CN109321831A - 一种超超临界汽轮机用含b和n的马氏体耐热铸钢材料及制备方法 - Google Patents

Abstract

一种超超临界汽轮机用含B和N的马氏体耐热铸钢材料及制备方法，涉及一种耐热铸钢材料及制备方法。耐热铸钢材料中Cr为8.5～9.5wt％，W为2.50～3.50％，Co为2.80～3.30％，不含RE；制备方法：首先称取原料和初炼，然后进行一级精炼和二级钢包精炼，浇注后继续热处理和性能热处理。Cr元素含量作用是提高材料高温强度，不产生δ‑铁素体相；采用电弧炉初炼和两步精炼有利于成分调整及优化，并去除夹杂物；退火、性能热处理能够改善原有的铸造组织和避免有害的δ‑铁素体相产生，提高材料的性能。本发明适用于制备超超临界汽轮机用含B和N的马氏体耐热铸钢材料。

Description

一种超超临界汽轮机用含B和N的马氏体耐热铸钢材料及制备 方法

技术领域

本发明涉及一种耐热铸钢材料及制备方法。

背景技术

随着电厂对汽轮发电机组效率和CO₂排放的要求越来越高，机组的参数也越来越高。目前，国内外正在研发蒸汽温度高达650℃的汽轮机技术。这就对汽轮机高温材料提出了很高的要求。美国在上世纪50年代就采用Ni基合金和奥氏体钢制造了主蒸汽温度为650℃的超超临界汽轮机，但是，由于Ni基合金和奥氏体钢固有的物理特性，即线膨胀系数大，导热性差，导致机组部件频繁出现热应力造成的失效问题。现有的含有Cr元素的铁素体耐热钢既具有优异的高温性能，又具有合适的物理特性；

电渣重熔方法是将冶炼好的钢铸造或锻压成为电极，通过熔渣电阻热进行二次重熔的精炼工艺，也称ESR。电渣重熔的热源来自熔渣电阻热，重熔时自耗电极浸入熔渣中，电流通过电离后的熔渣，使熔渣升温达到比被熔自耗电极熔点高得多的温度。插入熔渣中的自耗电极端头熔化后形成熔滴，并靠自重穿越渣池，得到渣洗精炼而后在减少空气污染的情况下进入金属熔池。钢锭与结晶器壁之间形成薄的渣皮，既减缓了径向冷却，也改善了成品钢锭表面质量，借助结晶器底部水冷，凝固成轴向结晶倾向和偏析少的重熔钢锭，改善了热加工塑性，由上述可知，电渣重熔工艺适合于制造钢锭，而不适合结构复杂的汽轮机部件的浇筑。并且现有采用电渣重熔方法制备的铁素体耐热钢中N元素和B元素主要以BN夹杂物的形式存在，会降低铁素体耐热钢的高温蠕变强度，因此，铁素体耐热钢的高温蠕变持久性能差。

发明内容

本发明为了解决现有电渣重熔方法制备的铁素体耐热钢的高温蠕变持久性能差和不适合结构复杂的汽轮机部件的浇筑的问题，提出一种超超临界汽轮机用含B和N的马氏体耐热铸钢材料及制备方法。

本发明超超临界汽轮机用含B和N的马氏体耐热铸钢材料中元素及重量百分比为：元素及重量百分比为：碳：0.10～0.15％，硅：0.20～0.50％，锰：0.60～1.00％，铬：8.5～9.5％，钨：2.50～3.50％，钴：2.80～3.30％，铌：0.03～0.07％，钒：0.15～0.25％，氮：0.004～0.020％，硼：0.010～0.016％，镍：≤0.20％，铝：≤0.020％，铁为余量；其中不可避免杂质元素及重量百分比为：磷：≤0.015％，硫：≤0.010％，铜≤0.10，砷≤0.025％，锡≤0.015％，锑≤0.0015。

上述超超临界汽轮机用含B和N的马氏体耐热铸钢材料的制备方法按以下步骤进行：

步骤一、称取原料和初炼：

按耐热铸钢材料中元素及重量百分比为：碳：0.10～0.15％、硅：0.20～0.50％、锰：0.60～1.00％、磷：≤0.015％、硫：≤0.010％、铬：8.5～9.5％、钨：2.50～3.50％、钴：2.80～3.30％、铌：0.03～0.07％、钒：0.15～0.25％、氮：0.004～0.020％、硼：0.010～0.016％、镍：≤0.20％、铝：≤0.020％和余量为铁称取硅铁合金、锰铁合金、铬铁合金、钨铁合金、电解钴铁合金、铌铁合金、钒铁合金、氮化铬铁合金、硼铁合金、电解镍铁合金、铝锭和生铁作为原料，将称取的原料置于电弧炉内进行初炼得到熔体；

所述初炼温度为1570～1680℃；

步骤二、对步骤一得到的熔体进行一级精炼：

所述一级精炼为氩氧脱碳精炼或真空吹氧脱碳精炼；所述氩氧脱碳精炼和真空吹氧脱碳精炼在钢包炉中进行；

步骤三、对步骤二中一级精炼后的熔体进行二级精炼：

所述二级精炼为钢包精炼；

步骤四、浇注：

在大气条件下将二级精炼后的熔体进行浇注成型，得到铸件；

步骤五、对步骤四得到的铸件进行热处理：

所述热处理工艺为：首先在1080～1120℃下正火，正火后保温，保温后缓冷至500℃以下切割去除冒口；所述正火后保温时间为：每24～26mm厚铸件保温1h；然后在680～720℃下退火，退火后保温，保温后缓冷至300℃，最后出炉空冷至室温；

步骤六、对步骤五中热处理后的铸件进行性能热处理：

所述性能热处理工艺为：首先在1100～1140℃下正火，正火后保温，保温后风冷至室温；然后在730～750℃下回火，回火后保温，保温后空冷，即完成。

本发明原理及有益效果如下：

1、本发明中，Cr元素含量为8.5～9.5wt％，最佳含量为9wt％，Cr元素的作用是提高钢的抗氧化性，固溶于基体中起到固溶强化作用，形成M23C6等碳化物起到沉淀强化作用，提高材料高温强度；该含量下不会促进δ-铁素体相产生、降低钢的抗氧化性以及降低M23C6碳化物强化相的数量；

本发明是在630℃等级耐热铸钢材料ZG13Cr9Mo2Co1NiVNbNB基础上，通过添加2.50～3.50％的W，提高Co和B含量，进而提高了材料的高温蠕变持久性能，使其使用温度提高到650℃，解决了使用温度为650℃汽轮机汽缸、阀壳、隔板套等高温部件用材问题；铁素体耐热钢中添加N元素和B元素可以显著提高钢的蠕变持久强度，这主要是通过形成M23(C,B)6型碳化物和M(C,N)型碳氮化物实现的。然而，如果形成BN夹杂物，则会大大减少钢中有效N元素和B元素的含量，从而显著降低钢的蠕变持久强度。但少量BN夹杂物有利于提高钢的塑韧性。本发明利用了为耐热钢中N元素和B元素的含量平衡关系；耐热钢中N元素和B元素的含量平衡关系图如图1所示，图中，代表含有为少量的BN夹杂物，■代表不含有BN夹杂物，□代表含有大量的BN夹杂物；由图1可知，本发明耐热钢中N和B含量可以保证钢中会形成适量的BN夹杂物，在提高塑性情况下，又不降低蠕变持久强度；

RE虽然可以有效的强化晶界，提高材料的高温强度，但是其活性极强，非常容易被氧化，形成夹杂物，从而降低材料的性能，因此本发明不含RE；

2、本发明制备的耐热铸钢材料的的屈服强度Rp0.2≥630MPa，拉伸强度Rm≥700～850MPa，延伸率A≥15％，收缩率Z：≥40％，650℃高温拉伸屈服强度：≥250Mpa；

3、本发明所采用的精炼炉均为钢包炉，因此能够将钢液倒入铸模中完成复杂结构的浇注。

4、本发明采用电弧炉初炼，同时采用两步精炼，采用氩氧脱碳精炼或真空吹氧脱碳精炼进行一级精炼，然后采用钢包精炼进行二级精炼，有利于成分调整及优化，并去除夹杂物；本发明的预备热处理中，680～720℃下退火可以使材料发生充分的珠光体转变，有效的改善原有的铸造组织，从而提高材料的性能。性能热处理中，淬火温度控制在1140℃以下，有效的避免有害的δ-铁素体相产生；性能回火温度控制在730～750℃之间，既保证材料具有合适的室温强度，又为后续去应力处理提供充分的裕度。

附图说明

图1为耐热钢中N元素和B元素的含量平衡关系图。

具体实施方式：

本发明技术方案不局限于以下所列举具体实施方式，还包括各具体实施方式间的任意合理组合。

具体实施方式一：本实施方式超超临界汽轮机用含B和N的马氏体耐热铸钢材料中元素及重量百分比为：碳：0.10～0.15％，硅：0.20～0.50％，锰：0.60～1.00％，铬：8.5～9.5％，钨：2.50～3.50％，钴：2.80～3.30％，铌：0.03～0.07％，钒：0.15～0.25％，氮：0.004～0.020％，硼：0.010～0.016％，镍：≤0.20％，铝：≤0.020％，铁为余量。

本实施方式具备以下有益效果：

1、本实施方式中，Cr元素含量为8.5～9.5wt％，最佳含量为9wt％，Cr元素的作用是提高钢的抗氧化性，固溶于基体中起到固溶强化作用，形成M23C6等碳化物起到沉淀强化作用，提高材料高温强度；该含量下不会促进δ-铁素体相产生、降低钢的抗氧化性以及降低M23C6碳化物强化相的数量；

本实施方式是在630℃等级耐热铸钢材料ZG13Cr9Mo2Co1NiVNbNB基础上，通过添加约3wt％的W，提高Co和B含量，进而提高了材料的高温蠕变持久性能，使其使用温度提高到650℃，解决了使用温度为650℃汽轮机汽缸、阀壳、隔板套等高温部件用材问题；

铁素体耐热钢中添加N元素和B元素可以显著提高钢的蠕变持久强度，这主要是通过形成M23(C,B)6型碳化物和M(C,N)型碳氮化物实现的。然而，如果形成BN夹杂物，则会大大减少钢中有效N元素和B元素的含量，从而显著降低钢的蠕变持久强度。但少量BN夹杂物有利于提高钢的塑韧性。本实施方式利用了为耐热钢中N元素和B元素的含量平衡关系；耐热钢中N元素和B元素的含量平衡关系图如图1所示，图中，代表含有为少量的BN夹杂物，■代表不含有BN夹杂物，□代表含有大量的BN夹杂物；由图1可知，本实施方式耐热钢中N和B含量可以保证钢中会形成适量的BN夹杂物，在提高塑性情况下，又不降低蠕变持久强度；

RE虽然可以有效的强化晶界，提高材料的高温强度，但是其活性极强，非常容易被氧化，形成夹杂物，从而降低材料的性能，因此本实施方式不含RE；

2、本实施方式制备的耐热铸钢材料的的屈服强度Rp0.2≥630MPa，拉伸强度Rm≥700～850MPa，延伸率A≥15％，收缩率Z：≥40％，650℃高温拉伸屈服强度：≥250Mpa；

具体实施方式二：本实施方式超超临界汽轮机用含B和N的马氏体耐热铸钢材料的制备方法按以下步骤进行：

步骤一、称取原料和初炼：

按耐热铸钢材料中元素及重量百分比为：碳：0.10～0.15％、硅：0.20～0.50％、锰：0.60～1.00％、磷：≤0.015％、硫：≤0.010％、铬：8.5～9.5％、钨：2.50～3.50％、钴：2.80～3.30％、铌：0.03～0.07％、钒：0.15～0.25％、氮：0.004～0.020％、硼：0.010～0.016％、镍：≤0.20％、铝：≤0.020％和余量为铁称取硅铁合金、锰铁合金、铬铁合金、钨铁合金、电解钴铁合金、铌铁合金、钒铁合金、氮化铬铁合金、硼铁合金、电解镍铁合金、铝锭和生铁作为原料，将称取的原料置于电弧炉内进行初炼得到熔体；

所述初炼温度为1570～1680℃；

步骤二、对步骤一得到的熔体进行一级精炼：

所述一级精炼为氩氧脱碳精炼或真空吹氧脱碳精炼；所述氩氧脱碳精炼和真空吹氧脱碳精炼在钢包炉中进行；

步骤三、对步骤二中一级精炼后的熔体进行二级精炼：

所述二级精炼为钢包精炼；

步骤四、浇注：

在大气条件下将二级精炼后的熔体进行浇注成型，得到铸件；

步骤五、对步骤四得到的铸件进行热处理：

所述热处理工艺为：首先在1080～1120℃下正火，正火后保温，保温后缓冷至500℃以下切割去除冒口；所述正火后保温时间为：每24～26mm厚铸件保温1h；然后在680～720℃下退火，退火后保温，保温后缓冷至300℃，最后出炉空冷至室温；

步骤六、对步骤五中热处理后的铸件进行性能热处理：

所述性能热处理工艺为：首先在1100～1140℃下正火，正火后保温，保温后风冷至室温；然后在730～750℃下回火，回火后保温，保温后空冷，即完成。

本实施方式具备以下有益效果：

1、本实施方式所采用的精炼炉均为钢包炉，因此能够将钢液倒入铸模中完成复杂结构的浇注。

2、本实施方式采用电弧炉初炼，同时采用两步精炼，采用氩氧脱碳精炼或真空吹氧脱碳精炼进行一级精炼，然后采用钢包精炼进行二级精炼，有利于成分调整及优化，并去除夹杂物；本实施方式的预备热处理中，680～720℃下退火可以使材料发生充分的珠光体转变，有效的改善原有的铸造组织，从而提高材料的性能。性能热处理中，淬火温度控制在1140℃以下，有效的避免有害的δ-铁素体相产生；性能回火温度控制在730～750℃之间，既保证材料具有合适的室温强度，又为后续去应力处理提供充分的裕度。

目前，关于耐热铸钢的专利申请：“一种耐高温620度的铸钢材料的制备工艺(CN104911453A)”，该专利铸钢材料为ZG13Cr9Mo2Co1NiVNbNB，使用温度不超过630℃。而本发明所制备的耐热铸钢的使用温度为650℃。

另一个关于耐热铸钢的专利申请：“一种650℃超超临界铸件用耐热钢(CN105695881B)”，该专利铸钢材料使用温度为650℃，与本发明存在以下不同：

(一)、耐热铸钢材料中各合金元素的组成和含量不同：

本发明W含量为2.50～3.50％的，Cr含量为8.5～9.5wt％，不含Mo、RE(稀土金属)和Zr；专利CN105695881B中不含W，Cr含量为9～11wt％，含有Mo、RE、Zr；不含W；RE虽然可以有效的强化晶界，提高材料的高温强度，但是其活性极强，非常容易被氧化，形成夹杂物，从而降低材料的性能，因此本发明不含RE；

本发明耐热铸钢材料中各合金元素作用及对比分析：

(1)、Cr元素：Cr也是主要的δ-铁素体形成元素，δ-铁素体会显著降低材料的蠕变持久强度和冲击韧性，专利CN105695881B中Cr元素含量过高，会促进有的δ-铁素体相产生；铁素体耐热钢的主要强化物为M23C6型和MC型碳化物，其中M23C6中的M以Cr为主，还包括W等元素，而MC型碳化物中的M主要是V和Nb，如果Cr含量过高，除了有可能形成有害的δ-铁素体相外，还会消耗过多的C，从而降低MC型碳化物强化相的数量，进而降低高的高温性能，而如果Cr含量过少，则会降低钢的抗氧化性以及降低M23C6碳化物强化相的数量。本发明中，Cr元素含量为8.5～9.5wt％，最佳含量为9wt％，Cr元素的作用是提高钢的抗氧化性，固溶于基体中起到固溶强化作用，形成M23C6等碳化物起到沉淀强化作用，提高材料高温强度；该含量下不会促进δ-铁素体相产生、降低钢的抗氧化性以及降低M23C6碳化物强化相的数量。

(2)、W元素和Mo元素：Mo的原子量为95.94，W的原子量为183.8，因此两者存在当量关系，即0.5wt％的W相当于1wt％的Mo。通常采用Mo当量(Mo％+1/2W％)表征Mo和W的作用。对于630℃以上的高温材料，W的强化效果显著高于Mo，且Mo当量为1.5％时，强化效果最好。所以本发明材料不含Mo，而含有2.5～3.5wt％的W时强化效果最好。W元素在本发明中的作用是：(1)、固溶于基体起到固溶强化作用；(2)、形成M23C6等碳化物起到沉淀强化作用；(3)、形成Laves相(Fe2W)相起到沉淀强化作用；

(3)、C元素和N元素：碳元素和氮元素通过形成MX型碳氮化物起到沉淀强化作用；本发明中，碳元素含量为0.10～0.15％，氮元素含量为0.004～0.020％，碳元素和氮元素的总量在0.16％～0.20％，此含量下钢的蠕变持久强度最高，如碳元素和氮元素的总量不在0.16％～0.20％之间，钢的蠕变持久强度会降低；同时碳元素对长时间的强度有贡献，氮元素对短时间强度有贡献，碳元素和氮元素复合能够获得最佳的蠕变持久强度；

(4)、B元素：B元素的原子半径很小，加入钢后主要存在于晶界等不同组织的交界位置，从而降低了界面能，减小了交界迁移的驱动力，有助于热稳定性的提高和交界的强化。特别地，本发明铁素体耐热钢中，M23C6是主要强化相，且主要分布在晶界、马氏体板条界等位置，而B元素通过固溶方式主要存在于这些位置，并进入到M23C6中，形成M23(C，B)6，抑制碳化物的长大，从而显著提高钢的组织稳定性，大大提高了钢的长期蠕变持久强度；

(5)、Co元素：Co元素对于铁素体耐热钢的作用是固溶到基体中起到固溶强化作用；Co元素是奥氏体形成元素，可以抑制有害的δ铁素体的生成；本发明中钴元素含量为2.80～3.30％，所制备的耐热铸钢强度最高；

(二)、性能不同：

本发明650℃高温拉伸屈服强度：≥250Mpa，因此本发明高温蠕变持久性能也得到了提高；并且本发明所制备的铁素体耐热钢的屈服强度和拉伸强度具有较高的富裕度。对于材料的实测性能，比较理想的数值是要有一定的富裕度。本发明方法制备的铁素体耐热钢的屈服强度≥630MPa，而一般能够具有60～65MPa的富裕度，即屈服强度达到690～695MPa；本发明方法制备的铁素体耐热钢的拉伸强度为700～850MPa，一般能够具有100～105MPa的富裕度，即拉伸强度达到800～805MPa；

而专利CN105695881B中制备的铁素体耐热钢的屈服强度≥650MPa，但是只具有10～20MPa的富裕度，即屈服强度仅达到了660～670MPa；专利CN105695881B中制备的铁素体耐热钢的拉伸强度≥750MPa，但是只具有5～15的富裕度，即拉伸强度仅达到了765～755MPa；富裕度过低不利于产品的性能稳定化和批量化生产。

(三)、冶炼方式不同；

本发明采用电弧炉初炼，同时采用两步精炼，采用氩氧脱碳精炼或真空吹氧脱碳精炼进行一级精炼，然后采用钢包精炼进行二级精炼，有利于成分调整及优化，并去除夹杂物；

(四)、热处理方式不同：

本发明铸件性能热处理工艺与专利CN105695881B不同，与专利CN105695881B相比，本发明的预备热处理中，680～720℃下退火可以使材料发生充分的珠光体转变，有效的改善原有的铸造组织，从而提高材料的性能。性能热处理中，淬火温度控制在1140℃以下，有效的避免有害的δ-铁素体相产生；性能回火温度控制在730～750℃之间，既保证材料具有合适的室温强度，又为后续去应力处理提供充分的裕度。

具体实施方式三：本实施方式与具体实施方式二不同的是：步骤二所述氩氧脱碳精炼温度为1570～1680℃。其他步骤和参数与具体实施方式二相同。

具体实施方式四：本实施方式与具体实施方式二或三不同的是：步骤二所述真空吹氧脱碳精炼温度为1570～1680℃。其他步骤和参数与具体实施方式二或三相同。

具体实施方式五：本实施方式与具体实施方式二至四之一不同的是：步骤三所述钢包精炼温度为1650～1680℃。其他步骤和参数与具体实施方式二至四之一相同。

具体实施方式六：本实施方式与具体实施方式二至五之一不同的是：步骤五所述保温后缓冷至500℃时的降温速度为30～40℃/h。其他步骤和参数与具体实施方式二至五之一相同。

具体实施方式七：本实施方式与具体实施方式二至六之一不同的是：步骤五所述退火后保温时间为：每24～26mm厚铸件保温1h。其他步骤和参数与具体实施方式二至六之一相同。

具体实施方式八：本实施方式与具体实施方式二至七之一不同的是：步骤五所述保温后缓冷至300℃时的降温速度为30～40℃/h。其他步骤和参数与具体实施方式二至七之一相同。

具体实施方式九：本实施方式与具体实施方式二至八之一不同的是：步骤六所述回火后保温时间为：每24～26mm厚铸件保温1h。其他步骤和参数与具体实施方式二至八之一相同。

具体实施方式十：本实施方式与具体实施方式二至九之一不同的是：步骤六所述正火后保温时间为：每24～26mm厚铸件保温1h。其他步骤和参数与具体实施方式二至九之一相同。

具体实施方式十一：本实施方式与具体实施方式二至十之一不同的是：所述铬铁合金为中碳铬铁合金或微碳铬铁合金；其他步骤和参数与具体实施方式二至十之一相同。

采用以下实施例验证本发明的有益效果：

实施例1：

本实施例超超临界汽轮机用含B和N的马氏体耐热铸钢材料中元素及重量百分比为：碳：0.10％、硅：0.20％、锰：0.60％、铬：9％、钨：3.0％、钴：2.80％、铌：0.03％、钒：0.15％、氮：0.004％、硼：0.010％、镍：≤0.20％、铝：≤0.020％和铁为余量；其中不可避免杂质元素及重量百分比为：磷：≤0.015％，硫：≤0.010％，铜≤0.10，砷≤0.025％，锡≤0.015％，锑≤0.0015；

上述超超临界汽轮机用含B和N的马氏体耐热铸钢材料的制备方法按以下步骤进行：

步骤一、称取原料和初炼：

按耐热铸钢材料中元素及重量百分比为：碳：0.10％、硅：0.20％、锰：0.60％、铬：9％、钨：3.0％、钴：2.80％、铌：0.03％、钒：0.15％、氮：0.004％、硼：0.010％、镍：0.20％、铝：0.020％和余量为铁称取硅铁合金、锰铁合金、铬铁合金、钨铁合金、电解钴铁合金、铌铁合金、钒铁合金、氮化铬铁合金、硼铁合金、电解镍铁合金、铝锭和生铁作为原料，将称取的原料置于电弧炉内进行初炼得到熔体；

所述初炼温度为1600℃；

步骤二、对步骤一得到的熔体进行一级精炼：

所述一级精炼为氩氧脱碳精炼；所述氩氧脱碳精炼在钢包炉中进行；所述氩氧脱碳精炼温度为1600℃；

步骤三、对步骤二中一级精炼后的熔体进行二级精炼：

所述二级精炼为钢包精炼；所述钢包精炼温度为1600℃；

步骤四、浇注：

在大气条件下将二级精炼后的熔体进行浇注成型，得到铸件；

步骤五、对步骤四得到的铸件进行热处理：首先在1100℃下正火，正火后保温，保温后缓冷至500℃以下切割去除冒口；所述正火后保温时间为每25mm厚铸件保温1h；所述保温后缓冷至500℃时的降温速度为35℃/h；

然后在700℃下退火，退火后保温，保温后缓冷至300℃，最后出炉空冷至室温；所述退火后保温时间为每25mm厚铸件保温1h；所述保温后缓冷至300℃时的降温速度为35℃/h；

步骤六、对步骤五中热处理后的铸件进行性能热处理：

所述性能热处理工艺为：首先在1120℃下正火，正火后保温，保温后风冷至室温；然后在740℃下回火，回火后保温，保温后空冷，即完成；

所述回火后保温时间为每25mm厚铸件保温1h；

所述正火后保温时间为每25mm厚铸件保温1h。

本实施例制备的超超临界汽轮机用含B和N的马氏体耐热铸钢材料的抗拉强度：Rm＝805MPa；屈服强度：Rp0.2＝695MPa；伸长率：A＝18％；断面收缩率：Z＝51％；650℃高温屈服强度：Rp0.2＝290MPa；本实施例所采用的精炼炉均为钢包炉，因此能够将钢液倒入铸模中完成复杂结构的浇注。本实施例是在630℃等级耐热铸钢材料ZG13Cr9Mo2Co1NiVNbNB基础上，通过添加3wt％的W，提高Co和B含量，进而提高了材料的高温蠕变持久性能，使其使用温度提高到650℃，解决了使用温度为650℃汽轮机汽缸、阀壳、隔板套等高温部件用材问题。

实施例2：

本实施例超超临界汽轮机用含B和N的马氏体耐热铸钢材料中元素及重量百分比为：碳：0.10％、硅：0.50％、锰：0.10％、铬：8.5％、钨：3.50％、钴：3.30％、铌：0.07％、钒：0.25％、氮：0.020％、硼：0.016％、镍：≤0.20％、铝：≤0.020％和铁为余量；其中不可避免杂质元素及重量百分比为：磷：≤0.015％，硫：≤0.010％，铜≤0.10，砷≤0.025％，锡≤0.015％，锑≤0.0015；

上述超超临界汽轮机用含B和N的马氏体耐热铸钢材料的制备方法按以下步骤进行：

步骤一、称取原料和初炼：

按耐热铸钢材料中元素及重量百分比为：碳：0.10％、硅：0.50％、锰：0.10％、铬：8.5％、钨：3.50％、钴：3.30％、铌：0.07％、钒：0.25％、氮：0.020％、硼：0.016％、镍：0.20％、铝：0.020％和余量为铁称取硅铁合金、锰铁合金、铬铁合金、钨铁合金、电解钴铁合金、铌铁合金、钒铁合金、氮化铬铁合金、硼铁合金、电解镍铁合金、铝锭和生铁作为原料，将称取的原料置于电弧炉内进行初炼得到熔体；所述初炼温度为1600℃；

步骤二、对步骤一得到的熔体进行一级精炼：

所述一级精炼为真空吹氧脱碳精炼；真空吹氧脱碳精炼温度为1600℃；所述真空吹氧脱碳精炼在钢包炉中进行；

步骤三、对步骤二中一级精炼后的熔体进行二级精炼：

所述二级精炼为钢包精炼；所述钢包精炼温度为1600℃；

步骤四、浇注：

在大气条件下将二级精炼后的熔体进行浇注成型，得到铸件；

步骤五、对步骤四得到的铸件进行热处理：

所述热处理工艺为：首先在1100℃下正火，正火后保温，保温后缓冷至500℃以下切割去除冒口；所述正火后保温时间为每25mm厚铸件保温1h；所述保温后缓冷至500℃时的降温速度为35℃/h；

然后在700℃下退火，退火后保温，保温后缓冷至300℃，最后出炉空冷至室温；所述退火后保温时间为每25mm厚铸件保温1h；所述保温后缓冷至300℃时的降温速度为35℃/h；

步骤六、对步骤五中热处理后的铸件进行性能热处理：

所述性能热处理工艺为：首先在1120℃下正火，正火后保温，保温后风冷至室温；然后在740℃下回火，回火后保温，保温后空冷，即完成；

所述回火后保温时间为每25mm厚铸件保温1h；

所述正火后保温时间为每25mm厚铸件保温1h。

本实施例制备的超超临界汽轮机用含B和N的马氏体耐热铸钢材料的抗拉强度：Rm＝800MPa；屈服强度：Rp0.2＝690MPa；伸长率：A＝19％；断面收缩率：Z＝54％；650℃高温屈服强度：Rp0.2＝280MPa。本实施例所采用的精炼炉均为钢包炉，因此能够将钢液倒入铸模中完成复杂结构的浇注。本实施例是在630℃等级耐热铸钢材料ZG13Cr9Mo2Co1NiVNbNB基础上，通过添加3.50％的W，提高Co和B含量，进而提高了材料的高温蠕变持久性能，使其使用温度提高到650℃，解决了使用温度为650℃汽轮机汽缸、阀壳、隔板套等高温部件用材问题。

Claims (10)

1.一种超超临界汽轮机用含B和N的马氏体耐热铸钢材料，其特征在于：该耐热铸钢材料中元素及重量百分比为：碳：0.10～0.15％，硅：0.20～0.50％，锰：0.60～1.00％，铬：8.5～9.5％，钨：2.50～3.50％，钴：2.80～3.30％，铌：0.03～0.07％，钒：0.15～0.25％，氮：0.004～0.020％，硼：0.010～0.016％，镍：≤0.20％，铝：≤0.020％，铁为余量。

2.如权利要求1所述的超超临界汽轮机用含B和N的马氏体耐热铸钢材料的制备方法，其特征在于：该制备方法按以下步骤进行：

步骤一、称取原料和初炼：

按耐热铸钢材料中元素及重量百分比为：碳：0.10～0.15％、硅：0.20～0.50％、锰：0.60～1.00％、磷：≤0.015％、硫：≤0.010％、铬：8.5～9.5％、钨：2.50～3.50％、钴：2.80～3.30％、铌：0.03～0.07％、钒：0.15～0.25％、氮：0.004～0.020％、硼：0.010～0.016％、镍：≤0.20％、铝：≤0.020％和余量为铁称取硅铁合金、锰铁合金、铬铁合金、钨铁合金、电解钴铁合金、铌铁合金、钒铁合金、氮化铬铁合金、硼铁合金、电解镍铁合金、铝锭和生铁作为原料，将称取的原料置于电弧炉内进行初炼得到熔体；

所述初炼温度为1570～1680℃；

步骤二、对步骤一得到的熔体进行一级精炼：

所述一级精炼为氩氧脱碳精炼或真空吹氧脱碳精炼；所述氩氧脱碳精炼和真空吹氧脱碳精炼在钢包炉中进行；

步骤三、对步骤二中一级精炼后的熔体进行二级精炼：

所述二级精炼为钢包精炼；

步骤四、浇注：

在大气条件下将二级精炼后的熔体进行浇注成型，得到铸件；

步骤五、对步骤四得到的铸件进行热处理：

所述热处理工艺为：首先在1080～1120℃下正火，正火后保温，保温后缓冷至500℃以下切割去除冒口；所述正火后保温时间为：每24～26mm厚铸件保温1h；然后在680～720℃下退火，退火后保温，保温后缓冷至300℃，最后出炉空冷至室温；

步骤六、对步骤五中热处理后的铸件进行性能热处理：

所述性能热处理工艺为：首先在1100～1140℃下正火，正火后保温，保温后风冷至室温；然后在730～750℃下回火，回火后保温，保温后空冷，即完成。

3.根据权利要求2所述的超超临界汽轮机用含B和N的马氏体耐热铸钢材料的制备方法，其特征在于：步骤二所述氩氧脱碳精炼温度为1570～1680℃。

4.根据权利要求2或3所述的超超临界汽轮机用含B和N的马氏体耐热铸钢材料的制备方法，其特征在于：步骤二所述真空吹氧脱碳精炼温度为1570～1680℃。

5.根据权利要求4所述的超超临界汽轮机用含B和N的马氏体耐热铸钢材料的制备方法，其特征在于：步骤三所述钢包精炼温度为1650～1680℃。

6.根据权利要求2、3或5所述的超超临界汽轮机用含B和N的马氏体耐热铸钢材料的制备方法，其特征在于：步骤五所述保温后缓冷至500℃时的降温速度为30～40℃/h。

7.根据权利要求6所述的超超临界汽轮机用含B和N的马氏体耐热铸钢材料的制备方法，其特征在于：步骤五所述退火后保温时间为：每24～26mm厚铸件保温1h。

8.根据权利要求7所述的超超临界汽轮机用含B和N的马氏体耐热铸钢材料的制备方法，其特征在于：步骤五所述保温后缓冷至300℃时的降温速度为30～40℃/h。

9.根据权利要求8所述的超超临界汽轮机用含B和N的马氏体耐热铸钢材料的制备方法，其特征在于：步骤六所述回火后保温时间为：每24～26mm厚铸件保温1h。

10.根据权利要求9所述的超超临界汽轮机用含B和N的马氏体耐热铸钢材料的制备方法，其特征在于：步骤六所述正火后保温时间为：每24～26mm厚铸件保温1h。