CN115679157B - 镍基高温合金及其制备方法和结构件 - Google Patents
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Abstract
本发明涉及镍基高温合金技术领域，尤其是涉及一种镍基高温合金及其制备方法和结构件。合金包括按质量百分数计的如下组分：Co 17%~22%、Cr 9%~13%、Ta 2.95%~3.95%、Al 2.5%~3.5%、Ti 2.5%~3.5%、W 2.1%~3.5%、Mo 2.1%~3.5%、Nb 1.65%~1.95%、Hf 0.2%~0.7%、C 0.03%~0.08%、B 0.01%~0.06%、Zr 0.03%~0.07%以及Ni。本发明的镍基高温合金在780℃的蠕变过程中，在一定位置产生特定的铃木气团，钉扎位错以提高抗蠕变能力，使用温度可提升至780℃以上，满足先进航空发动机对材料的要求。
Description
技术领域
本发明涉及镍基高温合金技术领域，尤其是涉及一种镍基高温合金及其制备方法和结构件。
背景技术
高温合金因其在高温工作环境下的突出性能，被广泛应用于航空、航天发动机、舰船和工业用燃气轮机的核心热端部件，在现代航空发动机中的用量占到发动机质量的40%~60%。
涡轮前温度是发动机先进程度的一个重要指标，指的是燃烧后的高温高压气流进入涡轮机之前的温度。这个温度的数值越大，说明涡轮前气体的内能越高，同样流量的气体通过涡轮时能够做的功就越高，说明发动机的性能越好。提高涡轮前温度是增大发动机推力的一个重要技术手段，但对材料的性能提出了严苛的要求。高温高应力状态下，合金中位错运动变得容易，使合金发生变形、开裂等失效形式。现有的高温合金，使用温度不足，无法满足先进航空发动机对材料的要求（780℃以上）。
有鉴于此，特提出本发明。
发明内容
本发明的一个目的在于提供镍基高温合金，以解决现有技术中存在的合金使用温度无法满足先进航空发动机的要求的技术问题。
本发明的另一目的在于提供镍基高温合金的制备方法。
本发明的又一目的在于提供采用镍基高温合金制备的结构件。
为了实现本发明的上述目的，特采用以下技术方案：
镍基高温合金，包括按质量百分数计的如下组分：
Co 17%~22%、Cr 9%~13%、Ta 2.95%~3.95%、Al 2.5%~3.5%、Ti 2.5%~3.5%、W 2.1%~3.5%、Mo 2.1%~3.5%、Nb 1.65%~1.95%、Hf 0.2%~0.7%、C 0.03%~0.08%、B 0.01%~0.06%、Zr0.03%~0.07%以及Ni余量；
其中，Nb与W的质量百分数之和为3.75%~5.2%。
在本发明的具体实施方式中，所述镍基高温合金中，Nb与W的质量百分数之和为4.1%~5.1%。
在本发明的具体实施方式中，所述镍基高温合金中，Ti、Nb和Ta的质量百分数之和为7.8%~9.3%。
在本发明的具体实施方式中，所述镍基高温合金中，Ti、Al、Nb和Ta的质量百分数满足：(Ti+Al)/(Nb+Ta)=1.1~1.3。
在本发明的具体实施方式中，所述镍基高温合金中，Cr、Co和Ni的质量百分数满足：Cr/(Co+Ni)=0.14~0.18。
在本发明的具体实施方式中，所述镍基高温合金还包括Mg和/或Ce。进一步的，所述Mg的含量满足：＞0且≤0.01%；所述Ce的含量满足：＞0且≤0.01%。
在本发明的具体实施方式中，所述镍基高温合金，在780℃的蠕变过程中，在蠕变变形引入的微孪晶处具有含Cr和Co的铃木气团，在蠕变变形引入的超点阵层错中具有含Ta、Nb、W和Ti的铃木气团。
本发明还提供了上述任意一种所述镍基高温合金的制备方法，包括如下步骤：
采用真空感应熔炼制备棒料；然后将所述棒料进行真空感应气雾化制得合金粉末；
将所述合金粉末进行热等静压处理得到坯料；对所述坯料进行热挤压、锻造和热处理。
本发明还提供了结构件，主要由上述任意一种所述镍基高温合金制得。
在本发明的具体实施方式中，所述结构件包括涡轮盘。
与现有技术相比，本发明的有益效果为：
（1）本发明的镍基高温合金，利用Nb、W、Ti和Ta协同强化γʹ相，使微孪晶和超点阵层错处产生特定元素的铃木气团，钉扎位错从而提高抗蠕变能力；
（2）本发明的镍基高温合金的使用温度可提升至780~830℃，满足先进航空发动机对材料的要求。
附图说明
为了更清楚地说明本发明具体实施方式或现有技术中的技术方案，下面将对具体实施方式或现有技术描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图是本发明的一些实施方式，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。
图1为本发明实施例1提供的镍基高温合金1#持久断裂后的组织照片；
图2为对比例1提供的镍基高温合金对比1#持久断裂后的组织照片；
图3为本发明实施例1提供的镍基高温合金1#持久断裂后的变形超点阵层错图和层错附近化学成分的检测结果；
图4为本发明实施例1提供的镍基高温合金1#持久断裂后的变形微孪晶图和微孪晶附近化学成分的检测结果；
图5为本发明对比例1提供的镍基高温合金对比1#持久断裂后的变形超点阵层错图和层错附近化学成分的检测结果。
具体实施方式
下面将结合附图和具体实施方式对本发明的技术方案进行清楚、完整地描述，但是本领域技术人员将会理解，下列所描述的实施例是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例，仅用于说明本发明，而不应视为限制本发明的范围。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。实施例中未注明具体条件者，按照常规条件或制造商建议的条件进行。所用试剂或仪器未注明生产厂商者，均为可以通过市售购买获得的常规产品。
镍基高温合金，包括按质量百分数计的如下组分：
Co 17%~22%、Cr 9%~13%、Ta 2.95%~3.95%、Al 2.5%~3.5%、Ti 2.5%~3.5%、W 2.1%~3.5%、Mo 2.1%~3.5%、Nb 1.65%~1.95%、Hf 0.2%~0.7%、C 0.03%~0.08%、B 0.01%~0.06%、Zr0.03%~0.07%以及Ni余量；
其中，Nb与W的质量百分数之和为3.75%~5.25%。
由于微孪生和位错攀移是高温合金蠕变过程中的主要机制，而抑制孪生或拖曳位错是本发明的基本机制。本发明的镍基高温合金，具有优异的抗蠕变能力，使用温度可提升至780℃以上。Nb、W、Ti和Ta可协同强化γʹ相，主要的强化方式在于，利用特定的Nb、W、Ti、Ta，以及Cr、Co，使微孪晶和超点阵层错处产生特定元素的铃木气团，钉扎位错从而提高抗蠕变能力。
其中，由于W扩散系数高，一旦在层错形成偏聚在高温下非常稳定，而Nb可以促进W在六方层错处发生偏聚。调控Nb和W的质量百分数之和为3.75%~5.25%，以保证超点阵层错铃木偏聚的稳定性。
此外，Ti、Nb和Ta的质量百分数之和控制在7.8%~9.3%之间，以保证γʹ相中Al和Ti亚点阵可以被Ta和Nb替换。
在本发明的镍基高温合金成分范围内，得到的合金将在不同位置产生不同元素偏聚的铃木气团，在780℃以上蠕变过程中可以在微孪晶得到稳定的富含Cr、Co的铃木气团，超点阵层错得到稳定的富含Ta、Nb、W、Ti的铃木气团。利用铃木效应钉扎位错的强化方式要求合金成分在上述含量范围内，如果Nb和W的质量百分数之和超过限定范围，将导致基体中析出块状μ相，而当Nb和W的质量百分数之和低于限定范围，则W将不能被有效拖曳进入层错。如果Ti、Nb和Ta的质量百分数之和低于限定范围，则不会在780℃以上蠕变过程中形成稳定的铃木效应，而当Ti、Nb和Ta的质量百分数之和高于限定范围时，则将在基体中析出块状η相。
如在不同实施方式中，所述镍基高温合金中，按质量百分数计，各元素的含量可以分别如下：
Co的含量可以为17%、17.5%、18%、18.5%、19%、19.5%、20%、20.5%、21%、21.5%、22%等等；
Cr的含量可以为9%、9.5%、10%、10.5%、11%、11.5%、12%、12.5%、13%等等；
Ta的含量可以为2.95%、3%、3.1%、3.2%、3.3%、3.4%、3.5%、3.6%、3.7%、3.8%、3.9%、3.95%等等；
Al的含量可以为2.5%、2.6%、2.7%、2.8%、2.9%、3%、3.1%、3.2%、3.3%、3.4%、3.5%等等；
Ti的含量可以为2.5%、2.6%、2.7%、2.8%、2.9%、3%、3.1%、3.2%、3.3%、3.4%、3.5%等等；
W的含量可以为2.1%、2.2%、2.3%、2.4%、2.5%、2.6%、2.7%、2.8%、2.9%、3%、3.1%、3.2%、3.3%、3.4%、3.5%等等；
Mo的含量可以为2.1%、2.2%、2.3%、2.4%、2.5%、2.6%、2.7%、2.8%、2.9%、3%、3.1%、3.2%、3.3%、3.4%、3.5%等等；
Nb的含量可以为1.65%、1.7%、1.75%、1.8%、1.85%、1.9%、1.95%等等；
Hf的含量可以为0.2%、0.3%、0.4%、0.5%、0.6%、0.7%等等；
C的含量可以为0.03%、0.04%、0.05%、0.06%、0.07%、0.08%等等；
B的含量可以为0.01%、0.02%、0.03%、0.04%、0.05%、0.06%等等；
Zr的含量可以为0.03%、0.04%、0.05%、0.06%、0.07%等等；
上述各元素的含量仅为示例性的列举，不局限于此，其余在限定范围内的用量也可。
在本发明的具体实施方式中，所述镍基高温合金中，Nb与W的质量百分数之和为4.1%~5.1%。
如在不同实施方式中，所述镍基高温合金中，Nb与W的质量百分数之和可以为4.1%、4.2%、4.3%、4.4%、4.5%、4.6%、4.7%、4.8%、4.9%、5%、5.1%等等。
通过优化限定Nb和W的质量百分数之和在上述范围内，可在避免基体中析出块状μ相的同时，使W有效拖曳进入层错，进而与其余组分配合，在高温条件下在超点阵层错中得到稳定的富含Ta、Nb、W、Ti的铃木气团。
在本发明的具体实施方式中，所述镍基高温合金中，Ti、Nb和Ta的质量百分数之和为7.8%~9.3%，优选为7.9%~9%。
如在不同实施方式中，所述镍基高温合金中，Ti、Nb和Ta的质量百分数之和可以为7.8%、7.9%、8%、8.1%、8.2%、8.3%、8.4%、8.5%、8.6%、8.7%、8.8%、8.9%、9%、9.1%、9.2%、9.3%等等。
通过优化限定Ti、Nb和Ta的质量百分数之和在上述范围内，可在避免基体中析出块状η相的同时，保证γʹ相中Al和Ti亚点阵可以以较好的比例被Ta和Nb替换，进而与其余组分配合，在高温条件下在超点阵层错中得到稳定的富含Ta、Nb、W、Ti的铃木气团。
在本发明的具体实施方式中，所述镍基高温合金中，Ti、Al、Nb和Ta的质量百分数满足：(Ti+Al)/(Nb+Ta)=1.1~1.3。
如在不同实施方式中，所述镍基高温合金中，(Ti+Al)/(Nb+Ta)可以为1.1、1.12、1.15、1.18、1.2、1.22、1.25、1.28、1.3等等。
调控Ti、Al、Nb、Ta质量百分数比例在上述范围内，使γʹ相中Al和Ti亚点阵可以以最佳比例被Ta和Nb替换，保证形成的铃木气团的稳定性。
在本发明的具体实施方式中，所述镍基高温合金中，Cr、Co和Ni的质量百分数满足：Cr/(Co+Ni)=0.14~0.18。
如在不同实施方式中，所述镍基高温合金中，Cr/(Co+Ni)可以为0.14、0.145、0.15、0.155、0.16、0.165、0.17、0.175、0.18等等。
通过调控Cr、Co和Ni的质量百分数满足上述范围，使Cr和Co在孪晶偏聚。
在本发明的具体实施方式中，所述镍基高温合金还包括Mg和/或Ce。进一步的，所述Mg的含量满足：＞0且≤0.01%；所述Ce的含量满足：＞0且≤0.01%。如Mg的含量可以为0.0005%~0.01%。Ce的含量可以为0.0005%~0.01%。
在本发明的具体实施方式中，所述镍基高温合金包括按质量百分数计的如下组分：
Co 17%~22%、Cr 9%~13%、Ta 2.95%~3.95%、Al 2.5%~3.5%、Ti 2.5%~3.5%、W 2.1%~3.5%、Mo 2.1%~3.5%、Nb 1.65%~1.95%、Hf 0.2%~0.7%、C 0.03%~0.08%、B 0.01%~0.06%、Zr0.03%~0.07%、Mg 0~0.01%、Ce 0~0.01%以及Ni余量。
在本发明的具体实施方式中，所述镍基高温合金包括按质量百分数计的如下组分：
Co 18%~21%、Cr 9%~13%、Ta 2.95%~3.9%、Al 2.8%~3.5%、Ti 3.0%~3.5%、W 2.1%~3.5%、Mo 2.1%~3.5%、Nb 1.65%~1.85%、Hf 0.2%~0.5%、C 0.03%~0.08%、B 0.01%~0.06%、Zr0.03%~0.07%、Mg 0~0.01%、Ce 0~0.01%以及Ni余量。
在本发明的具体实施方式中，所述镍基高温合金，在780℃的蠕变过程中，在蠕变变形引入的微孪晶处具有含Cr和Co的铃木气团，在蠕变变形引入的超点阵层错中具有含Ta、Nb、W和Ti的铃木气团。
在本发明的具体实施方式中，所述镍基高温合金中，在780℃的蠕变过程中，组织中变形层错以在强化相内部为主。
本发明还提供了上述任意一种所述镍基高温合金的制备方法，包括如下步骤：
采用真空感应熔炼制备棒料；然后将所述棒料进行真空感应气雾化制得合金粉末；
将所述合金粉末进行热等静压处理得到坯料；对所述坯料进行热挤压、锻造和热处理。
在本发明的具体实施方式中，所述热等静压处理的条件包括：热等静压处理温度为1120~1130℃，压力为140~150MPa，时间为4~10h。
在本发明的具体实施方式中，所述热挤压的温度为1120~1130℃，挤压比为（5.5~6.5）﹕1，挤压速率为18~22mm/s。
在本发明的具体实施方式中，所述锻造为等温锻造；所述等温锻造的温度为1120~1130℃；压下速率为0.8~1.2mm/s。
在实际操作中，热处理包括固溶和时效热处理。进一步的，所述固溶热处理包括：1180℃×3h后油淬，油温150℃；所述时效热处理为760℃×16h。双组织热处理采用常规双组织热处理操作，使轮缘晶粒度达到5~6级，轮毂晶粒度达到10~12级。
本发明还提供了结构件，主要由上述任意一种所述镍基高温合金制得。
在本发明的具体实施方式中，所述结构件包括涡轮盘。
本发明的镍基高温合金的使用温度可提升至780~830℃，满足先进航空发动机对材料的要求。
实施例1~10
实施例1~10分别提供了镍基高温合金1#~10#及其制备方法，镍基高温合金的实测成分如表1所示。
镍基高温合金的制备方法，包括如下步骤：
（1）采用真空感应熔炼制备φ70mm棒料；采用真空感应气雾化技术（VIGA）将真空感应熔炼制备的φ70mm棒料制备成为高温合金粉末；
（2）筛分获得53μm以下粉末，装入不锈钢包套；对包套进行脱气装套封焊；对封焊好的包套进行热等静压处理（HIP），热等静压处理温度为1120℃，压力为140MPa，时间为4h；
（3）采用加热炉对热等静压后的坯料进行热挤压，热挤压温度为1120℃，挤压比为6﹕1，挤压速率为20mm/s；
（4）热挤压棒料下料400mm长度，等温锻造为直径600mm级盘坯，锻造温度为1120℃，压下速率为1mm/s；
（5）对盘坯进行固溶油淬和时效热处理；固溶1180℃×3h后油淬，油温150℃，时效760℃×16h。
表1 不同实施例的镍基高温合金的实测成分（wt%）
| 编号 | Co | Cr | Ta | Al | Ti | W | Mo | Nb | Hf | C | B | Zr | Mg | Ce | Ni |
| 1# | 17.8 | 11.9 | 3.7 | 3 | 3.2 | 3.1 | 2.9 | 1.76 | 0.34 | 0.0418 | 0.034 | 0.047 | 0.001 | 0.001 | 余 |
| 2# | 18 | 12 | 3.9 | 3.3 | 3.1 | 3.2 | 3 | 1.83 | 0.36 | 0.0415 | 0.035 | 0.047 | 0.001 | 0.001 | 余 |
| 3# | 19.5 | 11.9 | 3.3 | 3.2 | 3.2 | 2.8 | 3.3 | 1.69 | 0.31 | 0.0410 | 0.034 | 0.047 | 0.001 | 0.001 | 余 |
| 4# | 18.5 | 11.8 | 3.9 | 3.5 | 3.5 | 3.3 | 3.2 | 1.95 | 0.33 | 0.0415 | 0.034 | 0.05 | 0.001 | 0.001 | 余 |
| 5# | 18 | 11.9 | 3.6 | 2.5 | 2.5 | 2.5 | 3.3 | 1.95 | 0.33 | 0.0418 | 0.034 | 0.047 | 0.001 | 0.001 | 余 |
| 6# | 20 | 10.5 | 3.9 | 3.1 | 3.3 | 2.1 | 3.5 | 1.65 | 0.36 | 0.0421 | 0.035 | 0.047 | 0.001 | 0.001 | 余 |
| 7# | 20 | 10.5 | 2.95 | 2.5 | 2.8 | 3 | 2.5 | 1.75 | 0.31 | 0.0415 | 0.036 | 0.048 | 0.001 | 0.001 | 余 |
| 8# | 20 | 12.5 | 2.95 | 3.1 | 3.3 | 3 | 3 | 1.65 | 0.35 | 0.0418 | 0.035 | 0.047 | 0.001 | 0.001 | 余 |
| 9# | 18 | 13 | 3.5 | 3 | 3 | 3.1 | 3.5 | 1.75 | 0.36 | 0.0418 | 0.034 | 0.049 | 0.001 | 0.001 | 余 |
| 10# | 18 | 12.5 | 3.5 | 3 | 3 | 3.5 | 2.5 | 1.95 | 0.33 | 0.0423 | 0.036 | 0.047 | 0.001 | 0.001 | 余 |
对比例1~5
对比例1~5分别提供了镍基高温合金对比1#~对比5#，制备方法同实施例1，区别在于镍基高温合金的成分不同，对比例1~5的镍基高温合金的实测成分如表2所示。
表2 不同对比例的镍基高温合金的实测成分（wt%）
| 编号 | Co | Cr | Ta | Al | Ti | W | Mo | Nb | Hf | C | B | Zr | Mg | Ce | Ni |
| 对比 1# | 16 | 14 | 3 | 3.1 | 3.3 | 3 | 1.9 | 1.5 | 0.35 | 0.0415 | 0.036 | 0.047 | 0.001 | 0.001 | 余 |
| 对比 2# | 16 | 14 | 4.5 | 3.1 | 3.3 | 3.3 | 2.1 | 2.2 | 0.36 | 0.0413 | 0.036 | 0.047 | 0.001 | 0.001 | 余 |
| 对比 3# | 23 | 12 | 2.5 | 3.1 | 3.2 | 1.5 | 3 | 1 | 0.35 | 0.0421 | 0.036 | 0.047 | 0.001 | 0.001 | 余 |
| 对比 4# | 23 | 12 | 4.5 | 3.1 | 3.2 | 4 | 4 | 2.8 | 0.35 | 0.0415 | 0.036 | 0.048 | 0.001 | 0.001 | 余 |
| 对比 5# | 20 | 12 | 3.8 | 3.5 | 3.8 | 1.2 | 3 | 2.5 | 0.35 | 0.0418 | 0.035 | 0.047 | 0.001 | 0.001 | 余 |
对比例6~10
对比例6~10分别为现有的合金Rene95、EP741NP、Rene88DT、ME3和ME501。
实验例1
为了对比说明不同实施例和对比例的镍基高温合金的差别，对不同实施例和对比例的镍基高温合金的显微组织进行表征。图1为本发明实施例1提供的镍基高温合金1#持久断裂后的组织照片，图2为对比例1提供的镍基高温合金对比1#持久断裂后的组织照片。以实施例1为例进行说明，组织中变形层错以在强化相内部为主，而对比例1的变形层错穿过强化相并持续扩展。
图3为本发明实施例1提供的镍基高温合金1#持久断裂后的变形超点阵层错图和层错附近化学成分的检测结果，图4为本发明实施例1提供的镍基高温合金1#持久断裂后的变形微孪晶图和微孪晶附近化学成分的检测结果，图5为对比例1提供的镍基高温合金对比1#持久断裂后的变形超点阵层错图和层错附近化学成分的检测结果。从图中可知，本发明实施例1提供的镍基高温合金1#持久断裂后在超点阵层错处富含Co、Nb、Ta、W铃木偏聚，存在Co、W、Ta、Nb的铃木气团；微孪晶处存在富含Co、Cr铃木偏聚，存在Co、Cr的铃木气团。而对比例1提供的镍基高温合金对比1#持久断裂后在层错处并没有元素偏聚。本发明实施例的这种铃木偏聚效应将拖拽位错和层错，使变形难以继续，提高蠕变强度。
对其余实施例提供的镍基高温合金持久断裂后的变形层错附近化学成分进行检测，结果同实施例1的结果类似。对其余对比例提供的镍基高温合金持久断裂后的变形层错附近化学成分进行检测，同样未发现在层错处存在元素偏聚等现象。
实验例2
采用GB/T 2039-2012标准，测试实施例1~10中制备的1#~10#镍基高温合金及比较例1~10的各个合金的高温持久寿命，测试结果见表3。
表3 不同高温合金的持久寿命测试结果
| 编号 | 载荷 /MPa | 温度 / ℃ | 持久寿命 /h |
| 实施例 1 | 630 | 780 | 1275 |
| 实施例 2 | 630 | 780 | 1103 |
| 实施例 3 | 630 | 780 | 1012 |
| 实施例 4 | 630 | 780 | 996 |
| 实施例 5 | 630 | 780 | 987 |
| 实施例 6 | 630 | 780 | 1004 |
| 实施例 7 | 630 | 780 | 994 |
| 实施例 8 | 630 | 780 | 1001 |
| 实施例 9 | 630 | 780 | 1010 |
| 实施例 10 | 630 | 780 | 996 |
| 比较例 1 | 630 | 780 | 653 |
| 比较例 2 | 630 | 780 | 749 |
| 比较例 3 | 630 | 780 | 498 |
| 比较例 4 | 630 | 780 | 731 |
| 比较例 5 | 630 | 780 | 657 |
| 比较例 6 （ Rene95 ） | 630 | 780 | 31 |
| 比较例 7 （ EP741NP ） | 630 | 780 | 45 |
| 比较例 8 （ Rene88DT ） | 630 | 780 | 13 |
| 比较例 9 （ ME3 ） | 630 | 780 | 29 |
| 比较例 10 （ ME501 ） | 630 | 780 | 110 |
从上述测试结果可知，本发明通过调控Nb、W、Ti、Ta、Cr、Co等含量在一定范围内，使合金的强化方式发生改变，使微孪晶和超点阵层错处产生特定元素的铃木气团，钉扎位错从而提高抗蠕变能力，使合金的使用温度提升至780℃以上。
最后应说明的是：以上各实施例仅用以说明本发明的技术方案，而非对其限制；尽管参照前述各实施例对本发明进行了详细的说明，本领域的普通技术人员应当理解：其依然可以对前述各实施例所记载的技术方案进行修改，或者对其中部分或者全部技术特征进行等同替换；而这些修改或者替换，并不使相应技术方案的本质脱离本发明各实施例技术方案的范围。
Claims (8)
1.镍基高温合金，其特征在于，包括按质量百分数计的如下组分：
Co 17%~22%、Cr 9%~13%、Ta 2.95%~3.95%、Al 2.5%~3.5%、Ti 2.5%~3.5%、W 2.1%~3.5%、Mo 2.1%~3.5%、Nb 1.65%~1.95%、Hf 0.2%~0.7%、C 0.03%~0.08%、B 0.01%~0.06%、Zr0.03%~0.07%以及Ni余量；
其中，Nb与W的质量百分数之和为3.75%~5.25%；
所述镍基高温合金中，Cr、Co和Ni的质量百分数满足：Cr/(Co+Ni)=0.14~0.18；
所述镍基高温合金，在780℃的蠕变过程中，在蠕变变形引入的微孪晶处具有含Cr和Co的铃木气团，在蠕变变形引入的超点阵层错中具有含Ta、Nb、W和Ti的铃木气团。
2.根据权利要求1所述的镍基高温合金，其特征在于，所述镍基高温合金中，Nb与W的质量百分数之和为4.1%~5.1%。
3.根据权利要求1所述的镍基高温合金，其特征在于，所述镍基高温合金中，Ti、Nb和Ta的质量百分数之和为7.8%~9.3%。
4.根据权利要求1所述的镍基高温合金，其特征在于，所述镍基高温合金中，Ti、Al、Nb和Ta的质量百分数满足：(Ti+Al)/(Nb+Ta)=1.1~1.3。
5.根据权利要求1所述的镍基高温合金，其特征在于，所述镍基高温合金还包括Mg和/或Ce；
所述Mg的含量满足：＞0且≤0.01%；所述Ce的含量满足：＞0且≤0.01%。
6.权利要求1~5任一项所述的镍基高温合金的制备方法，其特征在于，包括如下步骤：
采用真空感应熔炼制备棒料；然后将所述棒料进行真空感应气雾化制得合金粉末；
将所述合金粉末进行热等静压处理得到坯料；对所述坯料进行热挤压、锻造和热处理。
7.结构件，其特征在于，主要由权利要求1~6任一项所述的镍基高温合金制得。
8.根据权利要求7所述的结构件，其特征在于，所述结构件包括涡轮盘。
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