CN114622142B - 一种630℃以上超超临界汽轮机锻件用耐热钢及其制备方法 - Google Patents

一种630℃以上超超临界汽轮机锻件用耐热钢及其制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种630℃以上超超临界汽轮机锻件用耐热钢及其制备方法，属于金属材料技术领域，用于解决现有的耐热钢综合性能较差的问题。上述耐热钢按质量百分比计，其成分包括：C：0.05％‑0.08％；Mn：0.25％‑0.5％；Si：0.6％‑1.0％；Cr：8.5％‑9.2％；V：0.18％‑0.35％；W：2.0％‑2.45％；Co：3％‑3.4％；Cu：0.01％‑0.5％，Nb：0.01％‑0.15％，Ta：0.01％‑0.15％，Nb+Ta：0.09％‑0.3％，B：0.012％‑0.02％；N：0.004％‑0.008％；Al≤0.01％，Ti≤0.01％，稀土：0.01％‑0.3％；P≤0.008％；S≤0.005％；其余为Fe和不可避免的杂质，稀土为由Ce、Y、Nd、La、Pr组成的两种以上混合稀土。本发明的耐热钢综合性能良好，适用于工作温度为630℃及以上汽轮机锻件。

Description

一种630℃以上超超临界汽轮机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630℃以上超超临界汽轮机锻件用耐热钢及其制备方法。
背景技术
我国作为世界上最大的煤炭消耗国，燃煤火力发电是我国最主要的能源供应方式，在未来相当长的一段时间内，燃煤发电技术仍然是我国电力工业的重要发展方向。对于火力发电机组来说，提高蒸汽参数可以显著提高机组的热效率，降低煤耗及温室气体排放。在热力系统不变的情况下，由目前的机组初参数由31MPa/600℃/620℃/620℃提高到35MPa/615℃/630℃/630℃，发电煤耗可降低约3g/kWh；机组初参数进一步提高到35MPa/630℃/650℃/650℃，发电煤耗可再降低约2g/kWh。目前，已经投入商业运行的机组的最高进汽温度已经达到620℃，国内也已经不再批准620℃以下火电项目，未来发展方向将是630℃、650℃及700℃以上火电机组项目。
然而，我国在清洁、高效的超超临界火力发电机组关键部件制备上仍受制于人，相应的关键耐热材料需要进口，为攻克关键核心技术，高性能、高可靠性的耐热钢材料与产品的国产化迫在眉睫。机组参数的提高对材料性能要求也进一步提高，尤其对高应力高温度条件下的强韧性及持久性能要求更加苛刻。析出强化是9％Cr系耐热钢重要强化方式，主要强化相为M23C6和MX型粒子，而随着服役时间增加，M23C6型碳化物尺寸会长大，导致强化效果大幅降低。现有高温锻件材料中13Cr9Mo2Co1NiVNbNB用于转子锻件，工作温度可以达到620℃，但更高使用温度的汽轮机用大型锻件材料目前尚无可靠材料可选。
发明内容
鉴于上述分析，本发明旨在提供一种630℃以上超超临界汽轮机锻件用耐热钢及其制备方法，其高温强度、抗冲击性、高温持久性、耐腐蚀、高温抗氧化性等综合性能良好，适用于工作温度为630℃及以上汽轮机锻件。
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630℃以上超超临界汽轮机锻件用耐热钢，按质量百分比计，其成分包括：C：0.05％-0.08％；Mn：0.25％-0.5％；Si：0.6％-1.0％；Cr：8.5％-9.2％；V：0.18％-0.35％；W：2.0％-2.45％；Co：3％-3.4％；Cu：0.01％-0.5％，Nb：0.01％-0.15％，Ta：0.01％-0.15％，Nb+Ta：0.09％-0.3％，B：0.012％-0.02％；N：0.004％-0.008％；Al≤0.01％，Ti≤0.01％，稀土：0.01％-0.3％；P≤0.008％；S≤0.005％；其余为Fe和不可避免的杂质，稀土为由Ce、Y、Nd、La、Pr组成的两种以上混合稀土。
进一步的，其成分包括：C：0.07％-0.08％；Mn：0.4％-0.5％；Si：0.7％-1.0％；Cr：8.92％-9.2％；V：0.21％-0.26％；W：2.35％-2.45％；Co：3％-3.21％；Cu：0.3％-0.4％，Nb：0.02％-0.06％，Ta：0.07％-0.15％，Nb+Ta：0.09％-0.25％，B：0.014％-0.017％；N：0.005％-0.008％，Al：0.005％-0.007％，Ti≤0.01％，稀土：0.01％-0.3％；P≤0.008％；S≤0.005％；其余为Fe和不可避免的杂质。
进一步的，所述耐热钢的显微组织为回火马氏体+细小弥散分布的析出强化相或回火马氏体+细小弥散分布的析出强化相+极少量弥散球状M3B2，析出强化相包括M23C6型碳化物和MX粒子。
本发明还提供了一种上述630℃以上超超临界汽轮机锻件用耐热钢的制备方法，包括如下步骤：
步骤1：按照上述成分配比中的各组分含量确定原料的配比并将原料进行熔炼、精炼、浇注、锻造得到锻坯；
步骤2：将锻坯进行淬火及两次回火热处理；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1中，锻造前需要对铸锭进行均质化处理，均质化温度为1140-1170℃，保温后随炉冷却至室温。
进一步的，所述步骤1中，锻造时始锻温度为1150-1200℃，终锻温度为900-950℃。
进一步的，所述步骤2中，淬火温度为1050-1180℃。
进一步的，所述步骤2中，淬火加热过程中，在800～950℃区间的加热速度为50～80℃/h。
进一步的，所述步骤2中，淬火的冷却方式为风冷，风冷的冷速为30-50℃/h。
进一步的，所述步骤2中，两次回火热处理包括：
步骤201：第一次回火，第一次回火工艺为将锻件加热至540-650℃并保温，然后随炉冷却至室温；
步骤202：第二次回火，第二次回火工艺为将锻件加热至650-770℃并保温，然后随炉冷却至室温。
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630℃以上超超临界汽轮机锻件用耐热钢通过控制碳含量在一个较低水平，不含Mo和Ni元素，控制W、V和Nb元素含量，可以促进MX型碳氮化物纳米强化相的足量形成，又避免了粗大碳氮化物、高温δ铁素体形成，保证组织均匀及性能满足使用要求。
b)通过添加一定量的Cu元素来抑制高温δ铁素体形成，同时避免Cu含量过高降低蠕变断裂强度；还添加了Ce、Y、Nd、La、Pr中的两种以上混合稀土，用以净化钢液，细化铸态组织，多种稀土元素可发挥协同作用，改善加工性能，进而提高耐热钢的高温力学性能及抗氧化性和耐蚀性。
c)本发明提供的630℃以上超超临界汽轮机锻件用耐热钢的制备过程中通过精确控制高温均质化处理的时间和温度、淬火温度和时间以及回火温度和时间等工艺参数保证获得的显微组织为回火马氏体+细小弥散分布的析出强化相或回火马氏体+细小弥散分布的析出强化相+极少量弥散球状M3B2，晶粒度2-3级。具体的，析出强化相均匀弥散分布在马氏体板条界及晶界上，起到很好的强化作用；析出强化相包括M23C6型碳化物、MX粒子和Z相；M23C6型碳化物为条状、近圆形或椭圆形析出相，尺寸为20nm-150nm，M主要是Cr、Fe、W、Co及少量Mo、V；MX粒子尺寸为5-20nm，M主要是V、Nb、Ta、Ce等，X主要为N、C。保证了耐热钢的优良的室温强度和优良的高温强度以及高温抗氧化性和耐蚀性，适用于650℃汽轮机缸体、阀体等锻件。
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，在整个附图中，相同的参考符号表示相同的部件。
图1实施例1中耐热钢的回火马氏体组织；
图2实施例1中回火后耐热钢的显微组织SEM图像。
具体实施方式
本发明提供了一种630℃以上超超临界汽轮机锻件用耐热钢，按质量百分比计，其成分包括：C：0.05％-0.08％；Mn：0.25％-0.5％；Si：0.6％-1.0％；Cr：8.5％-9.2％；V：0.18％-0.35％；W：2.0％-2.45％；Co：3％-3.4％；Cu：0.01％-0.5％，Nb：0.01％-0.15％，Ta：0.01％-0.15％，Nb+Ta：0.09％-0.3％，B：0.012％-0.02％；N：0.004％-0.008％；Al≤0.01％，Ti≤0.01％，稀土：0.01％-0.3％；P≤0.008％；S≤0.005％；其余为Fe和不可避免的杂质，稀土为由Ce、Y、Nd、La、Pr组成的两种以上混合稀土。
与现有技术相比，本发明提供的630℃以上超超临界汽轮机锻件用耐热钢具有优异的高温力学性能和抗氧化及耐蚀性等特点。本发明控制碳含量在一个较低水平，不含Mo和Ni元素，控制W、V和Nb元素含量，可以促进MX型碳氮化物纳米强化相的足量形成又避免了粗大碳氮化物、高温δ铁素体形成，保证组织均匀及性能满足使用要求；并通过添加一定量的Cu元素来抑制高温δ铁素体形成，同时避免Cu含量过高降低蠕变断裂强度；本发明还添加了Ce、Y、Nd、La、Pr中的两种以上混合稀土，用以净化钢液，细化铸态组织，多种稀土元素可发挥协同作用，改善加工性能，提高耐热钢的高温力学性能及抗氧化性和耐蚀性。
具体来说，上述630℃以上超超临界汽轮机锻件用耐热钢，各组分的作用如下：
C：形成耐热钢中的主要弥散强化相M23C6型和MX碳氮化物粒子；C也是奥氏体形成元素，可以抑制有害相高温δ铁素体的形成；碳含量过高会导致强化相粒子粗大，因此本发明中C的质量百分比控制在0.05％-0.08％。
Mn：可以提高热加工性能，抑制高温δ铁素体形成，含量低于0.2％时作用不明显，含量过高会降低蠕变断裂强度，因此本发明中Mn含量为0.25％-0.5％。
Si：钢中有效脱氧剂，可以提高抗氧化性。但是Si促进Laves相析出，促进高温铁素体形成，由热力学计算可知，Si含量大于1.0％时，高温铁素体析出温度降低至1170℃，而此温度在热处理工艺温度范围内，易对性能产生不利影响；Si含量大于0.6％时，可以一定程度的提高钢的抗氧化性，故将Si含量控制在0.6％-1.0％。
Cr：提高钢的耐蚀性和抗氧化性，形成Cr23C6型强化相，在长时服役过程中，Cr超过9.2％会促进Z相的析出，损害材料高温服役性能，因此本发明中Cr含量为8.5％-9.2％。
V：主要用于形成MX型碳氮化钒强化相，V含量过低时会导致强化相数量不足，而V含量过高则会形成粗大碳氮化钒，降低蠕变强度。本发明中控制V含量为0.18％-0.35％。
W：抑制M23C6型粒子粗化，适量W元素可以保证耐热钢的蠕变强度在最好水平，过量W易产生偏析，且形成有害的Laves相。试验研究表明，W大于2.45％会造成成分偏析，损害材料的性能，局部形成大量的Laves相，造成高温服役性能降低；W含量低于2.0％时对本发明中的材料强化作用不明显，因此本发明中W含量控制在2.0％-2.45％。
Co：抑制高温热处理过程中δ铁素体的形成，完全发挥W的固溶强化作用，提高钢的韧性，对提高蠕变断裂强度有力，同时会增加成本，故本发明中控制Co含量为3.0％-3.4％。
Cu：固溶在基体可以牵制位错移动而降低蠕变速率，可以抑制高温δ铁素体形成，同时可以析出强化和提高耐蚀性，但铜含量过高会降低钢的冲击韧性，本发明中Cu含量控制在0.01％-0.5％。
Nb：常温及高温下均具有强烈的固溶强化作用，可以提高耐热钢的高温屈服强度，形成MX型碳氮化铌强化相，细化晶粒，提高高温耐蚀性，同时在晶内可以形成CrNbN相，较低温度下形成的Cr23C6附生其上，改善晶界耐蚀性，抑制VN晶界偏析，强化晶界。Nb和Cu元素配伍可以提高耐热钢的抗蠕变性能。过高的Nb含量容易造成偏析，因而本发明的Nb含量控制为0.01％-0.15％。
Ta：与Nb元素相似，形成MX型碳氮化钽强化相，同时在热处理过程中更容易形成比CrNbN相更细小且不易长大的CrTaN相，起到析出强化的效果，本发明中Ta含量控制为0.01％-0.15％。
B：可以稳定析出相，强化晶界和板条界，显著提高蠕变断裂强度。但B含量过高会与钢中的N元素形成BN相，热处理很难消除，且会形成M3B2硼化物，降低有效硼含量，对蠕变性能及热加工都有不利影响，本发明中B含量控制为0.012％-0.02％。
N：形成MX型碳氮化物强化相，保证耐热钢热强性，含量过高会与B结合成BN，严重损害钢的强韧性，消耗B元素，损害钢的高温持久强度。将N和B含量控制在合适的配比区间，N与B的比例为0.5～0.8，可以避免产生氮化硼颗粒同时大幅提升持久强度，因此，本发明中，N元素含量控制在0.004％-0.008％。
Al：可以提高铁素体耐热钢的抗氧化性，但因其与N元素结合倾向强，不利于N元素发挥其有效作用，因此，本发明中Al含量控制在0.01％以下。
Ti：与N元素结合倾向较强，形成TiN后无法通过热处理控制尺寸和消除，影响N元素发挥作用导致损害性能，本发明中Ti元素含量控制在0.01％以下。
稀土元素：可以提高耐热钢高温力学性能及耐蚀性能。混合稀土元素加入可以发挥协同作用，净化晶界，控制夹杂物的数量与形态，本发明综合稀土添加量为0.01％-0.3％。
此外，P、S等有害元素越低越好，本发明中P≤0.008％；S≤0.005％。
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：0.07％-0.08％；Mn：0.4％-0.5％；Si：0.7％-1.0％；Cr：8.92％-9.2％；V：0.21％-0.26％；W：2.35％-2.45％；Co：3％-3.21％；Cu：0.3％-0.4％，Nb：0.02％-0.06％，Ta：0.07％-0.15％，Nb+Ta：0.09％-0.25％，B：0.014％-0.017％；N：0.005％-0.008％，Al：0.005％-0.007％，Ti≤0.01％，稀土：0.01％-0.3％；P≤0.008％；S≤0.005％；其余为Fe和不可避免的杂质，稀土为由Ce、Y、Nd、La、Pr组成的两种以上混合稀土。
本发明还提供了一种如上所述耐热钢的制备方法，包括如下步骤：
步骤1：按照上述成分配比中的各组分含量确定原料的配比并将原料进行熔炼、精炼、浇注、锻造得到锻坯；
步骤2：将锻坯进行淬火及两次回火热处理；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1中，耐热钢的熔炼、精炼、浇注均为常规熔炼、精炼、浇注过程。
具体的，上述步骤1中，锻造前需要对铸锭进行均质化处理，具体的，均质化温度为1140-1170℃,保温24-30h后随炉冷却至室温。
均质化处理能够消除铸态组织中元素偏析，使得钢中元素均匀化，同时可以消除部分M3B2相及铸造过程中的凝固过程较慢产生的δ铁素体。均质化温度过高会导致组织中形成更多的高温δ铁素体，在后续锻造过程中不能完全消除，损害钢的强度，不利于持久性能；均质化温度过低会导致偏析消除效果差，且无法消除骨架状M3B2，达不到均匀化的目的，因此，控制均质化温度为1140-1170℃。
具体的，上述步骤1中，均质化处理的保温时间根据铸锭尺寸确定；具体的，工件到温(即工件热透，下文中均表示工件热透)后的保温时间T1与铸锭厚度H1符合如下关系：
H1/60≤T1≤H1/40。其中，H1的单位为mm，T1的单位为h。
优选的，T1＝H1/50。
具体的，上述步骤1中，锻造时始锻温度为1150-1200℃，终锻温度为900-950℃，采用三镦三拔方式，火次间采用逐次降温方式以细化晶粒，拔长时第一道次压下量为5％-10％，后续每道次15％-20％压下量。
具体的，上述步骤2中，淬火过程中在充分考虑实际工况环境条件下加热时尽可能快速通过临界区(800～950℃)，可在奥氏体化过程中获得球状奥氏体以便获得更加均匀的组织，在800～950℃区间的加热速度为50～80℃/h。
具体的，上述步骤2中，淬火温度过高，会导致高温δ铁素体析出，晶粒长大严重，B及其他金属元素的强化作用减弱，锻件强韧性较差，且不利于持久性能；温度过低，合金元素固溶不充分，残余M3B2相溶解效果不好，不利于B及其他合金元素发挥其作用。因此，控制淬火温度为1050-1180℃。
具体的，上述步骤2中，淬火过程中的保温时间根据锻件尺寸确定，研究表明本发明材料在1050℃保温时晶粒开始有长大倾向，因而需要综合考虑持久性能与强韧性匹配。保温时间过长晶粒长大倾向严重，锻件综合性能不佳；保温时间过短合金元素固溶不充分，强化效果不佳。具体的，锻件到温后的保温时间T2与锻件厚度H2符合如下关系：
H2/60≤T2≤H2/40。其中，H2的单位为mm，T2的单位为h。
优选的，T2＝H2/50。
具体的，上述步骤2中，淬火的冷却方式为风冷，风冷的冷速为30-50℃/h，在此风冷条件下可获得力学性能良好的回火马氏体组织加弥散分布的第二相粒子(也称析出强化相)，冷速过慢会在缓冷过程中出现不利于性能的块状Laves相；冷速过快则组织应力过大，有产生裂纹的风险，故选择冷速在30-50℃/h。
具体的，上述步骤2中，两次回火热处理具体为：
步骤201：第一次回火，第一次回火工艺为将锻件加热至540-650℃并保温，然后随炉冷却至室温；
步骤202：第二次回火，第二次回火工艺为将锻件加热至650-770℃并保温，然后随炉冷却至室温。
需要说明的是，上述步骤2中，第一次回火的目的是对上述淬火过程中形成的马氏体进行回火，获得回火马氏体组织，并使淬火残余奥氏体转变为马氏体；第二次回火则是对第一次回火过程中形成的马氏体进行回火处理，以在更大程度上获得均匀稳定的回火马氏体组织。因此，第一次回火时软化程度不需太大，故温度为540-650℃，第二次回火温度为650-770℃。第一次回火和第二次回火的保温时间根据锻件尺寸确定，具体的，锻件到温后的保温时间T2与锻件厚度H2符合如下关系：
H2/50≤T2≤H2/30。其中，H2的单位为mm，T2的单位为h。
优选的，T2＝3H2/100。
需要说明的是，上述步骤2中，经过两次回火处理后的耐热钢的组织为均匀回火马氏体组织+细小弥散的析出强化相或回火马氏体+细小弥散分布的析出强化相+极少量弥散球状M3B2，晶粒度2-3级。具体的，析出强化相均匀弥散分布在马氏体板条界及晶界上，起到很好的强化作用；析出强化相包括M23C6型碳化物、MX粒子和Z相；M23C6型碳化物为条状、近圆形或椭圆形析出相，尺寸为20nm-150nm，M主要是Cr、Fe、W、Co及少量Mo、V；MX粒子尺寸为5-20nm，M主要是V、Nb、Ta、Ce等，X主要为N、C。
需要说明的是，经过两次回火处理的耐热钢的室温屈服强度大于620Mpa(例如，622-719MPa)，抗拉强度大于780Mpa(例如，780-866MPa)，延伸率≥22％(例如，22％-25％)，断面收缩率≥74％(例如74％-79％)，冲击功≥73J(例如73-102J)；650℃的屈服强度大于299MPa(例如299-348MPa)，抗拉强度大于360Mpa(例如365-416MPa)，延伸率≥22％(例如22％-26％)，断面收缩率≥85％(例如85％-90％)；650℃、150MPa蠕变断裂时间大于5496h，耐650℃水蒸气增重(1000h)17mg/m2以下；耐650℃氧化增重(400h)0.5mg/m2以下。性能优异，适用于630℃以上汽轮机锻件材料。
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630℃以上超超临界汽轮机锻件用耐热钢及其制备方法。
本发明实施例1采用真空感应炉熔炼，保证熔炼均匀后，浇注成型，然后随炉冷却至室温。钢锭在1200℃保温24h后锻造成100mm×100mm×500mm锻坯(厚度为100mm)后空冷。对锻坯采用如下热处理工艺：将锻件加热至1080℃保温6h后空冷至室温进行淬火，将锻件加热至590℃保温6h后空冷进行第一次回火，将锻件加热至700-740℃保温8h后空冷进行第二次回火。
实施例1-4与对比例1-2的钢的化学成分见表1，工艺步骤与实施例1相同，具体工艺参数见表2，实施例1-4与对比例1-2的性能见表3和表4，实施例1-4与对比例1-2的金相组织见表5。
由表3-4可以看出，本发明提供的630℃以上超超临界汽轮机锻件用耐热钢其高温强度、抗冲击性、高温持久性、耐腐蚀、高温抗氧化性等综合性能良好，适用于工作温度为630℃及以上汽轮机锻件。由表3可以看出，降低第二次回火温度能够提高耐热钢的强度，但是塑性会有所降低，因此，实际使用过程中可以根据使用需求控制第二次回火工艺。
表1实施例1-4与对比例1-2的化学成分wt％
Figure BDA0003236469330000121
表1实施例1-4与对比例1-2的化学成分wt％(续)
编号 Nb Ta Ce Y Nd La Pr
实施例1 0.05 0.15 0.024 0.0012 0.022 0.012 0.014
实施例2 0.02 0.07 0.01 0.0014 - - -
实施例3 0.06 0.15 0.024 0.002 - 0.01 -
实施例4 0.04 0.15 0.025 - 0.05 - -
对比例1 0.05 0.14 - - - - -
对比例2 - - - - - - -
表2实施例1-4与对比例1-2的具体工艺参数
Figure BDA0003236469330000131
表3实施例1-4与对比例1-2的室温性能
Figure BDA0003236469330000132
表4实施例和对比例的650℃性能
Figure BDA0003236469330000133
Figure BDA0003236469330000142
表5实施例和对比例的微观组织
Figure BDA0003236469330000141
备注：此表中，极少量指的是体积分数3％以下。
综上，本发明的耐热钢综合性能优异，强度、韧性及持久性能均能满足630℃以上汽轮机锻件的使用要求。
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 (6)

1.一种630℃以上超超临界汽轮机锻件用耐热钢，其特征在于，按质量百分比计，其成分包括：C：0.05％-0.08％；Mn：0.25％-0.5％；Si：0.6％-1.0％；Cr：8.5％-9.2％；V：0.18％-0.35％；W：2.35％-2.45％；Co：3％-3.4％；Cu：0.01％-0.5％，Nb：0.01％-0.15％，Ta：0.01％-0.15％，Nb+Ta：0.09％-0.3％，B：0.012％-0.02％；N：0.004％-0.008％；Al≤0.01％，Ti≤0.01％，稀土：0.01％-0.3％；P≤0.008％；S≤0.005％；其余为Fe和不可避免的杂质，稀土为由Ce、Y、Nd、La、Pr组成的两种以上混合稀土；
所述630℃以上超超临界汽轮机锻件用耐热钢的制备方法包括如下步骤：
步骤1：按照上述成分配比中的各组分含量确定原料的配比并将原料进行熔炼、精炼、浇注、锻造得到锻坯；锻造前需要对铸锭进行均质化处理，均质化温度为1140-1170℃，保温后随炉冷却至室温；锻造时始锻温度为1150-1200℃，终锻温度为900-950℃；
步骤2：将锻坯进行淬火及两次回火热处理；其中，第一次回火温度低于第二次回火温度；淬火温度为1050-1180℃；淬火加热过程中，在800-950℃区间的加热速度为50-80℃/h；淬火的冷却方式为风冷，风冷的冷速为30-50℃/h；
所述两次回火热处理包括：
步骤201：第一次回火，第一次回火工艺为将锻件加热至540-650℃并保温，然后随炉冷却至室温；
步骤202：第二次回火，第二次回火工艺为将锻件加热至650-770℃并保温，然后随炉冷却至室温；
所述耐热钢的显微组织为回火马氏体+细小弥散分布的析出强化相或回火马氏体+细小弥散分布的析出强化相+极少量弥散球状M3B2，所述析出强化相包括M23C6型碳化物和MX粒子。
2.根据权利要求1所述的630℃以上超超临界汽轮机锻件用耐热钢，其特征在于，其成分包括：C：0.07％-0.08％；Mn：0.4％-0.5％；Si：0.7％-1.0％；Cr：8.92％-9.2％；V：0.21％-0.26％；W：2.35％-2.45％；Co：3％-3.21％；Cu：0.3％-0.4％，Nb：0.02％-0.06％，Ta：0.07％-0.15％，Nb+Ta：0.09％-0.25％，B：0.014％-0.017％；N：0.005％-0.008％，Al：0.005％-0.007％，Ti≤0.01％，稀土：0.01％-0.3％；P≤0.008％；S≤0.005％；其余为Fe和不可避免的杂质。
3.根据权利要求1所述的630℃以上超超临界汽轮机锻件用耐热钢，其特征在于，所述M23C6型碳化物中M主要是Cr、Fe、W、Co及少量Mo、V；所述MX粒子中M主要是V、Nb、Ta、Ce，X主要为N、C。
4.一种权利要求1-3任一项所述的630℃以上超超临界汽轮机锻件用耐热钢的制备方法，其特征在于，包括如下步骤：
步骤1：按照上述成分配比中的各组分含量确定原料的配比并将原料进行熔炼、精炼、浇注、锻造得到锻坯；锻造前需要对铸锭进行均质化处理，均质化温度为1140-1170℃，保温后随炉冷却至室温；锻造时始锻温度为1150-1200℃，终锻温度为900-950℃；
步骤2：将锻坯进行淬火及两次回火热处理；其中，第一次回火温度低于第二次回火温度；淬火温度为1050-1180℃；淬火加热过程中，在800-950℃区间的加热速度为50-80℃/h；淬火的冷却方式为风冷，风冷的冷速为30-50℃/h；
所述两次回火热处理包括：
步骤201：第一次回火，第一次回火工艺为将锻件加热至540-650℃并保温，然后随炉冷却至室温；
步骤202：第二次回火，第二次回火工艺为将锻件加热至650-770℃并保温，然后随炉冷却至室温。
5.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述步骤2中，淬火温度为1080-1180℃。
6.根据权利要求4或5所述的制备方法，其特征在于，所述步骤2中，两次回火热处理包括：
步骤201：第一次回火，第一次回火工艺为将锻件加热至590-650℃并保温，然后随炉冷却至室温；
步骤202：第二次回火，第二次回火工艺为将锻件加热至700-740℃并保温，然后随炉冷却至室温。
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