高合金化难变形高温合金GH4151盘锻件的制备方法与流程

高合金化难变形高温合金gh4151盘锻件的制备方法
技术领域
1.本发明属于高温合金先进制造技术领域，具体涉及一种高合金化难变形高温合金gh4151盘锻件的制备方法。


背景技术：

2.众所周知，变形高温合金盘类锻件被广泛应用于航空动力领域，它是制造航空发动机关键热端部件涡轮盘不可或缺的毛坯件。随着先进航空发动机推重比的提高，要求涡轮盘锻件具有优异的制造质量，主要体现在：第一，盘锻件不同部位(如盘缘、盘芯、幅板)的成型效果要好；第二，盘锻件不同部位应具有均匀、细小的晶粒组织；第三，盘锻件不同部位力学性能的一致性要高。
3.目前，制备先进航空发动机涡轮盘锻件的变形高温合金(如gh4151)具有很高的合金化程度，这类合金中含有固溶强化元素(如w、mo、co和cr等)的总量较高，含有沉淀强化元素(如al、ti、nb和ta等)的含量也较高，这类合金的主要强化相γ
′
相的含量通常高于50％。由于这类合金具有高合金化的化学成分特点和高γ
′
相含量特征，所以使得这类合金的热加工变形抗力增大、工艺塑性变差、难于热加工变形、模腔充型效果差以及热变形动态再结晶组织不完善，同时增加了这类合金盘锻件在模锻过程中的成型难度、获得均质细晶组织的难度以及盘锻件细晶组织与多尺度γ
′
相组织协同控制的难度。
4.此外，制备盘锻件所使用的变形高温合金棒材普遍采用镦拔锻造开坯的方法制得，然而镦拔锻造开坯工艺是一种多火次的变形工艺，变形过程复杂，工艺参数的稳定化和精准化控制难度大，极易造成棒材锻造组织不均匀，这也给盘锻件的组织均匀性控制带来了难度。镦拔开坯制备棒材+盘锻件模锻成形的传统工艺容易导致变形高温合金尤其是高合金化难变形高温合金盘锻件的组织不均匀、成型效果差、力学性能分散性明显、安全可靠性差和产品报废率高等问题。图1为采用镦拔锻造开坯工艺制备的棒材的组织形貌，从图1可以看出，棒材的组织粗大，且不均匀。
5.申请公布号为cn114645162a的发明专利公开了一种难变形高温合金的细晶均质盘锻件的制造方法，先获得均匀化退火的铸锭，再采用快锻机对铸锭进行多火次逐次降温镦拔锻造，获得细晶均质棒材，然后将棒材按照盘锻件所需规格下料并进行等温镦饼，获得中间坯，最后将中间坯进行模锻和后续热处理。该技术方案采用了传统的镦拔开坯方式制备棒材，然而镦拔锻造工艺极易造成棒材的组织不均匀，若原始棒材的组织不均匀，则后续制备的中间坯以及盘锻件的组织均匀性很难得到改善。
6.申请公布号为cn103341586a的发明专利公开了一种实现gh4738镍基高温合金涡轮盘成形方法，包括以下步骤：使用硬包套包裹圆柱形棒坯料，并进行加热处理；进行两火次加热、镦饼和模锻成形；对盘锻件进行亚固溶条件下的热处理。该技术方案是针对gh4738镍基高温合金涡轮盘的成形方法，如果要获得组织均匀、晶粒细小、成形效果好的涡轮盘，那么就必须对原始棒材的组织和性能有一定要求，而该技术方案对原始棒材的制备工艺未做要求和改进，而是直接使用现有的棒坯料，所以很难获得组织均匀和成形效果好的涡轮
盘。


技术实现要素：

7.为解决现有技术中存在的问题，本发明提供一种高合金化难变形高温合金gh4151盘锻件的制备方法，按照先后顺序包括以下步骤：
8.步骤一：将高合金化难变形高温合金gh4151铸锭放入高温电炉中进行加热，待加热结束后，将铸锭从高温电炉中取出并转移到热挤压机上的挤压模具内，然后采用热挤压开坯工艺将铸锭制备成目标规格的圆柱形棒材；
9.步骤二：将热挤压后的棒材放入电阻加热炉中进行γ
′
相组织粗化热处理；
10.步骤三：采用线切割机或者锯切机将粗化热处理后的棒材分切成棒料块，将棒料块的两端进行机加工精整，使棒料块的两个端面平整、平行，并对棒料块的两个端面的边缘倒圆角；
11.步骤四：将经过机加工精整后的棒料块放入高温电炉中进行加热，待加热结束后，将棒料块从高温电炉中取出并转移到液压机上的制坯模内，然后将棒料块压制成目标规格的中间坯；
12.步骤五：将压制后的中间坯带热转移到预先加热的电阻加热炉中进行热装退火；
13.步骤六：将热装退火后的中间坯放入高温电炉中进行加热，待加热结束后，将中间坯从高温电炉中取出并转移到液压机上的锻造模具内，然后将中间坯近等温锻造成目标规格的盘锻件；
14.步骤七：将近等温锻造后的盘锻件放入电阻加热炉中进行均质化热处理，最终制得高合金化难变形高温合金gh4151盘锻件。
15.本发明采用热挤压成型工艺制备高合金化难变形高温合金盘锻件所使用的均质细晶棒材；对棒料进行粗化热处理，可降低合金热变形抗力，保证制坯成形效果；对中间坯进行热装退火，可提高工艺塑性，改善近等温锻造成形条件；对盘锻件进行均质化热处理，可获得组织均匀性和力学性能一致性都非常高的优质盘锻件。
16.优选的是，步骤一中，所述铸锭在高温电炉中的加热工艺为：将铸锭放入高温电炉中，以70-90℃/h的升温速率升温到950-980℃，保温2-6h，再以70-90℃/h的升温速率继续升温到1100-1130℃，保温6-10h；所述铸锭的转移时间不超过1min。
17.在上述任一方案中优选的是，步骤一中，所述铸锭的热挤压开坯工艺为：挤压温度1150-1180℃，挤压比2-10:1，挤压速率10-50mm/s；所述棒材的直径为100-300mm。
18.在上述任一方案中优选的是，步骤二中，所述棒材的粗化热处理工艺为：将棒材放入电阻加热炉中，以80-100℃/h的升温速率升温到1090-1120℃，保温4-10h，再以10-30℃/h的降温速率降温到100℃以下，出炉。本发明中，棒材经过粗化热处理后，γ
′
相组织可由原来的0.3-0.8μm粗化到3-7μm，棒材经过粗化后有利于后续盘锻件的成型，能够降低盘锻件的热变形抗力，提高盘锻件的热工艺塑性。
19.在上述任一方案中优选的是，步骤四中，所述棒料块在高温电炉中的加热工艺为：将棒料块放入高温电炉中，以70-90℃/h的升温速率升温到930-950℃，保温1-2h，再以70-90℃/h的升温速率继续升温到1100-1160℃，保温6-10h；所述棒料块的转移时间不超过1min。
20.在上述任一方案中优选的是，步骤五中，所述中间坯经过压制后的带热温度为800-900℃，所述电阻加热炉的预先加热温度为800-980℃，所述中间坯的转移时间不超过3min。
21.在上述任一方案中优选的是，步骤五中，所述中间坯的热装退火工艺为：将装有中间坯的电阻加热炉以70-100℃/h的升温速率从800-980℃升温到1100-1140℃，保温2-8h，然后随炉冷却至室温。本发明中，热装退火是指中间坯经过压制后携带一定的热量，将带有热量的中间坯放入电阻加热炉内进行退火处理的过程，中间坯的带热温度应当与电阻加热炉的预热温度接近。
22.在上述任一方案中优选的是，步骤六中，所述中间坯在高温电炉中的加热工艺为：将中间坯放入高温电炉中，以70-90℃/h的升温速率升温到950-980℃，保温2-6h，再以70-90℃/h的升温速率继续升温到1100-1150℃，保温6-10h；所述中间坯的转移时间不超过3min。
23.在上述任一方案中优选的是，步骤六中，所述中间坯的近等温锻造工艺为：采用变速率成型方式进行控制，以3-5mm/s的速率将中间坯的高度锻造至原高度的2/3，以1-3mm/s的速率继续将中间坯的高度锻造至原高度的1/2，以0.5-1mm/s的速率继续将中间坯的高度锻造至原高度的1/3，以0.1-0.5mm/s的速率继续将中间坯锻造为目标规格的盘锻件，从锻造模具中取出盘锻件，并覆盖硅铝酸纤维毡进行冷却；所述锻造模具的预热温度为900-1000℃；所述盘锻件的直径为200-700mm。
24.本发明中，采用变速率成型方式进行控制，成型速率由快逐渐变慢。前期的成型速率较快，能够保证变形温度稳定，若成型温度降低，则变形抗力增大，容易出现裂纹等缺陷；后期的成型速率较慢，有利于实现超塑性效应。
25.在上述任一方案中优选的是，步骤七中，所述盘锻件的均质化热处理工艺为：将盘锻件放入电阻加热炉中，以80-100℃/h的升温速率升温到1040-1080℃，保温8-16h，然后进行空冷。盘锻件在进行均质化热处理前，需要将其覆盖的硅铝酸纤维毡去除掉。
26.本发明的高合金化难变形高温合金gh4151盘锻件的制备方法，具有如下有益效果：
27.(1)采用热挤压开坯工艺制备高合金化难变形高温合金棒材，材料在三向压应力状态下发生塑性变形，提高了工艺塑性与可允许变形程度，有利于进行单道次大变形量加工，使得挤压棒材的组织均匀性高，晶粒细化，晶粒度达到astm 11级左右，此外热挤压开坯变形与棒材成形在一火次中完成，变形时间短，工艺稳定性高；而现有技术采用多火次的镦拔锻造工艺开坯，所制备的棒材组织粗大，组织均匀性差，且变形时间长。
28.(2)通过对挤压棒材进行γ
′
相强化相粗化热处理，保持γ
′
相呈凝聚、粗化、不规则的形貌分布特征，这种形貌特征的γ
′
相与基体γ之间不再存在共格关系，使热加工变形过程中的共格应变强化消失，合金热变形抗力大大降低，工艺塑性得以提高，保证随后的制坯成形效果和制坯过程中微观组织均匀性的控制。
29.(3)通过对中间坯进行热装退火，一方面消除了热加工硬化，另一方面兼顾对坯料γ基体晶粒尺寸和γ
′
相颗粒分布特征的同时调控，形成适当的组织，提高了工艺塑性，降低了变形抗力，改善了后续近等温锻造的变形条件，有利于提高盘锻件在模锻过程中的充型成型效果，有利于形成具有完善动态再结晶的细小晶粒组织。
30.(4)通过对盘锻件进行均质化热处理，可以消除因模锻变形引致的形变织构，降低盘锻件的残余应力，调控γ
′
相颗粒组织的分布特征，提高γ固溶体的均匀性，在盘锻件的整个体积内创造更均匀、更有利的再结晶条件，保证盘锻件不同部位获得astm 10级的均匀细晶组织和一致性极高的力学性能。
31.(5)通过严格的工艺参数控制和工艺配合，使得制备方法更可靠更安全，提高了盘锻件的组织均匀性和力学性能一致性，提高了盘锻件的合格率，降低了生产成本，经济效益显著提高。
32.特别说明：本发明的技术方案中涉及了诸多参数，需要综合考虑各个参数之间的协同作用，才能获得本发明的有益效果和显著进步。而且技术方案中各个参数的取值范围都是经过大量试验才获得的，针对每一个参数以及各个参数的相互组合，发明人都记录了大量试验数据，限于篇幅，在此不公开具体试验数据。本发明所使用的各类设备(如高温电炉、热挤压机、电阻加热炉和液压机等)为本领域常用设备，对具体型号没有特殊要求。
附图说明
33.图1为现有技术采用镦拔锻造开坯工艺制备的棒材的组织形貌；
34.图2为按照本发明的高合金化难变形高温合金gh4151盘锻件的制备方法的一优选实施例中采用热挤压开坯工艺制备的棒材的组织形貌；
35.图3为图2所示实施例中对棒材进行粗化热处理后获得的γ
′
相粗化组织形貌；
36.图4为图2所示实施例中对盘锻件进行均质化热处理后盘缘部位的组织形貌；
37.图5为图2所示实施例中对盘锻件进行均质化热处理后盘芯部位的组织形貌；
38.图6为图2所示实施例中对盘锻件进行均质化热处理后幅板部位的组织形貌。
具体实施方式
39.为了更进一步了解本发明的发明内容，下面将结合具体实施例详细阐述本发明。
40.实施例一：
41.按照本发明高合金化难变形高温合金gh4151盘锻件的制备方法的一优选实施例，按照先后顺序包括以下步骤：
42.步骤一：将高合金化难变形高温合金gh4151铸锭放入高温电炉中进行加热，待加热结束后，将铸锭从高温电炉中取出并转移到热挤压机上的挤压模具内，然后采用热挤压开坯工艺将铸锭制备成目标规格的圆柱形棒材；
43.步骤二：将热挤压后的棒材放入电阻加热炉中进行γ
′
相组织粗化热处理；
44.步骤三：采用线切割机或者锯切机将粗化热处理后的棒材分切成棒料块，将棒料块的两端进行机加工精整，使棒料块的两个端面平整、平行，并对棒料块的两个端面的边缘倒圆角；
45.步骤四：将经过机加工精整后的棒料块放入高温电炉中进行加热，待加热结束后，将棒料块从高温电炉中取出并转移到液压机上的制坯模内，然后将棒料块压制成目标规格的中间坯；
46.步骤五：将压制后的中间坯带热转移到预先加热的电阻加热炉中进行热装退火；
47.步骤六：将热装退火后的中间坯放入高温电炉中进行加热，待加热结束后，将中间
坯从高温电炉中取出并转移到液压机上的锻造模具内，然后将中间坯近等温锻造成目标规格的盘锻件；
48.步骤七：将近等温锻造后的盘锻件放入电阻加热炉中进行均质化热处理，最终制得高合金化难变形高温合金gh4151盘锻件。
49.步骤一中，所述铸锭在高温电炉中的加热工艺为：将铸锭放入高温电炉中，以80℃/h的升温速率升温到965℃，保温4h，再以80℃/h的升温速率继续升温到1120℃，保温8h；所述铸锭的转移时间不超过1min。
50.步骤一中，所述铸锭的热挤压开坯工艺为：挤压温度1165℃，挤压比6:1，挤压速率30mm/s；所述棒材的直径为200mm。如图2所示，采用热挤压开坯工艺制备的棒材的组织均匀性好，晶粒细小，这有利于提高后续盘锻件的成型效果、组织均匀性和力学性能的一致性。
51.步骤二中，所述棒材的粗化热处理工艺为：将棒材放入电阻加热炉中，以90℃/h的升温速率升温到1110℃，保温7h，再以20℃/h的降温速率降温到100℃以下，出炉。本实施例中，棒材经过粗化热处理后，γ
′
相组织可由原来的0.3-0.8μm粗化到3-7μm。如图3所示，对棒材进行粗化热处理后获得的γ
′
相粗化组织呈凝聚、粗化、不规则的形貌分布特征，这使热加工变形过程中的共格应变强化消失，合金热变形抗力大大降低，工艺塑性得以提高。
52.步骤四中，所述棒料块在高温电炉中的加热工艺为：将棒料块放入高温电炉中，以80℃/h的升温速率升温到940℃，保温1.5h，再以80℃/h的升温速率继续升温到1130℃，保温8h；所述棒料块的转移时间不超过1min。
53.步骤五中，所述中间坯经过压制后的带热温度为850℃，所述电阻加热炉的预先加热温度为900℃，所述中间坯的转移时间不超过3min。
54.步骤五中，所述中间坯的热装退火工艺为：将装有中间坯的电阻加热炉以85℃/h的升温速率从900℃升温到1120℃，保温5h，然后随炉冷却至室温。本实施例中，热装退火是指中间坯经过压制后携带一定的热量，将带有热量的中间坯放入电阻加热炉内进行退火处理的过程，中间坯的带热温度应当与电阻加热炉的预热温度接近。
55.步骤六中，所述中间坯在高温电炉中的加热工艺为：将中间坯放入高温电炉中，以80℃/h的升温速率升温到965℃，保温4h，再以80℃/h的升温速率继续升温到1125℃，保温8h；所述中间坯的转移时间不超过3min。
56.步骤六中，所述中间坯的近等温锻造工艺为：采用变速率成型方式进行控制，以4mm/s的速率将中间坯的高度锻造至原高度的2/3，以2mm/s的速率继续将中间坯的高度锻造至原高度的1/2，以0.8mm/s的速率继续将中间坯的高度锻造至原高度的1/3，以0.3mm/s的速率继续将中间坯锻造为目标规格的盘锻件，从锻造模具中取出盘锻件，并覆盖硅铝酸纤维毡进行冷却；所述锻造模具的预热温度为950℃；所述盘锻件的直径为500mm。本实施例中，采用变速率成型方式进行控制，成型速率由快逐渐变慢。
57.步骤七中，所述盘锻件的均质化热处理工艺为：将盘锻件放入电阻加热炉中，以90℃/h的升温速率升温到1060℃，保温12h，然后进行空冷。盘锻件在进行均质化热处理前，需要将其覆盖的硅铝酸纤维毡去除掉。如图4-6所示，对盘锻件进行均质化热处理后，盘锻件的盘缘、盘芯和幅板部位的组织都非常均匀、晶粒细小，且三个部分的晶粒大小一致非常高。
58.本实施例的高合金化难变形高温合金gh4151盘锻件的制备方法，具有如下有益效
果：
59.(1)采用热挤压开坯工艺制备棒材，材料在三向压应力状态下发生塑性变形，提高了工艺塑性与可允许变形程度，有利于进行单道次大变形量加工，使得挤压棒材的组织均匀性高，晶粒细化，晶粒度达到astm 11级左右，此外热挤压开坯变形与棒材成形在一火次中完成，变形时间短，工艺稳定性高。(2)通过对挤压棒材进行γ
′
相强化相粗化热处理，保持γ
′
相呈凝聚、粗化、不规则的形貌分布特征，这种形貌特征的γ
′
相与基体γ之间不再存在共格关系，使热加工变形过程中的共格应变强化消失，合金热变形抗力大大降低，工艺塑性得以提高，保证随后的制坯成形效果和制坯过程中微观组织均匀性的控制。(3)通过对中间坯进行热装退火，消除了热加工硬化，对坯料γ基体晶粒尺寸和γ
′
相颗粒分布特征同时进行调控，形成适当的组织，提高了工艺塑性，降低了变形抗力，改善了后续近等温锻造的变形条件，有利于提高盘锻件在模锻过程中的充型成型效果，有利于形成具有完善动态再结晶的细小晶粒组织。(4)通过对盘锻件进行均质化热处理，可以消除因模锻变形引致的形变织构，降低盘锻件的残余应力，调控γ
′
相颗粒组织的分布特征，提高γ固溶体的均匀性，在盘锻件的整个体积内创造更均匀、更有利的再结晶条件，保证盘锻件不同部位获得astm 10级的均匀细晶组织和一致性极高的力学性能。(5)通过严格的工艺参数控制和工艺配合，提高了盘锻件的组织均匀性和力学性能一致性，提高了盘锻件的合格率，降低了生产成本，经济效益显著提高。
60.实施例二：
61.按照本发明高合金化难变形高温合金gh4151盘锻件的制备方法的另一优选实施例，所采用的制备工艺、所使用的设备、原理和有益效果等与实施例一基本相同，不同的是：
62.步骤一中，所述铸锭在高温电炉中的加热工艺为：将铸锭放入高温电炉中，以70℃/h的升温速率升温到950℃，保温6h，再以70℃/h的升温速率继续升温到1100℃，保温10h；所述铸锭的转移时间不超过1min。
63.步骤一中，所述铸锭的热挤压开坯工艺为：挤压温度1150℃，挤压比2:1，挤压速率50mm/s；所述棒材的直径为100mm。
64.步骤二中，所述棒材的粗化热处理工艺为：将棒材放入电阻加热炉中，以80℃/h的升温速率升温到1090℃，保温10h，再以10℃/h的降温速率降温到100℃以下，出炉。本实施例中，棒材经过粗化热处理后，γ
′
相组织可由原来的0.3-0.8μm粗化到3-7μm。
65.步骤四中，所述棒料块在高温电炉中的加热工艺为：将棒料块放入高温电炉中，以70℃/h的升温速率升温到930℃，保温2h，再以70℃/h的升温速率继续升温到1100℃，保温10h；所述棒料块的转移时间不超过1min。
66.步骤五中，所述中间坯经过压制后的带热温度为800℃，所述电阻加热炉的预先加热温度为800℃，所述中间坯的转移时间不超过3min。
67.步骤五中，所述中间坯的热装退火工艺为：将装有中间坯的电阻加热炉以70℃/h的升温速率从800℃升温到1100℃，保温8h，然后随炉冷却至室温。
68.步骤六中，所述中间坯在高温电炉中的加热工艺为：将中间坯放入高温电炉中，以70℃/h的升温速率升温到950℃，保温6h，再以70℃/h的升温速率继续升温到1100℃，保温10h；所述中间坯的转移时间不超过3min。
69.步骤六中，所述中间坯的近等温锻造工艺为：采用变速率成型方式进行控制，以
3mm/s的速率将中间坯的高度锻造至原高度的2/3，以1mm/s的速率继续将中间坯的高度锻造至原高度的1/2，以0.5mm/s的速率继续将中间坯的高度锻造至原高度的1/3，以0.1mm/s的速率继续将中间坯锻造为目标规格的盘锻件，从锻造模具中取出盘锻件，并覆盖硅铝酸纤维毡进行冷却；所述锻造模具的预热温度为900℃；所述盘锻件的直径为200mm。
70.步骤七中，所述盘锻件的均质化热处理工艺为：将盘锻件放入电阻加热炉中，以80℃/h的升温速率升温到1040℃，保温8h，然后进行空冷。盘锻件在进行均质化热处理前，需要将其覆盖的硅铝酸纤维毡去除掉。
71.实施例三：
72.按照本发明高合金化难变形高温合金gh4151盘锻件的制备方法的另一优选实施例，所采用的制备工艺、所使用的设备、原理和有益效果等与实施例一基本相同，不同的是：
73.步骤一中，所述铸锭在高温电炉中的加热工艺为：将铸锭放入高温电炉中，以90℃/h的升温速率升温到980℃，保温2h，再以90℃/h的升温速率继续升温到1130℃，保温6h；所述铸锭的转移时间不超过1min。
74.步骤一中，所述铸锭的热挤压开坯工艺为：挤压温度1180℃，挤压比10:1，挤压速率10mm/s；所述棒材的直径为300mm。
75.步骤二中，所述棒材的粗化热处理工艺为：将棒材放入电阻加热炉中，以100℃/h的升温速率升温到1120℃，保温4h，再以30℃/h的降温速率降温到100℃以下，出炉。本实施例中，棒材经过粗化热处理后，γ
′
相组织可由原来的0.3-0.8μm粗化到3-7μm。
76.步骤四中，所述棒料块在高温电炉中的加热工艺为：将棒料块放入高温电炉中，以90℃/h的升温速率升温到950℃，保温1h，再以90℃/h的升温速率继续升温到1160℃，保温6h；所述棒料块的转移时间不超过1min。
77.步骤五中，所述中间坯经过压制后的带热温度为900℃，所述电阻加热炉的预先加热温度为980℃，所述中间坯的转移时间不超过3min。
78.步骤五中，所述中间坯的热装退火工艺为：将装有中间坯的电阻加热炉以100℃/h的升温速率从980℃升温到1140℃，保温2h，然后随炉冷却至室温。
79.步骤六中，所述中间坯在高温电炉中的加热工艺为：将中间坯放入高温电炉中，以90℃/h的升温速率升温到980℃，保温2h，再以90℃/h的升温速率继续升温到1150℃，保温6h；所述中间坯的转移时间不超过3min。
80.步骤六中，所述中间坯的近等温锻造工艺为：采用变速率成型方式进行控制，以5mm/s的速率将中间坯的高度锻造至原高度的2/3，以3mm/s的速率继续将中间坯的高度锻造至原高度的1/2，以1mm/s的速率继续将中间坯的高度锻造至原高度的1/3，以0.5mm/s的速率继续将中间坯锻造为目标规格的盘锻件，从锻造模具中取出盘锻件，并覆盖硅铝酸纤维毡进行冷却；所述锻造模具的预热温度为1000℃；所述盘锻件的直径为700mm。
81.步骤七中，所述盘锻件的均质化热处理工艺为：将盘锻件放入电阻加热炉中，以100℃/h的升温速率升温到1080℃，保温16h，然后进行空冷。盘锻件在进行均质化热处理前，需要将其覆盖的硅铝酸纤维毡去除掉。
82.对以上三组实施例进行力学性能测试，所使用的测试设备以及测试环境均相同，测试结果如表1和表2所示。从表1和表2的测试数据可以看出，同一个盘锻件的不同部位的力学性能具有高度的一致性。
83.表1高合金化难变形高温合金gh4151盘锻件不同部位的拉伸性能(室温下)
[0084][0085]
表2高合金化难变形高温合金gh4151盘锻件不同部位的拉伸性能(750℃)
[0086][0087]
本领域技术人员不难理解，本发明的高合金化难变形高温合金gh4151盘锻件的制备方法包括上述本发明说明书的发明内容和具体实施方式部分以及附图所示出的各部分的任意组合，限于篇幅并为使说明书简明而没有将这些组合构成的各方案一一描述。凡在本发明的精神和原则之内，所做的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。