~0.2%，Y为C、B和Mg中的一种或二种以上构成。
[0010]所述的该高温合金组织中含有体积分数在50%以上立方状有序γ ’。
[0011]所述的高温合金中，γ’为具有Ll2结构的金属间化合物，其原子比表示为式(Co，X) 3 (V, Ζ)，X 为 Cr，Re，Ir 及 / 或 Ru，Z 为 Ta、T1、Nb、Al、Mo 及 / 或 W，Ni 进入 X、Z 两者。
[0012]所述的一种含高温有序Y’强化相的Co-V基高温合金的制备方法，包括下列步骤:
第 I 步，按上述成分配比 Co、V、Ta、T1、Nb、Al、N1、Mo、W、Cr、Re、Ir、Ru、C、B 和 Mg ;
第2步，将配比好的材料置入电弧熔炼炉中，在氩氛中逐渐加大电流至150~550Α，使得原材料熔炼均匀；或将配比好的材料置入高频感应熔炼炉中，在氩氛中逐渐加大电流至35~60Α，使得原材料熔炼均匀；
第3步，在氩氛中，将上述铸材放在1100°C~1200°C进行均质化6~48小时；接着在7000C ~1000°C时效24~960小时，冰水淬火冷却，获得含高温有序γ ’强化相的Co-V基高
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[0013]在Co-V体系中，存在结构为Ll2的亚稳相Co3V(参见E.T.Peters, L.E.Tanner,Trans Metall Soc ΑΙΜΕ 1965; 233: 2126 ； Y.Aoki, K.Asami, Μ.Yamamoto, PhysStatus Solidi A 1974; 23: 167 ； L.J.Nagel, B.Fultz, J.L.Robertson, J PhaseEquilib 1997; 18: 21)，并且通过添加一定量的Fe可以形成结构为Ll2的更加稳定的(Co，Fe) 3V (参见 C.Τ.Liu, Internat1nal Metals Reviews 1984; 29: 168)。此外，在 Co-Ti (参见 J.M.Blaise, P.Viatour, J.M.Drapier, Cobalt 1970; 49: 192 ； P.Viatour, J.M.Drap ier, D.Coutsouradis, Cobalt 1973; 3: 67)，Co-Ta (参见 J.M.Drapier, J.L.De Brouwer, D.Coutsouradis, Cobalt 1965; 27: 59; J.M.Drapier,D.Coutsouradis, Cobalt 1968; 39: 63)，Co-Al (参见 A.J.Bradley, G.C.Seager,J Inst Met 1939; 64: 81 ； 0.S.Edwards, J Inst Met 1941; 67: 67 ；T.0mori, Y.Sutou, K.0ikawa, R.Kainuma, K.1shida, Mat Sci Eng A 2006; 438: 1045)，Co-W(参见J.Dutkiewicz, G.Kostorz, Acta Metall Mater 1990; 38: 2283 ； J.Dutkiewicz,G.Kostorz.Mater Sci Eng A 1991; 132: 267)中也有关于Ll2的报道。此外，V的添加不仅有利于合金屈服强度的提高，而且还有利于改善热加工工艺塑性。同时，在含Co3Ti的合金中，V的存在有利于减小有序相γ’与基体γ之间的错配度(参见Y.Liu, Τ.Takasugi,
0.1zumi, Metallurgical Transact1ns A 1986; 17A: 1433)。因此，在 Co-V基中添加一或多种组元，通过一定的工艺处理，有望制备出含较稳定Ll2强化相且具备一定高温强度的Co-V基高温合金。
[0014]采用上述方案后，本发明与目前已有专利相比，具有如下特点:
一、该合金是有别于Co-Al-W基的Co-V基合金；
二、该合金与具有相同强化机理的Co-Al-W基合金相比较，本发明的Co-V基高温合具有更高的高温屈服强度。例如:在750°C时，屈服强度为550MPa~700MPa，在800°C时，屈服强度为 500MPa~600MPa，在 850°C 时，屈服强度为 350MPa~500MPa ；
三、该新型Co-V基高温合金与传统钴基高温合金Mar-M302相比，其承温能力更加优升；
四、该合金在800°C时效720小时以后，仍然保持γ+ γ’两相组织，该结果表明该体系中的共格强化相γ’具有较高的稳定性；
五、该Co-V基合金的γ’的固溶温度在950°C以上，特别是添加钛以后，使得γ’的固溶温度达到了 1002 °C ；
六、通过引入固溶强化，碳化物析出强化等机制，以该新型Co-V基合金系为基，可以制备出性能更加优异的Co-V基超合金。
[0015]本发明与CN102234732A和US20110268989A1专利相比，有以下不同点:本发明的成分与CN102234732A和US20110268989A1专利中的合金成分不同。本发明中的γ’以立方状形貌析出而非球形。本发明的γ’的固溶温度比CN102234732A和US20110268989A1专利中Y’的固溶温度高，这有利于合金在实际中的应用。
[0016]本发明与CN101248198A和US20080185078A1专利相比，有以下不同点:本发明的成分与CN101248198A和US20080185078A1专利中的合金成分不同。本发明以Co-V基合金为基础，而非以Co-Al-W为基础，并且本发明中的Co-V基合金的强度优于已报道的CO-9A1-9W (原子比)合金。本发明主要采用共格析出对合金进行强化。本发明的制备工艺较CN101248198A和US20080185078A1专利中的工艺简单，包括熔解、固溶、时效处理三个步骤。
[0017]本发明与CN101671785A和US20100061883A1专利相比，有以下不同点:本发明的成分与CN101671785A和US20100061883A1专利中的合金成分不同。本发明以Co-V基合金为基础，而非以Co-Al-W为基础，并且本发明中的Co-V基合金的强度优于已报道的CO-9A1-9W合金。本发明主要采用共格析出对合金进行强化。本发明中的γ’的尺寸比CN101671785A和US20100061883A1专利中的γ’的尺寸小。本发明的固溶温度与时效温度与 CN101671785A 和 US20100061883A1 不同。
[0018]本发明与CN103045910A专利相比，有以下不同点:本发明的成分与CN103045910A专利中的合金成分不同。本发明主要以共格析出对合金进行强化。本发明的固溶温度与时效温度较之CN103045910A专利均更低。本发明以Co-V基合金为基础，而非以Co-Al-W为基础，并且本发明中的Co-V基合金的强度优于已报道的CO-9A1-9W合金。
[0019]本发明与US005422072A专利相比，有以下不同点:本发明的成分与US005422072A专利中的合金成分不同。本发明以Co-V基合金为基础。本发明主要采用共格析出对合金进行强化，并且本发明中不含会减低γ’强化相稳定性的Cr。
【附图说明】
[0020]图1为本发明的部分SEM图谱:(a)合金I在800°C时效处理48小时；(b)合金2在800°C时效处理48小时；(c)合金3在800°C时效处理48小时。
[0021]图2为发明的部分TEM图谱:(a_c)合金I在800°C时效处理48小时；(d-f)合金2在800°C时效处理48小时；(g_i)合金3在800°C时效处理48小时。
[0022]图3为发明的部分DSC曲线:(a)合金I在800°C时效处理48小时；(b)合金2在800°C时效处理48小时；(c)合金3在800°C时效处理48小时。
[0023]图4为发明的部分屈服强度曲线:合金4、合金5、合金6的屈服强度曲线；类似强化机制的Co基高温合金(Co-Al-W)的屈服强度曲线(参见A.Suzuki, G.C.DeNolf, Τ.Μ.Pollock, Scripta Materialia 2007; 56: 385);目前商业化Co基高温合金Mar_M302 的屈服强度曲线(参见 C.T.Sims, N.S.Stoloff, W.C.Hagel, Superalloys II, John Wiley& Sons, New York, 1987, pp.585)。
【具体实施方式】
[0024]本发明