CN114929912B

CN114929912B - 镍基超合金

Info

Publication number: CN114929912B
Application number: CN202080086609.9A
Authority: CN
Inventors: A-L·卢费; J-M·P·M·弗朗谢; D·洛克
Original assignee: Office National dEtudes et de Recherches Aerospatiales ONERA; Safran SA
Current assignee: Office National dEtudes et de Recherches Aerospatiales ONERA; Safran SA
Priority date: 2019-12-11
Filing date: 2020-12-09
Publication date: 2024-03-29
Anticipated expiration: 2040-12-09
Also published as: WO2021116607A1; FR3104613A1; CN114929912A; US20230011910A1; JP2023505880A; EP4073283A1; FR3104613B1

Abstract

本发明涉及一种镍基超合金，其特征在于，以总组成重量百分比计，其组成包含如下元素、有利地基本由如下元素组成：Cr 10.0‑11.25、Co11.2‑13.7、Mo 3.1‑3.8、W 3.1‑3.8、Al 2.9‑3.5、Ti 4.6‑5.6、Nb 1.9‑2.3、Hf0.25‑0.35、Zr 0.040‑0.060、C 0.010‑0.030、B 0.01‑0.03，其余部分为Ni和不可避免的杂质，组成中不含钽。本发明还涉及根据本发明的超合金粉末、由根据本发明的超合金制成的部件的制造方法以及可以通过该方法获得的部件。

Description

镍基超合金

本发明涉及用于高温应用并针对具有粗晶粒/细晶粒双重结构的涡轮盘应用而开发的镍基超合金领域。该合金旨在经受部件最热部分约800℃的温度，并且温度峰值高达850℃，同时在较低温度下运行的盘部分中保持高机械强度。

新的环境标准(ACARE 2020)以及飞机制造商提出的降低拥有成本的要求需要发动机制造商提供提高的新一代涡轮喷气发动机性能，尤其是大幅降低比耗量。这意味着需要改进发动机的效率，同时减少热部件的通风，尤其是盘的通风。那么，直接后果是需要承温能力得以改进的材料。

为了提高材料的承温能力，材料领域取得了许多进展：更多的耐火材料、粉末冶金技术等。然而，现在，温度的提高非常有限，仅材料的化学组成无法满足设定目标。事实上，现在，对于涡轮盘应用而言，为了优化的均匀微观结构，材料的性能取决于在所需的各种(往往是矛盾的)机械性能之间产生最佳折衷的能力。

突破当前材料极限的一种方法是调整微观结构，从而调整与部件局部应力相关的机械性能，换言之，在给定部件上产生双重或梯度微观结构。例如，涡轮盘是涡轮喷气发动机中最耐热机械应力的部件之一，需要在盘孔中具有细晶粒结构以在中等温下具有拉伸和疲劳性能，并在同一盘的边缘形成粗晶粒结构，以在高温下具有更好的蠕变和开裂性能。

如专利申请FR3043410所述，能够获得具有这种双重结构的合金的热处理方法是已知的。本申请提供了一种通过自身具有梯度的热处理在盘式部件上产生结构梯度的方法。这涉及通过感应进行热处理，从而能够在温度(在部件中逐步升高)下进行固溶热处理，以使得：

-在最热区域中，温度高于阻隔晶界的相的溶解温度，也称为溶线温度(对于γ-γ’镍基合金；所讨论的相为γ’相)；

-在最低温的区域中，温度低于该溶线温度。

因此，在温度超过γ’相溶线温度的区中，晶粒尺寸将增大，以形成有利于蠕变和开裂性能的结构，而在温度保持低于溶线温度的区中，结构将保留源自锻造的晶粒尺寸，其通常相对较细，并且有利于拉伸和疲劳性能。

一般来说，施加梯度处理是在现有的“常规”合金上进行的，其化学组成已经过优化，以在所需的机械性能方面产生最佳折衷，并且整个部件具有均匀结构。因此，用于盘的性能最高的超合金的目标工作温度为760℃，任选具有800℃的峰值。然而，对于梯度处理的构造，现有的化学组成并不是最优的。因此，部件性能的改善需要限定专用于部件梯度处理的化学组成。

文件EP1840232或J-Y.Guédou等人的文章[用于盘应用的新型抗疲劳和蠕变的PM镍基超合金的开发(Development of a new fatigue and creep resistant PM nickel-base superalloy for disk applications)，超合金学报(Proceedings of Superalloys)2008]中描述了一种已知镍基合金的示例。该合金以编号N19(SMO43)销售。

与本发明的合金一样，该合金示例是双相合金之一，其包括：由镍基固溶体形成的所谓γ相，其形成冶金晶粒的基质；以及所谓的γ'相，其结构基于有序的金属间化合物Ni₃Al。γ’相形成多个晶粒间或晶粒内沉淀物群，其出现在合金热机械历史的不同步骤，并且在合金的机械行为中具有不同的作用。因此，镍基超合金是具有γ奥氏体镍基基质(面心立方体，因此相对易延展(ductile))的材料，其由与基质一致的(结构L1₂的)γ’硬化沉淀物增强，换句话说，其具有非常接近该基质的原子晶格单元。

这些合金的密度也是关注点。然而，过去10年的现有技术显示出使用越来越高的钽含量的强烈趋势，这意味着合金密度的增加。

因此，在所考虑盘区的温度下的机械性能方面，除了提高性能外，化学组成将导致合金的以下固有性能：

-受控密度：<8500kg/m³；

-高达800-850℃的冶金稳定性(无TCP相–拓扑致密相)；

-良好的抗氧化性；

-合金的γ’溶线温度与燃烧温度之间的差值对于超固溶处理性能而言足够大。

发明人惊讶地发现，使用不含钽且铬含量低于EP1840232中所述合金，尤其是低于性能最高的市售合金(N19/SMO43)的镍基超合金可以获得该性能。

因此，本发明涉及一种镍基超合金，其特征在于，以总组成重量百分比计，其组成包含如下元素、有利地基本由如下元素组成、尤其是由如下元素组成：

铬：10.0-11.25，有利地是10.0-11.0；

钴：11.2-13.7，有利地是12.0-13.0；

钼：3.1-3.8，有利地是3.3-3.7；

钨：3.1-3.8，有利地是3.1-3.5；

铝：2.9-3.5，有利地是3.2-3.5；

钛：4.6-5.6，有利地是4.6-5.0；

铌：1.9-2.3，有利地是1.9-2.0；

铪：0.25-0.35，有利地是0.25-0.30；

锆：0.040-0.060，有利地是0.050-0.060；

碳：0.010-0.030，有利地是0.015-0.025；

硼：0.01-0.030，有利地是0.01-0.02；

镍：余量；

以及不可避免的杂质；

所述组成不含钽。

根据本发明的镍基超合金的组成因此包含以下元素：

主要添加元素：Co、Cr、Mo、W、Al、Ti、Nb；

-次要添加元素(以质量百分比表示的较低浓度)：Hf、C、B、Zr。

因此，以相对于组成的总重量的重量百分比计，根据本发明的组成包括：含量为10.0-11.25、有利地10.0-11.2、特别是10.0-11.0、更具体是10.3-10.9的铬(Cr)。铬含量的测量不确定度为±0.2，有利地为±0.15。

以相对于组成的总重量的重量百分比计，根据本发明的组成还包括：含量为11.2-13.7、有利地12.0-13.0、特别是12.2-12.8的钴(Co)。钴含量的测量不确定度为±0.3，特别是±0.2，有利地为±0.15。

以相对于组成的总重量的重量百分比计，根据本发明的组成额外包括：含量为3.1-3.8、有利地3.2-3.7、特别是3.3-3.7的钼(Mo)。钼含量的测量不确定度为±0.04，特别是±0.02，有利地为±0.01。

以相对于组成的总重量的重量百分比计，根据本发明的组成还包括：含量为3.1-3.8、有利地3.1-3.5、特别是3.1-3.3的钨(W)。钨含量的测量不确定度为±0.04，特别是±0.02，有利地为±0.01。

以相对于组成的总重量的重量百分比计，根据本发明的组成还包括：含量为2.9-3.5、有利地3.2-3.5、特别是3.2-3.4的铝(Al)。铝含量的测量不确定度为±0.04，特别是±0.02，有利地为±0.01。

以相对于组成的总重量的重量百分比计，根据本发明的组成还包括：含量为4.6-5.6、有利地4.6-5.0、特别是4.7-4.9的钛(Ti)。钛含量的测量不确定度为±0.2，有利地为±0.1。

此外，以相对于组成的总重量的重量百分比计，根据本发明的组成包括：含量为1.9-2.3、有利地1.9-2.0的铌(Nb)。铌含量的测量不确定度为±0.04，有利地为±0.02。

以相对于组成的总重量的重量百分比计，根据本发明的组成还包括：含量为0.25-0.35、有利地0.25-0.30、特别是0.26-0.28的铪(Hf)。铪含量的测量不确定度为约10％。

以相对于组成的总重量的重量百分比计，根据本发明的组成额外包括：含量为0.040-0.060、有利地0.050-0.060、特别是0.055-0.060、更特别是0.056-0.058的锆(Zr)。锆含量的测量不确定度为约10％。

以相对于组成的总重量的重量百分比计，根据本发明的组成还包括：含量为0.010-0.030、有利地0.015-0.025、特别是0.019-0.023的碳(C)。碳含量的测量不确定度为±0.003，有利地为±0.002。

以相对于组成的总重量的重量百分比计，根据本发明的组成还包括：含量为0.01-0.03、有利地0.01-0.02的硼(B)。硼含量的测量不确定度为约10％。

元素W、Cr、Co和Mo主要参与所谓γ奥氏体基质的硬化。具体来说，添加耐火元素Mo和W通过固溶体以强化γ基质来提高超合金的耐高温性。然而，其含量必须保持受限，以避免形成弱化的TCP相，并且也避免因其原子质量高而提高合金密度。

此外，添加Cr和Co可降低超合金的γ’溶线温度(solvus temperature)。Co是一种化学性质与Ni相近的元素，其部分取代了该元素，以在γ相中形成固溶体。

在有利的实施方式中，以原子％计，W、Mo、Cr和Co的含量之和大于或等于25.5且小于或等于29.5，即，25.5≤W+Mo+Cr+Co≤29.5。

在另一有利的实施方式中，以原子％计，W和Mo的含量之和大于或等于2.3且小于或等于3.9，即，2.3≤W+Mo≤3.9。

元素Al、Ti和Nb有利于硬化相(Ni,Co)₃(Al,Ti,Nb)(称为γ’相)的沉淀。

此外，添加Cr和Al改进了超合金的抗高温氧化性和抗腐蚀性。

元素Ti和Nb在γ’相中被Al取代并使之增强。然而，有利的是，以原子百分比计，含量之比(Ti+Nb)/Al必须保持小于1.2，以避免使η(eta)或δ相(Ni₃Ti、Ni₃Nb型)代替γ’相稳定，因此使γ’相不稳定，即(Ti+Nb)/Al<1.2。

因此，在有利的实施方式中，根据本发明的镍基超合金的γ’相体积分数为52％至60％，有利地，以原子％计，Al、Ti和Nb含量之和为13至15，即13<Al+Ti+Nb<15，尤其是以原子％计，含量之比(Ti+Nb)/Al小于1.2，即(Ti+Nb)/Al<1.2。

元素Hf、C、B和Zr通过形成碳化物和硼化物沉淀物而有利于晶界抗性。

具体来说，Hf的添加改进了晶界的抗氧化性，对抗裂纹扩展具有有利影响。

根据本发明的超合金的组成不含钽。事实上，钽(Ta)参与了γ’相的增强，但具有增加合金密度的作用。

根据本发明的组成的不可避免的杂质来自超合金制造步骤或来自存在于用于制造超合金的原材料中的杂质。在镍基超合金中发现了所有常规杂质。具体而言，所述杂质选自下组：锰、硅、钒、硫、磷、铜、铅、铁、铋、氮、氧、氢及它们的混合物。其可以占高达1质量％的合金，并且每一种都不超过总组成的0.5重量％。通常，合金中杂质含量的测量不确定度为10％。

在有利的实施方式中，根据本发明的镍基超合金的特征在于，以全部组成的重量百分比计，其组成包含如下元素、有利地基本由如下元素组成、特别是由如下元素组成：

铬：10.0-11.0，有利地是10.3-10.9；

钴：12.0-13.0，有利地是12.2-12.8；

钼：3.2-3.7，有利地是3.3-3.7；

钨：3.1-3.5，有利地是3.1-3.3；

铝：3.2-3.5，有利地是3.2-3.4；

钛：4.6-5.0，有利地是4.7-4.9；

铌：1.9-2.0；

铪：0.25-0.30，有利地是0.26-0.28；

锆：0.050-0.060，有利地是0.055-0.060；

碳：0.015-0.025，有利地是0.019-0.023；

硼：0.01-0.02；

镍：余量

以及不可避免的杂质；

所述组成不含钽。

具体而言，根据本发明的超合金的组成可以由下表1表示。

表1

	EX 1(质量％)	EX 1(原子％)
			Ni	基底	基底
Cr	10.61	11.74
			Co	12.51	12.22
Mo	3.50	2.10
			W	3.18	1.00
Nb	1.97	1.22
			Al	3.31	7.06
Ti	4.82	5.79
			C	0.021	0.101
B	0.0144	0.077
			Zr	0.057	0.036
Hf	0.267	0.086
			Ta	0	0

在另一有利的实施方式中，根据本发明的超合金的密度低于8500kg/m³、有利地低于8300kg/m³。因此，实施例1的超合金密度为8240kg/m³。体积测量通过氦比重瓶测定法进行，并且质量测量通过精密天平进行，然后使用这两个测量值计算密度。

在另一有利的实施方式中，根据本发明的超合金的冶金稳定性(换言之，无TCP相–拓扑致密相)高达800-850℃。

在另一有利的实施方式中，根据本发明的超合金具有良好的抗氧化性。

在另一有利的实施方式中，根据本发明的超合金的γ’溶线温度与燃烧温度之间的差值对于超固溶处理性能而言足够大，有利地，差值为至少15℃。因此，实施例1的超合金的γ’溶线温度为1195℃，并且其燃烧温度为1210℃。

本发明还涉及根据本发明的超合金粉末。更具体地，根据本发明的超合金可以粒度分布为10μm至100μm的粉末形式存在。

本发明还涉及一种制造本发明镍基超合金粉末的方法，所述方法包括以下步骤：

A–使元素原料或预合金化原料混合；

B–使步骤A)中获得的混合物熔化，有利地在真空感应炉(VIM)中熔化；

C-对在步骤B)中获得的产物进行气体雾化(有利地用氩气)，以获得有利地大部分为球形(换句话说，没有尖锐的角)的粉末；

D-有利地在惰性气氛下对步骤C)中获得的粉末进行筛分，以获得目标粒度分布；

E-回收产生的粉末。

因此，粉末的粒度分布根据制造所设想的超合金粉末基部件的技术进行调整。用于各种制造方法的粒度分布的范围因技术、设备和目标应用而异。一般来说，如果将所有应用结合起来，这些方法中使用的粉末将具有或多或少宽的粒度分布，粒度分布数值为10μm至100μm。

本发明还涉及一种制造部件的方法，所述部件特别是涡轮部件，由根据本发明的超合金制成或由根据本发明的超合金粉末制成，其特征在于，所述方法包括以下步骤：

a-锻造，

b-对步骤a)中获得的部件进行梯度热处理，

c-对步骤b)中获得的整个双重微观结构部件进行最终热处理，

d-回收步骤c)中获得的部件。

锻造步骤a)可以通过本领域技术人员熟知的方法实施。例如，其可以涉及挤出，尤其是热挤出、轧制、模锻(例如等温锻造)、锤锻、拉伸(drawing)和/或这些技术的混合。这些技术为本领域技术人员所熟知。该步骤a)可获得由超合金制成的部件。

梯度热处理步骤b)可以使用专利申请FR3043410中所述的方法和装置来实施。

其还可以包括：在比所述超合金γ’相的溶线温度高至少5℃且低于所述超合金的熔化温度的第一温度(T1)下，对部件区域进行加热(因此，其涉及超固溶处理)。

例如，梯度热处理可以通过局部感应加热或通过FR3043410中所述的任何方法或装置进行。

在部件是涡轮盘的情况下，经受第一温度(T1)的部件区域由盘的边沿区域构成，部件的其余区域并未受该处理影响。

因此，超固溶处理(温度T1)使得可以使用与γ’相相关的100％硬化潜力(hardening potential)，以保持在高温(800℃，甚至可以承受高达850℃的峰值)下仍然有效的硬化，同时增加晶粒尺寸，以改进抗蠕变和开裂性能。因此，晶粒尺寸有利地大于或等于15μm(通过截距法测量)。晶粒尺寸有利地平均为40μm，以保持良好的抗疲劳性。

因此，步骤b)使得可以获得双重微观结构部件或梯度微观结构部件，换言之，不具有均匀微观结构，尤其是取决于是在经过超固溶处理的部件区域中、还是在未受超固溶处理影响的部件区域中，晶粒尺寸并不相同。因此，其包含粗晶粒和细晶粒，有利地，粗晶粒尺寸大于或等于15μm，例如在盘的边沿，并且源自锻造的细晶粒尺寸小于15μm，例如在盘的孔(bore)中。晶粒尺寸通过截距法测量。

根据本发明方法的步骤c)可以包括以下连续步骤：

c1-在低于所述超合金γ’相的溶线温度的第二温度(T2)下，对步骤b)中获得的整个部件进行固溶热处理(因此，涉及亚固溶处理)；

c2-对步骤c1)中获得的整个部件进行淬火处理；有利的是，淬火速率与部件质量相适应，以获得γ’硬化相的最优尺寸和分布；

c3-对步骤c2)中获得的整个部件进行回火处理，有利地在高于760℃的温度下进行回火处理。

因此，步骤c)的最终热处理是γ/γ’合金的常规热处理。该处理的目的是对不受梯度处理影响的结构进行处理，以使这些区中具有最终结构，从而使机械性能达到所需水平。更具体地说，在仅以亚固溶(温度T2)处理的区域中，晶粒尺寸保持较低，有利地小于10μm(通过截距法测量)，使得能够获得中等温度(例如低于750℃)下的良好的拉伸和疲劳性能。

具体来说，步骤c3)可以由单阶段回火处理或双阶段回火处理组成。

因此，相对热最终回火处理(>760℃)使部件微观结构在高温下稳定。其还可以使得源自T2温度下处理和淬火的残余应力松弛。

回火和淬火温度使用本领域技术人员熟知的技术实施。

本发明最后涉及由根据本发明的超合金制成的部件或由根据本发明的超合金粉末制成的部件，所述部件具有双重微观结构，有利的是，其可以通过根据本发明的方法获得。有利地，其是涡轮机械部件，更有利地是涡轮部件，尤其是涡轮盘、压缩机盘、环、法兰或涡轮壳体。

因此，根据本发明的部件具有双重微观结构或梯度微观结构，换句话说，其不是均匀微观结构。特别是，部件的晶粒尺寸因部件区域而异。因此，其包含粗晶粒和细晶粒，有利地，粗晶粒尺寸大于或等于15μm，有利地平均为40μm，并且细晶粒尺寸小于15μm。因此，如果部件是涡轮盘，则盘的边沿区域具有粗晶粒，有利的是，晶粒尺寸大于或等于15μm，有利的是平均40μm，并且盘的孔区域具有细晶粒，有利的是晶粒尺寸小于15μm。晶粒尺寸通过截距法测量。

有利的是，根据标准NF EN ISO 204(2009年8月)，部件的粗晶粒区域在800℃温度下具有良好的抗蠕变性，更有利的是在500MPa的应力和750℃温度下达到0.2％伸长率的持续时间大于160小时，特别是大于170小时，特别是大于175小时。该区域甚至可以经受漂移(excursion)至850℃的温度。

有利的是，根据标准NF EN 2002-001/06，部件的细晶粒区域在低于750℃的温度下具有良好的拉伸强度，特别是20℃下的弹性极限大于1150MPa。

参考附图和以下示例的描述，将更好地理解本发明。这些示例仅供参考，并不进行限制。

图1显示了根据实施例1的超合金的弹性极限(根据标准NF EN2002-001/06，以MPa计的弹性极限与以℃计的温度之间的关系)与用现有技术粉末冶金制成的用于盘的其它合金的弹性极限的比较。

图2显示了根据实施例1的超合金的机械强度(根据标准NF EN2002-001/06，以MPa计的机械强度与以℃计的温度之间的关系)与用现有技术粉末冶金制成的用于盘的其它合金的机械强度的比较。

实施例

根据本发明的镍基超合金(实施例1)按照以下方法制造：对锭进行真空铸造，然后在氩气下使该锭雾化，在53μm下筛分，将粉末置于脱气的容器中，然后以棒状物形式将这些粉末热挤出。合金的测量密度为8240kg/m³。体积测量通过氦比重瓶测定法进行，并且质量测量通过精密天平进行，然后使用这两个测量值计算密度。合金包含56.5％的γ'相。

制造的合金具有上表1所示的以质量百分比表示的化学组成。

该合金的γ’相的溶线温度为1195℃

然后，一部分棒状物在1200℃的温度下进行处理，从而在高于1195℃的温度下进行2小时处理(超固溶处理)，然后以30℃/分钟冷却，随后在1165℃的温度下进行处理，由此在低于1195℃的温度下进行持续2小时的处理(亚固溶处理)，随后在100℃/分钟的温度下淬火，并在800℃的温度下回火，由此在高于760℃的温度下进行持续8小时的处理(代表盘边沿区域的热循环处理)。通过EBSD图像(电子背散射衍射)在样品表面处测量，所得微观结构通过截距法测量的晶粒尺寸为24μm，因此该尺寸大于15μm。

另一部分棒状物仅进行亚固溶处理，然后进行淬火和回火处理，淬火和回火处理均以与第一部分棒状物的相同温度和相同持续时间进行(代表盘孔区域的热循环处理)。该微观结构通过截距法测量的晶粒尺寸为3.5μm，因此该尺寸小于15μm。

根据标准NF EN 2002-001/06和NF EN ISO 204(2009年8月)，分别对从这两个棒状物上获取的样品进行拉伸和蠕变试验。

将结果与通过粉末冶金和均相热处理生产的现有技术的组成进行比较，其组成的质量百分比如下表2所示：

表2

拉伸结果(弹性极限和机械强度与温度之间的关系)如图1和图2所示。

蠕变结果如下表3所示：

表3

根据本发明的合金(实施例1)的拉伸结果接近或甚至优于合金ME501和合金A的拉伸结果，这两种合金均含有钽。拉伸结果也比SMO43(N19)好，此外，产生了合金密度的增加。更具体地说，SMO43(N19)的密度为8340kg/m³。此外，相对于合金SMO43(在750℃下最终回火)和ME501(在760℃下最终回火)，根据本发明的合金经历了最终相对热回火(>760℃)，以使其微观结构在高温下稳定，但略微降低拉伸强度和抗蠕变性。图1和图2中的实心正方形和圆圈表示双重结构处理后部件的机械性能，并且这是各区域所看到的工作温度的函数(转变位于750℃)：对于低于750℃的温度，细晶粒区域(实心正方形)具有优化的耐受性，对高于750℃的温度，粗晶粒区域(实心圆)具有优化的耐受性(resistance)。

蠕变伸长率的结果表明，尽管与SMO43相比，晶粒尺寸更细，回火温度更高，但本发明的合金具有良好的耐受性。该合金还可以经受漂移至非常高的温度，例如，850℃。

Claims

1.一种镍基超合金，其特征在于，以总组成重量百分比计，其组成由如下元素组成：

铬：10.0-11.25；

钴：11.2-13.7；

钼：3.1-3.8；

钨：3.1-3.8；

铝：2.9-3.5；

钛：4.6-5.6；

铌：1.9-2.3；

铪：0.25-0.35；

锆：0.040-0.060；

碳：0.010-0.030；

硼：0.01-0.030；

镍：余量，

以及不可避免的杂质，所述杂质选自下组：锰、硅、钒、硫、磷、铜、铅、铁、铋、氮、氧、氢及它们的混合物；

所述组成不含钽。

2.如权利要求1所述的镍基超合金，其特征在于，以总组成重量百分比计，其组成由如下元素组成：

铬：10.0-11.0；

钴：12.0-13.0；

钼：3.3-3.7；

钨：3.1-3.5；

铝：3.2-3.5；

钛：4.6-5.0；

铌：1.9-2.0；

铪：0.25-0.30；

锆：0.050-0.060；

碳：0.015-0.025；

硼：0.01-0.02；

镍：余量，

所述组成不含钽。

3.如权利要求1或2中任一项所述的镍基超合金，其特征在于，其γ'相的体积分数为52％至60％。

4.如权利要求3所述的镍基超合金，其特征在于，以原子％计，Al、Ti和Nb的含量之和为13至15。

5.如权利要求3所述的镍基超合金，其特征在于，以原子％计，含量之比(Ti+Nb)/Al小于1.2。

6.如权利要求1或2中任一项所述的镍基超合金，其特征在于，以原子％计，W、Mo、Cr和Co的含量之和大于或等于25.5且小于或等于29.5。

7.如权利要求1或2中任一项所述的镍基超合金，其特征在于，以原子％计，W和Mo的含量之和大于或等于2.3且小于或等于3.9。

8.一种如权利要求1-7中任一项所述的超合金粉末。

9.一种由如权利要求1至7中任一项所述的超合金制备或由如权利要求8所述的超合金粉末制备的部件的制造方法，其特征在于，所述方法包括以下步骤：

a-锻造，

b-对步骤a)中获得的部件进行梯度热处理，

c-对步骤b)中获得的整个双重微观结构部件进行最终热处理，

d-回收步骤c)中获得的部件。

10.如权利要求9所述的方法，其特征在于，对步骤a)中获得的部件进行梯度热处理的步骤b)包括：

b1-在高于所述超合金γ’相的溶线温度且低于所述超合金的熔化温度的第一温度(T1)下，对部件区域进行第一次加热。

11.如权利要求9或10中任一项所述的方法，其特征在于，步骤c)的最终热处理包括以下连续步骤：

c1-在低于所述超合金的γ’相的溶线温度的第二温度(T2)下，对步骤b)中获得的整个部件进行固溶热处理；

c2-对步骤c1)中获得的整个部件进行淬火处理；

c3-对步骤c2)中获得的整个部件进行回火处理。

12.如权利要求11所述的方法，其特征在于，步骤c3)在高于760℃的温度下进行。

13.一种由如权利要求1至7中任一项所述的超合金制备或由如权利要求8所述的超合金粉末制备的部件，所述部件具有双重微观结构。

14.如权利要求13所述的部件，其特征在于，所述部件是涡轮机械部件。

15.如权利要求13所述的部件，其特征在于，所述部件是涡轮部件。

16.如权利要求13所述的部件，其特征在于，所述部件是涡轮盘、压缩机盘、环、法兰或涡轮壳体。