CN109504878B - 镍基合金 - Google Patents

Abstract

本发明提供可以得到优异的耐晶界腐蚀性的Ni基合金。Ni基合金，其特征在于，按照以下质量%计，包含C：0.005～0.03%、Si：0.02～1%、Mn：0.02～1%、P≤0.03%、S：0.005%以下、Cr：18～24%、Mo：8～10%、Nb：2.5～5.0%、Al：0.05～0.4%、Ti：1%以下、Fe：5%以下、N：0.02%以下、余量为Ni和不可避免的杂质，在上述C浓度范围内，相对于所有的碳化物，(Nb、Ti)C碳化物的比例为90%以上，按照2000×%C+890≤T(温度℃)≤1150，以‑30×T+37220≤(Nb、Ti)C碳化物的个数(个/mm²)≤‑7.7×T²+15700×T‑7866000的比例包含(Nb、Ti)C碳化物。

Description

镍基合金

技术领域

本发明涉及用于化学设备(化学プラント)、天然气管道和容器所代表的各种用途中的Ni基合金。

背景技术

Ni基合金、特别是Ni-Cr-Mo-Nb合金由于具有优异的耐蚀性，因此在腐蚀性强的恶劣环境下使用。如上所述，Ni基合金是在存在腐蚀危险的恶劣环境下使用的合金。因此，尤其重视表面的耐蚀性。

为了充分利用Ni-Cr-Mo-Nb合金的耐蚀性，有人显示了与形成钝化膜(钝态皮膜，不動態皮膜)相关的技术(例如，参照日本特开2015-183290号公报)。由于发挥耐蚀性威力的是表面，所以表面状态尤其重要。从微观上观察表面时，其由晶粒构成。通过致密的钝化膜充分确保晶粒的表面。然而，晶体晶界存在着耐蚀性差的问题。其理由如下：当热处理条件不恰当时，Ni-Cr-Mo-Nb合金有时会在晶界形成含有Cr或Mo的析出物。在析出物上难以致密地形成以Ni、Cr、Mo、O作为主要成分的对耐蚀性有效的钝化膜，因此导致耐蚀性的劣化。而且还会变得敏感，使耐蚀性下降。即，在含有Cr或Mo的析出物附近，母材(基材)的Cr或Mo会扩散至析出物中，形成这些元素的耗尽层。由于Cr或Mo是对耐蚀性有效的元素，因此当钝化膜在腐蚀环境下溶解时，从该Cr和Mo的耗尽层发生腐蚀，耐蚀性显著恶化。

针对上述课题，有人公开了如下技术：通过施行固溶化热处理，提供不存在碳化物的Ni基合金(例如，参照日本特开昭57-9861号公报)。实际上，根据该技术，在从工厂发货的阶段具有优异的耐蚀性。然而，由于Ni基合金是加工成管道、化学设备、反应容器等而使用，因此有时也会经过这些加工或焊接的工序进行热处理。此时，若实施不恰当的热处理，则有时会在晶界形成含有Cr或Mo的析出物。如此一来，根据上述的机理，会损及耐晶界腐蚀性，晶界腐蚀进展，最差的情况是发生贯穿原材料的程度的重大问题。如此，在晶体晶界处不形成含有Cr或Mo的碳化物可谓是非常重要的技术，所述Cr或Mo是对耐蚀性有效的元素。

有人显示了如下技术：在含有11～20%的Mo的Ni-Cr-Mo-Nb合金中，防止形成含有Cr或Mo的碳化物(例如，参照日本特开平7-11404号公报)。即，该技术如下：通过在600～800℃下施行1～200小时的时效热处理，使NbC在晶界析出，从而防止形成含有Cr或Mo的碳化物。然而，这需要在600～800℃下进行1～200小时的长时间的时效热处理，存在着以下问题：在组装管道、化学设备、反应容器等之后进行实施是不现实的。即，该方法无法在工业上应用。而且，关于NbC的尺寸和密度没有任何记载，该技术还存在着是否稳定的疑问。

有人提出了：在不使NbC析出的条件、即进行固溶化热处理，制作试验片之后，边施加应变边通过耐晶界腐蚀试验进行评价而开发的耐晶界破坏性优异的Ni基合金(例如，参照日本特开平5-255787号公报)。如上所述，当碳化物为固溶化的状态时，在组装成管道、化学设备、反应容器等之后，若实施了不恰当的热处理，则有时会在晶界形成含有Cr或Mo的析出物，存在着缺乏实用性的问题。

另外，有人公开了以下技术：在1000～1100℃下进行固溶化热处理，通过200℃/秒以上的骤冷使碳化物固溶(例如，参照日本特开平5-140707号公报)。的确，如果能够实现该状态，则可以说能够确保耐蚀性。然而，实际上在组装管道、化学设备、反应容器等之后进行该热处理和骤冷是不现实的，存在着缺乏实用性的问题。

发明内容

鉴于上述现有技术，本发明的目的在于：首先，为了控制Ni基合金的含有Cr或Mo的析出物，要明确C量对碳化物的析出行为的影响，提供可以得到(引き出す)优异的耐晶界腐蚀性的Ni基合金。

为了解决上述问题，发明人进行了深入研究。实际上，对使用实体机制造的产品进行了评价。即，对使用连续铸造机制造的板坯(slab)进行热轧，得到6mm厚的热轧板，之后进行冷轧，制造了4mm的冷轧板(冷延板)。由该冷轧板采取20×25mm的试验片，根据NbC的比例、M6C(M主要是Mo、Ni、Cr、Si)的比例、M23C6(M主要是Cr、Mo、Fe)的比例、NbC的密度、尺寸的因素与耐晶界腐蚀试验结果的相关关系，完成了本申请发明。即，发现了：通过抑制M6C和M23C6的析出、并使NbC有效地析出，可以高度维持耐晶界腐蚀性。该发明通过详细地分析Ni-Cr-Mo-Nb系的多元系合金的平衡状态图，定量地明确了C浓度与温度的关系，从而能够实现更准确的控制。

特别是在本合金中，Nb的添加效果非常重要，不仅是对于提高强度、就是对于防止使耐晶界腐蚀性劣化的敏感化状态也非常重要。其理由在于：为了将Cr、Mo保持在固溶状态，C与Nb结合而形成NbC，所述的Cr、Mo是用于将耐晶界腐蚀性保持在良好状态的重要元素。本发明是根据上述认知而开发的。

即，本发明的Ni基合金的特征在于，按照以下质量%计，包含C：0.005～0.03%以下、Si：0.02～1%、Mn：0.02～1%、P≤0.03%、S：0.005%以下、Cr：18～24%、Mo：8～10%、Nb：2.5～5.0%、Al：0.05～0.4%、Ti：1%以下、Fe：5%以下、N：0.02%以下、余量为Ni和不可避免的杂质，在上述的C浓度范围内，相对于所有的碳化物，(Nb、Ti)C碳化物的比例为90%以上，按照2000×%C+890≤T(温度℃)≤1150，以-30×T+37220≤(Nb、Ti)C碳化物的个数(个/mm²)≤-7.7×T²+15700×T-7866000的比例包含(Nb、Ti)C碳化物。

本发明的Ni基合金的优选方案是：PRE值=Cr%+3.3Mo%+16N%为50以上，(Nb、Ti)C碳化物的大小为0.03～3μm。

本发明的Ni基合金的优选方案是：在ASTM G28-A法试验中腐蚀度为小于1.5mm/y。

本发明的Ni基合金的优选方案是：在500～800℃下施行1～20小时的热处理之后，在ASTM G28-A法试验中腐蚀度为小于1.5mm/y。

本发明的Ni基合金的优选方案是：通过在10⁴×C%+950～2000×%C+890℃下施行热轧，使(Nb、Ti)C碳化物分散，将含有50%以上的Mo或Cr的碳化物的析出抑制在全部碳化物的10%以下。

另外，本发明的Ni基合金的特征在于，按照以下质量%计，包含C：0.005～0.03%、Si：0.02～1%、Mn：0.02～1%、P≤0.03%、S：0.005%以下、Cr：18～24%、Mo：8～10%、Nb：2.5～5.0%、Al：0.05～0.4%、Ti：1%以下、Fe：5%以下、N：0.02%以下、余量为Ni和不可避免的杂质，在上述C浓度范围内，相对于所有的碳化物，(Nb、Ti)C碳化物的比例为90%以上，(Nb、Ti)C碳化物的个数为6000～100000(个/mm²)。

本发明的Ni基合金的优选方案是：N为0.002～0.02%。

本发明的Ni基合金的优选方案是：(Nb、Ti)C碳化物的大小为0.03～3μm。

本发明的Ni基合金的优选方案是：在ASTM G28-A法试验中腐蚀度为小于1.5mm/y。

本发明的Ni基合金的优选方案是：在500～800℃下施行1～20小时的热处理之后，在ASTM G28-A法试验中腐蚀度为小于1.5mm/y。

通过形成(Nb、Ti)C碳化物，可以抑制Cr或Mo的碳化物的析出。由此，可以将耐晶界腐蚀性维持在良好的状态，因此即使通过在合金的发货地实施的热处理，也能够抑制耐晶界腐蚀性的下降，可以提供在极端恶劣的环境下使用的原材料。

附图简述

图1是显示本发明的Ni基合金中的平衡状态图的曲线图，显示温度与碳含量(质量%)的关系。

图2是显示本发明的Ni基合金中的(Nb、Ti)C碳化物的个数(个/mm²)与热处理温度的关系的曲线图。

具体实施方式

以下，对限定本申请发明的成分范围的理由进行说明。需要说明的是，%均表示质量%(mass%)。

C：0.005～0.03%

C是用于保持合金强度的有用元素。因此，C必需是0.005%。然而，在热处理过程或焊接时的热影响部分等中，C与Cr或Mo结合，析出碳化物。Cr、Mo是用于维持耐蚀性的有效元素，在析出物的周围产生了耗尽层，而损及耐晶界腐蚀性。为此，C规定为0.03%以下。因此，C规定为0.005～0.03%。优选为0.007～0.028%，进一步优选为0.01～0.02%，更优选为0.011～0.018%。

Si：0.02～1%

Si是用于脱酸的有效元素，必需是0.02%。然而，由于还是促进M6C和M23C6的形成、使耐晶界腐蚀性下降的元素，因此需要抑制在1%以下。因此，Si规定为0.02～1%。

Mn：0.02～1%

Mn是用于脱酸的有效元素，必需是0.02%。然而，若Mn超过1%，则容易形成MnS，使耐孔蚀性恶化，因此Mn规定为0.02～1%。

P≤0.03%

P是对热加工性有害的元素，希望尽力减少。因此，P规定为0.03%以下。

S：0.005%以下

S和P一样是对热加工性有害的元素，希望尽力减少。因此，S规定为0.005%以下。

Cr：18～24%

Cr是用于构成钝化膜以维持耐蚀性的重要元素。母材的Cr浓度需要为18%以上。然而，过剩含有Cr会导致M23C6 (M主要是Cr、Mo、Fe)容易析出。Cr超过24%时，该趋势变得明显，会使耐蚀性下降，因此Cr规定为18～24%。优选为20～23%，进一步优选为21～22.8%。

Mo：8～10%

Mo是用于构成钝化膜以维持耐蚀性的重要元素。母材的Mo浓度需要为8%以上。然而，过剩含有Mo会导致M6C (M主要是Mo、Ni、Cr、Si)容易析出，而且强度还会变高，加工性恶化，因此Mo规定为8～10%。优选为8.1～9.0%，进一步优选为8.2～8.7%。

Nb：2.5～5.0%

Nb是提高强度的元素。而且，由于Nb与碳结合形成NbC，因此显示出防止Mo、Cr与碳结合的重要效果。因此，Nb还具有提高耐晶界腐蚀性的作用。然而，Nb为5%以上时，延展性的体现温度降低，无法进行热加工。因此，Nb规定为2.5～5.0%的范围。优选为3～4.8%，进一步优选为3.5～4.5%。

Al：0.05～0.4%

Al是用于脱酸和脱硫的重要元素。为了进行脱酸、脱硫，满足本发明的范围即S：0.005%以下，Al必需为0.05%。添加超过0.4%的Al时，存在着形成氧化铝簇的危险性。因此，Al规定为0.05～0.4%。优选为0.1～0.35%，进一步优选为0.15～0.33%。

Ti：1%以下

Ti是用于提高强度的有效元素，同时和Nb一样，Ti与碳结合而形成TiC，以防止形成Cr、Mo的碳化物。因此，为了具有提高耐晶界腐蚀性的性质，以1%以下的范围添加Ti。

Fe：5%以下

有时为了降低制造成本而添加Fe，但若钝化膜中的Fe浓度变高，则会使耐蚀性下降，因此Fe规定为5%以下。优选为4.8%以下，进一步优选为4.7%以下。

N：0.02%以下

由于N会发生簇化而形成带来表面缺陷的TiN，因此需要尽力抑制在低水平。因此，N规定为0.02%以下。另一方面，为了体现强度和耐蚀性，优选最低限度的添加，优选添加0.002%以上。进一步优选为0.002～0.015%。需要说明的是，在AOD或VOD中，通过吹入氮气或者添加氮化铬铁，精密地控制N浓度。

本发明的合金基本上是Ni基合金。其理由如下。由于Ni为贵金属，所以耐蚀性比Fe优异。在钝化膜中不会像Fe那样生成氢氧化物Fe(OH)₂，因此钝化膜致密且保护作用强。另外，与Fe基合金相比，Ni基合金中可固溶的合金元素的含量高，因此可以含有更多的Cr或Mo等提高耐蚀性的元素。因此，为了在母材表面形成具有优异的耐蚀性的保护皮膜，必需是Ni基合金。另外，本发明中所说的不可避免的杂质是指Cu、Co、W、Ta、V、B、H。

对在上述的C浓度范围(C：0.005～0.03%)内，相对于所有的碳化物，(Nb、Ti)C碳化物的比例必需在90%以上的理由进行说明。这是因为：若不能将M6C和M23C6的析出比例抑制在小于10%，则在ASTM G28-A法试验中腐蚀度无法达到小于1.5mm/y。

按照2000×%C+890≤T(温度℃)≤1150，以-30×T+37220≤(Nb、Ti)C碳化物的个数(个/mm²)≤-7.7×T²+15700×T-7866000的比例包含(Nb、Ti)C碳化物的原理是通过实验验证的，而且是由与平衡状态图的整合性导出的。满足该条件时，(Nb、Ti)C碳化物的比例达到90%以上，而且在ASTM G28-A法试验中腐蚀度可以达到小于1.5mm/y。而且，在较10⁴×C%+950的边界高30℃的温度范围内，M6C或M23C6发生固溶，残留一部分的NbC，因此在消除应变退火后的ASTM G28-A法试验中可以达到小于1.5mm/y。

准确求出上述(Nb、Ti)C碳化物的个数分布是非常重要的。首先，需要在该温度下进行热处理，之后快速冷却以维持该温度下的状态。因此，以50℃/秒以上进行冷却。将如此操作而制造的4mm厚的冷轧板剪成10×10mm的尺寸。对垂直于轧制方向的截面进行湿式研磨，之后再进行电解研磨，使用FE-SEM进行观察，求出个数分布。再通过定量分析鉴定碳化物的组成。

对PRE值=Cr%+3.3Mo%+16N%为50以上的必要性进行说明。为了在表面形成致密的钝化膜，PRE值规定为50以上。需要说明的是，虽然没有特别限定，但为了形成致密的钝化膜，优选在大气中放置4天、或者进行钝化处理。

对(Nb、Ti)C碳化物的大小为0.03～3μm的必要性进行说明。当分散得比0.03μm更细时，晶粒会因磁通钉扎效果而变细，因此导致冷加工性下降。另一方面，若超过3μm而较大，则无法在析出物上形成致密的钝化膜，因此成为腐蚀的起点，存在着诱发裂隙腐蚀的危险性。因此，(Nb、Ti)C碳化物的大小规定为0.03～3μm。更优选为0.1～2μm。

通过满足上述的发明范围，在ASTM G28-A法试验中腐蚀度可以满足小于1.5mm/y。根据情况，为了除去在加工或焊接时导入的应变，有时会在500～800℃下对该合金进行1～20小时的热处理。通过满足上述的发明范围，在ASTM G28-A法试验中腐蚀度可以满足小于1.5mm/y。优选为小于1.3mm/y，更优选为小于1.2mm/y，进一步优选为小于1mm/y。

如上所述，在10⁴×C%+950～2000×%C+890℃下实施热轧时，可使(Nb、Ti)C碳化物更有效地析出，因此规定为在10⁴×C%+950～2000×%C+890℃下进行热轧。

实施例

使用电炉将废料、Ni、Cr、Mo等原料熔解，通过氩氧脱碳(Argon OxygenDecarburization，AOD)和/或真空氧气脱碳(Vacuum Oxygen Decarburization，VOD)进行氧气吹扫(吹精)，而进行了脱碳。之后，投入Al和石灰石，进行Cr还原，再投入石灰石和萤石，在熔融合金上形成CaO-SiO₂-Al₂O₃-MgO-F系熔渣，进行了脱酸、脱硫。熔渣中的SiO₂浓度控制在10%以下。将如此操作而精炼的熔融合金用连续铸造机进行铸造，得到了板坯。

之后，使用炉卷轧机对板坯进行热轧，接着进行冷轧，制造了板厚为4mm的冷轧板。表1显示所制造的合金的化学成分，表2显示测定条件、评价结果。在表1和表2中括弧内所示的数值显示在本发明的范围之外。

这里，写明(明記)评价方法。

(1) 通过荧光X射线分析来进行。其中，C和S基于燃烧重量法，O基于惰性气体脉冲熔融红外线吸收法。

(2) 热轧温度是在炉卷轧机的精轧后、水冷前利用放射温度计进行测温。

(3) (Nb、Ti)C的个数分布：准确求出(Nb、Ti)C碳化物的个数分布是非常重要的。首先，需要在该温度下进行热处理，之后快速冷却以维持该温度下的状态。因此，以50℃/秒以上进行冷却。将如此操作而制造的4mm厚的冷轧板剪成10×10mm的尺寸。对平行于轧制方向的截面进行镜面研磨。之后使用FE-SEM进行观察，求出个数分布。需要说明的是，供测定的区域是1mm²。

(4) 碳化物的组成是通过EDS进行定量分析而求得。

(5) 如上所述，(Nb、Ti)C的尺寸是通过FE-SEM而求得。需要说明的是，表2所示的尺寸是以平均尺寸作为代表值而显示的。

(6) 耐晶界腐蚀性的评价：通过ASTM G28-A法试验，评价了一年期间的腐蚀深度(mm/y)。

(7) SR(Stress Release，应力消除)是消除应变退火，进行了600度×5小时的热处理。重现在合金发货地实施、成为耐晶界腐蚀性下降原因的热处理。

表1

表2

表2显示实例，明确了本发明的效果。另外，图1显示根据本研究结果制作的平衡状态图。在图1的平衡状态图中，以本发明所示的10⁴×C%+950为边界(1)、以2000×%C+890为边界(2)。另外，在表2中，将ASTM G28-A法试验记作(明記)试验I，将消除应变退火后的ASTMG28-A法试验记作(明記)试验II。

作为发明例的No.1～3，热轧温度为图1所示的边界(1)与(2)之间，是(Nb、Ti)C析出的区域，但由于退火温度为边界(1)与1150℃之间的区域，因此试验I满足小于1.5mm/y，为良好(〇)。而且，由于是在从边界(1)至较其高30℃的温度范围以内进行热处理，所以No.1和3的退火温度是C容易固溶的区域，但由于残留(Nb、Ti)C，因此试验II也为良好(〇)。其中，可知虽然腐蚀度的值在范围内但较高。

由于No. 4～7是在边界(1)与(2)所夹持的范围内进行热轧，之后的热处理也适当，因此试验I和II的结果均良好(〇)。

由于No. 8的C量为低于下限值的0.005%，因此强度降低。另外，由于Cr量为低于下限的18%、而N低于下限为0.001%，因此耐蚀性低，PRE为50以下。另外，由于热轧结束温度和退火温度为边界(1)以上且1150℃以下，因此C成为固溶状态。从而，由于M6C和M23C6固溶，因此(Nb、Ti)C为95%，但个数少至100个/mm²。从而，试验I、II均超过了1.5mm/y。

由于No. 9的热轧结束温度和退火温度为边界(1)以上，而且退火温度超过1150℃，因此(Nb、Ti)C为完全固溶状态而不会析出。从而，试验I、II均超过1.5mm/y。

No. 10的C%量高达0.032%，边界(1)为1270℃、边界(2)为954℃。由于热轧结束温度为920℃，所以较边界(2)低，因此热轧后M6C析出。由于退火温度为1100℃，在边界(1)和(2)之间，因此(Nb、Ti)C容易析出。从而，(Nb、Ti)C的比例为30%左右，(Nb、Ti)C少至5,000个/mm²。结果是，试验I、II均超过1.5mm/y。

No. 11的C量为下限值0.005%，边界(1)为1000℃、边界(2)为900℃。由于热轧结束温度为1070℃，在边界(1)以上，因此热轧后的C量为固溶状态。另一方面，退火温度为780℃，M6C或M23C6析出。从而，(Nb、Ti)C的比例少至5%、(Nb、Ti)C少至200个/mm²。结果是，试验I、II均超过1.5mm/y。另外，由于N值超过了上限值为0.024%，因此生成TiN簇，在连续铸造中产生了喷嘴堵塞。

由于No.12的C量低于下限值的0.005%，因此强度低，边界(1)为980℃、边界(2)为896℃。由于热轧结束温度和退火温度均低于边界(2)，因此M6C或M23C6析出。(Nb、Ti)C的比例少至5%，(Nb、Ti)C少至200个/mm²。而且，PRE也在50以下，结果是，试验I、II均超过1.5mm/y。

No. 13的C量、Si、Mo量均超过上限，M6C是容易大量析出的成分。边界(1)为1190℃、边界(2)为938℃、热轧温度为1100℃、退火温度为900℃，在热轧后MC析出，在退火后M6C或M23C6析出。由于根据成分和退火条件，M6C会大量析出，因此(Nb、Ti)C的比例低，(Nb、Ti)C的个数也少至20个/mm²。结果是，试验I、II均超过1.5mm/y。

由于No. 14的C量在下限值以下，在实施例中最低，因此强度低。边界(1)为960℃、边界(2)为892℃，热轧结束温度在边界(2)以上、且在边界(2)～30℃以内，退火温度在边界(2)以下。(Nb、Ti)C不会析出。结果是，试验I、II均超过1.5mm/y。

有希望可以制造下述的耐晶界腐蚀性高的Ni基合金，即使通过在合金发货地实施的热处理，耐晶界腐蚀性的下降也会得到抑制，可以在晶界腐蚀性强的恶劣环境下长时间使用。

Claims (8)

1.Ni基合金，其特征在于，按照以下质量%计，包含C：0.005～0.03%、Si：0.02～1%、Mn：0.02～1%、P≤0.03%、S：0.005%以下、Cr：18～24%、Mo：8～10%、Nb：2.5～5.0%、Al：0.05～0.4%、Ti：1%以下、Fe：5%以下、N：0.002～0.02%、余量为Ni和不可避免的杂质，通过在10⁴×C%+950℃至2000×%C+890℃下实施热轧，使(Nb、Ti)C碳化物分散，将含有50%以上的Mo或Cr的碳化物的析出抑制在全部碳化物的10%以下，在上述C浓度范围内，相对于所有的碳化物，(Nb、Ti)C碳化物的比例为90%以上，按照2000×%C+890≤T≤1150，以-30×T+37220≤(Nb、Ti)C碳化物的个数≤-7.7×T²+15700×T-7866000的比例包含(Nb、Ti)C碳化物，其中，T的单位为℃，个数的单位为个/mm²。

2.权利要求1所述的Ni基合金，其特征在于，PRE值= Cr%+3.3Mo%+16N%为50以上，上述(Nb、Ti)C碳化物的大小为0.03～3μm。

3.权利要求1所述的Ni基合金，其特征在于，在ASTM G28-A法试验中腐蚀度为小于1.5mm/y。

4.权利要求1所述的Ni基合金，其特征在于，在500～800℃下施行1～20小时的热处理之后，在ASTM G28-A法试验中腐蚀度为小于1.5mm/y。

5.Ni基合金，其特征在于，按照以下质量%计，包含C：0.005～0.03%、Si：0.02～1%、Mn：0.02～1%、P≤0.03%、S：0.005%以下、Cr：18～24%、Mo：8～10%、Nb：2.5～5.0%、Al：0.05～0.4%、Ti：1%以下、Fe：5%以下、N：0.002～0.02%、余量为Ni和不可避免的杂质，通过在10⁴×C%+950℃至2000×%C+890℃下实施热轧，使(Nb、Ti)C碳化物分散，将含有50%以上的Mo或Cr的碳化物的析出抑制在全部碳化物的10%以下，在上述C浓度范围内，相对于所有的碳化物，(Nb、Ti)C碳化物的比例为90%以上，

按照2000×%C+890≤T≤10⁴×C%+950，使(Nb、Ti)C碳化物的个数为6000～100000，其中，T的单位为℃，个数的单位为个/mm²。

6.权利要求5所述的Ni基合金，其特征在于，上述(Nb、Ti)C碳化物的大小为0.03～3μm。

7.权利要求5所述的Ni基合金，其特征在于，在ASTM G28-A法试验中腐蚀度为小于1.5mm/y。

8.权利要求5所述的Ni基合金，其特征在于，在500～800℃下施行1～20小时的热处理之后，在ASTM G28-A法试验中腐蚀度为小于1.5mm/y。

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