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CN114082876A - 高耐温、高耐久性的合金涡轮盘锻件及其制备方法 - Google Patents

高耐温、高耐久性的合金涡轮盘锻件及其制备方法 Download PDF

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CN114082876A
CN114082876A CN202111404365.7A CN202111404365A CN114082876A CN 114082876 A CN114082876 A CN 114082876A CN 202111404365 A CN202111404365 A CN 202111404365A CN 114082876 A CN114082876 A CN 114082876A
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Abstract

本发明涉及合金涡轮盘加工技术领域，尤其是涉及一种高耐温、高耐久性的合金涡轮盘锻件及其制备方法。所述制备方法包括：(a)将合金锻坯进行模锻得到坯料；锻造加热温度为亚固溶温度T1，轮毂变形量为15％～20％，轮缘变形量为30％～40％；(b)将坯料热处理后进行模锻成型得到盘件；热处理包括：以≥80℃/h升温至900～1000℃保温1～2h，以≥120℃/h升温至过固溶温度T2保温0.5～2h；轮毂变形量为30％～50％，轮缘变形量为0％～5％；(c)将盘件进行亚固溶热处理和时效热处理。本发明通过模锻精细化控制，获得双组织涡轮盘，变形量精确可控，得到的组织对称性更高，可操作性高。

Description

高耐温、高耐久性的合金涡轮盘锻件及其制备方法
技术领域
本发明涉及合金涡轮盘加工技术领域，尤其是涉及一种高耐温、高耐久性的合金涡轮盘锻件及其制备方法。
背景技术
随着发动机热效率的提升，对镍基变形涡轮盘合金的承温能力及抗蠕变性能要求不断提高，长期服役温度将达到750℃及以上温度。涡轮盘合金的研发历程通常是不断的加入更多的固溶强化元素和沉淀强化相γ′相形成元素，合金开发和制备难度越来越高。通常，镍基变形高温合金涡轮盘得到的高强细晶组织，当材料温度超过750℃及以上时，细晶组织的高温蠕变抗力下降明显，因此需要根据涡轮盘服役条件要求，制备得到轮缘粗晶、轮毂细晶的涡轮盘，来满足涡轮盘高承温能力和高耐久性的要求。目前高合金化的镍基变形高温合金几乎很少能够做成双组织涡轮盘，而现有技术中基本是以粉末高温合金涡轮盘为对象，采用梯度热处理炉制备得到双组织涡轮盘，但这种热处理方法得到的涡轮盘组织的对称性差，热处理可操作性差，难以精确控制，制造工艺成本高。
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高耐温、高耐久性的合金涡轮盘锻件的制备方法，以解决现有技术中存在的双组织涡轮盘组织对称性差、工艺可操作性差等技术问题。
本发明的第二目的在于提供高耐温、高耐久性的合金涡轮盘锻件。
为了实现本发明的上述目的，特采用以下技术方案：
高耐温、高耐久性的合金涡轮盘锻件的制备方法，包括如下步骤：
(a)将合金锻坯进行模锻得到坯料；所述模锻中，锻造加热温度为亚固溶温度T1，轮毂变形量为15％～20％，轮缘变形量为30％～40％；
(b)将所述坯料热处理后进行模锻成型得到盘件；所述热处理包括：以≥80℃/h升温至900～1000℃保温1～2h，以≥120℃/h升温至过固溶温度T2保温0.5～2h；所述模锻成型中，轮毂变形量为30％～50％，轮缘变形量为0％～5％，辐板变形量为5％～25％；
(c)将所述盘件进行亚固溶热处理和时效热处理。
本发明的合金涡轮盘锻件的制备方法中，通过模锻精细化控制，获得双组织涡轮盘，变形量精确可控，得到的组织对称性更高，可操作性高。
在本发明的具体实施方式中，所述亚固溶温度T1满足：Ts-100℃≤T1≤Ts-40℃，所述过固溶温度T2满足：Ts≤T2≤Ts+20℃；Ts为γ′相全溶温度。
在本发明的具体实施方式中，所述亚固溶热处理的温度为T3，T3满足：Ts-70℃≤T3≤Ts-40℃；所述时效热处理的温度为730～830℃。
在本发明的具体实施方式中，步骤(a)中，所述合金锻坯的晶粒度为8级或更细。进一步的，所述合金锻坯的不同部位的晶粒度的级差不大于2级。
在本发明的具体实施方式中，步骤(a)中，所述合金锻坯的制备包括：将合金铸锭均匀化热处理后，进行开坯和多向锻造。
在本发明的具体实施方式中，所述合金铸锭的制备包括：按合金成分配料，采用真空感应熔炼和真空自耗重熔两联冶炼工艺冶炼得到；或者，按合金成分配料，采用真空感应熔炼、电渣重熔和真空自耗熔炼三联工艺冶炼得到。进一步的，采用真空感应熔炼+电渣重熔连续定向凝固冶炼铸锭。
在本发明的具体实施方式中，步骤(b)中，所述热处理后，得到晶粒度为4～6级均匀的等轴粗晶组织。
在本发明的具体实施方式中，步骤(b)中，所述模锻成型后，所述轮毂的晶粒度为7级或更细，所述轮缘的晶粒度为4～6级，所述辐板为过渡区的混晶组织。
在本发明的具体实施方式中，所述合金为镍基高温合金。进一步的，所述镍基高温合金的化学成分按质量百分数计包括：C：0.005％～0.070％，Co：12％～21％，Cr：12％～18％，W：1.0％～5.0％，Mo：1.0％～5.0％，Ti：2.0％～6.0％，Al：1.0％～4.0％，B：0.010％～0.020％，Zr：0.030％～0.060％，Nb：0.50％～1.50％，Ta：0％～6.0％，Fe：≤1％，余量为Ni及不可避免的杂质。
在本发明的具体实施方式中，步骤(a)中，还包括：对所述模锻后的坯料进行机加工掏孔处理。
本发明还提供了采用上述任意一种所述制备方法制备得到的高耐温、高耐久性的合金涡轮盘锻件。
与现有技术相比，本发明的有益效果为：
(1)本发明的合金涡轮盘锻件的制备方法中，通过模锻精细化控制替代现有技术中的梯度热处理方式，获得双组织涡轮盘，变形量精确可控，得到的组织对称性更高，可操作性高，且锻件质量稳定；
(2)本发明的合金涡轮盘锻件的制备方法中，通过一定模锻处理得到的轮毂细晶，相较于常规细晶涡轮盘，一次γ′相数量大大减少，提高固溶冷却共格二次和三次γ′相的数量，轮毂特别是持久和蠕变抗力更好；
(3)本发明的合金涡轮盘锻件的制备方法中，模锻成型过程特定的升温速率和热处理使得轮缘粗晶的晶粒度级差更小，轮缘可获得更高的蠕变抗力。
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为本发明实施例提供的模锻得到的坯料的形状示意图；
图2为本发明实施例提供的对坯料进行机加工掏孔后的形状示意图；
图3为本发明实施例提供的模锻成型得到的盘件的形状示意图；
图4为本发明实施例提供的模锻成型得到的盘件的轮毂细晶组织图；
图5为本发明实施例提供的模锻成型得到的盘件的轮缘粗晶组织图；
图6为本发明实施例提供的模锻成型得到的盘件的辐板粗晶组织图。
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。
高耐温、高耐久性的合金涡轮盘锻件的制备方法，包括如下步骤：
(a)将合金锻坯进行模锻得到坯料；所述模锻中，锻造加热温度为亚固溶温度T1，轮毂变形量为15％～20％，轮缘变形量为30％～40％；
(b)将所述坯料热处理后进行模锻成型得到盘件；所述热处理包括：以≥80℃/h升温至900～1000℃保温1～2h，以≥120℃/h升温至过固溶温度T2保温0.5～2h；所述模锻成型中，轮毂变形量为30％～50％，轮缘变形量为0％～5％，辐板变形量为5％～25％；
(c)将所述盘件进行亚固溶热处理和时效热处理。
本发明的合金涡轮盘锻件的制备方法中，通过模锻精细化控制，获得双组织涡轮盘，变形量精确可控，得到的组织对称性更高，可操作性高。
本发明的制备方法中，在模锻成型前，采用一定升温速率并进行过固溶温度处理，模锻采用心部动态再结晶、轮缘基本无变形量的方案，得到轮毂细晶、轮缘粗晶的双组织涡轮盘，解决了常规变形高温合金轮缘高温蠕变抗力低等问题，满足高温、高耐久性涡轮盘材料的使用要求。
其中，所述涡轮盘为常规航空发动机用涡轮盘的结构，其由近涡轮轴侧向外依次包括轮毂、辐板和轮缘。
在本发明的具体实施方式中，所述亚固溶温度T1满足：Ts-100℃≤T1≤Ts-40℃，所述过固溶温度T2满足：Ts≤T2≤Ts+20℃；Ts为γ′相全溶温度。其中，Ts可通过金相试验法测得。
如在不同实施方式中，所述亚固溶温度T1可以为Ts-100℃、Ts-100℃、Ts-90℃、Ts-80℃、Ts-70℃、Ts-60℃、Ts-50℃、Ts-40℃等等；所述过固溶温度T2可以为Ts、Ts+5℃、Ts+10℃、Ts+15℃、Ts+20℃等等。
在本发明的具体实施方式中，所述亚固溶热处理的温度为T3，T3满足：Ts-70℃≤T3≤Ts-40℃；所述时效热处理的温度为730～830℃。
如在不同实施方式中，所述亚固溶热处理的温度T3可以为Ts-70℃、Ts-60℃、Ts-50℃、Ts-40℃等等；所述时效热处理的温度可以为730℃、740℃、750℃、760℃、770℃、780℃、790℃、800℃、810℃、820℃、830℃等等。
进一步的，所述亚固溶热处理的时间≥1h，优选≥2h，如2～4h；所述时效热处理的时间≥2h，优选≥4h，如4～6h。
在本发明的具体实施方式中，步骤(a)中，所述合金锻坯的晶粒度为8级或更细。进一步的，所述合金锻坯的不同部位的晶粒度的级差不大于2级。
在本发明的具体实施方式中，步骤(a)中，所述合金锻坯的制备包括：将合金铸锭均匀化热处理后，进行开坯和多向锻造。
在实际操作中，采用约束镦粗的方式进行所述开坯。所述均匀化热处理依据合金相应的常规均匀化热处理操作进行，所述开坯与所述多向锻造的方式采用现有常规操作，以得到晶粒度符合要求的锻坯即可。
在本发明的具体实施方式中，所述合金铸锭的制备包括：按合金成分配料，采用真空感应熔炼和真空自耗重熔两联冶炼工艺冶炼得到；或者，按合金成分配料，采用真空感应熔炼、电渣重熔和真空自耗熔炼三联工艺冶炼得到。进一步的，采用真空感应熔炼+电渣重熔连续定向凝固冶炼铸锭。
在实际操作中，所述合金铸锭的制备工艺为现有常规的相应合金铸锭的制备工艺。
在本发明的具体实施方式中，采用灵敏度当量为
Figure BDA0003372250110000061
的标准进行超声波水浸探伤检测合金锻坯的晶粒度，保证了盘件更高的探伤合格率，降低材料报废的风险，降低生产成本。
在本发明的具体实施方式中，步骤(a)中，所述模锻得到的坯料中，所述坯料的晶粒度为8级或更细。进一步的，所述坯料的不同部位的晶粒度的级差不大于2级。
在本发明的具体实施方式中，步骤(b)中，所述热处理后，得到晶粒度为4～6级均匀的等轴粗晶组织。
在本发明的具体实施方式中，步骤(b)中，所述模锻成型后，所述轮毂的晶粒度为7级或更细，所述轮缘的晶粒度为4～6级，所述辐板为过渡区的混晶组织。
本发明在模锻成型前采用一定的升温速率和热处理温度，能够使轮缘粗晶的晶粒度级差更小，使轮缘获得更高的蠕变抗力。在模锻成型过程中，轮毂发生完全动态再结晶得到细晶组织，消除了常规变形细晶涡轮盘存在的大尺寸的一次γ′相，增加了共格析出二次γ′相和三次γ′相的体积分数，提高短时强度、持久和蠕变抗力，改善长期组织稳定性。
在本发明的具体实施方式中，所述模锻成型得到的盘件中，一次γ′相尺寸为100～2000nm，一次γ′相体积分数≤5％。
通常在本发明限定的合金成分范围内的合金一次γ′相尺寸为100～10μm之间，体积分数在5％～15％，尺寸相对较大，且数量较多。通过本发明的方法得到的盘件中，一次γ′相数量大大减少，且消除了大尺寸的一次γ′相，进而使所述盘件进行亚固溶热处理和时效热处理后，共格析出二次γ′相和三次γ′相的数量增加。如针对GH4096合金，共格析出二次γ′相和三次γ′相的体积分数分别为28％～33％和2％～6％；针对GH4198合金，共格析出二次γ′相和三次γ′相的体积分数分别为40％～45％和3％～8％。
在本发明的具体实施方式中，所述合金为镍基高温合金。进一步的，所述镍基高温合金的化学成分按质量百分数计包括：C：0.005％～0.070％，Co：12％～21％，Cr：12％～18％，W：1.0％～5.0％，Mo：1.0％～5.0％，Ti：2.0％～6.0％，Al：1.0％～4.0％，B：0.010％～0.020％，Zr：0.030％～0.060％，Nb：0.50％～1.50％，Ta：0％～6.0％，Fe：≤1％，余量为Ni及不可避免的杂质。如所述镍基高温合金为GH4096合金，但不局限于此。
在本发明的具体实施方式中，步骤(a)中，还包括：对所述模锻后的坯料进行机加工掏孔处理。
在实际操作中，具体机加工参数根据实际涡轮盘尺寸要求进行调整选择。
本发明还提供了采用上述任意一种所述制备方法制备得到的高耐温、高耐久性的合金涡轮盘锻件。
在本发明的具体实施方式中，所述合金涡轮盘锻件的轮缘蠕变性能满足：在700℃/690MPa下，塑性变形量为0.2％时的持续时间≥350h。
实施例1
本实施例提供了高耐温、高耐久性的GH4096合金涡轮盘锻件的制备方法，包括如下步骤：
(1)采用真空感应熔炼+电渣重熔连续定向凝固制备得到规格为
Figure BDA0003372250110000082
的GH4096合金铸锭；其中GH4096合金的化学成分按质量百分数计为：C：0.050％，Co：13％，Cr：16％，W：4.0％，Mo：4.0％，Ti：3.80％，Al：2.25％，B：0.015％，Zr：0.050％，Nb：0.70％，Fe：≤0.5％，余量为Ni及不可避免的杂质。
(2)将步骤(1)得到的合金铸锭进行高温均匀化热处理，均匀化热处理最高温度1200℃，保温时间48h，随后进行约束镦粗开坯，经过多向锻造后得到
Figure BDA0003372250110000083
饼坯，晶粒度9级，通过
Figure BDA0003372250110000081
的探伤要求，杂波水平小于20％。
(3)将步骤(2)得到的合金锻坯进行模锻得到晶粒度为9级的坯料；其中，所述模锻中，锻造加热温度为1070℃，轮毂变形量为15％，轮缘变形量为38％，形状如图1所示，随后进行机加工掏孔得到如图2所示的坯料。
(4)将步骤(3)得到的坯料以100℃/h升温至900℃保温2h，以150℃/h升温至1120℃保温1.5h，得到晶粒度为4～6级均匀的等轴晶组织；随后模锻成型，得到的盘件形状如图3所示，其中轮毂变形量为40％，得到晶粒度为7～8级的细晶组织，如图4所示；轮缘变形量＜5％，保持晶粒度为4～6级的粗晶组织，如图5所示，辐板变形量为20％，为过渡区的混晶组织，如图6所示。
(5)将步骤(4)得到的盘件经机加工后，进行1080℃/2h的亚固溶热处理和760℃/4h的时效热处理，得到双组织合金涡轮盘锻件。
对本实施例制备得到的GH4096合金涡轮盘锻件的性能进行测试，测试轮缘蠕变性能，实验条件为700℃/690MPa下，塑性变形量为0.2％时的持续时间为350h，优于常规细晶锻件的蠕变性能；650℃下拉伸性能，抗拉强度1420MPa，屈服强度1050MPa。
实施例2
本实施例提供了高耐温、高耐久性的GH4198合金涡轮盘锻件的制备方法，包括如下步骤：
(1)采用真空感应熔炼+电渣重熔连续定向凝固制备得到规格为
Figure BDA0003372250110000093
的GH4198合金铸锭；其中GH4198合金化学成分按质量百分数计为：C：0.020％，Co：20.5％，Cr：13％，W：3.8％，Mo：4.0％，Ti：3.80％，Al：3.40％，B：0.015％，Zr：0.050％，Nb：1.0％，Ta：2.5％，Fe：≤0.5％，余量为Ni及不可避免的杂质。
(2)将步骤(1)得到的合金铸锭进行高温均匀化热处理，均匀化热处理最高温度1200℃，保温时间48h，随后进行约束镦粗开坯，经过多向锻造后得到
Figure BDA0003372250110000092
饼坯，晶粒度9级，通过
Figure BDA0003372250110000091
的探伤要求，杂波水平小于40％。
(3)将步骤(2)得到的合金锻坯进行模锻得到盘件；其中，所述模锻中，锻造加热温度为1100℃，轮毂变形量为15％，轮缘变形量为40％，盘件不同部位晶粒为8～9级。随后进行机加工掏孔得到坯料。
(4)将步骤(3)得到的坯料以100℃/h升温至900℃保温2h，以150℃/h升温至1150℃保温1.5h，得到晶粒度为4～6级均匀的等轴晶组织；随后模锻成型，得到的盘件形状如图3所示，其中轮毂变形量为40％，得到晶粒度为7～8级的细晶组织，如图4所示；轮缘变形量＜5％，保持晶粒度为4～6级的粗晶组织，如图5所示，辐板变形量为25％，为过渡区的混晶组织。
(5)将步骤(4)得到的盘件经机加工后，进行1120℃/2h的亚固溶热处理和780℃/4h的时效热处理，得到涡轮盘锻件。
测试轮缘蠕变性能，实验条件为700℃/690MPa下，塑性变形量为0.2％时的持续时间为900h；750℃下拉伸性能，抗拉强度1180MPa，屈服强度1020MPa。
比较例1
比较例1提供了GH4096涡轮盘的制备方法，包括如下步骤：
(1)采用真空感应熔炼+电渣重熔连续定向凝固制备得到规格为
Figure BDA0003372250110000102
的GH4096合金铸锭；其中GH4096合金化学成分按质量百分数计为：C：0.050％，Co：13％，Cr：16％，W：4.0％，Mo：4.0％，Ti：3.80％，Al：2.25％，B：0.015％，Zr：0.050％，Nb：0.70％，Fe：≤0.5％，余量为Ni及不可避免的杂质。
(2)将步骤(1)得到的合金铸锭进行高温均匀化热处理，均匀化热处理最高温度1200℃，保温时间48h，随后进行约束镦粗开坯，经过多向锻造后得到
Figure BDA0003372250110000103
饼坯，晶粒度9级，通过
Figure BDA0003372250110000101
的探伤要求，杂波水平小于20％。
(3)将步骤(2)得到的合金锻坯进行模锻得到盘件；其中，所述模锻中，锻造加热温度为1070℃，轮毂变形量为15％，轮缘变形量为40％，盘件不同部位晶粒为8～9.5级。
(4)将步骤(3)得到的盘件经机加工后，进行1070℃/2h的亚固溶热处理和760℃/4h的时效热处理，得到细晶涡轮盘锻件。
测试轮缘蠕变性能，实验条件为700℃/690MPa下，塑性变形量为0.2％时的持续时间为140h；650℃下拉伸性能，抗拉强度1430MPa，屈服强度1055MPa。
比较例2
比较例2参考实施例1的制备方法，区别在于：步骤(4)中的热处理不同。比较例2的步骤(4)的热处理包括：以80℃/h升温至900℃保温2h，以50℃/h升温至1120℃保温1.5h。
比较例2制得的涡轮盘锻件的轮缘晶粒级差增大。
比较例3
比较例3参考实施例1的制备方法，区别在于：步骤(3)和步骤(4)中轮毂和轮缘的变形量不同。比较例3的步骤(3)中：轮毂变形量为30％，轮缘变形量为25％；比较例3的步骤(4)中：轮毂变形量为25％，轮缘变形量为15％。
比较例3制得的涡轮盘锻件的轮毂晶粒细化效果变差，轮缘晶粒度级差增大。
实验例1
为了对比说明不同实施例和比较例制得的涡轮盘锻件的微观组织差别，对不同实施例和比较例制得的涡轮盘锻件的微观组织进行统计，结果见表1。
表1不同实施例和比较例的涡轮盘锻件的微观组织统计结果
Figure BDA0003372250110000111
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 (10)

1.高耐温、高耐久性的合金涡轮盘锻件的制备方法，其特征在于，包括如下步骤：
(a)将合金锻坯进行模锻得到坯料；所述模锻中，锻造加热温度为亚固溶温度T1，轮毂变形量为15％～20％，轮缘变形量为30％～40％；
(b)将所述坯料热处理后进行模锻成型得到盘件；所述热处理包括：以≥80℃/h升温至900～1000℃保温1～2h，以≥120℃/h升温至过固溶温度T2保温0.5～2h；所述模锻成型中，轮毂变形量为30％～50％，轮缘变形量为0％～5％，辐板变形量为5％～25％；
(c)将所述盘件进行亚固溶热处理和时效热处理。
2.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述亚固溶温度T1满足：Ts-100℃≤T1≤Ts-40℃；所述过固溶温度T2满足：Ts≤T2≤Ts+20℃；Ts为γ′相全溶温度。
3.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述亚固溶热处理的温度为T3，T3满足：Ts-70℃≤T3≤Ts-40℃，Ts为γ′相全溶温度；所述时效热处理的温度为730～830℃。
4.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，步骤(a)中，所述合金锻坯的晶粒度为8级或更细；
优选的，所述合金锻坯的不同部位的晶粒度的级差不大于2级。
5.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，步骤(a)中，所述合金锻坯的制备包括：将合金铸锭均匀化热处理后，进行开坯和多向锻造。
6.根据权利要求5所述的制备方法，其特征在于，所述合金铸锭的制备包括：按合金成分配料，采用真空感应熔炼和真空自耗重熔两联冶炼工艺冶炼得到；或者，按合金成分配料，采用真空感应熔炼、电渣重熔和真空自耗熔炼三联工艺冶炼得到。
7.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，步骤(b)中，所述热处理后，得到晶粒度为4～6级均匀的等轴粗晶组织；
所述模锻成型后，所述轮毂的晶粒度为7级或更细，所述轮缘的晶粒度为4～6级，所述辐板为过渡区的混晶组织。
8.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述模锻成型得到的盘件中，一次γ′相尺寸为100～2000nm，一次γ′相体积分数≤5％。
9.根据权利要求1-8任一项所述的制备方法，其特征在于，所述合金为镍基高温合金；
优选的，所述镍基高温合金的化学成分按质量百分数计包括：C：0.005％～0.070％，Co：12％～21％，Cr：12％～18％，W：1.0％～5.0％，Mo：1.0％～5.0％，Ti：2.0％～6.0％，Al：1.0％～4.0％，B：0.010％～0.020％，Zr：0.030％～0.060％，Nb：0.50％～1.50％，Ta：0％～6.0％，Fe：≤1％，余量为Ni及不可避免的杂质。
10.采用权利要求1-9任一项所述的制备方法制备得到的高耐温、高耐久性的合金涡轮盘锻件。
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