随着航空发动机涡轮进气温度的不断提高,对涡轮盘材料的承温能力和力学性能提出了更高的要求,合金化作为提高镍基变形高温合金性能的主要手段,合金元素的持续添加能够使合金获得高的强度,但同时也产生了元素偏析严重、热加工区间小和变形抗力大等问题,即镍基变形高温合金的高合金化发展陷入了“强化易、变形难”的瓶颈。基于素化理念的纳米孪晶结构可以同步提高材料强度和塑性,并且在高温合金领域,通过“γ’相+纳米孪晶”复合结构可以大幅提高高温合金的力学性能。孪晶的产生很大程度上依赖于合金低的层错能,因此本文基于界面调控理念的“γ’相+纳米孪晶”复合结构设计了 一种低合金化、低层错能的镍基变形高温合金,以作为研究素化高温合金基于“γ’相+纳米孪晶”复合强化的模型合金。利用真空感应熔炼和电渣重熔双联工艺熔炼了合金铸锭并进行了均匀化处理,研究了铸态合金的热变形行为和组织演变规律,并且试图通过锻态合金的轧制和退火时效处理调控得到“γ’相+纳米孪晶”协同结构,从而为低层错能合金的设计和调控“γ’相+纳米孪晶”结构提供参考。利用JMatPro热力学软件设计了 一种低合金化、低层错能的镍基变形高温合金。研究结果表明,在Ni-Cr-Co-W-Al-Ti-C合金体系中,W和Ti/Al的增加分别提高和降低γ’相体积分数（fγ’）,而Co、Cr变化对fγ’无影响;W、Co、Ti/Al和Cr的增加均能降低合金层错能（SFE）,其中Cr降低最明显。综合考虑各元素对fγ’、SFE的影响以及适量γ’相（25%～30%）、低SFE的设计目标,确定合金成分（质量分数,%）为18.5Cr-18.5Co-5.6W-3.2Ti-1.4Al-0.01C-Ni。JMatPro计算显示合金的γ’相体积分数为27.64%,基体层错能为93.1 mJ/m2,与TMW-4M3层错能值相当,并且合金具有较大的热加工窗口。通过研究真空感应熔炼（VIM）和电渣重熔（ESR）双联工艺制备的铸锭合金元素偏析和析出相,以及测定铸态合金经过1180℃退火8～56 h后的偏析消除程度和塑性变化,最终确定了合适的均匀化处理工艺。结果表明,铸态合金存在枝晶偏析,Ti元素偏析最为严重,W元素次之,其偏析系数KTi和Kw分别为2.37和0.62;枝晶间位置存在较多富Ti的块状碳化物和少量针状η相,并且枝晶间的γ’析出相尺寸较枝晶干处大。随着均匀化时间的延长,元素偏析程度减弱,η相扩散回熔,合金的延伸率大幅提高,从铸态的20%提高至40%左右。综合考虑偏析消除和晶粒尺寸两方面,确定最佳的均匀化制度为1180℃×40 h,此时元素偏析基本消除,KTi和Kw分别为1.03和0.93,晶粒尺寸均一且无异常长大现象。并且JMatPro能够很好地预测铸锭的元素偏析和均匀化处理制度消除枝晶偏析的程度。研究了铸态合金在应变速率5 s-1、应变量60%和不同温度（1050℃～1250℃）热压缩过程中的热变形行为和组织演变。结果表明,热压缩的真应力—真应变曲线动态再结晶特征明显,并且曲线普遍存在锯齿流变现象,当热压缩温度越高时,动态再结晶软化明显以及铸态γ’相逐渐回熔,峰值应力降低,在1200℃和1250℃温度热压缩时γ’相全部回熔,其流变应力显著下降。热压缩温度越高,再结晶晶粒比例、平均晶粒尺寸和孪晶分数均增加,在1250℃时孪晶分数升高至22.7%,并且动态再结晶的形核以晶界弓弯的不连续动态再结晶机制为主。研究了锻态合金经过变形量为80%的冷轧以及不同退火（1080℃/30 min、1 h/AC）时效（760℃/1 h、5 h/AC）处理过程中的组织演变和力学性能变化。结果表明,大变形量轧制后,由于位错密度较高拉伸屈服强度高达1.7 GPa,但延伸率仅有2.8%,随退火时间的延长,由于位错数量减少以及大量再结晶晶粒的形成,合金强度有所降低而塑性明显改善,经过1080℃退火1 h后的试样拉伸屈服强度为1210.4 MPa,断裂延伸率提高至27%。并且退火1 h时效1 h的试样在再结晶过程中形成了大量的退火孪晶,∑3孪晶分数达到50.9%,其层片厚度较小的孪晶和细小的晶粒具有明显的强化作用,对屈服强度的贡献分别为204.6 MPa和431.6 MPa。结果表明,通过先调控孪晶后析出γ’相的方法可以在新合金中调控得到“γ’+纳米孪晶”复合结构,γ’相和纳米孪晶结构均能够阻挡位错的运动,并且γ’相与纳米孪晶之间存在相互之间的切割。