CN114622133A

CN114622133A - 一种超超临界汽轮机转子锻件用耐热钢及其制备方法

Info

Publication number: CN114622133A
Application number: CN202111096341.XA
Authority: CN
Inventors: 朱琳; 霍洁; 李晓; 陈楚; 郭秀斌
Original assignee: TIANJIN HEAVY EQUIPMENT ENGINEERING RESEARCH CO LTD; China First Heavy Industries Co Ltd
Current assignee: TIANJIN HEAVY EQUIPMENT ENGINEERING RESEARCH CO LTD; China First Heavy Industries Co Ltd
Priority date: 2021-09-16
Filing date: 2021-09-16
Publication date: 2022-06-14
Anticipated expiration: 2041-09-16
Also published as: CN114622133B

Abstract

本发明公开了一种超超临界汽轮机转子锻件用耐热钢及其制备方法，属于金属材料技术领域，用于解决630℃及以上汽轮机转子锻件选材问题。按质量百分比计，其成分包括：C:0.08％～0.15％、Si:0.05％～0.20％、Mn:0.02％～0.20％、Cr:9.5％～11％、Mo:0.5％～0.8％、W:1.8％～2.8％、Co:2.9％～3.2％、Nb:0.03％～0.07％、V:0.1％～0.3％、Ni:0.1％～0.3％、B:0.01％～0.015％、N:0.01％～0.03％、Cu:0.3％～0.8％、Zr：0.1％～0.5％、P≤0.01％、S≤0.01％、As≤0.025％、Sb≤0.001％、Sn≤0.015％、Al≤0.020％，其余成分为Fe和不可避免的杂质。本发明的耐热钢的综合性能优异，能够用作630℃及以上汽轮机转子锻件。

Description

一种超超临界汽轮机转子锻件用耐热钢及其制备方法

技术领域

本发明属于金属材料技术领域，具体涉及一种超超临界汽轮机转子锻件用耐热钢及其制备方法。

背景技术

国内火力发电技术发展主要方向是高参数、二次再热和清洁高效。发电效率的提高，有助于减少二氧化碳排放，解决环境问题。目前国内已经不再批准620℃以下火电项目，后续将分阶段实现更高蒸汽温度参数，主要为630℃、650℃、700℃乃至更高温度，然而更高使用温度的汽轮机转子锻件目前尚无可靠材料可选；针对国内在建630℃示范电站机组应用及650℃电站的选材需要，进一步提升火力发电效率，替代进口部件，在国内率先开展下一代火力发电装备关键材料的研制迫在眉睫。

发明内容

鉴于上述分析，本发明旨在提供一种超超临界汽轮机转子锻件用耐热钢及其制备方法，用以解决630℃及以上汽轮机转子锻件选材问题。

本发明的目的主要是通过以下技术方案实现的：

本发明提供了一种超超临界汽轮机转子锻件用耐热钢，按质量百分比计，其成分包括：C:0.08％～0.15％、Si:0.05％～0.20％、Mn:0.02％～0.20％、Cr:9.5％～11％、Mo:0.5％～0.8％、W:1.8％～2.8％、Co:2.9％～3.2％、Nb:0.03％～0.07％、V:0.1％～0.3％、Ni:0.1％～0.3％、B:0.01％～0.015％、N:0.01％～0.03％、Cu:0.3％～0.8％、Zr：0.1％～0.5％、P≤0.01％、S≤0.01％、As≤0.025％、Sb≤0.001％、Sn≤0.015％、Al≤0.020％，其余成分为Fe和不可避免的杂质。

进一步的，Mo/W>0.25。

进一步的，C:0.1％～0.14％、Si:0.05％～0.13％、Mn:0.02％～0.12％、Cr:10.03％～10.23％、Mo:0.69％～0.78％、W:2.0％～2.13％、Co:3.0％～3.14％、Nb:0.05％～0.06％、V:0.2％～0.3％、Ni:0.2％～0.3％、B:0.012％～0.015％、N:0.013％～0.03％、Cu:0.5％～0.8％、Zr：0.2％～0.5％、P≤0.01％、S≤0.01％、As≤0.025％、Sb≤0.001％、Sn≤0.015％、Al≤0.020％，其余成分为Fe和不可避免的杂质。

进一步的，所述耐热钢的微观组织为均匀的板条细密的回火马氏体+细小弥散分布的M23C6和MX析出相。

本发明还提供了一种上述耐热钢的制备方法，包括：

步骤S1：按成分比例，熔炼、浇注成铸锭，严格控制杂质元素含量；

步骤S2：将步骤S1得到的铸锭进行高温均质化处理，然后随炉冷却至室温得到坯料；

步骤S3：对步骤S2得到的坯料，进行锻造得到锻棒，始锻温度为1120～1160℃，终锻温度为850～950℃；

步骤S4：对步骤S3得到的锻棒进行正火及两次回火热处理得到超超临界汽轮机转子锻件用耐热钢；其中，第一次回火温度低于第二次回火温度。

进一步的，所述步骤S2中，高温均质化处理的温度为1120～1160℃。

进一步的，所述步骤S4中，正火的工艺包括：室温下将锻棒放入加热炉中，加热至1050～1125℃，保温，然后空冷。

进一步的，所述正火的工艺中，保温时间按30～50mm/h计算。

进一步的，所述步骤S4中，第一次回火的工艺包括：室温下将锻棒放入加热炉中，加热至550～600℃保温后空冷。

进一步的，所述步骤S4中，第二次回火的工艺包括：室温下将锻棒放入加热炉中，加热至在680～720℃保温后空冷。

与现有技术相比，本发明至少可实现如下有益效果之一：

a)本发明提供的耐热钢通过提高Ni元素含量，以提高基体韧性，添加0.3％～0.8％的Cu元素，Cu元素一方面作为奥氏体形成元素抑制高温铁素体的形成，另一方面纳米级的富铜相的析出可以提高耐热钢的持久强度；较低的C含量降低不稳定的M23C6的形成，使得组织主要以纳米级MX碳氮化物弥散强化为主；适量的B元素能够替换M23C6的C元素的位置，形成M23(C,B)6，从而减少原奥氏体晶界附近的M23C6粗化速率，显著提高蠕变强度考虑加入B，N元素配比；利用耐粗化的M23C6和纳米级MX强化机制；部分以W取代Mo，Mo/W>0.25时，M3B2相中的元素Mo含量大于W含量，此种M3B2较以W为主的析出相经高温热处理更容易消除。

b)本发明提供的超超临界汽轮机转子锻件用耐热钢通过合理控制元素含量，尤其是B、C、N含量，W、Mo含量比，配合合理的锻造、热处理工艺制度，使得M₃B₂能够充分溶解且不容易形成高温铁素体，减少Laves相的形成，从而充分发挥W、Mo、B、N等元素的强化效果，消除大颗粒析出相对冲击的有害影响，获得均匀的板条细密的回火马氏体组织，及细小弥散的M23C6+MX析出相；添加适量的Cu来析出纳米Cu进一步提高持久强度，添加Zr来降低夹杂物的尺寸，提高产品的纯净度，减少缺陷。从而获得具有高强度、高韧性、耐高温冲击和耐腐蚀等特点的超超临界用耐热钢锻件。

c)本发明提供的超超临界汽轮机转子锻件用耐热钢的室温屈服强度大于740MPa(例如746～770MPa)，抗拉强度大于870MPa(例如878～897MPa)，延伸率17％以上(例如17％～20.3％)，断面收缩率65％以上(例如65％～67％)，冲击功平均值49J以上(例如49～80J)。630℃的性能如下：屈服强度大于395MPa(例如397～407MPa)，抗拉强度大于455MPa(例如456～488MPa)，延伸率23％以上(例如23％～29％)，断面收缩率76％以上(例如76％～80％)，170MPa蠕变断裂时间大于7000h。保证了耐热钢的优良的室温强度和优良的高温强度，综合性能优异，能够用作630℃及以上汽轮机转子锻件。

本发明的其他特征和优点将在随后的说明书中阐述，并且，部分的从说明书中变得显而易见，或者通过实施本发明而了解。本发明的目的和其他优点可通过在所写的说明书以及附图中所特别指出的内容来实现和获得。

附图说明

附图仅用于示出具体发明的目的，而并不认为是对本发明的限制。

图1是本发明的实施例1中铸态组织图；

图2是本发明的实施例1中正火组织图；

图3是本发明的实施例1中回火态组织图。

具体实施方式

下面结合附图来具体描述本发明的优选实施例，其中，附图构成本发明的一部分，并与本发明的发明内容一起用于阐释本发明的原理。

与现有技术相比，本发明提供的耐热钢通过提高Ni元素含量，以提高基体韧性，添加0.3％～0.8％的Cu元素，Cu元素一方面作为奥氏体形成元素抑制高温铁素体的形成，另一方面纳米级的富铜相的析出可以提高耐热钢的持久强度；较低的C含量降低不稳定的M23C6的形成，使得组织主要以纳米级MX碳氮化物弥散强化为主；适量的B元素能够替换M23C6的C元素的位置，形成M23(C,B)6，从而减少原奥氏体晶界附近的M23C6粗化速率，显著提高蠕变强度考虑加入BN元素配比；利用耐粗化的M23C6和纳米级MX强化机制；部分以W取代Mo，Mo/W>0.25时，M3B2相中的元素Mo含量大于W含量，此种M3B2较以W为主的析出相经高温热处理更容易消除，M3B2相元素包括Mo、W、Cr、Fe、B、V、Nb；以Co代Ni。本发明提供的耐热钢具有高强度、高韧性、耐高温冲击和耐腐蚀等特点。

具体来说，上述超超临界汽轮机转子锻件用耐热钢，各组分的作用如下：

C是重要的沉淀强化元素，M23C6及MX弥散强化，提高持久蠕变性能；C是强烈的奥氏体稳定化元素，可减少δ-铁素体的生成；提高淬透性，析出强化；碳含量过高，可导致消耗固溶元素(如Cr、W)过多，降低晶界抗腐蚀能力，劣化焊接性能，且对持久蠕变性能产生负面影响；过低会造成强化不足，降低强度硬度，因此本发明中C的质量百分比控制在0.08％～0.15％。

Mn提高强度，提高热加工性能，也可稳定P、S等。当含量低于0.2％时，Mn起不到明显作用；含量高于1％时，组织中可能会出现第二相，对材料的冲击韧性有害。因此本发明中Mn的质量百分比控制在0.02％～0.20％。

Si对提高材料基体的强度和抗蒸汽腐蚀性能有利；Si含量升高，抗氧化性急剧提高；提高的Si含量会促进高温铁素体的生成，降低高温铁素体的形成温度，这对锻造温度区间会有不利的影响，同时过高的Si含量对材料的冲击韧性不利，材料的持久强度随着Si含量的增加而降低。因此本发明中Si的质量百分比控制在0.05％～0.20％。

Cr是最关键的抗腐蚀和氧化元素；是重要的沉淀强化元素，可与C生成M₂₃C₆沉淀强化；含量过高时，将产生δ铁素体，降低高温热强度。Cr能促进Z相Cr(NbV)N的生成，12Cr比9Cr钢Z相更容易析出，影响钢的持久强度，因此，本发明中Cr的质量百分比控制在9.5％～11％。

W是典型的固溶强化元素，固溶强化效果比Mo元素明显，可以稳定M23C6的细小分布，促进其析出强化；W、Mo联合添加固溶强化的作用更佳，Mo的添加可促进M3B2的溶解，Mo/W>0.25时，M3B2相中的元素Mo含量大于W含量，此种M3B2较以W为主的析出相经高温热处理更容易消除，M₃B₂相元素包括Mo、W、Cr、Fe、B、V、Nb。因此，本发明中W的质量百分比控制在1.8％～2.8％。

具体的，本发明中，控制Mo/W>0.25。

Co能够抑制δ-铁素体的形成。

Ni能够提高韧性。

V、Nb、N为强碳化物形成元素，形成弥散分布且颗粒较为细小的碳氮化合物起到沉淀强化作用。对比钢中V和Nb的强化效果，在较低温度下短时间内Nb元素的作用更大，在高温长时的条件下V元素起的强化作用更大，当V、Nb复合添加时，由于两种元素强化效果的叠加，强度显著提高。

Cu元素可以抑制δ-铁素体的形成。同时，Cu的加入有利于提高W的固溶强化作用，能提高含W的马氏体耐热钢的高温蠕变强度。因此，本发明中Cu的质量百分比控制在0.3％～0.8％。

B对于高Cr铁素体热强钢，B的添加不仅抑制M23C6的粗化，也可以提高钢的蠕变强度；B能净化晶界，形成M₂₃(C0.85B0.15)₆碳硼化物；因此，本发明中B的质量百分比控制在0.01％～0.015％。

N可以与V，Nb形成细小弥散第二相颗粒，显著提高材料的高温持久强度；但是当N含量过高时，与B元素结合成粗大的BN颗粒，严重弱化钢的强韧性,还将消耗用于晶界强化的B元素，严重损害钢的高温持久强度。因此，本发明中N的质量百分比控制在0.01％～0.03％。

Zr奥氏体晶粒的长大倾向随Zr含量的增加而变小，并会降低夹杂物的尺寸。因此，本发明中Zr的质量百分比控制在0.1％～0.5％。

As、Sb、Sn是有害元素，因此，本发明中控制As、Sb、Sn的含量较低。

为了进一步提高上述耐热钢的综合性能，可以对上述耐热钢的组成成分做进一步调整。示例性地，按质量百分比计，其成分包括：C:0.1％～0.14％、Si:0.05％～0.13％、Mn:0.02％～0.12％、Cr:10.03％～10.23％、Mo:0.69％～0.78％、W:2.0％～2.13％、Co:3.0％～3.14％、Nb:0.05％～0.06％、V:0.2％～0.3％、Ni:0.2％～0.3％、B:0.012％～0.015％、N:0.013％～0.03％、Cu:0.5％～0.8％、Zr：0.2％～0.5％、P≤0.01％、S≤0.01％、As≤0.025％、Sb≤0.001％、Sn≤0.015％、Al≤0.020％，其余成分为Fe和不可避免的杂质。

本发明还提供了一种如上所述耐热钢的制备方法，包括：

步骤S1：按合金成分比例，在真空感应炉中熔炼、浇注成铸锭，严格控制杂质元素含量；

步骤S3：对步骤S2得到的坯料，进行锻造，始锻温度为1120～1160℃，终锻温度为850～950℃；

步骤S4：对步骤3得到的锻棒进行正火及两次回火热处理得到超超临界汽轮机转子锻件用耐热钢；其中，第一次回火温度低于第二次回火温度。

具体的，上述步骤S2中，高温均质化处理的目的是对铸锭中的高温铁素体、析出相及合金元素的偏析进行消除。高温均质化温度过高会导致高温铁素体的形成，过低会无法有效消除铸造组织中的δ铁素体、M3B2等析出相及元素偏析。因此，控制高温均质化温度为1120～1160℃。

具体的，上述步骤S2中，高温均质化处理的保温时间过长，晶粒会严重粗化；过短则均质化达不到有效效果；因此，控制高温均质化的保温时间为10～20h，例如12h、14h、16h、18h。

具体的，通过上述步骤S3的锻造可以达到细化晶粒的目的，从而为提高耐热钢的综合性能打下良好的基础。当始锻温度高于1170℃时会形成高温铁素体，增加锻造开裂的风险，因此，本发明控制始锻温度为1120～1160℃，例如1130℃、1140℃、1150℃；终锻温度为850～950℃，例如，860℃、880℃、900℃、920℃、940℃。在本发明给出的锻造温度区间内，该钢具有良好的塑性。

具体的，上述步骤S3中，锻造过程中低于终锻温度需回炉加热后再锻造；具体的，锻造包括三次墩粗，三次拔长，开坯锻始锻温度1120～1160℃，成型锻造火次锻造温度考虑到控制晶粒尺寸，要求温度低于1050℃，出成品火次间要采用逐次降温方式，实现每火次间的晶粒细化。

具体的，上述步骤S4包括：

S401、室温下将锻棒放入加热炉中，加热至1050～1125℃，保温，然后空冷；

S402、第一次回火：室温下将锻棒放入加热炉中，加热至550～600℃保温5～10h后空冷；

S403、第二次回火：室温下将锻棒放入加热炉中，加热至在680～720℃保温5～10h后空冷。

具体的，上述S401中，考虑到大件热处理时过快的升温速率会导致内外温差巨大，过快的升温速率可能导致热裂，因此，根据实际大件的热处理规律，室温下将锻棒放入加热炉中。

具体的，上述S401中，考虑到为了缩小锻件加热过程中内外温差，因此，加热工艺为3～3.5h升温至790～810℃，然后在790～810℃保温3～3.5h，即在略低于Ac1的温度进行均温，使锻件内外热透后继续5～5.5h升温至正火温度。

具体的，上述S401中，790～810℃段的保温时间过长会使晶粒严重粗化，过短不足于使得锻件热透；因此，控制790～810℃段的保温时间为3～3.5h。工件热透，达到正火温度后的保温时间过长则晶粒粗化严重，降低常温强度及冲击性能；过短达不到充分奥氏体化的效果，不利于析出相充分回融，元素扩散不均匀，不利于Cr，W，Mo等元素固溶强化作用的充分发挥。因此，控制工件热透，达到正火温度后的保温时间按照30～50mm/h计算。

具体的，上述S402中，第一次回火的作用是消除正火冷却过程中未转变的残余奥氏体；第一次回火温度过高会析出大量的碳化物，使得马氏体组织板条宽化，位错密度降低，导致强度严重下降；第一次回火温度过低不足以将残余奥氏体中的元素扩散至马氏体中，从而降低残余奥氏体稳定性，从而在冷却过程中实现残奥转变成马氏体。保温时间过长性能软化，过短不足以元素扩散。因此，控制第一次回火温度550～600℃，工件热透后的保温时间按照30～50mm/h计算。

具体的，上述S403中，第二次回火的作用是形成完全的回火马氏体组织，获得良好的综合性能；第二次回火温度过高，强度不足；第二次回火温度过低，冲击过低，第二次回火保温时间过长，会导致析出相尺寸长大，强度和冲击值均不满足性能要求；过短，锻件不足以形成回火马氏体。因此，控制第二次回火温度680～720℃，工件热透后，第二次回火保温时间按照30～50mm/h计算。

需要说明的是，上述的正火温度可以将析出相完全消除，使得合金元素完全固溶在基体中，且将晶粒度级别控制在2级以下，同时不会形成δ-铁素体。第一次低温回火能够将正火后未转变的残余奥氏体转变为马氏体，第二次高温回火将新转变的马氏体进行回火，从而保证最终组织全部为均匀的回火马氏体+析出相，析出相细小弥散的分布于板条界及晶界上，起到很好的强化作用。

经过上述热处理的耐热钢的微观组织为均匀的板条细密的回火马氏体，析出相主要为细小弥散分布的M23C6和MX。

需要说明的是，经过上述热处理的耐热钢的室温屈服强度大于740MPa(例如746～770MPa)，抗拉强度大于870MPa(例如878～897MPa)，延伸率17％以上(例如17％～20.3％)，断面收缩率65％以上(例如65％～67％)，冲击功平均值49J以上(例如49～80J)。630℃的性能如下：屈服强度大于395MPa(例如397～407MPa)，抗拉强度大于455MPa(例如456～488MPa)，延伸率23％以上(例如23％～29％)，断面收缩率76％以上(例如76％～80％)，170MPa蠕变断裂时间大于7000h。本发明的耐热钢的性能优异。

下面将以具体的实施例与对比例来展示本发明钢的成分和工艺参数精确控制的优势。

实施例1

本实施例提供了一种超超临界汽轮机转子锻件用耐热钢及其制备方法。

本实施例的化学成分以重量百分含量计，包含：C:0.08％～0.15％、Si:0.05％～0.20％、Mn:0.02％～0.20％、Cr:9.5％～11％、Mo:0.5％～0.8％、W:1.8％～2.8％、Co:2.9％～3.2％、Nb:0.03％～0.07％、V:0.1％～0.3％、Ni:0.1％～0.3％、B:0.01％～0.015％、N:0.01％～0.03％、Cu:0.3％～0.8％、Zr：0.1％～0.5％、P≤0.01％、S≤0.01％、As≤0.025％、Sb≤0.001％、Sn≤0.015％、Al≤0.020％，其余成分为Fe和不可避免的杂质。

耐热钢的制备方法包括：

步骤S3：对步骤S2得到的坯料，进行锻造，锻造过程中低于终锻温度需回炉加热后再锻造；锻造比为3～5，例如3.5；

步骤S4：对步骤3得到的锻棒进行正火及两次回火热处理得到超超临界汽轮机转子锻件用耐热钢。

编号为1#-4#的实施例与对比例1#-2#的钢的化学成分见表1，具体工艺参数见表2，1#-4#与对比例1#-2#的性能见表3和表4，1#-4#与对比例1#-2#的金相组织见表5。对比例1为13Cr9Mo2Co1NiVNbNB。

以13Cr9Mo2Co1NiVNbNB钢作为对照例，其化学成分中未添加W,Cu元素，具体化学成分如表1所示。经过1070℃正火，570℃和690℃高温回火后，其各项性能指标与对照例对比如表3所示。由表3可以看出，实施例与对比例相比，其各项性能更加优异。

表1实施例和对比例的化学成分wt％

元素	1#	2#	3#	4#	对比例1#	对比例2#
							C	0.1	0.14	0.11	0.12	0.10～0.18	0.15
Mn	0.12	0.05	0.09	0.02	0.20～0.90	0.73
							Si	0.13	0.12	0.05	0.07	≤0.15	0.35
Cr	10.21	10.21	10.03	10.23	9.0～10.0	10.40
							Mo	0.78	0.69	0.71	0.76	1.2～1.8	0.45
W	2	2.01	2.03	2.13	-	2.21
							Cu	0.5	0.7	0.6	0.65	-	-
Co	3.14	3.04	3.00	3.12	0.7～1.5	3.07
							Nb	0.06	0.06	0.05	0.05	0.02～0.08	0.05
Ni	0.2	0.2	0.2	0.2	0.1～0.5	0.32
							V	0.2	0.22	0.2	0.2	0.1～0.5	0.21
B	0.013	0.012	0.014	0.014	0.0060～0.0150	0.01
							N	0.02	0.01	0.013	0.015	0.010～0.050	0.014
P	0.002	0.002	0.002	0.002	≤0.015	0.002
							S	0.002	0.002	0.002	0.002	≤0.015	0.001
Al	0.01	0.008	0.01	0.008	≤0.020	0.01
							Ti						0.01
Zr	0.2	0.3	0.2	0.3	-	-
							As	0.015	0.01	0.015	0.01
Sb	0.0005	0.0004	0.0005	0.0004
							Sn	0.01	0.006	0.01	0.006

表2实施例和对比例的具体工艺参数

注：表中的保温时间指的均是工件热透后的保温时间。

表3实施例和对比例的室温性能

表4实施例和对比例的630℃性能

表5实施例和对比例的金相组织

以上所述仅为本发明较佳的具体实施方式，但本发明的保护范围并不局限于此，任何熟悉本技术领域的技术人员在本发明揭露的技术范围内，可轻易想到的变化或替换，都应涵盖在本发明的保护范围之内。

Claims

1.一种超超临界汽轮机转子锻件用耐热钢，其特征在于，按质量百分比计，其成分包括：C:0.08％～0.15％、Si:0.05％～0.20％、Mn:0.02％～0.20％、Cr:9.5％～11％、Mo:0.5％～0.8％、W:1.8％～2.8％、Co:2.9％～3.2％、Nb:0.03％～0.07％、V:0.1％～0.3％、Ni:0.1％～0.3％、B:0.01％～0.015％、N:0.01％～0.03％、Cu:0.3％～0.8％、Zr：0.1％～0.5％、P≤0.01％、S≤0.01％、As≤0.025％、Sb≤0.001％、Sn≤0.015％、Al≤0.020％，其余成分为Fe和不可避免的杂质。

2.根据权利要求1所述的耐热钢，其特征在于，Mo/W>0.25。

3.根据权利要求2所述的耐热钢，其特征在于，C:0.1％～0.14％、Si:0.05％～0.13％、Mn:0.02％～0.12％、Cr:10.03％～10.23％、Mo:0.69％～0.78％、W:2.0％～2.13％、Co:3.0％～3.14％、Nb:0.05％～0.06％、V:0.2％～0.3％、Ni:0.2％～0.3％、B:0.012％～0.015％、N:0.013％～0.03％、Cu:0.5％～0.8％、Zr：0.2％～0.5％、P≤0.01％、S≤0.01％、As≤0.025％、Sb≤0.001％、Sn≤0.015％、Al≤0.020％，其余成分为Fe和不可避免的杂质。

4.根据权利要求1-3所述的耐热钢，其特征在于，所述耐热钢的微观组织为均匀的板条细密的回火马氏体+细小弥散分布的M23C6和MX析出相。

5.一种权利要求1-4任一项所述的耐热钢的制备方法，其特征在于，包括：

6.根据权利要求5所述的耐热钢的制备方法，其特征在于，所述步骤S2中，高温均质化处理的温度为1120～1160℃。

7.根据权利要求5所述的耐热钢的制备方法，其特征在于，所述步骤S4中，正火的工艺包括：室温下将锻棒放入加热炉中，加热至1050～1125℃，保温，然后空冷。

8.根据权利要求7所述的耐热钢的制备方法，其特征在于，所述正火的工艺中，保温时间按30～50mm/h计算。

9.根据权利要求5所述的耐热钢的制备方法，其特征在于，所述步骤S4中，第一次回火的工艺包括：室温下将锻棒放入加热炉中，加热至550～600℃保温后空冷。

10.根据权利要求5所述的耐热钢的制备方法，其特征在于，所述步骤S4中，第二次回火的工艺包括：室温下将锻棒放入加热炉中，加热至在680～720℃保温后空冷。