CN117305689A - 一种用于630℃以上的马氏体耐热钢及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种用于630℃以上的马氏体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在长时应用中的稳定性差，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:0.01％～0.06％、Si:0.05％～0.50％、Mn:0.05％～0.70％、Cr:11％～13％、W:2.0％～3.5％、Co:4％～5％、Cu:0.5％～1.5％、Ni:0.1％～0.5％、B:0.01％～0.015％、N:0.01％～0.08％、Ta:02％～0.5％、Zr：0.1％～0.5％、Ce+Y：0.01％‑0.3％，其余成分为Fe和不可避免的杂质。本发明的耐热钢高温强度、抗冲击性、抗持久蠕变和耐高温氧化等综合性能良好，适用于工作温度为630℃及以上超超临界汽轮机转子。

Description

一种用于630℃以上的马氏体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，具体涉及一种用于630℃以上的马氏体耐热钢及其制备方法。
背景技术
在“双碳”背景下，尽管火力发电会排放大量的CO2，但结合我国国情与资源条件，燃煤火力发电仍占据着重要位置，直接关系着我国能源的战略安全，具有重要的战略意义。为实现节能减排目标，火力发电技术向高参数、二次再热和清洁高效的方向发展，并充分利用先进超超临界燃煤发电技术。例如，火力发电从亚临界状态升高到超超临界条件，每度电可节煤68g，供电煤耗可降低21％，我国每年可节约2.32亿吨煤，年减排5.1亿吨CO2。然而，目前应用于高参数汽轮机大型铸锻件马氏体耐热钢材料仍是制约电站参数提升的技术瓶颈，特别是应用于630℃汽轮机转子锻件目前国内外均无成熟产品，620℃汽轮机转子大量依赖进口。
因此，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。目前，国内外研究主要通过添加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，目前急需开拓一种新型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
鉴于上述分析，本发明旨在提供一种用于630℃以上的马氏体耐热钢及其制备方法，其高温强度、抗冲击性、抗持久蠕变和抗氧化性能等综合性能良好，适用于工作温度为630℃及以上超超临界汽轮机转子。
针对超超临界条件下，电站汽轮机组用耐热钢的选材需要，本发明进行了大量的实验研究，从控制10～12％Cr钢中氮化物析出相的微观形态的角度出发，开发了一种新型马氏体耐热钢，通过增加钽元素，利用高温稳定的细小铬钽氮化物代替MX作为析出强化相。
本发明的目的主要是通过以下技术方案实现的：
本发明提供了一种用于630℃以上的马氏体耐热钢，按质量百分比计，其成分包括：C:0.01％～0.06％、Si:0.05％～0.50％、Mn:0.05％～0.70％、Cr:11％～13％、W:2.0％～3.5％、Co:4％～5％、Cu：0.8％～1.5％、Ni:0.1％～0.5％、B:0.01％～0.015％、N:0.01％～0.08％、Ta:0.2％～0.5％、Zr：0.1％～0.5％、Ce+Y：0.01％-0.3％，其余成分为Fe和不可避免的杂质。
进一步的，一种用于630℃以上的马氏体耐热钢，按质量百分比计，其成分包括：C:0.01％～0.06％、Si:0.05％～0.5％、Mn:0.05％～0.70％、Cr:11％～13％、W:2.0％～3.5％、Co:4％～5％、Cu：0.8％～1.2％、Ni:0.1％～0.5％、B:0.006％～0.013％、N:0.01％～0.08％、Ta:0.28％～0.45％、Zr：0.1％～0.5％、Ce+Y：0.1％-0.2％，其余成分为Fe和不可避免的杂质。
进一步的，所述耐热钢的显微组织为完全的回火马氏体组织+析出相，析出相包括细小弥散分布的M23C6型碳化物，CrTaN相，少量细小的Laves相以及纳米级的弥散强化的Cu相。
本发明还提供了一种用于630℃以上的马氏体耐热钢的制备方法，用于制备所述马氏体耐热钢，包括如下步骤：
步骤S1：按照上述成分配比中的各组分含量确定原料的配比，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S2：将步骤S1得到的铸锭进行高温均质化处理，保温，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，通过归圆、墩、拔手段进行锻造，锻造过程中低于终锻温度需回炉加热后再锻造，锻后炉冷至室温；
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铬钽氮化物增强马氏体耐热钢；其中，第一次回火温度低于第二次回火温度。
进一步地，所述步骤S2中，高温均质化温度为1160～1200℃，保温时间4～8h。
进一步地，所述步骤S3中，始锻温度为1160～1200℃，终锻温度为850～950℃。
进一步地，所述步骤S4包括如下步骤：
S401：正火，正火工艺为将锻棒升温加热至1050～1150℃并保温，然后空冷至室温；
S402：第一次回火，第一次回火工艺为将锻棒升温加热至600～700℃，并保温，然后空冷至室温；
S403：第二次回火，第二次回火工艺为将锻棒升温加热至680～780℃，并保温，然后空冷至室温。
进一步地，所述步骤S401中，升温速率≤100℃/h，保温时间为1～10h。
进一步地，所述步骤S402中，保温时间为5～10h。
进一步地，所述步骤S403中，保温时间为5～10h。
与现有技术相比，本发明至少可实现如下有益效果之一：
1、本发明提供的630℃以上的马氏体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、锻造温度、正火温度和时间以及二次回火温度和时间等工艺参数保证获得的显微组织为完全的回火马氏体组织+析出相，析出相包括细小弥散分布的M23C6型碳化物，CrTaN相，少量细小的Laves相以及纳米级的弥散强化的Cu相。保证了耐热钢的优良的室温强度、高温强度以及抗持久蠕变、抗氧化性能，适用于630℃以上超超临界汽轮机转子。
2、本发明提供的630℃以上的马氏体耐热钢未添加V、Nb元素，从而避免了在持久过程中极易形成并粗化的Cr(V、Nb)N相的形成，此相的粗化会恶化持久性能。取而代之的本发明中添加了0.2％～0.5％的Ta元素，适量的Ta元素会形成一种不易粗化的CrTaN相，从而避免本钢在长时服役过程中，因MX向Cr(Nb，V)N转变粗化而造成的性能的骤降。
3、本发明通过控制碳含量在一个较低水平，通过较低的C含量形成细小弥散的M23C6，起到弥散强化作用；通过添加一定量的Cu元素抑制高温铁素体的形成，同时纳米级的富铜相的析出可以弥补V、Nb的缺失，起到析出强化的作用，提高耐热钢的持久强度；添加适量的B元素，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；采用适量的W元素，提高了持久强度；采用少量Ni元素，采用较高的Co含量以提高基体韧性；通过合理的元素配比，能够极大的避免高温铁素体的形成，为实际生产中的锻造与热处理过程提供了更大的温度窗口。
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实施例1中耐热钢的铸态组织图；
图2实施例1中耐热钢的均质化组织；
图3实施例1中耐热钢的调质态组织。
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。
本发明提供了一种用于630℃以上的马氏体耐热钢，按质量百分比计，其成分包括：C:0.01％～0.06％、Si:0.05％～0.50％、Mn:0.05％～0.70％、Cr:11％～13％、W:2.0％～3.5％、Co:4％～5％、Cu:0.8％～1.5％、Ni:0.1％～0.5％、B:0.01％～0.015％、N:0.01％～0.08％、Ta:0.2％～0.5％、Zr：0.1％～0.5％、Ce+Y：0.01％-0.3％，其余成分为Fe和不可避免的杂质。
一般情况下，9～12％Cr钢经过长时服役后，会形成粗大的铬钒或铬铌氮化物相，即CrVN与CrNbN。与现有技术相比，本发明提供的耐热钢C含量较低，Co含量较高，添加了Ta，Cu等强化元素以及Ce+Y稀土元素。本发明提供的耐热钢未添加V、Nb元素，能够避免在持久过程中极易形成并粗化的Cr(V、Nb)N相的形成，此相的粗化会恶化持久性能。
本发明中添加了0.2％～0.5％的Ta元素，适量的Ta元素会形成一种不易粗化的CrTaN相，能够避免在长时服役过程中，因MX向Cr(Nb，V)N转变粗化而造成的性能的骤降。
本发明提供的耐热钢通过较低的C含量形成细小弥散的M23C6，起到弥散强化作用；添加0.8％～1.5％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弥补V、Nb的缺失，起到析出强化的作用，提高耐热钢的持久强度；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；采用适量的W元素，提高了持久强度；采用少量Ni元素，采用较高的Co含量以提高基体韧性。通过合理的元素配比，还能够极大的避免高温铁素体的形成，这为实际生产中的锻造与热处理过程提供了更大的温度窗口。
本发明提供的耐热钢具有高强度、抗持久蠕变、抗氧化等特点，本发明制备的马氏体耐热钢的室温屈服强度大于660MPa，抗拉强度大于850MPa，延伸率16％以上，断面收缩率50％以上，冲击功20J以上。630℃的屈服强度大于280Mpa，抗拉强度大于380Mpa，延伸率22％以上，断面收缩率62％以上，650℃、180MPa蠕变断裂时间大于3500h，耐650℃氧化增重(400h)0.3mg/m2以下，综合性能优异。
具体来说，上述用于630℃以上的马氏体耐热钢，各组分的作用如下：
C：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0.01％～0.06％。
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％～0.50％。
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0.05％～0.70％。
Cr：最关键的抗腐蚀和氧化元素。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Cr2O3保护膜，阻止O原子和金属离子的扩散，从而延缓氧化过程。此外，Cr还是重要的沉淀强化元素，可与C生成M23C6沉淀强化；相较于9％或更低含量的Cr，12％Cr钢的耐热钢的抗氧化性能要明显优于9％Cr钢。当Cr含量过高时，将产生δ铁素体，降低高温热强度，因为将Cr元素含量范围定在11-13％。
W：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3.5％时会导致高温铁素体的生成，同时W含量的增加，耐热钢焊接性能会逐渐恶化。因此，本发明中W的质量百分比控制在2.0％～3.5％。
Co：是奥氏体稳定元素，抑制δ-铁素体的形成，提高材料的高温强度，并抑制M23C6的粗化；本发明中Co的质量百分比控制在4％～5％。
Cu：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。Cu本身以纳米富Cu颗粒存在也能起到析出强化作用。当Cu含量较低时，主要以固溶方式存在，强化效果相对较弱，当Cu含量较高时，会严重降影响高温塑性。因此，本发明中Cu的质量百分比控制在0.5％～1.5％。
Ni：典型的奥氏体形成元素，能够提高韧性，平衡材料的Cr当量；本发明中Ni的质量百分比控制在0.1％～0.5％。
B：对于高Cr马氏体耐热钢，B元素能够替换M23C6的C元素的位置，形成M23(C,B)6，M23(C,B)6熟化速率慢，持久性能良好，从而减少了原奥氏体晶界附近的M23C6粗化速率，抑制M23C6的粗化，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；而过高的B含量会降低高温塑性，增加锻造开裂的风险。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，Ta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％～0.08％。
Ta：本钢中随着Cr元素含量提高至12％左右，在600-650℃长时时效及使用时，基体中的Cr会向MX聚集并进一步形成Cr(Nb，V)N，从而消耗了基体的Cr元素，也造成析出相的粗化，更加促进了Cr(Nb，V)N的生成，12Cr比9Cr钢更容易形成粗大的铬钒或铬铌氮化物相，不利于钉扎位错和板条，从而影响钢的持久强度。而添加适量的Ta元素，会抑制MX向Cr(Nb，V)N的转变，而是形成以CrTaN为主的相，此种CrTaN相，相较于Cr(Nb，V)N相不容易粗化，会以细小弥散的析出相存在，起到析出强化的作用，从而解决Cr元素含量提高所带来的问题。Ta含量过高则很难完全固溶于基体中，以富Ta颗粒存在，给冶炼增加难度。因此，本发明中，Ta的质量百分比控制在0.2％～0.5％。
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％。
稀土元素：Ce+Y为稀土元素，少量添加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，纯化、强韧化晶界，控制夹杂物的数量与形态，从而提高高温强度及抗氧化性能，本发明综合稀土添加量为0.01％-0.3％。
优选的，一种用于630℃以上的马氏体耐热钢，按质量百分比计，其成分包括：C:0.01％～0.06％、Si:0.05％～0.5％、Mn:0.05％～0.70％、Cr:11％～13％、W:2.0％～3.5％、Co:4％～5％、Cu：0.8％～1.2％、Ni:0.1％～0.5％、B:0.006％～0.013％、N:0.01％～0.08％、Ta:0.28％～0.45％、Zr：0.1％～0.5％、Ce+Y：0.1％-0.2％，其余成分为Fe和不可避免的杂质。
本发明还提供了一种用于630℃以上的马氏体耐热钢的制备方法，用于制备所述马氏体耐热钢，包括如下步骤：
步骤S1：按照上述成分配比中的各组分含量确定原料的配比，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S2：将步骤S1得到的铸锭进行高温均质化处理，保温，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，通过归圆、墩、拔手段进行锻造，锻造过程中低于终锻温度需回炉加热后再锻造，锻后炉冷至室温；
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铬钽氮化物增强马氏体耐热钢；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晶粒严重粗化以及高温铁素体的形成，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。经过大量实验研究，控制高温均质化温度为1160～1200℃。保温时间控制在4～8h，保温时间过短不足于消除铸锭中的高温铁素体、析出相及元素偏析等，时间过长可能引起过热过烧，晶粒粗大。
具体的，通过上述步骤S3的锻造可以达到压实缺陷，细化晶粒，均匀组织等目的(实施例1中耐热钢的调质态组织如图3所示)，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1200℃，会形成高温铁素体，增加锻造开裂的风险，而且过高的始锻温度会造成晶粒粗化严重，对后续锻造过程中的晶粒度控制增加难度，而锻后如存在晶粒过大以及混晶的情况，一方面影响最终的力学性能，另一方面也很影响探伤。因此，本发明控制始锻温度为1160～1200℃，终锻温度为850～950℃，在本发明给出的锻造温度区间内，该钢具有良好的塑性。与现有技术相比，本发明始锻温度比同类钢高出100℃左右，大大增大锻造温度区间。
具体的，上述步骤S4包括如下步骤：
S401：正火，正火工艺为将锻棒升温加热至1050～1150℃并保温，然后空冷至室温；
S402：第一次回火，第一次回火工艺为将锻棒升温加热至600～700℃，并保温，然后空冷至室温；
S403：第二次回火，第二次回火工艺为将锻棒升温加热至680～780℃，并保温，然后空冷至室温。
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，升温速率≤100℃/h。
具体的，上述S401中，保温时间过长会使晶粒严重粗化，过短不足以使得锻件热透。因此，控制保温时间为1～10h。
具体的，上述S402中，第一次回火的作用是促进CrTaN析出，将N元素固定至CrTaN相中。因为650℃左右是12％Cr钢中CrTaN最容易析出的温度区间。在此温度下回火，可以形成非常细小弥散的CrTaN相，此CrTaN相相对其他MX，Cr23C6，Laves等析出相都更不容易长大；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。回火温度过低不足于促进CrTaN的析出。保温时间过长性能软化，过短不足于热透及元素扩散。因此，控制回火温度600～700℃，保温时间为5～10h。
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；回火温度过高，强度不足；回火温度过低，冲击过低，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；保温时间过短，锻件不足以热透及形成回火马氏体。因此，控制回火温度680～780℃，保温时间为5～10h。
需要说明的是，上述的正火温度可以将M23C6，M3B2，Laves等析出相完全消除，使得合金元素完全固溶在基体中，且将晶粒度控制在2级以内，同时不会形成δ-铁素体。第一次低温回火能够促进CrTaN析出，将N元素固定至CrTaN相中，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，回火马氏体和析出相的占比分别为98％和2％，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组织为完全的回火马氏体组织+析出相，析出相主要为细小弥散分布的M23C6，CrTaN，少量细小的Laves相以及纳米级的弥散强化的Cu相。
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660MPa，抗拉强度大于850MPa，延伸率16％以上，断面收缩率50％以上，冲击功20J以上。630℃的屈服强度大于280Mpa，抗拉强度大于380Mpa，延伸率22％以上，断面收缩率62％以上，650℃、180MPa蠕变断裂时间大于3500h，耐650℃氧化增重(400h)0.3mg/m2以下。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用于630℃以上的马氏体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:0.05％、Si:0.30％、Mn:0.50％、Cr:12.0％、W:3.0％、Co:4.5％、Ni:0.2％、Cu:1.0％，B:0.006％、N:0.045％、Ta:0.32％、Zr：0.3％、Ce+Y：0.15％、其余成分为Fe和不可避免杂质。
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；其中，高温均质化温度1180℃，保温时间5h；
步骤S3：对步骤S2得到的坯料，通过归圆、墩、拔手段进行锻造，始锻温度为1180℃，终锻温度为950℃，锻造过程中低于终锻温度需回炉加热后再锻造；
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铬钽氮化物增强马氏体耐热钢；其中，正火温度1100℃，保温时间5h；第一次回火温度650℃，第一次回火保温时间6h；第二次回火温度740℃，第二次回火保温时间6h。
实施例1-4与对比例1-2的钢的化学成分见表1，实施例2-4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。
对比例1，其化学成分中未添加Cu，Ta，Zr，及稀土元素；对比例2，其化学成分中未添加Ta元素；具体化学成分如表1所示。对比例1-2工艺步骤与实施例1相同，具体工艺参数见表2，其各项性能指标与实施例1-4对比如表3所示。由表3可以看出，实施例与对照例相比，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 实施例1 实施例2 实施例3 实施例4 对比例1 对比例2
C 0.05 0.04 0.05 0.03 0.15 0.05
Mn 0.5 0.5 0.1 0.3 0.73 0.5
Si 0.3 0.4 0.2 0.1 0.35 0.3
Cr 12 11.5 12.5 11.8 10.40 11
Mo - - - - 0.45 -
W 3.0 2.5 2.8 3.3 2.21 3.0
Cu 1.0 0.8 1.2 1.1 - 1.0
Co 4.5 4.1 4.2 4.5 3.07 4.5
Nb - - - - 0.05 -
Ni 0.2 0.3 0.4 0.3 0.32 0.2
V - - - - 0.21 -
B 0.006 0.008 0.010 0.013 0.01 0.006
N 0.045 0.03 0.06 0.04 0.014 0.045
Ta 0.32 0.39 0.45 0.28 - -
Zr 0.3 0.1 0.5 0.4 - 0.3
Ce+Y 0.15 0.1 0.2 0.18 - 0.15
表2实施例和对比例的具体工艺参数
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 (10)

1.一种用于630℃以上的马氏体耐热钢，其特征在于，按质量百分比计，其成分包括：C:0.01％～0.06％、Si:0.05％～0.50％、Mn:0.05％～0.70％、Cr:11％～13％、W:2.0％～3.5％、Co:4％～5％、Cu：0.8％～1.5％、Ni:0.1％～0.5％、B:0.01％～0.015％、N:0.01％～0.08％、Ta:0.2％～0.5％、Zr：0.1％～0.5％、Ce+Y：0.01％-0.3％，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，按质量百分比计，其成分包括：C:0.01％～0.06％、Si:0.05％～0.5％、Mn:0.05％～0.70％、Cr:11％～13％、W:2.0％～3.5％、Co:4％～5％、Cu：0.8％～1.2％、Ni:0.1％～0.5％、B:0.006％～0.013％、N:0.01％～0.08％、Ta:0.28％～0.45％、Zr：0.1％～0.5％、Ce+Y：0.1％-0.2％，其余成分为Fe和不可避免的杂质。
3.根据权利要求1-2任一项所述的耐热钢，其特征在于，所述耐热钢的显微组织为完全的回火马氏体组织+析出相，析出相包括细小弥散分布的M23C6型碳化物，CrTaN相，少量细小的Laves相以及纳米级的弥散强化的Cu相。
4.一种用于630℃以上的马氏体耐热钢的制备方法，用于制备权利要求1-3任一项所述耐热钢，包括如下步骤：
步骤S1：按照上述成分配比中的各组分含量确定原料的配比，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S2：将步骤S1得到的铸锭进行高温均质化处理，保温，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，通过归圆、墩、拔手段进行锻造，锻造过程中低于终锻温度需回炉加热后再锻造，锻后炉冷至室温；
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铬钽氮化物增强马氏体耐热钢；其中，第一次回火温度低于第二次回火温度。
5.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述步骤S2中，高温均质化温度为1160～1200℃，保温时间为4～8h。
6.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述步骤S3中，始锻温度为1160～1200℃，终锻温度为850～950℃。
7.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述步骤S4包括如下步骤：
S401：正火，正火工艺为将锻棒升温加热至1050～1150℃并保温，然后空冷至室温；
S402：第一次回火，第一次回火工艺为将锻棒升温加热至600～700℃，并保温，然后空冷至室温；
S403：第二次回火，第二次回火工艺为将锻棒升温加热至680～780℃，并保温，然后空冷至室温。
8.根据权利要求7所述的制备方法，其特征在于，所述步骤S401中，升温速率≤100℃/h，保温时间为1～10h。
9.根据权利要求7所述的制备方法，其特征在于，所述步骤S402中，保温时间为5～10h。
10.根据权利要求7所述的制备方法，其特征在于，所述步骤S403中，保温时间为5～10h。
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