低层错能的高温合金、结构件及其应用

技术领域

本发明涉及高温合金技术领域，尤其是涉及一种低层错能的高温合金、结构件及其应用。

背景技术

航空发动机是飞机的“心脏”，被誉为高端制造业“皇冠上的明珠”。高温合金材料则是航空发动机的基石，同时也是航天飞行器、舰用燃气轮机等重要武器装备中的关键材料。特别是通用型高温合金，由于其服役性能优异，同时具备良好的工艺适用性，因此可以实现“一材多用”，性价比突出，在航空、航天、舰船等领域被广泛应用。

现阶段通用型高温合金的代表GH4169合金是国内各领域用量最大、用途最广的骨干高温合金材料。近年来，随着航空发动机、航天飞行器的性能水平要求不断提升，一方面需要新一代高温合金材料提高100℃承温能力，另一方面还要求其兼具良好的工艺特性以制备结构愈加复杂的零部件，实现减重增效的目标。以新一代航空发动机为例，高压压气机末级整体叶盘服役温度已达到750℃，而GH4169合金稳定使用温度仅为650℃，其承温能力和性能水平已无法满足使用要求。

为了提高合金的承温能力和力学性能，国内外主要通过提高材料的合金化程度以提高强化相的回溶温度以及体积分数。但这一方法往往造成合金偏析倾向增大、热加工窗口变窄而导致热加工难度增加，焊接过程及焊后更易开裂，大大限制了其应用范围。另一方面，增材制造（3D打印）技术可显著提升复杂部件成型能力和单件生产效率，是近年来快速发展的先进制造技术，特别是在高速飞行器中被大量选用。但该技术高度依赖于合金材料的工艺性尤其是可焊性。目前可打印成型的合金强度与承温能力不足，高性能高温合金牌号则易开裂、难打印，导致设计无材可用。因此，开发出兼具高性能及良好工艺性能的通用型高温合金为本发明的目标。

有鉴于此，特提出本发明。

发明内容

本发明的第一目的在于提供一种低层错能的高温合金，以解决现有技术中存在的服役性能和制备工艺特性之间存在矛盾的技术问题。

本发明的第二目的在于提供低层错能的高温合金制得的结构件。

本发明的第三目的在于提供所述低层错能的高温合金制得的结构件的应用。

为了实现本发明的上述目的，特采用以下技术方案：

低层错能的高温合金，以质量分数计包括：C 0.01%~0.09%、Co 23.5%~27.5%、Cr11%~15%、W 0.1%~1.8%、Al 2.2%~2.6%、Ti 3.5%~5.5%、Nb 0%~2%、Ta 0%~2%、Mo 2.1%~3.5%、B 0.0001%~0.05%、Zr 0.0001%~0.05%、Fe 0%~2.5%、Mg 0%~0.04%，余量为Ni；

其中，Nb和Ta的质量分数之和≥0.8%。

高性能高温合金的强化方式是以析出相强化为主，配以固溶强化和晶界强化，以获得综合的高温性能。但是仅以上述强化方式时，继续提高合金性能所采用的手段一般为提高材料的合金化程度，而采用该手段会带来工艺性能变差，无法同时满足高性能与良好工艺性能的要求。

本发明在探究过程中发现，当高温合金中基体层错能降低时，在变形过程中易出现微孪晶等显微结构，在服役过程中当微孪晶等与析出相协同作用时，能够明显提升合金的力学性能；进一步配以同步调整强化相元素，能够获得兼顾高性能和良好工艺性能的通用型高温合金。

本发明的低层错能的高温合金，能够兼顾750℃以上服役性能与良好的热加工、焊接和3D打印等特性，可作为涡轮盘、叶片、机匣、燃烧室等结构件长期使用。

本发明通过添加Nb和Ta，减缓强化相的析出速率，并降低强化相的回溶温度，扩大γ单相区，进而使合金具有优异的热变形工艺性能。

在本发明的具体实施方式中，低层错能的高温合金中，Co的质量分数为23.5%~26.5%，优选为24%~26%。

在高温合金中Co含量的提高，可以有效降低γ基体的层错能，易产生微孪晶，当微孪晶与γ'相协同强化时，可有效提高材料的性能。但添加过多的Co元素，不会继续明显降低层错能，同时还会带来合金成本提高的问题。本发明通过采用上述含量的Co，配合其余成分，能够降低层错能，获得良好的性能。

在本发明的具体实施方式中，低层错能的高温合金中，C的质量分数为0.01%~0.06%，优选为0.01%~0.04%，更优选为0.01%~0.02%。

在高温合金中添加C元素，可偏聚在晶界，提高晶界强度；也会形成MC、或M

在本发明的具体实施方式中，低层错能的高温合金中，Cr的质量分数为12%~14%，优选为12%~13%。

Cr元素的添加，可以有效降低合金基体层错能，且还可起到固溶强化效果，因此可提高材料的高温力学性能。同时，Cr元素的添加能在高温条件下在金属表面形成致密的氧化膜从而提高合金的抗氧化性能。但是，若Cr含量超过16%则会大大促进有害二次相析出，对合金高温力学性能造成影响。因此，本发明中优选调控Cr含量在12%~13%，以兼顾多方面性能。

在本发明的具体实施方式中，低层错能的高温合金中，W和Mo的质量分数之和≥3%，优选≥4%。

在本发明的具体实施方式中，W的质量分数为1%~1.8%，更优选为1%~1.5%，进一步优选为1.1%~1.3%；Mo的质量分数为2.1%~3.0%，更优选为2.5%~3.0%，进一步优选为2.7%~2.9%。

W的加入对γ和γ′相都有固溶强化作用。但W含量过高时，一方面增加μ相等有害相的析出倾向性；另一方面会引起合金整体密度上升，限制合金的应用。因此，在本发明中调控W的含量在上述范围内以保证性能。与W作用类似，Mo优先进入γ相中，在镍基高温合金中起到固溶强化作用。但Mo含量过高会增加σ相、μ相等有害相的析出倾向性，导致合金性能下降。通过调控W和Mo的含量在上述范围内，以避免TCP相的析出及粗化，同时获得良好固溶强化效果。

在本发明的具体实施方式中，Al、Ti、Nb和Ta的质量分数之和≥7%。

在本发明的具体实施方式中，低层错能的高温合金中，Al的质量分数为2.3%~2.5%。

在高温合金中，Al元素为γ'强化相的形成元素；随着Al元素含量的提高，一方面可以提高γ'强化相体积分数，获得优异的高温性能；另一方面，它还可以降低合金的密度，提高其应用范围。然而，较高的Al含量会提高γ'相回溶温度，缩小热加工窗口，这会损害合金的热加工特性。因此本发明调控Al含量在2.3%~2.5%范围内，能够在提高高温性能、降低密度的情况下，保证合金的热加工特性。

在本发明的具体实施方式中，低层错能的高温合金中，Ti的质量分数为4.4%~4.6%。在高温合金中，Ti元素同样为γ'强化相的形成元素；随着Ti元素含量的提高，也可以提高γ'强化相体积分数，获得优异的高温性能。但随着Ti含量会增加η相的析出风险，降低合金性能。

在本发明的具体实施方式中，低层错能的高温合金中，Nb与Ta的质量分数之和与Al元素质量分数的比值≥0.4；Ti与Al的质量分数之比≤2.1。进一步的，Nb的质量分数为0.5%~1.5%；Ta的质量分数为0.1%~2.0%。Nb元素的添加，可以有效降低γ'强化相的析出速率，同时还可以降低γ'强化相的回溶温度，这对热变形过程中是有利的。但Nb含量过高对材料的抗裂纹扩展性能产生不利的影响。对于Ta元素来说，它的添加，可以提高反相畴界能以提高合金强度水平；同时还降低γ'回溶温度，利于合金的热加工性能。但Ta会增加TCP相析出的风险，且会增加合金密度及成本。结合上述Al元素和Ti元素在该合金体系中的作用，通过调控Nb含量在0.5%~1.5%、Ta含量在0.1%~2.0%，且要求Nb与Ta的质量分数之和与Al元素质量分数的比值≥0.4；Ti与Al的质量分数之比≤2.1，能多方面兼顾改善合金的热加工性能和合金的力学性能等。

本发明的合金中，Fe元素添加的质量分数不超过2.5%，在不过多影响合金综合性能水平的前提下，能够有效降低合金成本，允许在合金制造过程中加入返回料，如固体废料和机加工碎屑等。

在本发明的具体实施方式中，低层错能的高温合金中，B的质量分数为0.001%~0.03%，Zr的质量分数为0.001%~0.03%。B和Zr元素都偏聚于晶界，能提高合金的热塑性和高温蠕变强度；但B元素易形成硼化物低熔点相，Zr元素含量过高，提高获得均匀铸锭的工艺难度。采用特定含量的B和Zr能够兼顾提高合金性能和改善加工工艺。

在本发明的具体实施方式中，低层错能的高温合金中，γ'强化相的体积分数在30%以上，优选为40%~55%，更优选为40%~50%。

过高的γ'强化相体积分数如55%以上甚至更高，虽然获得更高的高温强度，但其热变形工艺性能下降，难以制备大尺寸锻件。本发明中，综合考虑合金的高温性能水平和热变形工艺性能，γ'强化相体积分数优选达到40%以上；同时，结合微孪晶等强化机制，使得γ'相与微孪晶协同强化，获得具有优异高温性能的高温合金。

在本发明的具体实施方式中，低层错能的高温合金，以质量分数计包括：C 0.01%~0.04%、Co 24%~26%、Cr 12%~14%、W 1%~1.5%、Mo 2.5%~3.0%、Al 2.3%~2.5%、Ti 4.4%~4.6%、Nb 0.5%~1.5%、Ta 0.1%~2.0%、B 0.001%~0.03%、Zr 0.001%~0.03%、Fe 0%~2.5%、Mg0%~0.04%，余量为Ni。优选的，低层错能的高温合金，以质量分数计包括：C 0.01%~0.02%、Co24%~26%、Cr 12%~14%、W 1%~1.5%、Mo 2.5%~3.0%、Al 2.3%~2.5%、Ti 4.4%~4.6%、Nb 0.5%~1.5%、Ta 0.1%~2.0%、B 0.001%~0.03%、Zr 0.001%~0.03%、Fe 0%~2.5%、Mg 0%~0.04%，余量为Ni。更优选的，低层错能的高温合金，以质量分数计包括：C 0.01~0.02%、Co 24%~26%、Cr12%~13%、W 1.1%~1.3%、Mo 2.7%~2.9%、Al 2.3%~2.5%、Ti 4.4%~4.6%、Nb 0.5%~1.5%、Ta0.1%~2.0%、B 0.001%~0.03%、Zr 0.001%~0.03%、Fe 0%~2.5%、Mg 0%~0.04%，余量为Ni。

本发明还提供了由上述任意一种所述低层错能的高温合金制得的结构件。

在本发明的具体实施方式中，所述结构件包括锻件、铸件和增材制造结构件中的任一种。

在本发明的具体实施方式中，所述锻件的制备方法包括：

（a）按所述低层错能的高温合金成分配料，进行熔炼，得到铸锭；

（b）对所述铸锭进行均匀化处理后，锻造成型，然后进行热处理。

在本发明的具体实施方式中，所述铸件的制备方法包括：

按所述低层错能的高温合金成分配料，进行真空感应熔炼，浇铸后进行热处理。

在本发明的具体实施方式中，所述增材制造结构件的制备方法包括：

（a）按所述低层错能的高温合金成分配料，熔炼获得电极棒，制粉，再按照预设模型进行3D打印；

（b）将3D打印得到的型材进行热等静压处理和热处理。

本发明还提供了上述任意一种所述结构件在航空航天装备中的应用。

与现有技术相比，本发明的有益效果为：

（1）本发明的低层错能的高温合金，在一定程度上提高Co含量，优化Mo、W等固溶元素，调整Al、Ti、Nb、Ta强化相元素的配比，同时添加适量C和B等微量元素，有效降低基体层错能，利于后续热变形过程中引入微孪晶，微孪晶与γ'相协同强化作用下，结合晶界强化效果，可有效提升合金的承温能力和高温强度；另一方面，强化相元素的调整，在保证具有足够强化相数量的同时，有效减缓强化相的析出速度，降低强化相回溶温度，扩大热加工窗口，有效提高合金的工艺性能，使该合金兼具750℃以上服役性能与良好的热加工、焊接和3D打印特性；

（2）本发明的低层错能的高温合金可铸、可锻、可焊、可打印等，具有优异的工艺性能，能够适用于制备航空航天装备中的结构件，如可作为涡轮盘、叶片、机匣、燃烧室等结构件长期使用。

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的高温合金的典型显微组织图。

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。

低层错能的高温合金，以质量分数计包括：C 0.01%~0.09%、Co 23.5%~27.5%、Cr11%~15%、W 0.1%~1.8%、Al 2.2%~2.6%、Ti 3.5%~5.5%、Nb 0%~2%、Ta 0%~2%、Mo 2.1%~3.5%、B 0.0001%~0.05%、Zr 0.0001%~0.05%、Fe 0%~2.5%、Mg 0%~0.04%，余量为Ni；

其中，Nb和Ta的质量分数之和≥0.8%。

本发明的低层错能的高温合金，能够兼顾750℃以上服役性能与良好的热加工、焊接和3D打印等特性，可作为涡轮盘、叶片、机匣、燃烧室等结构件长期使用。

如在不同实施方式中，各组分的质量分数可以分别如下：

C的质量分数可以为0.01%、0.02%、0.03%、0.04%、0.05%、0.06%、0.07%、0.08%、0.09%等等；

Co的质量分数可以为23.5%、24%、24.5%、25%、25.5%、26%、26.5%、27%、27.5%等等；

Cr的质量分数可以为11%、12%、12.5%、13%、13.5%、14%、15%等等；

W的质量分数可以为0.1%、0.2%、0.3%、0.4%、0.5%、0.6%、0.7%、0.8%、0.9%、1%、1.1%、1.2%、1.3%、1.4%、1.5%、1.6%、1.7%、1.8%等等；

Mo的质量分数可以为2.1%、2.2%、2.5%、2.8%、3%、3.2%、3.5%等等；

Al的质量分数可以为2.2%、2.3%、2.4%、2.5%、2.6%等等；

Ti的质量分数可以为3.5%、3.8%、4%、4.2%、4.5%、4.8%、5%、5.2%、5.5%等等；

Nb的质量分数可以为0.5%、0.8%、1%、1.2%、1.5%、1.8%、2%等等；

Ta的质量分数可以为0.1%、0.2%、0.5%、0.8%、1%、1.2%、1.5%、1.8%、2%等等；

B的质量分数可以为0.0001%、0.0005%、0.001%、0.005%、0.01%、0.015%、0.02%、0.025%、0.03%、0.035%、0.04%、0.045%、0.05%等等；

Zr的质量分数可以为0.0001%、0.0005%、0.001%、0.005%、0.01%、0.015%、0.02%、0.025%、0.03%、0.035%、0.04%、0.045%、0.05%等等；

Fe的质量分数可以为0%、0.1%、0.2%、0.5%、0.8%、1%、1.2%、1.5%、1.8%、2%、2.2%、2.5%等等；

Mg的质量分数可以为0%、0.01%、0.02%、0.03%、0.04%等等。

在本发明的具体实施方式中，低层错能的高温合金中，Co的质量分数为23.5%~26.5%，优选为24%~25%。

在高温合金中Co含量的提高，可以有效降低γ基体的层错能，易产生微孪晶，当微孪晶与γ'相协同强化时，可有效提高材料的性能。但添加过多的Co元素，不会继续明显降低层错能，同时还会带来合金成本提高的问题。本发明通过采用上述含量的Co，配合其余成分，能够降低层错能，获得良好的性能。

在本发明的具体实施方式中，低层错能的高温合金中，C的质量分数为0.01%~0.06%，优选为0.01%~0.04%，更优选为0.01%~0.02%。

在高温合金中添加C元素，可偏聚在晶界，提高晶界强度；也会形成MC、或M

在本发明的具体实施方式中，低层错能的高温合金中，Cr的质量分数为12%~14%，优选为12%~13%。

Cr元素的添加，可以有效降低合金基体层错能，且还可起到固溶强化效果，因此可提高材料的高温力学性能。同时，Cr元素的添加能在高温条件下在金属表面形成致密的氧化膜从而提高合金的抗氧化性能。但是，若Cr含量超过16%则会大大促进有害二次相析出，对合金高温力学性能造成影响。因此，本发明中优选调控Cr含量在12%~13%，以兼顾多方面性能。

在本发明的具体实施方式中，低层错能的高温合金中，W和Mo的质量分数之和≥3%，优选≥4%。

在本发明的具体实施方式中，W的质量分数为1%~1.8%，更优选为1%~1.5%，进一步优选为1.1%~1.3%；Mo的质量分数为2.1%~3.0%，更优选为2.5%~3.0%，进一步优选为2.7%~2.9%。

W的加入对γ和γ′相都有固溶强化作用。但W含量过高时，一方面增加μ相等有害相的析出倾向性；另一方面会引起合金整体密度上升，限制合金的应用。因此，在本发明中调控W的含量在上述范围内以保证性能。与W作用类似，Mo优先进入γ相中，在镍基高温合金中起到固溶强化作用。但Mo含量过高会增加σ相、μ相等有害相的析出倾向性，导致合金性能下降。通过调控W和Mo的含量在上述范围内，以避免TCP相的析出及粗化，同时获得良好固溶强化效果。

在本发明的具体实施方式中，Al、Ti、Nb和Ta的质量分数之和≥7%。

在本发明的具体实施方式中，低层错能的高温合金中，Al的质量分数为2.3%~2.5%。

在高温合金中，Al元素为γ'强化相的形成元素；随着Al元素含量的提高，一方面可以提高γ'强化相体积分数，获得优异的高温性能；另一方面，它还可以降低合金的密度，提高其应用范围。然而，较高的Al含量会提高γ'相回溶温度，缩小热加工窗口，这会损害合金的热加工特性。因此本发明调控Al含量在2.3%~2.5%范围内，能够在提高高温性能、降低密度的情况下，保证合金的热加工特性。

在本发明的具体实施方式中，低层错能的高温合金中，Ti的质量分数为4.4%~4.5%。在高温合金中，Ti元素同样为γ'强化相的形成元素；随着Ti元素含量的提高，也可以提高γ'强化相体积分数，获得优异的高温性能。但随着Ti含量会增加η相的析出风险，降低合金性能。

在本发明的具体实施方式中，低层错能的高温合金中，Nb与Ta的质量分数之和与Al元素质量分数的比值≥0.4；Ti与Al的质量分数之比≤2.1。进一步的，Nb的质量分数为0.5%~1.5%；Ta的质量分数为0.1%~2.0%。Nb元素的添加，可以有效降低γ'强化相的析出速率，同时还可以降低γ'强化相的回溶温度，这对热变形过程中是有利的。但Nb含量过高对材料的抗裂纹扩展性能产生不利的影响。对于Ta元素来说，它的添加，可以提高反相畴界能以提高合金强度水平；同时还降低γ'回溶温度，利于合金的热加工性能。但Ta会增加TCP相析出的风险，且会增加合金密度及成本。结合上述Al元素和Ti元素在该合金体系中的作用，通过调控Nb含量在0.5%~1.5%、Ta含量在0.1%~2.0%，且要求Nb与Ta的质量分数之和与Al元素质量分数的比值≥0.4；Ti与Al的质量分数之比≤2.1，能多方面兼顾改善合金的热加工性能和合金的力学性能等。

本发明的合金中，Fe元素添加的质量分数不超过2.5%，在不过多影响合金综合性能水平的前提下，能够有效降低合金成本，允许在合金制造过程中加入返回料，如固体废料和机加工碎屑等。

在本发明的具体实施方式中，低层错能的高温合金中，B的质量分数为0.001%~0.03%，Zr的质量分数为0.001%~0.03%。B和Zr元素都偏聚于晶界，能提高合金的热塑性和高温蠕变强度；但B元素易形成硼化物低熔点相，Zr元素含量过高，提高获得均匀铸锭的工艺难度。采用特定含量的B和Zr能够兼顾提高合金性能和改善加工工艺。

在本发明的具体实施方式中，低层错能的高温合金中，γ'强化相的体积分数在30%以上，优选为40%~55%，更优选为40%~50%。

过高的γ'强化相体积分数如55%以上甚至更高，虽然获得更高的高温强度，但其热变形工艺性能下降，难以制备大尺寸锻件。本发明中，综合考虑合金的高温性能水平和热变形工艺性能，γ'强化相体积分数优选达到40%以上，同时，结合微孪晶等强化机制，使得γ'相与微孪晶协同强化，获得具有优异高温性能的高温合金。

在本发明的具体实施方式中，低层错能的高温合金，以质量分数计包括：C 0.01%~0.04%、Co 24%~26%、Cr 12%~14%、W 1%~1.5%、Mo 2.5%~3.0%、Al 2.3%~2.5%、Ti 4.4%~4.6%、Nb 0.5%~1.5%、Ta 0.1%~2.0%、B 0.001%~0.03%、Zr 0.001%~0.03%、Fe 0%~2.5%、Mg0%~0.04%，余量为Ni。更优选的，低层错能的高温合金，以质量分数计包括：C 0.01%~0.02%、Co 24%~26%、Cr 12%~13%、W 1.1%~1.3%、Mo 2.7%~2.9%、Al 2.3%~2.5%、Ti 4.4%~4.6%、Nb0.5%~1.5%、Ta 0.1%~2.0%、B 0.001%~0.03%、Zr 0.001%~0.03%、Fe 0%~2.5%、Mg 0%~0.04%，余量为Ni。

本发明还提供了由上述任意一种所述低层错能的高温合金制得的结构件。

在本发明的具体实施方式中，所述结构件包括锻件、铸件和增材制造结构件中的任一种。

在本发明的具体实施方式中，所述锻件的制备方法包括：

（a）按所述低层错能的高温合金成分配料，进行熔炼，得到铸锭；

（b）对所述铸锭进行均匀化处理后，锻造成型，然后进行热处理。

在本发明的具体实施方式中，所述均匀化处理的条件包括：于1100~1150℃保温处理24~36h，再于1170~1190℃保温处理36~48h。

在本发明的具体实施方式中，所述铸件的制备方法包括：

按所述低层错能的高温合金成分配料，进行真空感应熔炼，浇铸后再进行热处理，获得铸件。

在本发明的具体实施方式中，所述增材制造结构件的制备方法包括：

（a）按所述低层错能的高温合金成分配料，熔炼获得电极棒，后续制粉，按照预设模型进行3D打印；

（b）将3D打印得到的型材进行热等静压处理和热处理。

在实际操作中，熔炼制粉的方式包括：采用真空水平连铸技术或真空感应熔炼技术制备母合金，然后采用真空气雾化方法制粉。进一步的，采用送粉或铺粉激光选区熔化技术进行3D打印。

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：温度为1150~1200℃，压力不低于120~140MPa，保温保压时间不低于2h。

在本发明的具体实施方式中，所述热处理的条件包括：1050~1120℃固溶处理2~6h，空冷至室温；然后加热至600~700℃时效处理20~30h后，空冷至室温，再加热至700~800℃时效处理10~20h后，空冷至室温。

本发明还提供了上述任意一种所述结构件在航空航天装备中的应用。

实施例1~7

实施例1~7分别提供了高温合金1#~7#及其制备方法，高温合金的实测成分如表1所示。另外，对比1#~对比3#的合金制备方法同实施例1~7的制备方法，区别在于高温合金的成分不同。

高温合金的制备方法，包括如下步骤：

（1）按照高温合金的元素配比原则称取一定量的能够获得C、Co、Cr、W、Al、Ti、Nb、Ta、Mo、B、Zr、Fe、Mg及Ni元素的冶炼原料，包括基料和易挥发元素，将基料置于真空感应炉坩埚中，易挥发元素等置于加料器里，随后抽真空开始真空感应熔炼。当真空度小于3Pa时给电升温，全熔后再精炼40min（逐步降低功率），直至停电。待钢液降至一定温度时，加入Al、C、Ti、B、Mg等进行合金化，充分搅拌后停电降温，待温度适宜后给电铸成合金锭。

（2）将合金锭进行高温均匀化处理后，锻造开坯、模锻成型以及热处理后，获得相应的锻件。

其中，高温均匀化处理的条件包括：于1100~1150℃保温24h，再于1170~1190℃保温36h；热处理的条件包括：1050~1100℃固溶处理2h，空冷至室温；然后加热至600~680℃时效处理20h后，空冷至室温，再加热至750~800℃时效处理10h后，空冷至室温。

表1 不同实施例的高温合金的实测成分（wt%）

实施例8

本实施例提供了低层错能的高温合金铸件，其制备方法包括如下步骤：

参照实施例1的高温合金1#的元素配比原则配料，采用真空感应熔炼技术，按照特定的模具浇铸，随后进行热处理，获得高温合金铸件。其热处理条件为：经过1100~1150℃保温2h后空冷至室温，再经过1050~1100℃保温2h后空冷至室温，然后加热至600~680℃保温20h后空冷，再加热至750~800℃保温10h后空冷至室温。

实施例9

本实施例提供了低层错能的高温合金增材制造结构件，其制备方法包括如下步骤：

参照实施例1的高温合金1#的元素配比原则配料，采用真空感应熔炼制备母合金电极，采用真空气雾化方法制粉，选取15~53μm粒度范围的粉末用激光选区熔融技术（SLM）制备得到高温合金试样，打印过程中使用160~280W激光功率，800~1300mm/s激光扫描速度，80~100μm光斑直径，90~110μm激光间距，30~60μm铺粉厚度。随后通过热等静压和热处理，制备出增材制造结构件。

其中，热等静压制度为：在1180~1120℃，120~140MPa条件下保温保压4~6h。热处理条件包括：1050~1100℃固溶处理2h，空冷至室温；然后加热至600~680℃时效处理20h后，空冷至室温，再加热至750~800℃时效处理10h后，空冷至室温。

实验例1

采用高分辨透射电子显微镜观察高温合金的显微组织，表征高温合金的典型组织。

以1#高温合金为例，其显微组织照片如图1所示，其中图1（a）和图1（b）为不同放大倍数下的显微组织照片。从图中可知，本发明的高温合金层错能低，易于出现微孪晶等显微结构。

实验例2

采用《GB/T 228.2-2015 金属材料 拉伸试验 第2部分：高温试验方法》和《GB/T2039-2012金属材料 单轴拉伸蠕变试验方法》标准，测试实施例1-7中制备得到的1#~7#高温合金锻件及其对比合金1#~3#高温合金锻件、实施例8和实施例9分别制备得到的1#合金的铸件和增材制造结构件力学性能以及不同合金1150℃的塑性测试结果见表2。其中以高温塑性表征合金在热加工过程中的工艺性能。

表2 不同高温合金的拉伸性能、持久寿命、高温塑性以及热稳定性测试结果

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。