值。从与GOS的测定位置相同的位置采取试验片，按照ASTM-E21进行试验温度为649℃的拉伸试验。表2示出了时效处理材的GOS值和0.2％屈服强度的结果，可以看出随着GOS值的增加，拉伸强度和0.2％屈服强度有增加的趋势。GOS值为0.7°以上的本发明No.1具有拉伸强度为1220MPa以上、0.2％屈服强度为1050MPa以上的优异的机械特性。另一方面，GOS值小于0.7°的比较例中的结果是，0.2％屈服强度为1000MPa以下，拉伸强度为1150MPa以下，与本发明相比强度较低。另外，在本发明例中，由于0.2％屈服强度为1090MPa以上，因此可以期待高温下的变形少、使用过的零件容易修复的效果。

[表2]

(实施例2)

准备Waspaloy的条形坯，其具有以质量％计C：0.02～0.10％、Si：0.15％以下、Mn：0.1％以下、P：0.015％以下、S：0.015％以下、Fe：2.0％、Cr：18.0～21.0％、Co：12.0～15.0％、Mo：3.5～5.0％、Al：1.20～1.60％、Ti：2.75～3.25％、B：0.003～0.010％、Zr：0.02～0.08％、余量为Ni(其中，包含52～62％)和不可避免的杂质的组成。将条形坯的化学组成示于表3。需要说明的是，Ni的含量约为59质量％，表2中未示出的Si为0.03％、Mn小于0.01％、P为0.001％、S为0.0002％。

使用所述条形坯，以1020～1050℃的加热温度范围保持2小时，从该保持温度开始进行四面锻造以使外径约为360mm，然后自然冷却至常温。此时，准备从锻造结束温度至900℃为止的冷却速度不同的3种锻造材。然后，作为稳定化处理，进行以843℃保持4小时，然后自然冷却至室温，进一步进行以760℃保持16小时的时效处理。

[表3]

(质量％)

C	Fe	Cr	Co	Mo	Al	Ti	B	Zr	余量
										0.033	0.37	19.0	13.5	4.3	1.28	2.90	0.0052	0.05	Ni和不可避免的杂质

对时效处理材的金相组织和拉伸特性进行评价。通过SEM-EBSD法测定金相组织，分析晶粒内取向差参数Grain Orientation Spread(GOS)，对每个晶粒取粒内的各测定点与粒内所有点的取向差的平均值。测定在500μm×500μm的视场内进行，将通过晶粒面积对测定视场内所有晶粒分别对应的GOS值进行加权得到的值作为测定视场的代表值。从与GOS的测定位置相同的位置采取试验片，按照ASTM-E21进行试验温度为650℃的拉伸试验。表4示出了时效处理材的GOS值和拉伸特性，锻造后的冷却速度按速度递增的顺序为本发明No.2、本发明No.3、比较例No.12。需要说明的是，ASTM晶粒度编号为6。可以看出本发明和比较例的拉伸和截面收缩率相同，但是GOS值高的本发明No.2和本发明No.3中拉伸强度较高。此外，GOS值最高的本发明No.2的0.2％屈服强度显示出高于本发明No.3的值，并具有兼具条件屈服强度、拉伸强度、延性均优异的机械特性。另一方面，GOS值小于0.7°的比较例No.12中的结果是，0.2％屈服强度为600MPa、拉伸强度为1050MPa以下，与本发明相比强度较低。本发明可期待应用于高温下要求高延性的零件。

[表4]

由以上结果可知，应用本发明的制造方法的Ni基超耐热合金能够获得良好的拉伸强度。另外，应用本发明的制造方法的Ni基超耐热合金能够均衡地兼具良好的拉伸强度和延性。能够提高使用其形成的喷气发动机或气体涡轮构件等的可靠性。

Claims

1.一种Ni基超耐热合金，其特征在于，具有以质量％计C：0.10％以下、Si：0.5％以下、Mn：0.5％以下、P：0.05％以下、S：0.050％以下、Fe：45％以下、Cr：14.0～22.0％、Co：18.0％以下、Mo：8.0％以下、W：5.0％以下、Al：0.10～2.80％、Ti：0.50～5.50％、Nb：5.8％以下、Ta：2.0％以下、V：1.0％以下、B：0.030％以下、Zr：0.10％以下、Mg：0.005％以下、余量为Ni和不可避免的杂质的组成，并且通过SEM-EBSD法测定的晶粒内取向差参数GrainOrientation Spread(GOS)为0.7°以上。

2.根据权利要求1所述的Ni基超耐热合金，其中，所述Ni基超耐热合金的组成为C：0.08％以下、Si：0.2％以下、Mn：0.2％以下、P：0.02％以下、S：0.005％以下、Fe：45％以下、Cr：14.0～22.0％、Co：18.0％以下、Mo：8.0％以下、W：5.0％以下、Al：0.10～2.80％、Ti：0.50～5.50％、Nb：5.8％以下、Ta：2.0％以下、V：1.0％以下、B：0.030％以下、Zr：0.10％以下、Mg：0.005％以下、余量为Ni和不可避免的杂质。

3.一种Ni基超耐热合金的制造方法，其特征在于，其是如下的Ni基超耐热合金的制造方法：具有以质量％计C：0.10％以下、Si：0.5％以下、Mn：0.5％以下、P：0.05％以下、S：0.050％以下、Fe：45％以下、Cr：14.0～22.0％、Co：18.0％以下、Mo：8.0％以下、W：5.0％以下、Al：0.10～2.80％、Ti：0.50～5.50％、Nb：5.8％以下、Ta：2.0％以下、V：1.0％以下、B：0.030％以下、Zr：0.10％以下、Mg：0.005％以下、余量为Ni和不可避免的杂质的组成，并且通过SEM-EBSD法测定的晶粒内取向差参数Grain Orientation Spread(GOS)为0.7°以上，

所述制造方法包括：对具有所述组成的被热加工材进行加热至970～1005℃并保持1～6小时的模锻前加热处理，然后进行模锻而制成模锻材；

时效处理工序，对所述模锻材进行以700～750℃保持2～20小时的第1阶段时效处理，然后进行以600～650℃保持2～20小时的第2阶段时效处理，从而制成时效处理材。

4.一种Ni基超耐热合金的制造方法，其特征在于，其是如下的Ni基超耐热合金的制造方法：具有以质量％计C：0.10％以下、Si：0.5％以下、Mn：0.5％以下、P：0.05％以下、S：0.050％以下、Fe：45％以下、Cr：14.0～22.0％、Co：18.0％以下、Mo：8.0％以下、W：5.0％以下、Al：0.10～2.80％、Ti：0.50～5.50％、Nb：5.8％以下、Ta：2.0％以下、V：1.0％以下、B：0.030％以下、Zr：0.10％以下、Mg：0.005％以下、余量为Ni和不可避免的杂质的组成，并且通过SEM-EBSD法测定的晶粒内取向差参数Grain Orientation Spread(GOS)为0.7°以上，

所述制造方法包括：对具有所述组成的被热加工材进行加热至980～1050℃并保持1～6小时的四面锻造前加热处理，然后进行四面锻造而制成四面锻造材；

稳定化处理工序，将所述四面锻造材以830～860℃保持2～20小时，从而制成稳定化处理材；

时效处理工序，对所述稳定化处理材进行以740～780℃保持2～20小时的时效处理，从而制成时效处理材，

其中，以从所述四面锻造的锻造结束温度至900℃为止的冷却速度大于15℃/分钟的冷却速度进行冷却。

5.根据权利要求3或4所述的Ni基超耐热合金的制造方法，其中，所述Ni基超耐热合金的组成为C：0.08％以下、Si：0.2％以下、Mn：0.2％以下、P：0.02％以下、S：0.005％以下、Fe：45％以下、Cr：14.0～22.0％、Co：18.0％以下、Mo：8.0％以下、W：5.0％以下、Al：0.10～2.80％、Ti：0.50～5.50％、Nb：5.8％以下、Ta：2.0％以下、V：1.0％以下、B：0.030％以下、Zr：0.10％以下、Mg：0.005％以下、余量为Ni和不可避免的杂质。