CN111471914A - 一种高碳、铬含量的镍基变形高温合金及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

一种高碳、铬含量的镍基变形高温合金及其制备方法，采用析出强化的方式确保其具备良好的高温强度，同时加入较高的Cr元素含量以确保其良好的抗腐蚀性能。为避免较高Cr含量对组织稳定性及加工性造成的危害，合金中合金控制C元素含量的同时调整W、Mo、Nb、Al、Ti等元素含量及相对比例，最终避免加工及热处理过程中大尺寸的α‑Cr形成。按照本发明获得的材料由奥氏体、Ni3Al(γ’)、少量α‑Cr及晶界M23C6型碳化物四种物相构成，其中晶内γ’强化相体积分数达到20％以上，α‑Cr及晶界碳化物体积分数分别不超过3％与5％。同时，具有优异的高温强度及良好抗腐蚀性能。

Description

一种高碳、铬含量的镍基变形高温合金及其制备方法
技术领域
本发明属高温合金领域，具体涉及一种高碳、铬含量的镍基变形高温合金及其制备方法，特别适用于超超临界燃煤机组过/再热器、主蒸汽管道与集箱等高温部件的使用性能需求。
背景技术
随着服役环境的日趋严苛，高温部件对材料的性能要求不断提升。例如随着燃煤机组蒸汽参数的不断增长，其对锅炉过/再热器、主蒸汽管道与集箱等部件的强度性能要求不管提高。与此同时，高温服役环境也不断对材料抗氧化/腐蚀性能的提出新的调整。随着蒸汽参数上升至700℃以上，具有高强耐蚀性能的高温合金已成为上述部件的唯一选择。为改善高温合金的抗腐蚀/氧化性能，其成分中一般需含有较高的Cr元素含量，但这也将造成组织不稳定，并容易促进α-Cr等TCP相析出，进而危害和金强度及加工性能。
近年来有关耐热钢的许多研究指出，当有效控制TCP相在合金中的尺寸及体积分数时，其不会对合金性能带来明显危害。此外，当控制TCP相尺寸在较小的范围时，甚至可以起到进一步强化合金的效果。在此基础上，国外已相继开发出了以CrNbN为强化相的HR3C、NF709合金；以LAVES为强化相的HR6W、18-30-3合金；以α-Cr为强化相的CR60A、HR35合金。此外，也先后完成了对上述大部分合金的加工变形。由此可见，通过合理控制合金成分及加工工艺参数，可以获得具有优异高温性能及良好加工性的新型合金材料。
α-Cr的析出主要与其在合金中过饱和固溶度、形核能以及Cr元素的固溶度等有关。因此，通过合金化元素的调整可以一定程度抑制α-Cr的形核与生长过程。其中，通过添加较高的C元素，并结合适当的热处理工艺参数促进过饱和固溶的Cr元素形成碳化物可以有效抑制针状α-Cr的形成。然而，过高的C元素含量也将对合金的加工成型性能造成影响。
发明内容
本发明的目的在于开发一种高碳、铬含量的镍基变形高温合金。
为了实现以上发明目的，本发明所采用的技术方案为：
一种高碳、铬含量的镍基变形高温合金，按质量百分数计，包括：C：0.1～0.18％，Cr：28～32％，Co：10～15％，Mn：≤0.5％，Si：≤0.5％，Mo：0.3～0.6％，W：5.0～7.0％，Nb：0.2～0.5％，Ti：2.0～2.5％，Al：1.0～1.5％，Fe：0.5～1.0％，余量为Ni。
本发明进一步的改进在于，当合金中Cr质量百分数高于30％时，C质量百分数不低于0.15％，Nb质量百分数不高于0.3％。
一种高碳、铬含量的镍基变形高温合金的制备方法，包括以下步骤；
1)合金冶炼：按质量百分数计，将C：0.1～0.18％，Cr：28～32％，Co：10～15％，Mn：≤0.5％，Si：≤0.5％，Mo：0.3～0.6％，W：5.0～7.0％，Nb：0.2～0.5％，Ti：2.0～2.5％，Al：1.0～1.5％，Fe：0.5～1.0％，余量为Ni，加入到真空感应炉中，在真空下以及氩气保护下，进行冶炼，精炼，得到合金铸锭；
2)高温轧制：将合金铸锭在950-1020℃保温0.5-1.0小时，随后在1160-1200℃进行24-72小时的均匀化处理，最后将其在γ’溶解温度以上50-100℃进行高温轧制，每道次变形量15-25％，总变形量不低于60％；
3)热处理。
本发明进一步的改进在于，步骤1)中，当合金中Cr质量百分数高于30％时，C质量百分数不低于0.15％，Nb质量百分数不高于0.3％。
本发明进一步的改进在于，步骤1)中，合金铸锭中N元素质量百分含量不高于0.03％，P、S质量百分含量不高于0.03％。
本发明进一步的改进在于，步骤2)中，以不高于10℃/min的速率自室温升温至950-1020℃。
本发明进一步的改进在于，步骤2)中，高温热轧时采用包套的方式进行，包套材料为厚度为0.5-1.0mm的304不锈钢薄板。
本发明进一步的改进在于，步骤2)中，在每道次变形完成后回炉保温15-20min后进行下一道次轧制。
本发明进一步的改进在于，步骤3)的具体过程为：将轧制后的合金在γ’溶解温度以上70-150℃范围内保温0.5-1.0小时，完成后空冷至室温；随后在γ’溶解温度以下300-350℃范围内保温3-9小时后空冷，最后在γ’溶解温度以下200-250℃范围内保温1-3小时后空冷。
与现有技术相比，本发明具有的有益效果：
本发明通过添加较高的C元素，并结合适当的热处理工艺参数促进过饱和固溶的Cr元素形成碳化物抑制针状α-Cr的形成。同时通过控制W、Mo、Nb、Al、Ti等元素含量及相对比例，确保其在高温条件下具有良好的高温性能及组织稳定性，同时兼顾较好的加工性能。本发明制备的合金由奥氏体、Ni3Al(γ’)、少量α-Cr及晶界M23C6型碳化物四种物相构成，其中晶内γ’强化相体积分数达到20％以上，α-Cr及晶界碳化物体积分数分别不超过3％与5％。利用该工艺制备的合金具有优异的高温强度及良好抗腐蚀性能，其在850℃烟气环境(N2-15％CO2-3.5％O2-0.1％SO2)中腐蚀500小时后增重不超过0.18mg/cm2。此外，合金800及850℃屈服强度分别不低于640MPa与560MPa，且其经过850℃热暴露1000小时后800及850℃屈服强度分别不低于360MPa与280MPa。
进一步的，当合金中Cr质量百分数高于30％时C质量百分数不低于0.15％，以避免α-Cr的大量析出，同时当合金中Cr质量百分数高于30％时Nb质量百分数不高于0.3％，以避免CrNbN的形核，并且合金中应确保Al/Ti高于0.5以避免η相出现。
附图说明
图1为实施例1组织照片；
图2为实施例1晶内γ’强化相；
图3为对比例1组织照片；
图4为对比例1晶内α-Cr析出相；
图5为对比例2晶内α-Cr析出相；
图6为对比例3晶内α-Cr析出相；
图7为对比例4晶内α-Cr析出相。
具体实施方式
下面结合实施例对本发明作进一步详细说明。
本发明是针对能源、电力等行业中服役的高温部件而开发的，可满足850℃以内较高应力长期服役条件下对材料的使用性能需求。合金采用析出强化的方式确保其具备良好的高温强度，同时加入较高的Cr元素含量以确保其良好的抗腐蚀性能。为避免较高Cr含量对组织稳定性及加工性造成的危害，合金中合金控制C元素含量的同时调整W、Mo、Nb、Al、Ti等元素含量及相对比例，最终避免加工及热处理过程中大尺寸的α-Cr形成。
本发明设计一种析出强化型变形高温合金，合金成分按质量百分比计，满足如下要求：C：0.1～0.18％，Cr：28～32％，Co：10～15％，Mn：≤0.5％，Si：≤0.5％，Mo：0.3～0.6％，W：5.0～7.0％，Nb：0.2～0.5％，Ti：2.0～2.5％，Al：1.0～1.5％，Fe：0.5～1.0％，余量为Ni。
其中，当合金中Cr含量高于30％时C含量不应低于0.15％，以避免α-Cr的大量析出，同时当合金中Cr含量高于30％时Nb含量不应高于0.3％，以避免CrNbN的形核，并且合金中应确保Al/Ti高于0.5以避免η相出现；
合金的制备工艺包括冶炼、加工及热处理三步，具体如下：
1)合金冶炼：采用真空感应炉进行合金冶炼，通入高纯氩气前确保真空度低于5*10-3。随后采用电渣重熔工艺精炼，最终获得合金铸锭以备加工。确保经电渣重熔后N元素含量不高于300ppm，P、S含量不高于0.03％；
2)高温轧制：将合金铸锭以不高于10℃/min的速率自室温升温至950-1020℃保温0.5-1.0小时，随后在1160-1200℃进行24-72小时的均匀化处理，最后将其在γ’溶解温度以上50-100℃进行高温轧制，总变形量不低于60％，每道次变形量15-25％，并在变形完成后回炉保温15-20min后进行下一道次轧制；为避免合金轧制过程前温度降幅过大促进γ’相析出、以及轧制过程中横向剪切应力导致合金锭开裂等问题，高温热轧采用包套的方式进行，包套材料为厚度为0.5-1.0mm的304不锈钢薄板。
3)热处理：将轧制后的合金随炉升温至γ’溶解温度以上70-150℃范围内保温0.5-1.0小时，完成后空冷至室温；随后将合金加热至γ’溶解温度以下300-350℃范围内保温3-9小时后空冷，最后加热至γ’溶解温度以下200-250℃范围内保温1-3小时后空冷。
完成高温时效处理后合金由奥氏体、Ni3Al(γ’)、少量α-Cr及晶界M23C6型碳化物四种物相构成，其中晶内γ’强化相体积分数达到20％以上，α-Cr及晶界碳化物体积分数分别不超过3％与5％。利用该工艺制备的合金具有优异的高温强度及良好抗腐蚀性能，其在850℃烟气环境(N2-15％CO2-3.5％O2-0.1％SO2)中腐蚀500小时后增重不超过0.18mg/cm2。此外，合金800及850℃屈服强度分别不低于640MPa与560MPa，且其经过850℃热暴露1000小时后800及850℃屈服强度分别不低于360MPa与280MPa。
实施例1
通过添加较高的C元素，并结合适当的热处理工艺参数促进过饱和固溶的Cr元素形成碳化物抑制针状α-Cr的形成。合金利用真空感应炉对合金进行熔炼，获得的合金按质量百分比包括：C：0.1％，Cr：28％，Co：15％，Mn：0.2％，Si：0.2％，Mo：0.5％，W：7.0％，Nb：0.5％，Ti：2.5％，Al：1.5％，Fe：0.5％，余量为Ni。采用真空感应炉进行合金冶炼，通入高纯氩气前确保真空度低于5*10-3。随后采用电渣重熔工艺精炼，最终获得合金铸锭以备加工。将合金以10℃/min的速率升温至1020℃保温0.5小时，并在1200℃进行24小时的均匀化处理，最后将其在γ’溶解温度以上100℃进行高温轧制，总变形量50％，每道次变形量20％，并在变形完成后回炉保温20min后进行下一道次轧制。为避免合金轧制过程前温度降幅过大促进γ’相析出、以及轧制过程中横向剪切应力导致合金锭开裂等问题，高温热轧采用包套的方式进行，包套材料为厚度为1.0mm的304不锈钢薄板。最后将轧制后的合金随炉升温至γ’溶解温度以上150℃范围内保温0.5小时，完成后空冷至室温；随后将合金加热至γ’溶解温度以下300-350℃范围内保温8小时后空冷，最终加热至γ’溶解温度以下200-250℃范围内保温2小时后空冷。
图1与图2为实施例1组织结构及晶内γ’析出相照片，可见其晶内无明显的α-Cr大量析出，同时在晶内均匀弥散分布γ’相，其平均直径不超过20nm。此外，合金在烟气环境下腐蚀500小时后增重仅为0.12mg/cm2，且其经热处理后800及850℃屈服强度分别为678与581MPa。
实施例2
1)合金冶炼：按质量百分数计，将C：0.1％，Cr：28％，Co：10％，Mn：0.5％，Si：0.2％，Mo：0.6％，W：7.0％，Nb：0.5％，Ti：2.5％，Al：1.0％，Fe：1.0％，余量为Ni，加入到真空感应炉中，在真空下以及氩气保护下，进行冶炼，精炼，得到合金铸锭；合金铸锭中N元素质量百分含量不高于0.03％，P、S质量百分含量不高于0.03％。
2)高温轧制：将合金铸锭以10℃/min的速率自室温升温至950℃保温1.0小时，随后在1200℃进行24小时的均匀化处理，最后将其采用厚度为0.5-1.0mm的304不锈钢薄板进行包套后，在γ’溶解温度以上50℃进行高温轧制，每道次变形量15％，总变形量不低于60％；在每道次变形完成后回炉保温15-20min后进行下一道次轧制。
3)热处理：将轧制后的合金在γ’溶解温度以上70℃范围内保温1.0小时，完成后空冷至室温；随后在γ’溶解温度以下300℃范围内保温9小时后空冷，最后在γ’溶解温度以下200℃范围内保温3小时后空冷。
实施例3
1)合金冶炼：按质量百分数计，将C：0.15％，Cr：30％，Co：12％，Mn：0.1％，Si：0.5％，Mo：0.5％，W：5.0％，Nb：0.3％，Ti：2％，Al：1.2％，Fe：0.7％，余量为Ni，加入到真空感应炉中，在真空下以及氩气保护下，进行冶炼，精炼，得到合金铸锭；合金铸锭中N元素质量百分含量不高于0.03％，P、S质量百分含量不高于0.03％。
2)高温轧制：将合金铸锭以1℃/min的速率自室温升温至1020℃保温0.5小时，随后在1160℃进行72小时的均匀化处理，最后将其采用厚度为0.5-1.0mm的304不锈钢薄板进行包套后，在γ’溶解温度以上70℃进行高温轧制，每道次变形量20％，总变形量不低于60％；在每道次变形完成后回炉保温15-20min后进行下一道次轧制。
3)热处理：将轧制后的合金在γ’溶解温度以上150℃范围内保温0.5小时，完成后空冷至室温；随后在γ’溶解温度以下350℃范围内保温3小时后空冷，最后在γ’溶解温度以下250℃范围内保温1小时后空冷。
实施例4
1)合金冶炼：按质量百分数计，将C：0.18％，Cr：32％，Co：15％，Si：0.1％，Mo：0.3％，W：6.0％，Nb：0.2％，Ti：2.5％，Al：1.5％，Fe：0.5％，余量为Ni，加入到真空感应炉中，在真空下以及氩气保护下，进行冶炼，精炼，得到合金铸锭；合金铸锭中N元素质量百分含量不高于0.03％，P、S质量百分含量不高于0.03％。
2)高温轧制：将合金铸锭以5℃/min的速率自室温升温至1000℃保温0.7小时，随后在1180℃进行50小时的均匀化处理，最后将其采用厚度为0.5-1.0mm的304不锈钢薄板进行包套后，在γ’溶解温度以上100℃进行高温轧制，每道次变形量25％，总变形量不低于60％；在每道次变形完成后回炉保温15-20min后进行下一道次轧制。
3)热处理：将轧制后的合金在γ’溶解温度以上100℃范围内保温0.7小时，完成后空冷至室温；随后在γ’溶解温度以下320℃范围内保温5小时后空冷，最后在γ’溶解温度以下230℃范围内保温2小时后空冷。
对比例1
合金利用真空感应炉对合金进行熔炼，获得的合金按质量百分比包括：：C：0.1％，Cr：28％，Co：15％，Mn：0.2％，Si：0.2％，Mo：0.5％，W：7.0％，Nb：0.5％，Ti：2.0％，Al：3.0％，Fe：0.5％，余量为Ni。采用真空感应炉进行合金冶炼，通入高纯氩气前确保真空度低于5*10-3。随后采用电渣重熔工艺精炼，最终获得合金铸锭以备加工。将合金以10℃/min的速率升温至1020℃保温0.5小时，并在1200℃进行24小时的均匀化处理，最后将其在γ’溶解温度以上100℃进行高温轧制，总变形量50％，每道次变形量20％，并在变形完成后回炉保温20min后进行下一道次轧制。为避免合金轧制过程前温度降幅过大促进γ’相析出、以及轧制过程中横向剪切应力导致合金锭开裂等问题，高温热轧采用包套的方式进行，包套材料为厚度为1.0mm的304不锈钢薄板。最后将轧制后的合金随炉升温至γ’溶解温度以上150℃范围内保温0.5小时，完成后空冷至室温；随后将合金加热至γ’溶解温度以下300-350℃范围内保温8小时后空冷，最终加热至γ’溶解温度以下200-250℃范围内保温2小时后空冷。
图3与图4为对比例1组织结构及晶内α-Cr析出相照片，可见其晶内出现较多的α-Cr析出，表明较高的Al元素含量增加同样对α-Cr的析出具有明显的促进作用。
对比例2
合金利用真空感应炉对合金进行熔炼，获得的合金按质量百分比包括：Cr：28％，Co：15％，Mn：0.2％，Si：0.2％，Mo：0.5％，W：7.0％，Nb：0.5％，Ti：2.5％，Al：1.5％，Fe：0.5％，余量为Ni。采用真空感应炉进行合金冶炼，通入高纯氩气前确保真空度低于5*10-3。随后采用电渣重熔工艺精炼，最终获得合金铸锭以备加工。将合金以10℃/min的速率升温至1020℃保温0.5小时，并在1200℃进行24小时的均匀化处理，最后将其在γ’溶解温度以上100℃进行高温轧制，总变形量50％，每道次变形量20％，并在变形完成后回炉保温20min后进行下一道次轧制。为避免合金轧制过程前温度降幅过大促进γ’相析出、以及轧制过程中横向剪切应力导致合金锭开裂等问题，高温热轧采用包套的方式进行，包套材料为厚度为1.0mm的304不锈钢薄板。最后将轧制后的合金随炉升温至γ’溶解温度以上150℃范围内保温0.5小时，完成后空冷至室温；随后将合金加热至γ’溶解温度以下300-350℃范围内保温8小时后空冷，最终加热至γ’溶解温度以下200-250℃范围内保温2小时后空冷。
图5为对比例2组织结构照片，内部出现较多的α-Cr析出相，并且其主要沿晶内碳化物与基体界面处能量较高的位置形核生长。
对比例3
合金利用真空感应炉对合金进行熔炼，获得的合金按质量百分比包括：C：0.04％，Cr：28％，Co：15％，Mn：0.2％，Si：0.2％，Mo：0.5％，W：7.0％，Nb：0.5％，Ti：2.5％，Al：1.5％，Fe：0.5％，余量为Ni。采用真空感应炉进行合金冶炼，通入高纯氩气前确保真空度低于5*10-3。随后采用电渣重熔工艺精炼，最终获得合金铸锭以备加工。将合金以10℃/min的速率升温至1020℃保温0.5小时，并在1200℃进行24小时的均匀化处理，最后将其在γ’溶解温度以上100℃进行高温轧制，总变形量50％，每道次变形量20％，并在变形完成后回炉保温20min后进行下一道次轧制。为避免合金轧制过程前温度降幅过大促进γ’相析出、以及轧制过程中横向剪切应力导致合金锭开裂等问题，高温热轧采用包套的方式进行，包套材料为厚度为1.0mm的304不锈钢薄板。最后将轧制后的合金随炉升温至γ’溶解温度以上150℃范围内保温0.5小时，完成后空冷至室温；随后将合金加热至γ’溶解温度以下300-350℃范围内保温8小时后空冷，最终加热至γ’溶解温度以下200-250℃范围内保温2小时后空冷。
图6为对比例3组织结构照片，内部出现较多的α-Cr析出相。此外，其除了在晶界处析出外，在晶内也出现大量较小的析出相形核生长。
对比例4
合金利用真空感应炉对合金进行熔炼，获得的合金按质量百分比包括：Cr：28％，Co：15％，Mn：0.2％，Si：0.2％，Mo：0.5％，W：7.0％，Nb：0.5％，Ti：2.5％，Al：1.5％，Fe：0.5％，余量为Ni。采用真空感应炉进行合金冶炼，通入高纯氩气前确保真空度低于5*10-3。随后采用电渣重熔工艺精炼，最终获得合金铸锭以备加工。将合金以10℃/min的速率升温至1020℃保温0.5小时，并在1200℃进行24小时的均匀化处理，最后将其在γ’溶解温度以上100℃进行高温轧制，总变形量50％，每道次变形量20％，并在变形完成后回炉保温20min后进行下一道次轧制。为避免合金轧制过程前温度降幅过大促进γ’相析出、以及轧制过程中横向剪切应力导致合金锭开裂等问题，高温热轧采用包套的方式进行，包套材料为厚度为1.0mm的304不锈钢薄板。最后将轧制后的合金随炉升温至γ’溶解温度以上150℃范围内保温0.5小时，完成后空冷至室温；随后将合金加热至γ’溶解温度以下300-350℃范围内保温8小时后空冷，最终加热至γ’溶解温度以下200-250℃范围内保温2小时后空冷。
图7为对比例4组织结构照片，可见合金晶粒内部及晶界均出现大量α-Cr的析出，表明此时晶内过保护固溶的Cr含量过高，导致其大量形核生长。
表1为合金经850℃热暴露1000小时后在800℃及850℃条件下的压缩性能测试结果，可以看出实施例1及对比实施例在800及850℃的屈服强度分别不低于380MPa与280MPa。
表1测试结果
Figure BDA0002482837250000121
Cr元素含量是合金抗腐蚀抗氧化性能的重要保障，但过量添加将会对其组织稳定性造成极大影响。高温合金中较高的Cr元素含量容易促进针状α-Cr的析出，极大的恶化合金塑性和强度。本发明通过添加较高的C元素，并结合适当的热处理工艺参数促进过饱和固溶的Cr元素形成碳化物抑制针状α-Cr的形成。同时通过控制W、Mo、Nb、Al、Ti等元素含量及相对比例，确保其在高温条件下具有良好的高温性能及组织稳定性，同时兼顾较好的加工性能。
然而，当合金中C含量过高时，也将对其加工性能带来影响，因此也需要合理选择其添加量。当合金中Cr质量百分数高于30％时C质量百分数不低于0.15％，以避免α-Cr的大量析出，同时当合金中Cr质量百分数高于30％时Nb质量百分数不高于0.3％，以避免CrNbN的形核，并且合金中应确保Al/Ti高于0.5以避免η相出现。

Claims (9)

1.一种高碳、铬含量的镍基变形高温合金，其特征在于，按质量百分数计，包括：C：0.1～0.18％，Cr：28～32％，Co：10～15％，Mn：≤0.5％，Si：≤0.5％，Mo：0.3～0.6％，W：5.0～7.0％，Nb：0.2～0.5％，Ti：2.0～2.5％，Al：1.0～1.5％，Fe：0.5～1.0％，余量为Ni。
2.根据权利要求1所述的一种高碳、铬含量的镍基变形高温合金，其特征在于：当合金中Cr质量百分数高于30％时，C质量百分数不低于0.15％，Nb质量百分数不高于0.3％。
3.一种高碳、铬含量的镍基变形高温合金的制备方法，其特征在于，包括以下步骤；
1)合金冶炼：按质量百分数计，将C：0.1～0.18％，Cr：28～32％，Co：10～15％，Mn：≤0.5％，Si：≤0.5％，Mo：0.3～0.6％，W：5.0～7.0％，Nb：0.2～0.5％，Ti：2.0～2.5％，Al：1.0～1.5％，Fe：0.5～1.0％，余量为Ni，加入到真空感应炉中，在真空下以及氩气保护下，进行冶炼，精炼，得到合金铸锭；
2)高温轧制：将合金铸锭在950-1020℃保温0.5-1.0小时，随后在1160-1200℃进行24-72小时的均匀化处理，最后将其在γ’溶解温度以上50-100℃进行高温轧制，每道次变形量15-25％，总变形量不低于60％；
3)热处理。
4.根据权利要求3所述的一种高碳、铬含量的镍基变形高温合金的制备方法，其特征在于，步骤1)中，当合金中Cr质量百分数高于30％时，C质量百分数不低于0.15％，Nb质量百分数不高于0.3％。
5.根据权利要求3所述的一种高碳、铬含量的镍基变形高温合金的制备方法，其特征在于，步骤1)中，合金铸锭中N元素质量百分含量不高于0.03％，P、S质量百分含量不高于0.03％。
6.根据权利要求3所述的一种高碳、铬含量的镍基变形高温合金的制备方法，其特征在于，步骤2)中，以不高于10℃/min的速率自室温升温至950-1020℃。
7.根据权利要求3所述的一种高碳、铬含量的镍基变形高温合金的制备方法，其特征在于，步骤2)中，高温热轧时采用包套的方式进行，包套材料为厚度为0.5-1.0mm的304不锈钢薄板。
8.根据权利要求3所述的一种高碳、铬含量的镍基变形高温合金的制备方法，其特征在于，步骤2)中，在每道次变形完成后回炉保温15-20min后进行下一道次轧制。
9.根据权利要求3所述的一种高碳、铬含量的镍基变形高温合金的制备方法，其特征在于，步骤3)的具体过程为：将轧制后的合金在γ’溶解温度以上70-150℃范围内保温0.5-1.0小时，完成后空冷至室温；随后在γ’溶解温度以下300-350℃范围内保温3-9小时后空冷，最后在γ’溶解温度以下200-250℃范围内保温1-3小时后空冷。
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