CN109763066B - 一种超高参数汽轮机关键热端部件用耐热钢 - Google Patents

Abstract

本发明提供了一种超高参数汽轮机关键热端部件用耐热钢，以重量百分数计(％)，含有：C：0.02～0.08，Cr：8.00～10.00，Co：2.0～4.0，W：2.0～4.0，Mo：0.10～0.80，V：0.10～0.30，Ni：0.30～0.70，Nb：0.05～0.15，N：0.010～0.050，B：0.010～0.030，稀土元素：0.1～1.0，Si：≤0.10，Mn：0.10～1.00，余量由Fe及不可避免的杂质。该耐热钢属于马氏体耐热钢，具有良好的高温性能和抗氧化性能，从而提高蒸汽轮机的温度参数，有助于提高汽轮机的发电效率。

Description

一种超高参数汽轮机关键热端部件用耐热钢

技术领域

本发明涉及的超高参数汽轮机关键热端部件用耐热钢，主要用于汽轮机领域，特别是对蠕变强度及耐高温氧化性能有特殊要求的汽轮机关键热端部件，比如汽轮高温叶片、阀芯件等中小锻件的耐热钢。

背景技术

当前全球兴起的能源变革和转型对发电设备提出了新的要求，发电设备的发展面临着推动绿色低碳发展和能源结构升级的新任务。我国能源结构为“多煤、少油、缺气”，煤炭很长一段时间内将作为主要能源存在，高效、清洁利用煤炭是从源头上降低大气污染和二氧化碳排放量的最有效手段。

近年来，随着国家对煤电机组降低大气污染和二氧化碳排放量要求越来越严格，更具有环保及经济优势的630℃等级超高参数汽轮机是实现超超低排放的关键和基础。在保证机组建设成本不出现巨大提高的前提条件下，关键高温部件继续采用具有更优性能的耐热钢是关键和基础。从目前国内外的研发情况看，工作温度630℃下，以10万小时持久断裂强度≥100MPa作为基本的考核指标，620℃汽轮机中使用的耐热钢全部都无法选用，以FB2为例，其在620℃，10万小时的持久断裂强度为102MPa，但当温度提高10℃后，其强度大幅降低到只有82MPa。因此，针对超高参数630℃汽轮机关键阀芯锻件，必须自主研发具有优异性能的马氏体耐热钢，以满足机组设计的需要。

欧洲研究者在COST 501项目开发的材料≥3万小时长时试验数据基础上，结合大量的金相组织研究成果，对620℃温度条件下应用的铸锻件耐热钢进行了合金成分设计，其主要特征是降低 Ni含量，添加Co、B和N元素，并增加Cr含量提高抗氧化能力。通过对5种不同成分的合金进行3万小时以上的试验，确定了2种新材料：适用于锻件的FB2和铸件的CB2。其中FB2材料 625℃下10万小时外推持久极限为100MPa，CB2材料的625℃10万小时外推持久极限为85MPa。日本在620℃等级及以上机组耐热钢的材料中也开展了大量的试样工作，其基本思路也是通过添加W、Co、B、N这些元素来进一步提高耐热钢的高温持久性能和抗氧化性能。但是，调整W、 Co、B、Nb、N等元素对耐热钢高温持久性能和抗氧化性能的提高也是有限的，目前急需开拓一种的强化方式来进一步优化耐热钢的高温性能和抗氧化性能。

发明内容

针对上述问题，本发明提供了一种超高参数汽轮机关键热端部件用耐热钢属于马氏体耐热钢，具有良好的高温性能和抗氧化性能，从而提高蒸汽轮机的温度参数，有助于提高汽轮机的发电效率。

本发明要解决的技术问题采用以下技术方案来实现：

一种超高参数汽轮机关键热端部件用耐热钢，以重量百分数计(％)，含有：C：0.02～0.08， Cr：8.00～10.00，Co：2.0～4.0，W：2.0～4.0，Mo：0.10～0.80，V：0.10～0.30，Ni：0.30～0.70， Nb：0.05～0.15，N：0.010～0.050，B：0.010～0.030，Si：≤0.10，Mn：0.10～1.00，余量由Fe 及不可避免的杂质。

优选的，作为含有组分，还含有重量百分数表示的稀土元素：≤1％，余量由Fe及不可避免的杂质构成。

优选的，所述稀土元素优选为0.1-1％。

优选的，所述稀土元素优选Y。

优选的，所述P、S、O、H元素的总含量小于150ppm。

优选的，所述稀土元素的原料是通过预弥散方法制备的纳米级稀土或者稀土氧化物颗粒添加剂。

优选的，所述纳米级稀土或者稀土氧化物颗粒的粒径为50-150nm。

优选的，所述纳米级稀土或者稀土氧化物颗粒添加剂通过球磨的方式均匀分散在纯铁辅料上，随后压制成块状添加剂。

优选的，所述超高参数汽轮机关键热端部件用耐热钢的制备工艺包括如下步骤：

冶炼工艺：按照耐热钢的钢材配比，称取各组分，得到原料，将所得的原料采用真空感应冶炼，在真空冶炼的过程中加入块状添加剂，随后进行电渣重熔冶炼，保证熔炼均匀后，浇铸成钢锭；

锻造工艺：将所述钢锭在1100～1200℃的温度范围下进行锻造，完成后冷却；

淬火工艺：将经过锻造工艺的钢锭再加热到1000～1100℃，保温时间为0.5小时～3小时，保温时间不局限于此范围，保温时间可根据钢锭的大小进行调整，保温完成后进行冷却；

回火工艺：将经过淬火工艺的钢锭再加热到680～750℃，保温时间为2小时～8小时，保温时间不局限于此范围，保温时间可根据钢锭的大小进行调整，保温完成后进行冷却。

优选的，所述回火工艺，将经过淬火工艺的钢锭再加热到680～750℃，保温时间为2小时～ 8小时，保温时间不局限于此范围，保温时间可根据钢锭的大小进行调整，保温完成后进行冷却，冷却至室温后，进行二次回火，回火温度为680～750℃，保温时间为2小时～8小时，保温时间不局限于此范围，保温时间可根据钢锭的大小进行调整，保温完成后进行冷却，冷却。

以下说明本发明的超高参数汽轮机关键热端部件用耐热钢的成分元素的作用及限定的理由，各种成分的含量均已重量百分数(％)表示：

C：0.02～0.08％

C元素在促进马氏体相变的同时，与合金中的Fe、Cr、Mo、V、Nb、W等结合形成碳化物，是提高高温强度不可缺少的元素，C含量超过0.08％，会促进M 23C 6和Laves相的析出，M 23 C 6和Laves相在长时高温运行下会粗化长大，从而降低合金的高温蠕变强度，随着碳含量减少，碳化物主要会以MX的形式存在，MX在长时高温下不易长大。所以，控制较低的碳含量有利于提高合金的蠕变性能。C含量低于0.02％时，碳化物析出减少，会严重降低合金的高温瞬时强度，所以，本发明的耐热钢要求C元素含量控制在0.02～0.08％之间。

Cr：8.0～10.0％

Cr元素是影响蠕变性能最主要元素之一。Cr元素本身具有优异的抗蠕变变形能力，也是耐热钢中提高抗蒸汽氧化和腐蚀能力的主要元素，而且可以提高钢的高温强度。在Cr足够多的情况下，能够和O反应在合金基体表面形成Cr 2O 3保护膜，阻止O原子和金属离子的扩散，从而延缓氧化过程。一般情况下，对于8～12％Cr的铁素体型耐热钢，随着Cr含量的提高，室温抗拉强度和600℃以上高温的短时持久性能会提高，因此，在不产生δ铁素体的范围内，Cr含量越高为宜。但是，根据国内外的研究结果发现，Cr含量超过10.0％时，当工作温度超过630℃时，合金的蠕变强度会发生突变，导致合金的蠕变性能大幅下降，所本发明的耐热钢要求Cr元素含量控制在 8.0～10.0％。

W：2.0～4.0％

W属于铁素体形成元素，强碳化物形成元素，W元素的增加能够显著提高耐热钢的高温强度和蠕变性能。低于2.0％的W元素不能满足630℃及以上温度耐热钢长时蠕变的要求，W超过4.0％时会导致高温铁素体的生成，W含量的多少也会直接影响钢中Laves相(Fe 2(W、Mo))的析出。同时，W含量的增加，耐热钢焊接性能会逐渐恶化。所以，本发明的耐热钢要求W元素含量控制在2.0～4.0％之间。

Mo：0.1～0.8％

Mo元素是铁素体形成元素，强碳化物形成元素，Mo能够有效地提高钢的高温强度和硬度，可以稳定碳氮化物MX和M 23C 6。同时，Mo能够提高钢的高温蠕变性能，在9～12％Cr钢中，加入一定比例的Mo元素并搭配好一些其他元素，能够显著提高钢的蠕变断裂强度。W和Mo能够在钢中形成W-Mo复合强化，W/Mo约为5:1时，能够使合金的作用最大化。同时，对提高钢的蠕变断裂强度，Mo在550℃左右时效果较好，在650℃～750℃时，W比Mo更有效。所以，本发明的耐热钢要求Mo元素含量控制在0.1～0.8％之间

Co：2.0～4.0％

Co元素属于奥氏体形成元素，能扩大γ-Fe相区。Co抑制δ-Fe的生成，提高耐热钢的高温蠕变强度。为了有效防止δ-Fe的生成，要求含量在2.0％以上，另一方面，如果超过4.0％，会导致耐热钢的高温蠕变强度会降低。所以，本发明的耐热钢要求Co元素含量控制在2.0～4.0％之间。

B：0.01～0.030％

B元素属于间隙固溶元素，特别适合在晶界处的空位中存在，稳定晶界，提高晶界强度。过多的B容易与钢中残留的N、O元素形成夹杂物，恶化钢的性能。研究表明，B能够明显提高12Cr％钢在650℃～700℃时的蠕变断裂强度，而当B超过0.030％时，蠕变强度反而下降。所以，本发明的耐热钢要求B元素含量控制在0.01％～0.030％之间。

Ni：0.30～0.70％

Ni元素是典型的奥氏体形成元素，也是耐热钢重要的合金元素之一。在马氏体耐热钢中，当铁素体形成元素过多时，要适当地增加奥氏体形成元素来保持铁素体元素和奥氏体元素的平衡。但是，Ni元素不能有效地提高马氏体耐热钢的髙温强度，Ni的添加会提高钢的高温脆性，增加加工难度。所以，本发明的要求Ni元素含量控制在0.30～0.70％之间。

V：0.10～0.30％、Nb：0.05～0.15％

V和Nb元素最主要的作用是能在马氏体耐热钢中形成细小的碳氮化物，起沉淀强化的作用，从而有效地提高钢的高温强度。V和Nb的碳氮化物V(C，N)和Nb(C，N)在高温下十分稳定，V、 Nb能够在钢中形成V-Nb的复合强化效应，因此它们对于钢的组织稳定具有重要作用。V和Nb 在马氏体耐热钢中存在一定的比例关系，使对钢的强化作用达到最优。起强化作用的V和Nb元素的含量最低要求应分别不低于0.10％和0.05％，V含量超过0.30％时，会降低耐热钢的蠕变强度，Nb元素超过0.15％时，会析出粗大的碳化物，从而降低耐热钢的蠕变强度。所以，本发明的耐热钢要求V元素和Nb元素分别控制在0.10～0.30％和0.05～0.15％之间。

N：0.010～0.050％

N元素属于奥氏体形成元素，可抑制髙温铁素体的形成。N元素对γ-Fe相的稳定作用较C更高，在含C耐热钢中，N能有效地提高其淬透性，同时也能提高碳化物的稳定性。C和N含量与含Cr碳氮化物的粗化长大密切相关，从而影响碳氮化物对组织的稳定作用，使蠕变强度降低。所以，本发明的耐热钢要求N元素应控制在0.010～0.050％之间。

Si：≤0.10％

Si元素为铁素体形成元素，易促进Laves相的析出从而影响钢的组织稳定性。Si在马氏体耐热钢中能提高钢的抗高温氧化腐蚀能力，含Cr和Si的耐热钢表面会形成一层致密的Cr 2O 3/SiO 2保护膜，对基体起到保护作用。但是Si含量过多会降低耐热钢的高温持久力学性能，同时，本发明的耐热钢通过添加稀土及稀土氧化物的方法来有效提供耐热钢的抗氧化性能，所以，本发明的耐热钢要求Si元素含量低于0.10％。

稀土元素：0.1～1.0％

纳米级稀土及稀土氧化物的加入可以纯化、强韧化晶界，从而提高高温强度及抗氧化性能。稀土元素氧化物对基体组织具有钉扎作用，防止组织晶粒在高温下快速粗化。同时，纳米粒子在高温下非常稳定，不易长大，所以可以有效提高耐热钢的抗蠕变性能。同时可以弥补因低的碳含量导致的耐热钢高温瞬时强度降低的问题。所以，本发明添加少量纳米级稀土及稀土氧化物，使耐热钢中含量稀土元素，所述耐热钢中的稀土元素的含量优选为0.1～1.0％。

本发明通过采用预弥散方法制备的纳米级稀土或者稀土氧化物颗粒添加剂作为稀土元素的原料，同时将纳米级稀土或者稀土氧化物颗粒添加剂通过球磨的方式均匀分散在纯铁辅料上，随后压制成块状添加剂，在真空冶炼的过程中加入块状添加剂，采用上述方式添加稀有金属元素可以防止粉末团聚，使得添加的粉末在钢液中分散，从而能够进一步提高合金的高温力学性能、抗高温氧化性能。

本发明通过保持耐热钢中较低的碳含量，添加纳米级的稀土及稀土氧化物以及通过基体成分的控制来提高马氏体耐热钢的高温性能以及抗氧化性能，将其应用在汽轮机叶片、阀芯件等关键热端构件上，从而提高蒸汽轮机的温度参数，有助于提高汽轮机的发电效率。

此外，本发明采用真空感应冶炼+电渣重熔的超纯净冶炼方法，在真空熔炼过程，通过对原料合金的杂质元素的控制，采用真空碳脱氧技术冶炼较低的P、S、O、H含量的铸锭，在电渣重熔过程，通过使用专用的渣系和渣脱氧技术，气氛保护技术进一步降低T.O和S含量，生产出超纯净电渣锭，该冶炼方法确保在加入纳米稀土氧化物颗粒具有良好强化效果的基础上能够极大降低合金中的有害元素，从而有效提高合金的高温性能及抗氧化性能，给后续锻造和热处理提供良好基材。

本发明的锻造工艺中，由于稀土氧化物弥撒颗粒的加入，虽然可以使材料的强度和抗蠕变性能提高，但是在锻造过程中，由于稀土氧化物离子与基体之间的浸润性相对较差，容易从基体与稀土氧化物的界面形成裂纹，使耐热钢的塑性受到影响，所以锻造时将温度控制在1100～1200℃范围内，可以有效的改善稀土氧化物与基体的结构关系，达到较优的强度及韧性的匹配，改善耐热钢的锻造性能。

本申请通过淬火使合金元素充分固溶进奥氏体基体中，然后在回火过程中析出均匀弥散分布的碳氮化合物，因碳含量低，所以淬火温度控制在1000-1100℃，使得碳化物充分固溶并且不会导致耐热钢晶粒的过快长大；淬火工艺的保温时间可根据钢锭的大小进行调整，保温完成后进行冷却。

本申请通过回火过程使高温沉淀相析出、长大，以及以高温回复的形式来释放淬火后的组织应力的过程。所以回火工艺的温度控制在680～750℃范围内，为低温熔点第二相的回熔温度以上，能够保证析出相为高温稳定相；回火工艺的保温时间可根据钢锭的大小进行调整，保温完成后进行冷却。回火的处理不同，制备的处耐热钢的性能有所差别，因此可以根据耐热钢适用于不同要求的零件，可以选择进行一次回火或者二次回火。

本发明开发的超高参数汽轮机关键热端部件用耐热钢，通过超纯净冶炼方式，对基体的成分进行控制，利用低碳含量提高耐热钢的高温蠕变性能，利用纳米级的稀土及稀土氧化物提高耐热钢的高温瞬时强度、蠕变强度及抗氧化性，通过使用本发明的耐热钢用于对蠕变强度及耐高温氧化性能有特殊要求的汽轮机关键热端部件，能够有效提高汽轮机的使用温度。

附图说明

图1为实施例1、实施例2和对比例在室温条件下的抗拉强度和屈服强度。

图2为实施例1、实施例2和对比例在630℃下条件下的抗拉强度和屈服强度。

图3为实施例1、实施例2和对比例在660℃，245MPa条件下的短时持久断裂时间。

具体实施方式

为了使本发明的目的、技术方案及优点更加清楚明白，下面结合附图和具体实施例对本发明进行详细说明。应当理解，此处所描述的具体实施例仅用以解释本发明，并不用于限定本发明。

实施例1

按照所需化学元素，称取各组分，得到原料，将原料置于真空冶炼炉中冶炼，在真空冶炼的过程中加入块状添加剂，随后进行电渣重熔冶炼，保证熔炼均匀后，浇铸成钢锭，所述钢锭大小为ψ50，对钢锭进行锻造，锻造的温度范围为1100-1200℃；随后对钢锭进行如下处理：淬火处理温度为1050℃，保温时间1h，油冷或空冷至室温，随后进行一次回火处理，回火温度为700℃，保温时间为4h，风冷或空冷至室温，再进行二次回火处理，回火温度为680℃，保温时间为4h，风冷或空冷至室温。所述耐热钢各组分的重量百分数比(％)：C：0.05，Si：0.0013，Mn：0.21，P： 0.0010，S：0.0018，Cr：9.25，Mo：0.38，V：0.15，Ni：0.43，W：2.96，Co：2.92，Nb：0.08， B：0.023，N：0.034，O：0.0015，H：0.00010，Y：0.60，余量由Fe及不可避免的杂质。

实施例2

按照所需化学元素，称取各组分，得到原料，将原料置于真空冶炼炉中冶炼，在真空冶炼的过程中加入块状添加剂，随后进行电渣重熔冶炼，保证熔炼均匀后，浇铸成钢锭，所述钢锭大小为ψ50，锻造的温度范围为1100-1200℃；随后对钢锭进行如下处理：淬火处理温度为1050℃，保温时间1h，油冷或空冷至室温，随后进行一次回火处理，回火温度为680℃，保温时间为6h，风冷或空冷至室温。所述耐热钢各组分的重量百分数比(％)：C：0.05，Cr：9.25，Co：2.92，W： 2.96，Mo：0.38，V：0.15，Ni：0.43，Nb：0.08，N：0.034，B：0.023，Si：0.0013，Mn：0.21， S：0.0018，P：0.0010，Y：0.60。

对比例

按照所需化学元素，称取各组分，得到原料，将原料置于真空冶炼炉中冶炼，随后进行电渣重熔冶炼，保证熔炼均匀后，浇铸成钢锭，所述钢锭大小为ψ50，随后对钢锭进行如下处理：淬火处理温度为1050℃，保温时间1h，油冷或空冷至室温，随后进行一次回火处理，回火温度为 700℃，保温时间为4h，风冷或空冷至室温，再进行二次回火处理，回火温度为680℃，保温时间为4h，风冷或空冷至室温。所述耐热钢各组分的重量百分数比(％)：C：0.13，Si：0.085，Mn： 0.64，P：0.0090，S：0.0016，Cr：10.40，Mo：0.22，V：0.21，Ni：0.64，W：2.93，Co：3.00， Nb：0.12，B：0.034，N：0.024，余量由Fe及不可避免的杂质。

本发明中实施例1与实施例2的回火处理不同、实施例1与对比例的耐热钢各组分重量百分比不同，对实施例1和对比例进行氧化增重测试，测试结果如表1所示；对实施例1、实施例2 和对比例在室温条件下进行抗拉强度和屈服强度测试，测试结果如图1所示，在630℃高温条件下进行抗拉强度和屈服强度测试，测试结果如图2所示，在660℃、245MPa条件下进行短时持久断裂时间测试，测试结果如图3所示。

一、氧化增重的测试结果如下表1所示：

表1氧化增重(mg/cm²)

从表1我们可以看出，在630℃高温条件下，实施例1的氧化增重在150h，300h，700h，1500h 均小于对比例，且实施例1的氧化增重的增量随着时间的延长小于对比例的氧化增重的增量，如实施例1的耐热钢在700h时的氧化增重为0.21，在1500h时的氧化增重为0.48，氧化增重的增量为0.27；对比例的耐热钢700h时的氧化增重为0.34，在1500h时的氧化增重为0.83，氧化增重的增量为0.49。因此，说明实施例1制备出来的耐热钢的抗氧化性能明显优于对比例。

二、在室温条件下进行抗拉强度和屈服强度的测试结果如图1所示：

图1是实施例1、实施例2和对比例在室温条件下的抗拉强度和屈服强度，从图中我们可以看出，实施例1和实施例2在室温情况下的抗拉强度和屈服强度均强于对比例，同时实施例2的抗拉伸强度和屈服强度高于实施例1，说明经过一次回火处理的实施例2制备出的耐热钢在室温条件下具有良好的抗拉强度和屈服强度。

三、在630℃高温条件下进行抗拉强度和屈服强度的测试结果如图2所示：

图2是实施例1、实施例2和对比例在630℃下条件下的抗拉强度和屈服强度，从图中我们可以看出，实施例1和实施例2在630℃高温情况下的抗拉强度和屈服强度均强于对比例，同时实施例2的抗拉伸强度和屈服强度高于实施例1，说明经过一次回火处理的实施例2制备出的耐热钢在630℃高温条件下具有良好的抗拉强度和屈服强度。

四、在660℃、245MPa条件下进行短时持久断裂时间的测试结果如图3所示：

图3是实施例1、实施例2和对比例在660℃，245MPa条件下的短时持久断裂时间，从图中我们可以看出，实施例1和实施例2在660℃，245MPa的短时持久断裂时间长于对比例，同时实施例1的短时持久断裂时间优于实施例2，说明经过两次回火处理的实施例1制备出的耐热钢具有良好的短时持久性能。

由上述测试结果表明，本发明的耐热钢相比于现有技术耐热钢通过保持耐热钢中较低的碳含量，添加纳米级的稀土及稀土氧化物以及对基体的成分控制来提高耐热钢的高温性能以及抗氧化性能，同时根据回火处理的不同，可以制备出不同性能的耐热钢，使制备出的耐热钢适用于不同要求的零件。

以上所述仅为本发明的较佳实施例而已，并不用以限制本发明，应当指出的是，凡在本发明的精神和原则之内所作的任何修改、等同替换和改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。

Claims (6)

1.一种超高参数汽轮机关键热端部件用耐热钢的制备方法，其特征在于，所述耐热钢的组分以重量百分数计，含有：C：0.02％～0.08％，Cr：8.00％～10.00％，Co：2.0％～4.0％，W：2.0％～4.0％，Mo：0.10％～0.80％，V：0.10％～0.30％，Ni：0.30％～0.70％，Nb：0.05％～0.15％，N：0.010％～0.050％，B：0.010％～0.030％，Si：≤0.10％，Mn：0.10～1.00％，还含有重量百分数表示的稀土元素：≤1％，余量由Fe及不可避免的杂质；

所述稀土元素的原料是通过预弥散方法制备的纳米级稀土或者稀土氧化物颗粒添加剂；

所述纳米级稀土或者稀土氧化物颗粒添加剂通过球磨的方式均匀分散在纯铁辅料上，随后压制成块状添加剂；

所述耐热钢的制备方法包括如下步骤：

冶炼工艺：按照耐热钢的钢材配比，称取各组分，得到原料，将所得的原料采用真空感应冶炼，在真空冶炼的过程中加入块状添加剂，随后进行电渣重熔冶炼，保证熔炼均匀后，浇铸成钢锭；

锻造工艺：将所述钢锭在1100～1200℃的温度范围下进行锻造，完成后冷却；

淬火工艺：将经过锻造工艺的钢锭再加热到1000～1100℃，保温时间为0.5小时～3小时，保温完成后进行冷却；

回火工艺：将经过淬火工艺的钢锭再加热到680～750℃，保温时间为2小时～8小时，保温完成后进行冷却。

2.根据权利要求1所述的一种超高参数汽轮机关键热端部件用耐热钢的制备方法，其特征在于，所述稀土元素为0.1％-1％。

3.根据权利要求2所述的一种超高参数汽轮机关键热端部件用耐热钢的制备方法，其特征在于，所述稀土元素Y。

4.根据权利要求1所述的一种超高参数汽轮机关键热端部件用耐热钢的制备方法，其特征在于，所述不可避免的杂质包括P、S、O、H元素，所述P、S、O、H元素的总含量小于150ppm。

5.根据权利要求1所述的一种超高参数汽轮机关键热端部件用耐热钢的制备方法，其特征在于，所述纳米级稀土或者稀土氧化物颗粒的粒径为50-150nm。

6.根据权利要求1所述的一种超高参数汽轮机关键热端部件用耐热钢的制备方式，其特征在于，所述回火工艺，将经过淬火工艺的钢锭再加热到680～750℃，保温时间为2小时～8小时，保温完成后进行冷却，冷却至室温后，进行二次回火，回火温度为680～750℃，保温时间为2小时～8小时，保温完成后进行冷却。

Images