CN113265563B - 一种抗热腐蚀性好的Ni高温合金及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种抗热腐蚀性好的Ni高温合金，其中，包括：C：0.05～0.16％；Cr：6.5～12.0％；Ru：0.5～4.0％；Y：0.05～0.16％；Co：9.0～11.2％；W：9.0～11.2％；Mo：0.2～1.0％；Al：5.0～6.0％；Ti：0.5～1.5％；B：0.01～0.02％；Zr：0.004～0.06％；Mg：0.001～0.005％；Re：0～3.0％；余量为Ni和不可避免的杂质，以质量计；本发明通过向合金中引入Ru元素，从而提升了合金中Cr的含量，当Cr和Ru的质量百分含量满足关系式9.0％≤Cr+Ru≤15.0％时，本发明中的合金可以在保证合金强度的同时提高Ni基高温合金的抗热腐蚀性能。

Description

一种抗热腐蚀性好的Ni高温合金及其制备方法

技术领域

本发明属于高温合金技术领域，具体涉及一种长时稳定性好的高温合金，特别地，还涉及一种长时稳定性好的高温合金的制备方法。

背景技术

随着我国航空航天事业的飞速发展，对目前航空发动机和燃气轮机的材料性能要求越来越高，其中，在沿海环境下工作的航空发动机和燃气轮机，由于受到燃料燃烧时生成的 Na₂SO₄和沿海环境气氛中NaCl的复合作用，对设备产生严重的热腐蚀，加速了航空发动机叶片和燃气轮机叶片的失效。因此，研制具有优异抗热腐蚀性能、又具备高的高温强度的叶片材料，对我国航空事业的发展有重要的意义。

Ni基高温合金是目前最常用作航空发动机叶片和燃气轮机叶片的材料，其表面有Cr₂O₃和Al₂O₃保护膜。当发生热腐蚀时，合金表面沉积一层Na₂SO₄和NaCl混合盐膜，在高温下熔融，呈现为液态，热腐蚀开始阶段，在Cr₂O₃和Al₂O₃保护膜的保护下，腐蚀速率较慢，硫开始逐步扩散，此后，Na₂SO₄中的硫逐步穿透氧化膜，扩散到合金中，形成硫化物，而氧化膜也溶解到盐中，在氧化膜中产生很大的生长应力而破坏氧化膜，使氧化膜变得疏松多孔，无法继续保护膜内合金，同时盐的成分变得更加有腐蚀性，会进一步加快腐蚀。因此，提升保护性氧化膜的稳定性和厚度，是提升合金抗腐蚀性的可行思路之一。

发明内容

本发明是基于发明人对以下事实和问题的发现和认识做出的：目前Ni基高温合金的抗腐蚀性难以满足日益发展的航空事业的需求，为提升Ni基高温合金的抗腐蚀性能，可以通过提升保护性氧化膜的稳定性和厚度进行探索。

本发明旨在至少在一定程度上解决相关技术中的技术问题之一。

为此，本发明实施例提出一种抗热腐蚀好的Ni基高温合金及其制备方法，1、由于Cr含量过高会促进合金中TCP相的合成，所以通过向合金中引入Ru元素，抑制TCP相析出，从而提升了合金中Cr的含量，Cr₂O₃保护膜的厚度得到提升，进而可以在保证合金强度的同时提高Ni基高温合金的抗热腐蚀性能；2、引入活性元素Y，Y一方面可以有效缓解NaCl在热腐蚀中带来的氯化反应，使得腐蚀产物中的有害氯化物减少，最终保护性氧化膜的稳定性进一步提高，另一方面Y还可以让Cr和Al比其他合金元素优先被氧化，形成具有保护性质的Cr₂O₃和Al₂O₃，提高Ni基高温合金的抗热腐蚀性能。

根据本发明实施例的抗热腐蚀性好的Ni高温合金，其中，包括：C：0.05～0.16％；Cr： 6.5～12.0％；Ru：0.5～4.0％；Y：0.05～0.16％；Co：9.0～11.2％；W：9.0～11.2％；Mo：0.2～1.0％； Al：5.0～6.0％；Ti：0.5～1.5％；B：0.01～0.02％；Zr：0.004～0.06％；Mg：0.001～0.005％； Re：0～3.0％；余量为Ni和不可避免的杂质，以质量计；

其中，Cr和Ru的质量百分含量满足关系式9.0％≤Cr+Ru≤15.0％。

根据本发明实施例的抗热腐蚀性好的Ni高温合金带来的优点和技术效果，1、在本发明实施例中，Ni基高温合金中的Cr元素起到很好的抗热腐蚀作用，因为Cr在高温下被氧化成Cr₂O₃，由于Cr₂O₃具有少阳离子空位的特点，因此可以有效阻碍合金元素的扩散，所以提升Cr元素的含量，能够起到抵抗氧化硫化腐蚀的作用。但是，Cr含量过高会促进合金中TCP相的合成，TCP相通常是脆性的，并可作为基底促进空洞和微裂纹的形成，导致合金组织的稳定性变差，为此，本发明通过向合金中引入Ru，并控制Cr和Ru的质量百分含量满足关系式9.0％≤Cr+Ru≤15.0％，以此降低合金中Cr在枝晶干/间区域的偏析程度，对 TCP相的析出进行抑制，以此达成增加合金中Cr的含量，提高抗热腐蚀作用同时保持合金强度的目的；2、在本发明实施例中，引入活性元素Y，Y首先可以有效缓解NaCl在热腐蚀中带来的氯化反应，使得腐蚀产物中的有害氯化物减少，最终保护性氧化膜的稳定性进一步提高，Y还可以与硫结合，通过控制Y的引入量，使Y形成的Y₂O₂S不连续，抑制了硫的渗透，为了最大化利用Y元素对合金的正向作用，使Ni基高温合金的抗热腐蚀性能提高。

根据本发明实施例的抗热腐蚀性好的Ni高温合金，其中，所述Cr、Al和Y的质量百分含量满足关系式12.0％≤Cr+Al+Y≤17.5％。

根据本发明实施例的抗热腐蚀性好的Ni高温合金的制备方法，其中，包括以下步骤：

a、根据合金设计配比，对高温合金原料进行分级固溶处理；

b、将所述步骤a中经过分级固溶处理后的合金原料，进行两次时效处理，得到高温合金。

根据本发明实施例的抗热腐蚀性好的Ni高温合金的制备方法带来的优点和技术效果， 1，本发明实施例中采用分级固溶处理的方式处理合金，这种分级固溶处理采用阶梯式升温的方式，能够避免枝晶间的低熔点共晶在快速升温的环境下发生初熔现象，同时，分级固溶处理有助于各合金元素分布的均匀程度提高，使一些难熔元素充分均匀化，从而避免TCP 相的析出，而且，分级固溶处理还可以使初生的γ′相回熔到γ相基体中，待γ′相再次析出时，此时的γ′相相比于初生γ′相会更加细小；2、本发明实施例中的合金在两次时效处理后，固溶析出的细小γ′相生长到一定尺寸后，其立方度会得到提高。

根据本发明实施例的抗热腐蚀性好的Ni高温合金的制备方法，其中，所述步骤a中，所述分级固溶处理，为首先进行一次固溶处理，随后升温，进行二次固溶处理，再次升温，进行三次固溶处理。

根据本发明实施例的抗热腐蚀性好的Ni高温合金的制备方法，其中，所述一次固溶处理的温度为1280℃～1300℃，和/或，所述一次固溶处理的时间为1h～2h。

根据本发明实施例的抗热腐蚀性好的Ni高温合金的制备方法，其中，所述二次固溶处理的温度为1310℃～1320℃，和/或，所述二次固溶处理的时间为6h～20h。

根据本发明实施例的抗热腐蚀性好的Ni高温合金的制备方法，其中，所述三次固溶处理的温度为1330℃～1340℃，和/或，所述三次固溶处理的时间为15h～25h。

根据本发明实施例的抗热腐蚀性好的Ni高温合金的制备方法，其中，所述两次时效处理，为首先进行一次时效处理，随后降温，再进行二次时效处理。

根据本发明实施例的抗热腐蚀性好的Ni高温合金的制备方法，其中，所述一次时效处理的温度为1100℃～1200℃，和/或，所述一次时效处理的时间为3h～5h。

根据本发明实施例的抗热腐蚀性好的Ni高温合金的制备方法，其中，所述二次时效处理的温度为800℃～940℃，和/或，所述二次时效处理的时间为3h～5h。

附图说明

图1是实施例1制得的合金在900℃处理60h后的SEM图；

图2是实施例1制得的合金经950℃处理3000h后的SEM图；

图3是对比例1制得的合金在900℃处理60h后的SEM图；

图4是对比例1制得的合金经950℃处理3000h后的SEM图。

具体实施方式

下面详细描述本发明的实施例，所述实施例的示例在附图中示出。下面通过参考附图描述的实施例是示例性的，旨在用于解释本发明，而不能理解为对本发明的限制。

根据本发明实施例的抗热腐蚀性好的Ni高温合金，其中，包括：C：0.05～0.16％；Cr： 6.5～12.0％；Ru：0.5～4.0％；Y：0.05～0.16％；Co：9.0～11.2％；W：9.0～11.2％；Mo：0.2～1.0％； Al：5.0～6.0％；Ti：0.5～1.5％；B：0.01～0.02％；Zr：0.004～0.06％；Mg：0.001～0.005％； Re：0～3.0％；余量为Ni和不可避免的杂质，以质量计；

其中，Cr和Ru的质量百分含量满足关系式9.0％≤Cr+Ru≤15.0％。

根据本发明实施例的抗热腐蚀性好的Ni高温合金带来的优点和技术效果，1、在本发明实施例中，Ni基高温合金中的Cr元素起到很好的抗热腐蚀作用，因为Cr在高温下被氧化成Cr₂O₃，由于Cr₂O₃具有少阳离子空位的特点，因此可以有效阻碍合金元素的扩散，所以提升Cr元素的含量，起到抵抗氧化硫化腐蚀的作用。但是，Cr含量过高会促进合金中 TCP相的合成，TCP相通常是脆性的，并可作为基底促进空洞和微裂纹的形成，导致合金组织的稳定性变差，为此，本发明通过向合金中引入Ru，依据所设计的Cr和Ru的质量百分含量满足关系式9.0％≤Cr+Ru≤15.0％，以此降低合金中Cr在枝晶干/间区域的偏析程度，对TCP相的析出进行抑制，以此达成增加合金中Cr的含量，提高抗热腐蚀作用而不降低合金合金强度的目的；2、在本发明实施例中，引入活性元素Y，Y首先可以有效缓解NaCl 在热腐蚀中带来的氯化反应，使得腐蚀产物中的有害氯化物减少，最终保护性氧化膜的稳定性进一步提高，Y还可以与硫结合，通过控制Y的引入量，使Y形成的Y₂O₂S不连续，抑制了硫的渗透，为了最大化利用Y元素对合金的正向作用，使Ni基高温合金的抗热腐蚀性能提高。

其中，本发明实施例的合金中各个主要元素的作用如下：

C：C在镍基高温合金中主要通过在凝固末期形成MC型碳化物抑制加热时奥氏体晶粒长大，在热处理时沿晶界形成M₂₃C₆等类型碳化物，起到强化晶界的作用，能够延缓微裂纹萌生、扩展和合并，从而提高合金的高温持久寿命，当C含量小于0.05％时，不足以形成足够数量MC和M₂₃C₆。当C含量过高时形成的MC尺寸较大，并且会过多的消耗合金中的Mo、Cr、Ti和Ta，一方面不仅减少了Mo、Cr的固溶强化作用，另一方面用于形成 Ni₃(Al、Ti)强化相的Ti将会减少，对合金的高温性能和持久性能产生不利影响，因此C 应控制在不超0.16％。

Cr：Cr一方面可以提高基体的再结晶温度，减缓基体中元素的扩散及基体与强化相之间的扩散过程，另一方面还可以产生能够支持较高温度的原子集群，降低堆垛层错能，使大量溶质原子在分解位错中集聚，使位错难以在晶体点阵中运动，并且，Cr还具有提高合金的抗氧化性能，可以与C结合形成沿晶分布的粒状M₂₃C₆，起到强化晶界的作用。但Cr 含量过高时易于形成TCP相，降低合金长期组织性能稳定性，本发明实施例中利用Ru对合金TCP相析出的抑制作用，将Cr含量提升至6.5～12.0％。

Ru：Ru原子半径较大，不易发生扩散，同时还能阻碍其他原子的扩散，降低其他元素的腐蚀速率，同时，Ru元素还对腐蚀层有一定粘连作用，未脱落的腐蚀层减缓了腐蚀速率，而且，Ru元素还可以使Al的氧化物保护层变得致密和连续，而且Ru可以抑制TCP相的析出，将Ru的质量百分含量限定为Ru：0.5～4.0％。

Re：Re主要分布在γ基体相中，可以强化γ′和γ/γ′两项界面，本发明实施例中，将Re 的质量百分含量限定为Re：0～3.0％。

Y：Y首先可以有效缓解NaCl在热腐蚀中带来的氯化反应，使得腐蚀产物中的有害氯化物减少，最终保护性氧化膜的稳定性进一步提高，其次Y还可以让Cr和Al比其他合金元素优先被氧化，形成具有保护性质的Cr₂O₃和Al₂O₃，而且由于独特的选择性氧化性质， Y还可以使合金表面的氧化膜具有自我修复的能力，并且，Y还可以与硫结合，通过控制 Y的引入量，使Y形成的Y₂O₂S不连续，抑制了硫的渗透，本发明将Y的质量百分含量限定为Y：0.05～0.16％。

Co：Co既是重要的固溶强化元素，也是重要的析出强化元素。Co元素可固溶于基体中为合金提供良好的固溶强化效果，可显著降低基体堆垛层错能，拉宽扩展位错宽度，使位错不易束集而发生交滑移，从而提高合金的抗蠕变性能和持久寿命。Co也可部分替代Ni₃Al型相析出强化相中的元素，改善相长期服役中的稳定性；Co还可以降低Al、Ti元素在基体中的固溶度，促进γ′强化相的析出并提高其析出数量和固溶温度。当Co含量低于 9％时，高温强度偏低，当Co含量高于11.2％时，在长期服役中易形成影响其性能的η相，因此将Co含量控制在9.0～11.2％。

W和Mo：W和Mo是主要的固溶强化元素之一，既可固溶于合金基体又可固溶于γ′强化相，同时可提高原子间结合力，提高扩散激活能和再结晶温度，从而有效提高高温强度。但Mo过高时长期高温时效易于生成μ相而降低合金韧性。因此，将Mo含量控制在 0.2-1.0％。W原子半径比较大，比镍原子半径大百分之十几，固溶强化作用明显。但W是加速高温腐蚀的元素，而且在长期服役时会形成有害的δ相，降低合金强度和韧性。因此将W含量控制在9.0～11.2％。

Al和Ti：是γ′相形成元素，随二者含量的增加，γ′数量增加，高温蠕变和持久性能提高，但过多的γ′会恶化加工性能。Ti还会与C结合形成MC型碳化物，在高温时阻碍晶界长大和晶界滑动，起到提高高温力学性能的作用，但过多的Ti会形成大颗粒MC型碳化物，对合金的力学性能反而不利。本发明将Al和Ti的质量百分含量限定为Al：5.0～6.0％；Ti：0.5～1.5％。

B：B的作用主要表现为两方面，一是由于B的原子半径很小，只有约85皮米，而 Ni原子半径约135皮米，因此B原子很容易在晶界富集，使得有害的低熔点元素不能在晶界偏聚，这样就提高了晶界结合力；二是晶界上的硼化物可以阻止晶界滑移、空洞萌生和扩展，对提高合金的抗蠕变性能和持久寿命有利。但过多的B却会恶化合金热加工性能和焊接性能，因此本发明实施例的合金选取适宜的B含量为0.01～0.02％。

Zr：Zr有助于净化晶界，增强晶界结合力，Zr与B的复合添加有助于保持合金的高温强度和持久寿命，但过量的Zr易降低加工性能，本发明实施例中的合金将Zr控制在0.004～0.06％。

Mg：高温合金用Mg微合金化，Mg原子偏聚于晶界，这种偏聚属平衡偏聚。Mg偏聚于晶界提高晶界结合力，增加晶界强度。Mg原子不仅偏聚于晶界，而且还偏聚于碳化物相界，γ`相界。Mg原子还进入γ`和碳化物中，从而对力学性能产生有利影响。微量Mg在晶界偏聚降低晶界能和相界能，改善和细化晶界碳化物级其他晶界析出相的形态。例如，可以使碳化物块化或球化，有效抑制晶界滑动，降低晶界应力集中，消除缺口敏感性。Mg 与硫等有害杂质形成高熔点的化合物MgS等，净化晶界，使晶界的S、O、P等杂质元素的浓度明显降低，减少S、O、P等杂质的有害作用。微量Mg提高持久时间和塑性，改善蠕变性能和高温拉伸塑性，增加冲击韧性和疲劳强度，对有些合金还可改善热加工性能，提高收得率。但是含量不能太高，太高使性能恶化，生成例如可以生成Ni-Ni₂Mg低熔点 (1050℃)共晶，使热加工性能变坏。同理，含量太低则不能充分发挥其有利作用。因此将Mg含量控制在0.001～0.005％。

根据本发明实施例的抗热腐蚀性好的Ni高温合金，其中，所述Cr、Al和Y的质量百分含量满足关系式12.0％≤Cr+Al+Y≤17.5％。

本发明实施例中，Y还可以让Cr和Al比其他合金元素优先被氧化，形成具有保护性质的Cr₂O₃和Al₂O₃，而且由于独特的选择性氧化性质，Y还可以使合金表面的氧化膜具有自我修复的能力，控制Cr、Al和Y的质量百分含量关系式满足12.0％≤Cr+Al+Y≤17.5％，能够使Y大幅度提高Ni基高温合金的抗热腐蚀性能。

根据本发明实施例的抗热腐蚀性好的Ni高温合金的制备方法，其中，包括以下步骤：

a、根据合金设计配比，对高温合金原料进行分级固溶处理；

b、将所述步骤a中经过分级固溶处理后的合金原料，进行两次时效处理，得到高温合金。

根据本发明实施例的抗热腐蚀性好的Ni高温合金的制备方法带来的优点和技术效果， 1，本发明实施例中采用分级固溶处理的方式处理合金，这种分级固溶处理阶梯式升温的方式，能够避免枝晶间的低熔点共晶在快速升温的环境下发生初熔现象，同时，分级固溶处理有助于各合金元素分布的均匀程度提高，使一些难熔元素充分均匀化，从而避免TCP相的析出，而且，分级固溶处理还可以使初生的γ′相回熔到γ相基体中，待γ′相再次析出时，此时的γ′相相比于初生γ′相会更加细小；2、本发明实施例中的合金在两次时效处理后，固溶析出的细小γ′相生长到一定尺寸后，其立方度会得到提高。

根据本发明实施例的抗热腐蚀性好的Ni高温合金的制备方法，其中，所述步骤a中，所述分级固溶处理，为首先进行一次固溶处理：1280℃～1300℃下处理1h～2h，随后进行二次固溶处理：1310℃～1320℃处理6h～20h，最后进行三次固溶处理：1330℃～1340℃处理15h～25h。

本发明实施例中，最后一次固溶处理的时间达到15h～25h，是为了使合金中的难熔元素充分均匀化，从而避免TCP相的析出。

根据本发明实施例的抗热腐蚀性好的Ni高温合金的制备方法，其中，所述两次时效处理，为首先进行一次时效处理：1100℃～1200℃处理3h～5h，随后进行二次时效处理：800℃～940℃处理3h～5h。

本发明实施例中的合金在一次时效处理时，元素扩散速率高，γ′相过分长大，使γ/γ′两相之间出现界面位错，失去共格关系，因此需要二次时效处理，经二次时效处理时，温度较低，元素扩散速度始终，γ′相适量生长，最终的γ′相共格镶嵌在γ相基体中，且γ′相的立方度较高，且细小，均匀弥散分布在γ相基体中。

下面结合实施例详细描述本发明。

实施例1

合金配比为如表1所示，根据设计的合金配比，配制合金原料，随后进行一次固溶处理：1290℃处理1.5h，再进行二次固溶处理：1315℃处理15h，再进行三次固溶处理：1335℃处理20h；完成后进行两次时效处理，一次时效处理：1150℃处理4h，二次时效处理：870℃处理4h；得到高温合金。

将所得高温合金制成长和宽为10mm，厚度为1.5mm的金属片试样，用砂纸打磨，用乙醇超声清洗，烘干后得到样品。

将高温合金样品称重后，置于干净的加热板上，加热到150℃，用毛刷蘸取75％Na₂SO₄ +25％NaCl溶液，均匀的涂在样品表面，溶剂挥发后，重复此操作，最终通过观察样品的质量变化，控制涂盐量在3mg/mm²。随后将该样品置于900℃静态常压的大气环境中，保温60h取出，测量样品的厚度，如表2所示为样品的厚度变化△d。

如图1所示，为实施例1制得的合金在900℃处理60h后的SEM图，从图1可以看出，合金表层分布大量的氧化物纳米颗粒，整体形貌比较粗糙，由此可知，本实施例所制备的合金，经过热腐蚀处理后，O^2-、Cl^-等离子没有穿透保护膜，氧化物保护膜对合金的起到了很好的保护效果。

如图2所示，为实施例1制得的合金经950℃处理3000h后的SEM图，从图1可以看出，合金经过3000h处理后，组织中也没有析出TCP有害相。

实施例2

合金配比为如表1所示，根据设计的合金配比，配制合金原料，随后进行一次固溶处理：1280℃处理2h，再进行二次固溶处理：1310℃处理20h，再进行三次固溶处理：1330℃处理25h，完成后进行两次时效处理，一次时效处理：1100℃处理5h，二次时效处理：800℃处理5h；得到高温合金。

将所得高温合金制成长和宽为10mm，厚度为1.5mm的金属片试样，用砂纸打磨，用乙醇超声清洗，烘干后得到样品。

将高温合金样品称重后，置于干净的加热板上，加热到150℃，用毛刷蘸取75％Na₂SO₄ +25％NaCl溶液，均匀的涂在样品表面，溶剂挥发后，重复此操作，最终通过观察样品的质量变化，控制涂盐量在3mg/mm²。随后将该样品置于900℃静态常压的大气环境中，保温60h取出，测量样品的厚度，如表2所示为样品的厚度变化△d。

实施例3

合金配比为如表1所示，根据设计的合金配比，配制合金原料，随后进行一次固溶处理：1300℃处理1h，再进行二次固溶处理：1320℃处理6h，再进行三次固溶处理：1340℃处理15h，完成后进行两次时效处理，一次时效处理：1200℃处理3h，二次时效处理：940℃处理3h；得到高温合金。

将所得高温合金制成长和宽为10mm，厚度为1.5mm的金属片试样，用砂纸打磨，用乙醇超声清洗，烘干后得到样品。

将高温合金样品称重后，置于干净的加热板上，加热到150℃，用毛刷蘸取75％Na₂SO₄ +25％NaCl溶液，均匀的涂在样品表面，溶剂挥发后，重复此操作，最终通过观察样品的质量变化，控制涂盐量在3mg/mm²。随后将该样品置于900℃静态常压的大气环境中，保温60h取出，测量样品的厚度，如表2所示为样品的厚度变化△d。

实施例4-8

实施例4-8的方法与实施例1相同，不同之处在于合金成分，实施例4-8的合金成分见表1，性能数据见表2。

表1

表2

对比例1

与实施例1相同，其不同之处在于，合金中Cr、Ru的百分含量不同，其中Cr：6.5％，Ru：0.5％，Cr+Ru＝7.0％。

对比例1制得的合金性能数据见表3。

如图3所示，为对比例1制得的合金在900℃处理60h后的SEM图，从图1可以看出，合金表层的形貌为疏松、多孔的形态，而且有大量氧化物保护膜和合金组织脱落，由此可知，合金表面的氧化物保护膜被腐蚀，成疏松多孔状，并生成新的氧化物，新的氧化物生成过程中，体积会发生膨胀，这会进一步是保护层出现裂纹，脱落，导致保护层失效，进而导致合金失效。

如图4所示，为对比例1制得的合金经950℃处理3000h后的SEM图，图2可以看出，经过3000h处理后，合金组织中析出长条形的TCP相，数量密集。合金受力后微裂纹容易在此处进行生长并扩散，最终导致了合金失效。

对比例2

与实施例1相同，其不同之处在于，合金中Cr、Ru的百分含量不同，其中Cr：12.0％，Ru：4.0％，Cr+Ru＝16.0％。

对比例2制得的合金性能数据见表3。

对比例3

与实施例1相同，其不同之处在于，合金中不含有Y元素。

对比例3制得的合金性能数据见表3。

表3

在本发明中，术语“一个实施例”、“一些实施例”、“示例”、“具体示例”、或“一些示例”等意指结合该实施例或示例描述的具体特征、结构、材料或者特点包含于本发明的至少一个实施例或示例中。在本说明书中，对上述术语的示意性表述不必须针对的是相同的实施例或示例。而且，描述的具体特征、结构、材料或者特点可以在任一个或多个实施例或示例中以合适的方式结合。此外，在不相互矛盾的情况下，本领域的技术人员可以将本说明书中描述的不同实施例或示例以及不同实施例或示例的特征进行结合和组合。

尽管上面已经示出和描述了本发明的实施例，可以理解的是，上述实施例是示例性的，不能理解为对本发明的限制，本领域的普通技术人员在本发明的范围内可以对上述实施例进行变化、修改、替换和变型。

Claims (9)

1.一种抗热腐蚀性好的Ni高温合金，其特征在于，包括：C：0.05～0.16％；Cr：6.5～12.0％；Ru：0.5～4.0％；Y：0.05～0.16％；Co：9.0～11.2％；W：9.0～11.2％；Mo：0.2～1.0％；Al：5.0～6.0％；Ti：0.5～1.5％；B：0.01～0.02％；Zr：0.004～0.06％；Mg：0.001～0.005％；Re：0～3.0％；余量为Ni和不可避免的杂质，以质量计；

其中，Cr和Ru的质量百分含量满足关系式9.0％≤Cr+Ru≤15.0％；

Cr、Al和Y的质量百分含量满足关系式12.0％≤Cr+Al+Y≤17.5％。

2.一种权利要求1所述的抗热腐蚀性好的Ni高温合金的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：

a、根据合金设计配比，对高温合金原料进行分级固溶处理；

b、将所述步骤a中经过分级固溶处理后的合金原料，进行两次时效处理，得到高温合金。

3.根据权利要求2所述的抗热腐蚀性好的Ni高温合金的制备方法，其特征在于，所述步骤a中，所述分级固溶处理包括进行第一次固溶处理，升温，进行第二次固溶处理，再次升温，进行第三次固溶处理。

4.根据权利要求3所述的抗热腐蚀性好的Ni高温合金的制备方法，其特征在于，所述第一次固溶处理的温度为1280℃～1300℃，所述第一次固溶处理的时间为1h～2h。

5.根据权利要求3所述的抗热腐蚀性好的Ni高温合金的制备方法，其特征在于，所述第二次固溶处理的温度为1310℃～1320℃，所述第二次固溶处理的时间为6h～20h。

6.根据权利要求3所述的抗热腐蚀性好的Ni高温合金的制备方法，其特征在于，所述第三次固溶处理的温度为1330℃～1340℃，所述第三次固溶处理的时间为15h～25h。

7.根据权利要求2所述的抗热腐蚀性好的Ni高温合金的制备方法，其特征在于，所述步骤b中，所述两次时效处理包括进行第一次时效处理，降温，再进行第二次时效处理。

8.根据权利要求7所述的抗热腐蚀性好的Ni高温合金的制备方法，其特征在于，所述第一次时效处理的温度为1100℃～1200℃，所述第一次时效处理的时间为3h～5h。

9.根据权利要求7所述的抗热腐蚀性好的Ni高温合金的制备方法，其特征在于，所述第二次时效处理的温度为800℃～940℃，所述第二次时效处理的时间为3h～5h。

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