一种耐熔盐腐蚀镍基变形高温合金及其制备方法
【技术领域】
[0001] 本发明涉及适用于熔盐反应堆压力容器以及热交换器等零部件的材料，更具体地 涉及一种耐熔盐腐蚀镍基变形高温合金及其制备方法。
【背景技术】
[0002] 随着我国能源需求的激增，面临的能源缺口问题将会越来越严重，干净、安全、高 效率的先进核能是解决我国能源问题的最好方法，大力发展核能也是未来我国能源结构调 整和优化的重要方向。本世纪世界各国都在大力发展第四代核反应堆。其中，熔盐反应堆 是第四代反应堆中唯一的液体燃料反应堆，在固有安全性、经济性、核资源可持续发展以及 防止核扩散等方面具有其他反应堆无法比拟的优点，受到世界各国的青睐。而作为制备熔 盐反应堆压力容器和热交换器的结构材料，要求长期在高温、高压、高辐射、高腐蚀等极端 条件下稳定工作，是制约熔盐反应堆发展的关键问题之一。
[0003] 当以氟化熔盐作为反应堆的冷却剂时，堆出口温度达到700°C，极大地提高反应堆 的工作效率。在20世纪60年代，为满足钍基熔盐反应堆需求，美国橡树岭国家实验室研发 了HastelloyN合金。该合金具有强度高、塑韧性好以及可加工性能好，对于中子辐射具有 较好的忍受能力，其高温强度优于铁基合金，并且在熔融的氟化物中耐腐蚀能力强，被成功 应用于反应堆容器、回路管道、熔盐栗、换热器等部位。但是HastelloyN合金的最高许用 温度为704°C，而近年来，随着能源需求的多样化，人们希望实现高温制氢等高效率能源转 换，这需要熔盐堆运行在800°C以上。HastelloyN合金已经不能满足要求，急需研发熔盐 反应堆用承温能力更高的结构材料。
【发明内容】
[0004] 为了解决上述现有技术存在的无法承受高于704°C的熔盐腐蚀的问题，本发明旨 在提供一种耐熔盐腐蚀镍基变形高温合金及其制备方法。
[0005] 本发明提供一种耐熔盐腐蚀镍基变形高温合金，其特征在于，按重量百分比计， 其化学成分为：5. 0-8. 0 % 的Cr，15. 0-28. 0 % 的W，0? 5-0. 55 % 的Fe，0? 5-0. 8 % 的Mn， 0? 1-0. 3%的Si，0. 05-0. 06%的C，〇-l. 0%的Mo,0-0. 2%的Ti，以及余量的Ni。本发明提 供的耐熔盐腐蚀镍基变形高温合金，具有优异的高温力学性能和组织稳定性，同时耐高温 熔盐腐蚀，耐氧化以及抗辐照损伤，满足熔盐反应堆对结构材料的使用要求。
[0006] 该耐熔盐腐蚀镍基变形高温合金的化学成分较佳为：6. 0-7. 0 %的Cr， 26. 0-28. 0% 的W，0. 5-0. 55% 的Fe，0. 5-0. 8% 的Mn，0. 1-0. 3% 的Si，0. 05-0. 06% 的C， 0-1.0%的Mo,0-0. 2%的Ti，以及余量的Ni。
[0007] 该耐熔盐腐蚀镍基变形高温合金的化学成分优选为：6. 0%的Cr，26%的W，0. 5% 的Fe，0.8%的Mn，0. 1%的Si，0.05%的C，1.0%的Mo,0. 2%的Ti，以及余量的Ni。
[0008] 该耐熔盐腐蚀镍基变形高温合金不含A1。
[0009] 该耐熔盐腐蚀镍基变形高温合金不含Co。
[0010] 该耐熔盐腐蚀镍基变形高温合金不含Cu。
[0011] 本发明还提供一种上述耐熔盐腐蚀镍基变形高温合金的制备方法，包括步骤：S1， 采用真空感应炉浇铸母合金；S2,均匀化处理；以及S3,热加工。
[0012] 步骤S2的处理温度在1200°C-1300°C之间。
[0013] 步骤S2的处理时间在15小时-25小时之间。
[0014] 步骤S3的加工温度在900°C-1200°C之间。
[0015] 步骤S3的热加工是锻造、热乳制或热挤压。
[0016] 本发明通过各合金元素的特定的合理配比确保了合金获得良好综合性能。与现 有合金相比，本发明的耐熔盐腐蚀镍基变形高温合金具有的优势包括：优良的可加工性能； 较高的高温力学性能和组织稳定性，其拉伸强度和持久寿命要明显优于HastelloyN合金； 具有优异的抗熔盐腐蚀性能，适用于熔盐核反应堆的高温结构材料，在800-850°C工作温度 下表现出优异的综合性能。
【附图说明】
[0017] 图la是根据本发明的实施例1的耐熔盐腐蚀镍基变形高温合金的铸态低倍组织 的形貌不意图；
[0018] 图lb是根据本发明的实施例1的耐熔盐腐蚀镍基变形高温合金的铸态高倍组织 的形貌不意图；
[0019] 图lc是根据本发明的实施例1的耐熔盐腐蚀镍基变形高温合金的锻态低倍组织 的形貌不意图；
[0020] 图2a是根据本发明的实施例1的耐熔盐腐蚀镍基变形高温合金经800°C/400h熔 盐腐蚀后的截面形貌示意图；
[0021 ] 图2b是根据本发明的实施例1的耐熔盐腐蚀镍基变形高温合金经800°C/400h熔 盐腐蚀后的截面Cr元素分布图；
[0022] 图2c是对比合金（HastelloyN)经800°C/400h熔盐腐蚀后的截面形貌示意图；
[0023] 图2d是对比合金（HastelloyN)经800°C/400h熔盐腐蚀后的截面Cr元素分布 图；
[0024] 图3a是根据本发明的实施例1的耐熔盐腐蚀镍基变形高温合金经850°C/400h熔 盐腐蚀后的截面形貌示意图；
[0025] 图3b是根据本发明的实施例1的耐熔盐腐蚀镍基变形高温合金经850°C/400h熔 盐腐蚀后的截面Cr元素分布图；
[0026] 图3c是对比合金（HastelloyN)经850°C/400h恪盐腐蚀后的截面形貌示意图； 以及
[0027] 图3d是对比合金（HastelloyN)经850°C/400h熔盐腐蚀后的截面Cr元素分布 图。
【具体实施方式】
[0028] 以下出现的％，除非特别说明，均为重量百分比。
[0029] 根据以下制备方法提供本发明的耐熔盐腐蚀镍基变形高温合金：
[0030] S1，采用真空感应炉饶铸母合金；
[0031] S2,均匀化处理；以及
[0032] S3,热加工。
[0033] 与现有的合金的制备方法所不同的是：上述步骤S1中的母合金中含有Cr，W，Fe， 皿11，31，(：，附，还可还有]\1〇，11，不含有41，0)，(：11。上述步骤32的温度在1200°(：-1300°(：之 间，处理时间在15小时-25小时之间。上述步骤S3的温度在900°C-1200°C之间，热加工 是锻造、热乳制或热挤压。
[0034] 具体地，母合金和最终形成的耐熔盐腐蚀镍基变形高温合金中的各合金元素的含 量优选为：
[0035] Cr的含量控制在5. 0-8. 0%之间，优选控制在6. 0-7. 0%之间，最优选为6. 0%。 在该范围内的Cr是有效改善在氧化性腐蚀介质中的耐腐蚀性能的关键元素。如果Cr的含 量太大，将可能导致Cr元素大量地扩散入熔盐中。另外，如果Cr的含量太大，其同时会与 C形成过度的碳化物，降低合金的组织稳定性。
[0036] W的含量控制在15. 0-28. 0%之间，优选在26. 0-28. 0%之间，最优选为26. 0%。在 该范围内的W作为强固溶强化元素，主要起到强化Y基体的作用；同时，W在合金中的扩散 速率较低，可以提高合金的蠕变强度；另外，W的扩散速率仅为Mo的1/10左右，并且W的氟 化盐的稳定性要差于Mo、Fe等其他强化元素的氟化盐，故W更耐氟化盐的腐蚀。
[0037] Fe的含量控制在0. 5-0. 55%之间，特别优选为0. 5%。在该范围内的Fe作为一种 基体元素溶入镍中，可以改进其他元素与基体的相容性。
[0038] Mn的含量控制在0. 5-0. 8%之间，特别优选为0. 8% ;Si的含量控制在0. 1-0. 3% 之间，特别优选为〇. 1% ;c的含量控制在0. 05-0. 06%之间，特别优选为0. 05%。Mn，Si和 C都倾向于偏聚在晶界处，起强化晶界作用；同时C还能部分形成碳化物，分布在晶界，也能 强化晶界；而Si能够提高晶界耐腐蚀性能，同时能够提高碳化物的稳定性。
[0039] Mo的含量控制在0-1. 0%之间，特别优选为1. 0%。在该范围内的Mo作为一种强 固溶强化元素，能显著提高合金的蠕变性能，同时改善在还原性介质中的耐腐蚀性能。如果 Mo的含量太大，对合金的抗氧化性能也有不利影响。
[0040] Ti的含量控制在0-0. 2%之间，特别优选为0. 2%。在该范围内的Ti作为一种碳 稳定剂，能够提尚晶间耐腐蚀性能。
[0041] A1是Y'相形成元素，热处理过程中易于析出细小的Y'沉淀相。但由于Y'沉 淀相长时间在高温条件下会长大失效，对合金性能不利，因此合金中不宜添加A1元素。应 当注意，虽然Ti也是一种Y'相形成元素，但由于其碳稳定性而被加入到合金中。
[0042] Co作为固溶强化元素，能够显著提高合金的蠕变强度和塑性。但由于本合金应用 于核反应堆主容器等高中子辐照环境，Co受中子辐照之后会变为60C〇, 一种长半衰期的放 射性物质，放出Y射线，对环境产生长期的危害，所以C