一种抗热腐蚀镍基高温合金的σ相析出控制方法

摘要

一种抗热腐蚀镍基高温合金的σ相析出控制方法，包括以下步骤：(1)按设定成分准备原料；(2)分别进行表面处理和预热处理；(3)将部分预处理原料置于坩埚中，在搅拌和真空条件下加热至1500～1570℃；熔化后依次加入其他预处理原料。获得合金熔体；(4)浇铸，冷却后获得铸件；(5)铸件升温至1160～1180℃后保温，空冷；(6)升温至1030～1060℃后保温，空冷；(7)升温至835～870℃后保温，空冷，完成抗热腐蚀镍基高温合金的σ相析出控制。本发明的控制方法解决了抗热腐蚀镍基高温合金中由于针状σ相过多，造成的合金长期性能，如持久寿命低的问题，有效增加稳定的沉淀强化相，减少有用合金元素的偏析，改善显微组织，提高合金的强度。

权利要求

1.一种抗热腐蚀镍基高温合金的σ相析出控制方法，其特征在于包括以下步骤：（1）按设定成分准备原料；所述的设定成分按质量百分百含C 0.04 0.07%，Cr 15.4 ~ ~

16.2%，Mo 1.6 2.1%，W 4.7 5.6%，Co 10.0 10.7%，Al 2.7 3.2%，Ti 4.2 4.9%，Nb 0.1~ ~ ~ ~ ~ ~

0.3%，B 0.08 0.10%，Zr≤0.07%，Hf 0.2 0.32%，其余为Ni；其中，Al/Ti =0.55 0.8，Al+Ti+~ ~ ~Nb =7.39  8.27%，(Al+Ti)/Nb = 29 40；

~ ~

（2）将原料分别进行表面处理，然后分别进行预热处理，形成预处理原料；

（3）将含Al、Ti、Ni、B和Hf以外的部分预处理原料置于坩埚中，在搅拌和真空条件下加热至1500 1570℃；当坩埚内的物料完全熔化后，依次加入含Al和Ti的部分预处理原料；当~Al和Ti完全熔化后，加入含B和Ni的部分预处理原料；当B和Ni完全熔化后，加入含Hf的部分预处理原料；当Hf完全熔化后，在坩埚内获得合金熔体；真空条件是指真空度<1Pa；

（4）将合金熔体在1420 1440℃浇铸，冷却至常温后获得铸件；

~

（5）将铸件升温至1160 1180℃，然后保温2.5 5.5小时，空冷至室温，完成一次热处理，~ ~获得一次热处理铸件；升温至1160 1180℃过程中，控制升温速度为80 100℃/h；

~ ~

（6）将一次热处理铸件升温至1030 1060℃，然后保温3 5小时，空冷到室温，完成二次~ ~热处理，获得二次热处理铸件；升温至1030 1060℃过程中，控制升温速度为80 100℃/h；

~ ~

（7）将二次热处理铸件升温至835 870℃，然后保温14 18小时，空冷到室温，完成三次~ ~热处理，升温至835 870℃过程中，控制升温速度为80 100℃/h；获得抗热腐蚀镍基高温合~ ~金，并完成抗热腐蚀镍基高温合金的σ相析出控制；抗热腐蚀镍基高温合金的晶粒平均尺寸为90 110μm。

~

2.根据权利要求1所述的一种抗热腐蚀镍基高温合金的σ相析出控制方法，其特征在于步骤（7）中，将抗热腐蚀镍基高温合金在900±10℃进行10000h的时效处理后，其晶内分布立方状和球形γ′相，晶界弥散分布碳化物相。

3.根据权利要求1所述的一种抗热腐蚀镍基高温合金的σ相析出控制方法，其特征在于步骤（7）中，抗热腐蚀镍基高温合金的室温断后延伸率>4%，屈服强度σ0.2>920 MPa。

4.根据权利要求1所述的一种抗热腐蚀镍基高温合金的σ相析出控制方法，其特征在于步骤（7）中，抗热腐蚀镍基高温合金在900±10℃进行5000h的时效处理后，其在900±2℃的断后延伸率>4.4%，屈服强度σ0.2>690 MPa；时效处理后的抗热腐蚀镍基高温合金冷却至常温后，其断后延伸率>12%，屈服强度σ0.2>335 MPa。

5.根据权利要求1所述的一种抗热腐蚀镍基高温合金的σ相析出控制方法，其特征在于步骤（7）中，将抗热腐蚀镍基高温合金在900±10℃进行3000h的蠕变试验，其蠕变强度极限σ0.1>49MPa；将抗热腐蚀镍基高温合金在900±10℃进行5000h的蠕变试验，其蠕变强度极限σ0.1>50MPa。

说明书

一种抗热腐蚀镍基高温合金的σ相析出控制方法

技术领域

[0001] 本发明属于高温合金材料技术领域，具体涉及一种抗热腐蚀镍基高温合金的σ相析出控制方法。

背景技术

[0002] 舰艇和发电用先进燃气轮机的功率和效率的提高，使燃气入口温度不断提高，从最初的982℃到1500℃以上，这就需要性能更优异的高温合金来保证；另外，工业燃气轮机特殊的工作环境，也对抗热腐蚀高温合金的发展提出独特的要求；因此，抗热腐蚀高温合金除具有一般高温合金所具有的性能外，还必须具有以下两点性能：第一，抗热腐蚀性能要特别的好，因为舰艇或发电用燃气轮机工作环境较航空发动机恶劣，它们大多采用柴油或劣质燃油，含有硫、钠等杂质，硫在燃烧反应中主要生产SO2和SO3，当有NaCl存在时，就能反应生产Na2SO4；而舰艇在海上工作，海盐在空气中以悬浮颗粒存在，当NaCl粒子随空气经压气机进入涡轮，就会使涡轮叶片和导向叶片沉积Na2SO4等熔盐膜而发生热腐蚀反应；第二，工作寿命很长，要求在工作环境中组织稳定性好，因为舰艇或发电用燃气轮机要求几万至几十万小时的寿命。

[0003] 抗热腐蚀镍基高温合金，其Cr含量通常在15％以上，最高Cr含量可达25％，远远高于航空发动机用叶片材料的Cr含量。抗热腐蚀高温合金之所以有这么高的Cr含量，是为了保证合金服役过程中能够在合金表面形成连续而致密的α‑Cr2O3氧化膜，从而能阻碍Na2SO4等熔盐的热腐蚀；另外，抗热腐蚀高温合金难熔金属元素含量总和在5～15％范围，包括W、Mo、Nb、Ta、Re；难熔金属元素的加入可以提高合金的高温蠕变强度，而某些难熔金属元素还可以明显改善抗热腐蚀性能；适当含量的Al和Ti，保证合金γ′相的数量不超过50％，以确保合金所需良好的高温强度和良好的抗热腐蚀性能；此外，镍基抗热腐蚀高温合金通常含有8～20％的钴，用来固溶强化基体和提高抗热腐蚀性能，抗热腐蚀多晶合金通常都含有微量硼和锆以强化晶界。

[0004] 抗热腐蚀高温合金中含有较高的合金元素，特别是Cr、W、Mo等促进TCP相生成的元素，在服役过程中，合金倾向于析出一些对力学性能不利的TCP相，如σ、μ、Laves等；在镍基高温合金中最常见的TCP相是σ和μ相；σ相的形态为颗粒状和薄片状(针状)，在镍基高温合金中常见的是片状；合金元素对σ相的形成有重要作用，Cr、Mo和W形成σ相的能力最强，Ta次之，微量元素B和C抑制σ相的形成；超过900℃，σ相发生回溶；到1300℃时，完全溶解；由于其脆性本质并且在严格定义的惯习面上以长针状(片状)形貌析出，使裂纹易于形成和扩展，σ相对合金性能非常有害；σ相形成已经成为合金设计时考虑的主要危险因素，因此，设计合金时要限制Cr含量，尤其是对抗腐蚀合金，还要限制基体强化元素，如Mo和W等。在现代高温合金中，虽然有时允许少量特定有害TCP相析出，但合金成分要严格优化以避免形成σ相；第一是形态，长针状或薄片状的TCP相，往往是裂纹的发源地和裂纹迅速扩展的通道；第二是分布，当TCP相大量析出于晶界，形成一种脆性薄膜而包围晶粒时，裂纹将易于沿晶界形核和扩展，使合金沿晶脆性断裂，而且强度也明显降低；第三是数量，当TCP相的数量超过某一数值时，不管它们的形态和分布如何，由于它们的存在，消耗了大量的固溶强化元素，如Cr、W、Co、Mo、Ni等，从而削弱了基体强度；同时，他们大量存在，增大了裂纹形成与连接的几率，对塑性和韧性极为不利；因此，在高温合金组织中防止TCP相析出是改善高温合金塑性和韧性的重要方法和途径。

[0005] 由于多种元素对合金体系的共同作用很复杂，研究难度较大，传统上，多考虑单一晶界或相界上的杂质或合金元素对合金体系的影响；事实上，σ‑CoCr相成分可以有很大变化，Al和Ti可以取代部分Nb，而Fe和Co可以取代部分Ni；Cr既可取代Ni，也可取代Nb；在高Cr的镍基高温合金的凝固后期，除发生L→(γ+γ′)共晶反应外，在剩余液体中由于Ni、Ti、Co等元素富集，有利于σ‑CoCr相的形核与长大，而形成σ相；另外，控制晶界上相分布也可以间接控制σ相的析出；因此，控制σ相析出关联到多种元素的相互作用。

发明内容

[0006] 本发明的目的是提供一种抗热腐蚀镍基高温合金的σ相析出控制方法，通过控制δ相析出数量和析出位置，从而解决此类合金中针状σ相数量过多，引起的长期服役过程中持久寿命低的问题。

[0007] 本发明的方法包括以下步骤：

[0008] (1)按设定成分准备原料；所述的设定成分按质量百分百含C 0.04～0.07％，Cr 15.4～16.2％，Mo 1.6～2.1％，W 4.7～5.6％，Co 10.0～10.7％，Al 2.7～3.2％，Ti 4.2～4.9％，Nb 0.1～0.3％，B 0.08～0.10％，Zr≤0.07％，Hf 0.2～0.32％，其余为Ni；其中，Al/Ti＝0.55～0.8，Al+Ti+Nb＝7.39～8.27％，(Al+Ti)/Nb＝29～40；

[0009] (2)将原料分别进行表面处理，然后分别进行预热处理，形成预处理原料；

[0010] (3)将含Al、Ti、Ni、B和Hf以外的部分预处理原料置于坩埚中，在搅拌和真空条件下加热至1500～1570℃；当坩埚内的物料完全熔化后，依次加入含Al和Ti的部分预处理原料；当Al和Ti完全熔化后，加入含B和Ni的部分预处理原料；当B和Ni完全熔化后，加入含Hf的部分预处理原料；当Hf完全熔化后，在坩埚内获得合金熔体；

[0011] (4)将合金熔体在1420～1440℃浇铸，冷却至常温后获得铸件；

[0012] (5)将铸件升温至1160～1180℃，然后保温2.5～5.5小时，空冷至室温，完成一次热处理，获得一次热处理铸件；

[0013] (6)将一次热处理铸件升温至1030～1060℃，然后保温3～5小时，空冷到室温，完成二次热处理，获得二次热处理铸件；

[0014] (7)将二次热处理铸件升温至835～870℃，然后保温14～18小时，空冷到室温，完成三次热处理，获得抗热腐蚀镍基高温合金，并完成抗热腐蚀镍基高温合金的σ相析出控制。

[0015] 上述的步骤(2)中，含C、Al、Ti、Ni、B和Hf的原料在55±2℃进行预热处理，时间至少12h；其他原料在110±2℃进行预热处理，时间至少12h。

[0016] 上述的步骤(3)中，坩埚为MgO坩埚。

[0017] 上述的步骤(3)中，真空条件是指真空度<1Pa。

[0018] 上述的步骤(4)中，在电加热保温的情况下，浇铸时保持电加热，以控制浇铸过程中物料温度在1420～1440℃。

[0019] 上述的步骤(5)中，升温至1160～1180℃过程中，控制升温速度为80～100℃/h。

[0020] 上述的步骤(6)中，升温至1030～1060℃过程中，控制升温速度为80～100℃/h。

[0021] 上述的步骤(7)中，升温至835～870℃过程中，控制升温速度为80～100℃/h。

[0022] 上述的步骤(7)中，将抗热腐蚀镍基高温合金在900±10℃进行10000h的时效处理后，其晶内分布立方状和球形γ′相，晶界弥散分布碳化物相。

[0023] 上述的步骤(7)中，抗热腐蚀镍基高温合金的晶粒平均尺寸为90～110μm。

[0024] 上述的步骤(7)中，抗热腐蚀镍基高温合金的二次立方状γ′相沉淀相尺寸为200～500nm，三次球形γ′相沉淀相尺寸为20～70nm。

[0025] 上述的步骤(7)中，抗热腐蚀镍基高温合金的室温断后延伸率>4％，屈服强度σ0.2>920MPa。

[0026] 上述的步骤(7)中，抗热腐蚀镍基高温合金在900±2℃时的断后延伸率>18％，屈服强度σ0.2>500MPa。

[0027] 上述的步骤(7)中，抗热腐蚀镍基高温合金在900±10℃进行5000h的时效处理后，其在900±2℃的断后延伸率>4.4％，屈服强度σ0.2>690MPa；时效处理后的抗热腐蚀镍基高温合金冷却至常温后，其断后延伸率>12％，屈服强度σ0.2>335MPa。

[0028] 上述的步骤(7)中，将抗热腐蚀镍基高温合金在900±10℃进行3000h的蠕变试验，其蠕变强度极限σ0.1>49MPa；将抗热腐蚀镍基高温合金在900±10℃进行5000h的蠕变试验，其蠕变强度极限σ0.1>50MPa。

[0029] 本发明的控制方法通过多种元素综合作用，控制元素含量和配比，从而控制析出σ相的体积分数<0.5％；晶内长期时效过程中γ′相保持近立方状，对合金起到沉淀强化作用；本发明的控制方法解决了抗热腐蚀镍基高温合金中由于针状σ相过多，造成的合金长期性能，如持久寿命低的问题，而且能够有效增加稳定的沉淀强化相，减少有用合金元素的偏析，改善显微组织，提高合金的强度，明显提高合金的持久、蠕变寿命。

附图说明

[0030] 图1为本发明实施例1铸件的枝晶形貌图；

[0031] 图2为本发明实施例1的抗热腐蚀镍基高温合金的枝晶形貌图；

[0032] 图3为本发明实施例1的抗热腐蚀镍基高温合金经850±10℃时效处理3000h后的金相组织显微图；

[0033] 图4为本发明实施例1的抗热腐蚀镍基高温合金经900±10℃时效处理1000h后的金相组织显微图；

[0034] 图5为本发明对比例的对比镍基合金经850±10℃时效处理3000h后的金相组织显微图；

[0035] 图6为本发明对比例的对比镍基的合金经900±10℃时效处理1000h后的金相组织显微图；

[0036] 图7为本发明实施例1的抗热腐蚀镍基高温合金和对比镍基合金在900±2℃的持久强度对比时间‑应力曲线对比图；图中，■为抗热腐蚀镍基高温合金，○为对比镍基合金。

具体实施方式

[0037] 本发明实施例中，按设定成分构成的合金的电子空位浓度Nv值为2.39～2.42，Nv值的计算方法依据国标GB/T 31309‑2014《电子空位数计算方法》。

[0038] 本发明实施例中的原料为金属镍、金属铬、金属钼、金属钨、金属钴、金属铝，金属钛、金属铌、硼镍合金、金属锆、金属铪和热解石墨。

[0039] 本发明实施例中的含C、Al、Ti、Ni、B和Hf的原料是指热解石墨、金属铝、金属钛、金属镍、硼镍合金和金属铪。

[0040] 本发明实施例中制成抗热腐蚀镍基高温合金后，加工成直径为5mm标准拉伸试样、持久试样和直径为10mm的蠕变试样，分别测试拉伸、持久性能和蠕变性能。

[0041] 本发明实施例中采用的坩埚为MgO坩埚。

[0042] 本发明实施例中采用电加热保温，浇铸时保持电加热，以控制浇铸过程中物料温度在1420～1440℃。

[0043] 实施例1

[0044] 按设定成分准备原料；所述的设定成分按质量百分百含C 0.05％，Cr 16.0％，Mo 2.0％，W 5.5％，Co 10.6％，Al 2.8％，Ti 4.4％，Nb 0.2％，B 0.09％，Zr 0.05％，Hf 
0.2％，其余为Ni；其中，Al/Ti＝2.8/4.4＝0.64，Al+Ti+Nb＝7.4％，(Al+Ti)/Nb＝(2.8+
4.4)/0.2＝36；Nv值为2.42。

[0045] 将原料分别进行表面处理，然后分别进行预热处理，形成预处理原料；其中含C、Al、Ti、Ni、B和Hf的原料在55±2℃进行预热处理，时间12h；其他原料在110±2℃进行预热处理，时间12h；

[0046] 将含Al、Ti、Ni、B和Hf以外的部分预处理原料置于坩埚中，在搅拌和真空度<1Pa条件下加热至1500～1570℃；当坩埚内的物料完全熔化后，依次加入含Al和Ti的部分预处理原料；当Al和Ti完全熔化后，加入含B和Ni的部分预处理原料；当B和Ni完全熔化后，加入含Hf的部分预处理原料；当Hf完全熔化后，在坩埚内获得合金熔体；

[0047] 将合金熔体在1420～1440℃浇铸，冷却至常温后获得铸件；其枝晶形貌如图1所示；

[0048] 将铸件升温至1180℃，然后保温2.5小时，空冷至室温，完成一次热处理，获得一次热处理铸件；升温过程中，控制升温速度为80～100℃/h；

[0049] 将一次热处理铸件升温至1060℃，然后保温3小时，空冷到室温，完成二次热处理，获得二次热处理铸件；升温过程中，控制升温速度为80～100℃/h；

[0050] 将二次热处理铸件升温至870℃，升温过程中，控制升温速度为80～100℃/h；然后保温14小时，空冷到室温，完成三次热处理，获得抗热腐蚀镍基高温合金，并完成抗热腐蚀镍基高温合金的σ相析出控制；

[0051] 抗热腐蚀镍基高温合金的晶粒平均尺寸为90～110μm；二次立方状γ′相沉淀相尺寸为200～500nm，三次球形γ′相沉淀相尺寸为20～70nm；其枝晶形貌如图2所示；

[0052] 将抗热腐蚀镍基高温合金在900±10℃进行10000h的时效处理后，其晶内分布立方状和球形γ′相，晶界弥散分布碳化物相；

[0053] 将抗热腐蚀镍基高温合金在850±10℃进行5000h的时效处理，其金相组织如图3所示，在900±10℃进行1000h的时效处理，其金相组织如图4所示；由图可见金相组织中未出现σ相析出；900℃/150MPa条件下持久寿命4812h；900℃/5000h持久强度为150MPa；900℃/3000小时条件下，残余应变为0.1％时，蠕变强度极限为49.2MPa；残余应变量为0.2％时，蠕变强度极限为56.5MPa；时间‑应力曲线如图7■所示；

[0054] 各处理阶段的性能如下：

[0055] 标准热处理：抗拉强度σb＝670MPa，屈服强度σ0.2＝465MPa，断后伸长率δ＝25.0％，断面收缩率ψ＝38.0％；800℃时效3000h：σb＝565MPa，σ0.2＝415MPa，δ＝19.0％，ψ＝39.0％；800℃时效5000小时：σb＝605MPa，σ0.2＝380MPa，δ＝31.0％，ψ＝34.0％；850℃时效3000h：σb＝575MPa，σ0.2＝370MPa，δ＝20.0％，ψ＝35.0％；850℃时效5000h：σb＝575MPa，σ0.2＝360MPa，δ＝24.0％，ψ＝37.0％；900℃时效3000h：σb＝545MPa，σ0.2＝345MPa，δ＝
24.0％，ψ＝39.0％；900℃时效5000h：σb＝550MPa，σ0.2＝340MPa，δ＝12.0％，ψ＝26.0％。

[0056] 对比例1

[0057] 按设定成分准备原料；C 0.09％，B 0.07％，Cr16.5％，Hf0.3％，Al3.0％，Ti4.6％，Nb0.2％Al/Ti＝3.0/4.6＝0.64，Al+Ti+Nb＝7.8％，(Al+Ti)/Nb＝(3.0+4.6)/0.2＝38，其余成分同实施例1；Nv值为2.45。

[0058] 按实施例1的方式进行浇铸和热处理，作为对比镍基合金，对比镍基合金在850±10℃进行5000h的时效处理，其金相组织如图5所示，在900±10℃进行1000h的时效处理，其金相组织如图6所示；由图可见明显的σ相析出；900℃/150MPa条件下持久寿命1450h；900℃/5000小时持久强度为70MPa；时间‑应力曲线如图7○所示；

[0059] 各处理阶段的性能如下：标准热处理：σb＝700MPa，σ0.2＝580MPa，δ＝18.0％，ψ＝33.0％；800℃时效3000h：σb＝689MPa，σ0.2＝483MPa，δ＝18.4％，ψ＝33.0％；800℃时效
5000h：σb＝675MPa，σ0.2＝468MPa，δ＝21.6％，ψ＝22.9％；850℃时效3000h：σb＝655MPa，σ0.2＝445MPa，δ＝17.0％，ψ＝39.0％；850℃时效5000h：σb＝650MPa，σ0.2＝445MPa，δ＝18.9％，ψ＝34.6％；900℃时效3000h：σb＝632MPa，σ0.2＝448MPa，δ＝20.0％，ψ＝39.3％；900℃时效
5000h：σb＝632MPa，σ0.2＝450MPa，δ＝22.0％，ψ＝40.8％。

[0060] 对比例2

[0061] 按设定成分准备原料；设定成分同实施例1；

[0062] 按实施例1的方式进行浇铸，获得铸件后不进行热处理，以铸件作为对比镍基合金，对比镍基合金在850±10℃进行3000h的时效处理，金相组织中的共晶相边缘有σ相析出；合金经过850℃时效3000h：σb＝352MPa，σ0.2＝170MPa，δ＝16.0％，ψ＝20.0％。

[0063] 实施例2

[0064] 方法同实施例1，不同点在于：

[0065] (1)所述的设定成分按质量百分百含C 0.07％，Cr 15.6％，Mo 1.9％，W 5.4％，Co 10.2％，Al 3.1％，Ti 4.9％，Nb 0.27％，B 0.075％，Zr 0.06％，Hf 0.31％，其余为Ni；其中，Al/Ti＝3.1/4.9＝0.63，Al+Ti+Nb＝8.27％，(Al+Ti)/Nb＝(3.1+4.9)/0.27＝29.6；Nv值为2.40；

[0066] (2)将铸件升温至1170℃±10℃，然后保温4.5小时，空冷完成一次热处理；

[0067] (3)将一次热处理铸件升温至1030℃±10℃，然后保温5小时，空冷完成二次热处理；

[0068] (4)将二次热处理铸件升温至850℃±10℃，然后保温16小时，空冷；完成三次热处理；

[0069] 抗热腐蚀镍基高温合金的σb＝700MPa，σ0.2＝500MPa，δ＝18.0％，ψ＝46.0％；持久性能：900℃/275MPa条件下的寿命为233.8小时。

[0070] 实施例3

[0071] 方法同实施例1，不同点在于：

[0072] (1)所述的设定成分按质量百分百含C 0.06％，Cr 16.2％，Mo 1.8％，W 5.3％，Co 10.7％，Al 2.8％，Ti 4.8％，Nb 0.19％，B 0.09％，Zr 0.05％，Hf 0.25％，其余为Ni；其中，Al/Ti＝2.8/4.8＝0.58，Al+Ti+Nb＝7.79％，(Al+Ti)/Nb＝(2.8+4.8)/0.19＝40；Nv值为2.39；

[0073] (2)将铸件升温至1160℃，然后保温5.5小时，空冷完成一次热处理；

[0074] (3)将一次热处理铸件升温至1040℃，然后保温4小时，空冷完成二次热处理；

[0075] (4)将二次热处理铸件升温至840℃，然后保温17小时，空冷；完成三次热处理；

[0076] 抗热腐蚀镍基高温合金的σb＝670MPa，σ0.2＝495MPa，δ＝25.0％，ψ＝38.0％；持久性能：900℃/275MPa条件下的寿命为135小时。

[0077] 实施例4

[0078] 方法同实施例1，不同点在于：

[0079] (1)所述的设定成分按质量百分百含C 0.07％，Cr 16％，Mo 2.1％，W 5.4％，Co 10.6％，Al 2.9％，Ti 4.9％，Nb 0.26％，B 0.07％，Zr 0.07％，Hf 0.32％，其余为Ni；其中，Al/Ti＝2.9/4.9＝0.59，Al+Ti+Nb＝8.06％，(Al+Ti)/Nb＝(2.9+4.9)/0.26＝30；Nv值为2.41；

[0080] (2)将铸件升温至1170℃，然后保温3.5小时，空冷完成一次热处理；

[0081] (3)将一次热处理铸件升温至1050℃，然后保温4小时，空冷完成二次热处理；

[0082] (4)将二次热处理铸件升温至835℃，然后保温18小时，空冷；完成三次热处理；

[0083] 抗热腐蚀镍基高温合金的σb＝710MPa，σ0.2＝510MPa，δ＝22.0％，ψ＝44.0％；持久性能：900℃/275MPa条件下的寿命为265.8小时。