一种三元微量元素共掺入的抗腐蚀耐热钢及其制备方法与流程

本发明属于奥氏体耐热钢，涉及一种三元微量元素共掺入的抗腐蚀耐热钢及其制备方法。

背景技术：

1、奥氏体耐热钢的基体组织为具有面心立方结构的奥氏体，并在奥氏体基体中分布有少量的碳化物。在高温下长期工作时具有抗蠕变及抗破断能力、抗氧化能力、耐介质腐蚀的能力。奥氏体耐热钢具有较低的含碳量，主要的合金元素是cr和ni，有的钢中还含有si、mo、v、ti、al、w等元素，形成致密的氧化膜，提高了材料的耐热温度。现阶段新研发的奥氏体耐热钢有hr3c、super304h、tp347hfg等。由于奥氏体耐热钢具有良好的组织及性能特点，因而使得它在石油、化工、电力、汽车工业等许多领域发挥着重要作用。

2、其中，奥氏体耐热钢具有良好的高温力学性能和抗氧化性、耐蚀性及组织稳定性，在汽车排气歧管、涡轮增压器壳体等零部件上的应用日趋广泛。然而铸态合金中粗大的树枝晶使其产生严重的偏析，即使通过热处理也无法消除，导致合金性能下降、使用寿命缩短。因此，亟需对奥氏体耐热钢的制备工艺进行优化改进。

技术实现思路

1、针对现有技术存在的不足，本发明的目的在于提供一种三元微量元素共掺入的抗腐蚀耐热钢及其制备方法，本发明通过在钢基体中掺入钼元素、钴元素和钨元素，并采用不同的渗碳处理工艺相结合，制备得到了具有优异力学性能和抗腐蚀性能的奥氏体耐热钢。

2、为达此目的，本发明采用以下技术方案：

3、第一方面，本发明提供了一种三元微量元素共掺入的抗腐蚀耐热钢的制备方法，所述制备方法包括：

4、以纯铁、硅铁合金、铬铁合金、镍铁合金、钼铁合金、钨铁合金和钴粉作为原料，依次经钢液熔炼、精炼净化、浇铸成型、调质热处理和渗氮处理后得到所述三元微量元素共掺入的抗腐蚀耐热钢；

5、其中，所述渗氮处理过程包括：

6、对调质热处理得到的耐热合金铸件的表面进行喷砂处理，喷砂结束后对所述耐热合金铸件进行清洗烘干；

7、将水合硝酸镧、水合硝酸铁和离子水混合均匀得到反应溶液，向所述反应溶液中加入柠檬酸得到混合液，对所述混合液进行水浴加热，得到前体溶液，将所述前体溶液喷涂于所述耐热合金铸件的喷砂表面；

8、在渗氮炉的进气管路内预先填充促渗填料，所述促渗填料包括无机载体和负载于所述无机载体表面的氧化铈和氧化钴；

9、将喷涂有所述前体溶液的所述耐热合金铸件转移至所述渗氮炉内，在空气气氛中对所述耐热合金铸件进行加热升温，在升温过程中使得所述耐热合金铸件表面的所述前体溶液结晶形成铁酸镧薄膜；

10、当所述渗氮炉内的温度升高至渗氮温度后，向所述渗氮炉内通入氨气，在渗氮温度下保温以进行渗氮处理，得到所述抗腐蚀耐热钢。

11、本发明首先对奥氏体耐热钢进行合金化，引入钼元素、钴元素和钨元素后可以对钢基体产生固溶强化、位错强化和沉淀强化作用，从而极大地提升了抗腐蚀耐热钢的力学性能和抗腐蚀性能。随后，通过调制热处理，改善了金相组织结构和性能，得到了更为均匀细小且均匀分布的奥氏体晶粒，从而进一步提高了抗腐蚀耐热钢的力学性能。最后，在渗氮处理过程中，通过促渗填料和铁酸镧薄膜的协同作用，可实现清洁工件表面、加速氮原子扩散速度的目的，从而降低了渗氮温度，缩短了渗氮时间，提高了渗氮效率。

12、在调质热处理过程中，合金铸件经快速升温退火和两次高温淬火，可以极大地提高合金铸件的抗拉强度，在退火过程中，通过快速升温有利于形成细小均匀的奥氏体晶粒，奥氏体晶粒尺寸的减小可以缩小马氏体领域，使得马氏体束较小，其韧性和塑性得到提升。在第一次淬火保温时，钼元素、钴元素和钨元素固溶于钢基体中。在第二次淬火处理后，一方面，合金铸件中形成了大量的板条马氏体，板条马氏体的主要变形方式是滑移，在外力作用下，板条马氏体中的大量位错会沿滑移面运动，其条界和领域界会发挥阻止裂纹扩展的作用，而马氏体束内的板条大致平行，可避免微裂纹的产生，因此表现出良好的韧性；此外，板条马氏体中含有高密度位错，在位错处的碳原子偏聚或优先析出的碳化物相对细小且分布均匀，会阻碍位错运动，碳原子对位错的钉扎作用使得板条马氏体得以获得较高的抗拉强度。另一方面，经过第二次淬火处理可以得到更为均匀细小的原始奥氏体晶粒，细化了抗腐蚀耐热钢的晶体组织，导致晶界长度增加，进而使得抗腐蚀耐热钢的裂纹扩展路径变长、变曲折；同时，二次淬火处理也降低了固溶于钢基体中的碳含量，使得析出的碳化物更加细小弥散，合金铸件中的碳化物可以在微裂纹附近聚集形成，阻碍微裂纹的萌生扩展，也可以消除形成微裂纹的高应力区，防止进一步产生微裂纹，从而极大地提高了合金铸件的断裂韧性。

13、本发明在渗氮处理过程中，采用了两种不同的促渗方式，其一，在渗氮炉的进气管路内预先填充促渗填料，氨气经进气管路进气时可以与促渗填料充分接触，通过多孔结构的无机载体增大了氨气与氧化铈和氧化钴之间的接触面积，氧化铈和氧化钴可以降低离子键断裂所需的活化能，可加速氨气的分解，增加活性氮离子的数量，迅速建立较高的氮势，达到提升渗氮速率的目的；其二，本发明在耐热合金铸件的表面喷洒前体溶液，通过加热使得前体溶液结晶形成铁酸镧薄膜，提高了耐热合金铸件表面在低温下对氨气的催化分解活性，同时可以有效吸附分解的自由氮，以在铁酸镧薄膜表面形成氮吸附层；另外，稀土元素镧在渗氮过程中可以渗入钢基体的表层形成固溶体，使周围点阵产生严重畸变，促进了活性氮原子的扩散渗透。本发明通过促渗填料和铁酸镧薄膜的协同作用，不仅可以提高渗氮效率，降低渗氮温度，还可以明显改善渗氮层的硬度，提高渗氮层的耐磨性、接触疲劳和弯曲疲劳寿命。

14、本发明在抗腐蚀耐热钢的表面预制一层铁酸镧薄膜，不仅对渗氮过程产生催化促进作用，能够显著提升渗氮效率；还可以提高渗碳处理后形成的渗碳层的表层硬度，获得更厚的有效硬化层。这是由于，一方面，铁酸镧晶体中的fe-o八面体氧原子位易缺失，从而形成氧空位缺陷，缺失的氧在渗氮过程中可吸附在铁酸镧薄膜表面，加速氨气分解脱氢，以便产生更多的活性氮原子；同时，铁酸镧在缺失阴离子后更易吸附活性氮原子，从而提高渗氮层表面的活性氮原子浓度；此外，氧原子和氮原子的原子半径相当，因此，活性氮原子可以进入氧空位缺陷，为了保持整体电中性，铁酸镧薄膜可以作为活性氮原子的扩散通道，有利于提升渗氮效率。另一方面，通过结晶形成的铁酸镧薄膜使得耐热合金铸件的表面形成了纳米级的粗糙结构，不仅增加了耐热合金铸件表面对氮和镧的吸附能力，也为氮和镧的渗入提供了渗透通道，由于镧的原子半径较大，随着镧的渗入必然在其周围引起晶格畸变，又进一步加快了氮元素的扩散，从而大幅提高了渗氮速率。再一方面，前体溶液在空气气氛的加热结晶过程中，对耐热合金铸件的表面也会产生预氧化作用，耐热合金铸件表面的碳元素和空气中的氧结合，生成co或co2逸出，使得耐热合金铸件表面的碳元素含量降低，碳和氮都占据合金面心立方晶体中的间隙位置，碳元素的减少会导致氮元素的扩散阻力降低，有利于提高氮元素的扩散速率。

15、作为本发明一种优选的技术方案，所述喷砂处理采用的喷砂介质为白刚玉。

16、在一些可选的实例中，所述喷砂处理采用的喷砂介质的粒径为1～3mm，例如可以是1.0mm、1.2mm、1.4mm、1.6mm、1.8mm、2.0mm、2.2mm、2.4mm、2.6mm、2.8mm或3.0mm，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

17、在一些可选的实例中，所述喷砂处理的喷砂压力为0.2～0.3mpa，例如可以是0.2mpa、0.21mpa、0.22mpa、0.23mpa、0.24mpa、0.25mpa、0.26mpa、0.27mpa、0.28mpa、0.29mpa或0.3mpa，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

18、在一些可选的实例中，所述喷砂处理过程中喷嘴与所述耐热合金铸件表面的喷砂距离为100～150mm，例如可以是100mm、105mm、110mm、115mm、120mm、125mm、130mm、135mm、140mm、145mm或150mm，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

19、在一些可选的实例中，所述喷砂处理过程中喷嘴轴线与所述耐热合金铸件表面的夹角为60～70°，例如可以是60℃、61℃、62℃、63℃、64℃、65℃、66℃、67℃、68℃、69℃或70℃，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

20、在一些可选的实例中，所述喷砂处理的时间为3～8min，例如可以是3.0min、3.5min、4.0min、4.5min、5.0min、5.5min、6.0min、6.5min、7.0min、7.5min或8.0min，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

21、作为本发明一种优选的技术方案，所述水合硝酸镧中的镧元素与所述水合硝酸铁中的铁元素的摩尔比为1:(0.8～1.2)，例如可以是1:0.8、1:0.85、1:0.9、1:0.95、1:1.0、1:1.05、1:1.1、1:1.15或1:1.2，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

22、在一些可选的实例中，所述反应溶液中的所述水合硝酸镧与所述水合硝酸铁的总浓度为0.3～0.5mol/l，例如可以是0.3mol/l、0.32mol/l、0.34mol/l、0.36mol/l、0.38mol/l、0.4mol/l、0.42mol/l、0.44mol/l、0.46mol/l、0.48mol/l或0.5mol/l，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

23、在一些可选的实例中，所述反应溶液中的所述水合硝酸镧与所述柠檬酸的摩尔比为1:(3～5)，例如可以是1:3.0、1:3.2、1:3.4、1:3.6、1:3.8、1:4.0、1:4.2、1:4.4、1:4.6、1:4.8或1:5.0，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

24、在一些可选的实例中，所述水浴加热的温度为80～90℃，例如可以是80℃、81℃、82℃、83℃、84℃、85℃、86℃、87℃、88℃、89℃或90℃，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

25、在一些可选的实例中，所述水浴加热的时间为12～24h，例如可以是12h、13h、14h、15h、16h、17h、18h、19h、20h、21h、22h、23h或24h，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

26、在一些可选的实例中，所述前体溶液的喷涂量为3～4ml/min，例如可以是3.0ml/min、3.1ml/min、3.2ml/min、3.3ml/min、3.4ml/min、3.5ml/min、3.6ml/min、3.7ml/min、3.8ml/min、3.9ml/min或4.0ml/min，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

27、在一些可选的实例中，所述前体溶液的喷涂时间为4～5min，例如可以是4.0min、4.1min、4.2min、4.3min、4.4min、4.5min、4.6min、4.7min、4.8min、4.9min或5.0min，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

28、作为本发明一种优选的技术方案，所述促渗填料采用如下方法制备得到：

29、将可溶性铈盐和可溶性钴盐分散于无水乙醇中，混合均匀后形成促渗分散液；将无机载体加入所述促渗分散液中，进行磁力搅拌并超声分散，得到悬浮液；对所述悬浮液依次进行过滤和干燥，得到促渗前驱体；对所述促渗前驱体进行焙烧，得到所述促渗填料。

30、在一些可选的实例中，所述可溶性铈盐中的铈元素与所述可溶性钴盐中的钴元素的摩尔比为1:(0.8～1.3)，例如可以是1:0.8、1:0.85、1:0.9、1:0.95、1:1.0、1:1.05、1:1.1、1:1.15、1:1.2、1:1.25或1:1.3，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

31、在一些可选的实例中，所述促渗分散液中的所述可溶性铈盐和所述可溶性钴盐的总浓度为0.5～1.5mol/l，例如可以是0.5mol/l、0.6mol/l、0.7mol/l、0.8mol/l、0.9mol/l、1.0mol/l、1.1mol/l、1.2mol/l、1.3mol/l、1.4mol/l或1.5mol/l，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

32、在一些可选的实例中，所述促渗分散液中的所述可溶性铈盐和所述可溶性钴盐的总质量与所述无机载体的质量的比为(0.2～0.3):1，例如可以是0.2:1、0.21:1、0.22:1、0.23:1、0.24:1、0.25:1、0.26:1、0.27:1、0.28:1、0.29:1或0.3:1，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

33、在一些可选的实例中，所述无机载体包括蒙脱土、硅藻土、粉煤灰、羟基磷灰石中的任意一种或至少两种的组合。

34、在一些可选的实例中，所述磁力搅拌的转速为300～400r/min，例如可以是300r/min、310r/min、320r/min、330r/min、340r/min、350r/min、360r/min、370r/min、380r/min、390r/min或400r/min，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

35、在一些可选的实例中，所述磁力搅拌的时间为30～40min，例如可以是30min、31min、32min、33min、34min、35min、36min、37min、38min、39min或40min，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

36、在一些可选的实例中，所述超声分散的超声功率为500～600w，例如可以是500w、510w、520w、530w、540w、550w、560w、570w、580w、590w或600w，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

37、在一些可选的实例中，所述促渗前驱体的焙烧过程包括：

38、以10～20℃/min的升温速率将所述促渗前驱体加热至300～400℃，保温1～2h；其中，升温速率可以是10℃/min、11℃/min、12℃/min、13℃/min、14℃/min、15℃/min、16℃/min、17℃/min、18℃/min、19℃/min或20℃/min，加热温度可以是300℃、310℃、320℃、330℃、340℃、350℃、360℃、370℃、380℃、390℃或400℃，保温时间可以是1.0h、1.1h、1.2h、1.3h、1.4h、1.5h、1.6h、1.7h、1.8h、1.9h或2.0h；

39、随后，以5～15℃/min的升温速率将所述促渗前驱体继续加热至700～800℃，保温3～4h，完成焙烧，得到所述促渗填料，其中，升温速率可以是5℃/min、6℃/min、7℃/min、8℃/min、9℃/min、10℃/min、11℃/min、12℃/min、13℃/min、14℃/min或15℃/min，加热温度可以是700℃、710℃、720℃、730℃、740℃、750℃、760℃、770℃、780℃、790℃或800℃，保温时间可以是3.0h、3.1h、3.2h、3.3h、3.4h、3.5h、3.6h、3.7h、3.8h、3.9h或4.0h，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

40、作为本发明一种优选的技术方案，在渗氮炉的空气气氛中以10～15℃/min的升温速率对所述耐热合金铸件进行加热升温，例如可以是10℃/min、10.5℃/min、11℃/min、11.5℃/min、12℃/min、12.5℃/min、13℃/min、13.5℃/min、14℃/min、14.5℃/min或15℃/min，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

41、在一些可选的实例中，所述渗氮温度为450～500℃，例如可以是450℃、455℃、460℃、465℃、470℃、475℃、480℃、485℃、490℃、495℃或500℃，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

42、本发明特别限定了渗氮温度为450～550℃，渗氮温度一方面改变了氮原子在各氮化相中的扩散系数；另一方面，还改变了渗氮层的相结构，当氮化温度升高时，相区扩大，相厚度提高，渗氮层的深度增加。当渗氮温度低于450℃时，为达到一定的渗氮层厚度需要延长氮化处理的时间，此时，会导致铁酸镧薄膜表面吸附的活性氮原子数量减少，最终形成的渗氮层的硬度较低。

43、在一些可选的实例中，所述氨气的通入流量为5～8l/min，例如可以是5.0l/min、5.2l/min、5.4l/min、5.6l/min、5.8l/min、6.0l/min、6.2l/min、6.4l/min、6.6l/min、6.8l/min、7.0l/min、7.2l/min、7.4l/min、7.6l/min、7.8l/min或8.0l/min，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

44、在一些可选的实例中，所述渗氮处理的时间为3～5h，例如可以是3.0h、3.2h、3.4h、3.6h、3.8h、4.0h、4.2h、4.4h、4.6h、4.8h或5.0h，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

45、作为本发明一种优选的技术方案，所述钢液熔炼过程具体包括如下步骤：

46、将纯铁投入熔炼炉内，加热至熔炼温度并保温，形成铁熔液；随后，分批向所述铁熔液中投入合金材料，首先，向所述铁熔液中加入硅铁合金并保温，在保温过程中由所述铁熔液的底部通入氩气并加入造渣剂，除去液面浮渣；随后，将所述铁熔液升温至第一温度，向所述铁熔液中加入铬铁合金、镍铁合金和钼铁合金并在第一温度下保温，在保温过程中由所述铁熔液的底部通入氩气并加入造渣剂，除去液面浮渣；最后，将所述铁熔液继续升温至第二温度，向所述铁熔液中加入钨铁合金和钴粉并在第二温度下保温，在保温过程中由所述铁熔液的底部通入氩气并加入造渣剂，除去液面浮渣后得到合金化钢液。

47、在一些可选的实例中，所述熔炼温度为1560～1570℃，例如可以是1560℃、1561℃、1562℃、1563℃、1564℃、1565℃、1566℃、1567℃、1568℃、1569℃或1570℃，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

48、在一些可选的实例中，在所述熔炼温度下保温50～60min，例如可以是50min、51min、52min、53min、54min、55min、56min、57min、58min、59min或60min，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

49、在一些可选的实例中，向所述钢液中加入硅铁合金后保温20～30min，例如可以是20min、21min、22min、23min、24min、25min、26min、27min、28min、29min或30min，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

50、在一些可选的实例中，所述第一温度为1580～1600℃，例如可以是1580℃、1582℃、1584℃、1586℃、1588℃、1590℃、1592℃、1594℃、1596℃、1598℃或1600℃，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

51、在一些可选的实例中，在所述第一温度下保温20～30min，例如可以是20min、21min、22min、23min、24min、25min、26min、27min、28min、29min或30min，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

52、在一些可选的实例中，所述第二温度为1650～1670℃，例如可以是1650℃、1652℃、1654℃、1656℃、1658℃、1660℃、1662℃、1664℃、1668℃或1670℃，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

53、在一些可选的实例中，在所述第二温度下保温20～30min，例如可以是20min、21min、22min、23min、24min、25min、26min、27min、28min、29min或30min，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

54、在一些可选的实例中，所述造渣剂包括石灰、萤石、矾土或电石中的任意一种或至少两种的组合。

55、在一些可选的实例中，每次投入所述合金材料时加入的所述造渣剂的量为：每吨钢液加入15～20kg造渣剂，例如可以是15kg、15.5kg、16kg、16.5kg、17kg、17.5kg、18kg、18.5kg、19kg、19.5kg或20kg，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

56、在一些可选的实例中，在保温过程中，向所述钢液中通入的氩气的流量为15～20nm3/h，例如可以是15nm3/h、15.5nm3/h、16nm3/h、16.5nm3/h、17nm3/h、17.5nm3/h、18nm3/h、18.5nm3/h、19nm3/h、19.5nm3/h或20nm3/h，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

57、作为本发明一种优选的技术方案，所述精炼净化过程具体包括如下步骤：

58、将钢液熔炼后得到的所述合金化钢液调整至精炼温度后注入精炼炉内，向所述合金化钢液中通入氧气和氮气以对所述合金化钢液进行第一阶段除碳；当所述合金化钢液中的碳含量降低至第一含量时，降低氧气的流量并提高氮气的流量，对所述合金化钢液进行第二阶段除碳；当所述合金化钢液中的碳含量降低至第二含量时，再次降低氧气的流量并提高氮气的流量，对所述合金化钢液进行第三阶段除碳；当所述合金化钢液中的碳含量降低至第三含量时，停止通入氧气和氮气；随后，向所述合金化钢液中加入净化剂，并由所述合金化钢液的底部吹入氩气，除去液面浮渣后得到精炼钢液。

59、在一些可选的实例中，所述精炼温度为1600～1620℃，例如可以是1600℃、1602℃、1604℃、1606℃、1608℃、1610℃、1612℃、1614℃、1616℃、1618℃或1620℃，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

60、在一些可选的实例中，在第一阶段除碳过程中，所述氧气的通入量为350～400nm3/h，例如可以是350nm3/h、355nm3/h、360nm3/h、365nm3/h、370nm3/h、375nm3/h、380nm3/h、385nm3/h、390nm3/h、395nm3/h或400nm3/h；所述氮气的通入量为50～100nm3/h，例如可以是50nm3/h、55nm3/h、60nm3/h、65nm3/h、70nm3/h、75nm3/h、80nm3/h、85nm3/h、90nm3/h、95nm3/h或100nm3/h，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

61、在一些可选的实例中，所述第一含量为0.5～0.6wt％，例如可以是0.5wt％、0.51wt％、0.52wt％、0.53wt％、0.54wt％、0.55wt％、0.56wt％、0.57wt％、0.58wt％、0.59wt％或0.6wt％，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

62、在一些可选的实例中，在第二阶段除碳过程中，所述氧气的通入量为280～320nm3/h，例如可以是280nm3/h、285nm3/h、290nm3/h、295nm3/h、300nm3/h、305nm3/h、310nm3/h、315nm3/h或320nm3/h；所述氮气的通入量为120～180nm3/h，例如可以是120nm3/h、125nm3/h、130nm3/h、135nm3/h、140nm3/h、145nm3/h、150nm3/h、155nm3/h、160nm3/h、165nm3/h、170nm3/h、175nm3/h或180nm3/h，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

63、在一些可选的实例中，所述第二含量为0.3～0.4wt％，例如可以是0.3wt％、0.31wt％、0.32wt％、0.33wt％、0.34wt％、0.35wt％、0.36wt％、0.37wt％、0.38wt％、0.39wt％或0.4wt％，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

64、在一些可选的实例中，在第三阶段除碳过程中，所述氧气的通入量为200～250nm3/h，例如可以是200nm3/h、205nm3/h、210nm3/h、215nm3/h、220nm3/h、225nm3/h、230nm3/h、235nm3/h、240nm3/h、245nm3/h或250nm3/h；所述氮气的通入量为200～250nm3/h，例如可以是200nm3/h、205nm3/h、210nm3/h、215nm3/h、220nm3/h、225nm3/h、230nm3/h、235nm3/h、240nm3/h、245nm3/h或250nm3/h，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

65、在一些可选的实例中，所述第三含量为0.1～0.2wt％，例如可以是0.1wt％、0.11wt％、0.12wt％、0.13wt％、0.14wt％、0.15wt％、0.16wt％、0.17wt％、0.18wt％、0.19wt％或0.2wt％，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

66、在一些可选的实例中，所述净化剂由石灰、萤石和铝粉组成，其中，每吨合金化钢液中加入8～10kg石灰、2.5～3.2kg萤石粉以及1.3～1.7kg铝粉，石灰的加入量可以是8.0kg、8.2kg、8.4kg、8.6kg、8.8kg、9.0kg、9.2kg、9.4kg、9.6kg、9.8kg或10.0kg；萤石粉的加入量可以是2.5kg、2.6kg、2.7kg、2.8kg、2.9kg、3.0kg、3.1kg或3.2kg；铝粉的加入量可以是1.3kg、1.35kg、1.4kg、1.45kg、1.5kg、1.55kg、1.6kg、1.65kg或1.7kg，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

67、在一些可选的实例中，在加入所述净化剂后，向所述合金化钢液中通入的氩气的时间为10～20min，例如可以是10min、11min、12min、13min、14min、15min、16min、17min、18min、19min或20min，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

68、在一些可选的实例中，在加入所述净化剂后，向所述合金化钢液中通入的氩气的流量为50～60nm3/h，例如可以是50nm3/h、51nm3/h、52nm3/h、53nm3/h、54nm3/h、55nm3/h、56nm3/h、57nm3/h、58nm3/h、59nm3/h或60nm3/h，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

69、在一些可选的实例中，以所述精炼钢液的质量分数为100wt％计，所述精炼钢液中各元素的质量分数控制在如下范围内：

70、碳0.1～0.2wt％、硅1.5～2wt％、铬23～25wt％、镍19～20wt％、钼0.3～0.4wt％、钨0.5～0.6wt％以及钴1.6～1.8wt％，余量为铁；其中，碳的质量分数可以是0.1wt％、0.11wt％、0.12wt％、0.13wt％、0.14wt％、0.15wt％、0.16wt％、0.17wt％、0.18wt％、0.19wt％或0.2wt％；硅的质量分数可以是1.5wt％、1.55wt％、1.6wt％、1.65wt％、1.7wt％、1.75wt％、1.8wt％、1.85wt％、1.9wt％、1.95wt％或2wt％；铬的质量分数可以是23wt％、23.2wt％、23.4wt％、23.6wt％、23.8wt％、24wt％、24.2wt％、24.4wt％、24.6wt％、24.8wt％或25wt％；镍的质量分数可以是19wt％、19.1wt％、19.2wt％、19.3wt％、19.4wt％、19.5wt％、19.6wt％、19.7wt％、19.8wt％、19.9wt％或20wt％；钼的质量分数可以是0.3wt％、0.31wt％、0.32wt％、0.33wt％、0.34wt％、0.35wt％、0.36wt％、0.37wt％、0.38wt％、0.39wt％或0.4wt％；钨的质量分数可以是0.5wt％、0.51wt％、0.52wt％、0.53wt％、0.54wt％、0.55wt％、0.56wt％、0.57wt％、0.58wt％、0.59wt％或0.6wt％；钴的质量分数可以是1.6wt％、1.62wt％、1.64wt％、1.66wt％、1.68wt％、1.7wt％、1.72wt％、1.74wt％、1.76wt％、1.78wt％或1.8wt％，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

71、硅元素硅是抗腐蚀耐热钢中抗高温腐蚀的有益元素，同时，也是铁素体形成元素，在合金熔炼的过程中起到脱氧的作用；此外，硅元素还可以在抗腐蚀耐热钢表面形成一层致密的二氧化硅薄膜，从而增强抗腐蚀耐热钢表面的钝化能力，阻止氧、硫、氮等腐蚀性气体向钢中扩散，提高抗腐蚀耐热钢的抗腐蚀性能。本发明特别限定了硅元素的含量为1.5～2wt％，当硅元素的含量超过2wt％时，将会增加δ铁素体的数量，同时也会增大金属间化合物形成的趋势，导致抗腐蚀耐热钢的力学性能降低。

72、铬元素是铁素体形成元素，能够缩小奥氏体相区，是抗腐蚀耐热钢中重要的合金元素之一，当铬含量在本发明限定的数值范围内时，铬元素可以与氧气结合生成致密的氧化铬薄膜，氧化铬薄膜可以在一定程度上阻止氧、硫、氮等腐蚀性气体向钢中扩散，也能阻碍金属离子向外扩散。此外，铬元素的掺入会促进合金中金属间化合物的形成，比如σ相，同样也会促进碳化物m23c6的形成，这些析出相会阻碍晶界滑移从而提升抗腐蚀耐热钢的抗拉强度。

73、镍元素是抗腐蚀耐热钢中扩大γ相区的合金元素，在抗腐蚀耐热钢中可以保证获得γ相组织。本发明特别限定了镍元素的含量为19～20wt％，当镍元素的含量在此数值范围内时，高温γ相可以保留到室温，从而在室温下得到奥氏体组织。当镍元素的含量超过20wt％时，会导致碳元素在钢基体中的溶解度降低，从而增加碳化物析出的趋势。

74、钼元素是形成和稳定铁素体并扩大铁素体相区的元素，形成铁素体的能力与铬元素相当，扩大铁素体相区的能力要高于铬元素。本发明在钢液中掺入钼元素的主要作用是提高抗腐蚀耐热钢的耐还原性介质腐蚀、耐点腐蚀、耐缝隙腐蚀、耐晶间腐蚀等抗腐蚀性能，钼元素形成钼酸盐后具有缓蚀作用。但钼元素也会促进抗腐蚀耐热钢中金属间相的沉淀，其加入过量对钢的耐蚀性和力学性能也会产生不利影响，为使抗腐蚀耐热钢保持单一的奥氏体组织，随着钢液中钼含量的增加，奥氏体形成元素镍元素的含量也要相应提高，以保持钢中铁素体与奥氏体形成元素之间的平衡。随着钼含量的增加，抗腐蚀耐热钢在高温下的抗拉强度也随之提高，高温抗变形能力增强，但随之而来的是，抗腐蚀耐热钢的热加工性能也会变差，因此为了平衡抗腐蚀耐热钢的高温抗变形能力和热加工性能，本发明特别限定了钼元素的含量为0.3～0.4wt％。

75、钨是一种强碳化物形成元素，本发明在钢液中掺入钨元素可以极大地提高抗腐蚀耐热钢的综合力学性能，这是由于，一方面，钨元素是一种典型的置换型固溶强化元素，它在高温时能够固溶到奥氏体中强化钢基体，提高组织稳定性，起到固溶强化的作用。另一方面，钨元素还是强碳化物形成元素，有助于含钨的碳化物m23c6和laves相的析出并提高其稳定性，从而发挥第二相强化作用，其中，碳化物m23c6可以作为异质形核核心，提升奥氏体晶核数量，达到细化奥氏体晶粒的目的，晶粒细化后会使得晶界数量增加，位错运动易于晶界处塞积，从而导致晶粒中的滑移带终止于晶界；而laves相是抗腐蚀耐热钢中广泛使用的强化相，钨元素的掺入会降低laves相的颗粒尺寸，并延缓其粗化速率，增强沉淀硬化效应。再一方面，钨元素的加入还可以显著降低奥氏体的层错能，有助于层错的出现，并使得层错的宽度增加，阻止交滑移的进行，有利于孪晶的形成，而孪晶的出现又能够阻碍析出相在晶界的析出，从而延长抗腐蚀耐热钢的使用寿命。

76、此外，添加少量的钨元素还可以进一步提高抗腐蚀耐热钢的抗腐蚀性能，当抗腐蚀耐热钢浸泡于腐蚀溶液中，钨元素会以wo42-的形式溶于腐蚀溶液中，wo42-吸附在抗腐蚀耐热钢的表面形成保护层，对抗腐蚀耐热钢的进一步溶解脱落起到了抑制作用，因而具有缓蚀的效果。但当钨元素的添加量过高时，也会导致抗腐蚀耐热钢的抗腐蚀性能出现下降趋势，这是由于，非金属夹杂物、金属间析出相和晶界是抗腐蚀耐热钢发生晶界腐蚀的敏感区域，且σ相是抗腐蚀耐热钢发生晶界腐蚀的最敏感相，因此σ相的析出量越高，抗腐蚀耐热钢的抗腐蚀性能越差。而随着钨元素含量的提高，σ相的析出量随之增多，因此，钨元素的添加量不能过高，否则会影响抗腐蚀耐热钢的抗腐蚀性能；此外，钨是一种典型的铁素体形成元素，钨的添加量过高还会导致残余铁素体的含量升高，不利于抗腐蚀耐热钢的高温力学性能，因此，本发明特别限定了钨的含量为0.5～0.6wt％。

77、钴是奥氏体耐热钢中的重要合金元素和奥氏体稳定剂，钴元素完全溶解在钢基体中会提高铬元素、钨元素和碳元素的溶解度，使晶界和晶内的析出相有所减少，同时还会降低铬元素和碳元素的扩散率，从而抑制m23c6的粗化；此外，添加钴元素后可降低fe-cr-ni合金层错能，而孪晶的形成与层错能密切相关，一般而言，层错能较高的晶粒不易产生孪晶，随着钴元素含量的提高，晶粒的层错能逐渐降低，有助于层错的出现，阻止交滑移的进行，最终有利于孪晶的形成，而孪晶的出现又能够阻碍析出相在晶界的析出，归因于孪晶界的相干性，可以根据位错特性来选择性的阻断或传输入射位错，从而提高抗腐蚀耐热钢的抗拉强度。但钴含量也不能超过1.8wt％，这是由于钴元素的加入量过高会对抗腐蚀耐热钢的抗腐蚀能力产生不利影响，当铬元素的含量在1.6～1.8wt％范围时，金相组织中含有大量的δ铁素体，δ铁素体往往沿奥氏体晶界分布，由于δ铁素体中的铬含量较高，使得奥氏体晶界处的贫铬现象得到缓解，有利于防止晶间腐蚀；当铬元素的含量超过1.8wt％时，金相组织中的δ铁素体数量减少，(cr，fe)23c6碳化物易在晶界析出，导致晶界区域的铬被快速消耗，而基体奥氏体中的铬元素无法及时扩散到晶界处，导致晶界处出现贫铬区，在晶界和晶内产生的电位差作用下使得贫铬区与碳化物紧密相连，在腐蚀介质的作用下，造成钢基体的晶间腐蚀开裂，晶间腐蚀速率增大，最终影响了抗腐蚀耐热钢的抗腐蚀性能。

78、作为本发明一种优选的技术方案，其特征在于，所述浇铸成型过程具体包括如下步骤：

79、对钢质模具进行预热，将精炼净化后得到的所述精炼钢液达到浇铸温度时注入所述钢质模具，待所述精炼钢液全部注入所述钢质模具后，自然冷却至第一温度，随后调整降温速率，对所述钢质模具进行间断式超声振动，当所述钢质模具降温至第二温度时停止超声振动并保温，随后自然冷却至室温，脱模后得到合金铸件；

80、在一些可选的实例中，所述钢质模具的预热温度为380～400℃，例如可以是380℃、382℃、384℃、386℃、388℃、390℃、392℃、394℃、396℃、398℃或400℃，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

81、在一些可选的实例中，所述浇铸温度为1580～1600℃，例如可以是1580℃、1582℃、1584℃、1586℃、1588℃、1590℃、1592℃、1594℃、1596℃、1598℃或1600℃，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

82、本发明特别限定了浇铸温度为1580～1600℃，当浇注温度在此温度范围内时，精炼钢液在凝固过程中有较高的冷却速率，奥氏体形核率较高，在奥氏体晶粒的长大过程中会向周围液相不断排出溶质原子，导致溶质原子在固液界面前沿富集，晶粒沿着特定晶向生长，分枝倾向减小，形成的奥氏体晶粒较为细小且分布均匀；同时，从奥氏体中析出的碳原子会和精炼钢液中的合金元素相结合形成碳化物，在1580～1600℃的温度范围内进行浇铸时，精炼钢液中率先形成碳化钨等高熔点的碳化物，在精炼钢液中以硬质颗粒的形式存在，高熔点的硬质颗粒难以聚集长大，因此，在凝固过程中，这些硬质颗粒会被快速生长的奥氏体晶粒包裹并弥散分布于奥氏体中，从而使得碳化物的粒径较小，分布相对较为分散且不连续，有助于对钢基体产生弥散强化作用。

83、当浇注温度低于1580℃时，奥氏体晶粒会比较细小，在精炼钢液的凝固过程中由于溶质再分配，会使较多的合金元素或者细小的碳化物微团推移到奥氏体晶界附近，从而造成晶界附近的碳化物数量增多且形态粗化，这些偏聚于晶界处的粗大的碳化物会产生应力集中，易于产生裂纹等缺陷，从而降低合金铸件的强度。此外，当浇注温度过低，会导致冷却速度过快，树枝晶的生长速度提高，当枝晶间搭接后，枝晶间的凝固收缩无法及时补缩，从而增加了产生收缩的机率，造成合金铸件的致密性下降，最终导致抗腐蚀耐热钢的抗拉强度降低。

84、当浇注温度超过1600℃时，会导致碳化物的含量降低，形成的奥氏体晶粒粗大，这是由于，一方面，当浇注温度过高时，钢质模具吸收的热量过多，精炼钢液中合金元素混合充分，在凝固过程中，固溶于奥氏体中的合金元素不易析出，使得大量合金元素固溶于奥氏体中，从而导致与合金元素形成的碳化物的含量降低，而碳化物的含量对耐热合金铸件的抗拉强度会产生显著影响，由于位错很难进入碳化物和钢基体的界面，因此，碳化物可以有效阻碍位错的滑移，在合金铸件变形时，位错在碳化物和钢基体界面处造成严重塞积，因此，在碳化物分散不连续的情况下，碳化物的含量过低会直接导致耐热合金铸件的抗拉强度下降。另一方面，浇注温度过高时，精炼钢液的粘度降低，晶粒沿特定晶向生长形成枝晶的倾向增大，导致形成的枝晶比较发达；同时，由于浇注温度较高，扩散速度较快，原子的扩散能力增强，使得奥氏体晶粒的生长速度加快，奥氏体晶粒生长过程中排出的溶质原子能快速均匀的扩散在精炼钢液中，因此，奥氏体能向周围生长，使奥氏体枝晶发达且粗大。

85、在一些可选的实例中，所述精炼钢液注入所述钢质模具的速度为5～6t/min，例如可以是5.0t/min、5.1t/min、5.2t/min、5.3t/min、5.4t/min、5.5t/min、5.6t/min、5.7t/min、5.8t/min、5.9t/min或6.0t/min，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

86、在一些可选的实例中，所述第一温度为1100～1200℃，例如可以是1100℃、1110℃、1120℃、1130℃、1140℃、1150℃、1160℃、1170℃、1180℃、1190℃或1200℃，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

87、在一些可选的实例中，自然冷却至第一温度后将降温速率调整至3～5℃/min，例如可以是3.0℃/min、3.2℃/min、3.4℃/min、3.6℃/min、3.8℃/min、4.0℃/min、4.2℃/min、4.4℃/min、4.6℃/min、4.8℃/min或5.0℃/min，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

88、在一些可选的实例中，所述间断式超声振动为每超声振动10～15min，间停2～3min，其中，超声振动的时间可以是10min、10.5min、11min、11.5min、12min、12.5min、13min、13.5min、14min、14.5min或15min；间停的时间可以是2.0min、2.1min、2.2min、2.3min、2.4min、2.5min、2.6min、2.7min、2.8min、2.9min或3.0min，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

89、在一些可选的实例中，所述间断式超声振动的超声功率为2000～3000w，例如可以是2000w、2100w、2200w、2300w、2400w、2500w、2600w、2700w、2800w、2900w或3000w，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

90、在一些可选的实例中，所述间断式超声振动的超声频率为20～30khz，例如可以是20khz、21khz、22khz、23khz、24khz、25khz、26khz、27khz、28khz、29khz或30khz，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

91、在一些可选的实例中，所述第二温度为900～1000℃，例如可以是900℃、910℃、920℃、930℃、940℃、950℃、960℃、970℃、980℃、990℃或1000℃，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

92、在一些可选的实例中，在所述第二温度下保温8～10h，例如可以是8.0h、8.2h、8.4h、8.6h、8.8h、9.0h、9.2h、9.4h、9.6h、9.8h或10.0h，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

93、作为本发明一种优选的技术方案，所述调质热处理过程具体包括如下步骤：

94、将浇铸成型得到的所述合金铸件以第一升温速率加热至退火温度并保温，保温结束后，将所述合金铸件出炉空冷至室温，完成退火处理；将退火处理后的所述合金铸件以第二升温速率加热至第一淬火温度并保温，保温结束后，将所述合金铸件出炉油淬，待所述合金铸件冷却至室温后以第三升温速率加热至第二淬火温度并保温，保温结束后，将所述合金铸件出炉油淬，冷却至室温后，完成淬火处理，得到耐热合金铸件。

95、在一些可选的实例中，所述第一升温速率为10～20℃/min，例如可以是10℃/min、11℃/min、12℃/min、13℃/min、14℃/min、15℃/min、16℃/min、17℃/min、18℃/min、19℃/min或20℃/min，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

96、在一些可选的实例中，所述退火温度为700～800℃，例如可以是700℃、710℃、720℃、730℃、740℃、750℃、760℃、770℃、780℃、790℃或800℃，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

97、在一些可选的实例中，在所述退火温度下保温1～3h，例如可以是1.0h、1.2h、1.4h、1.6h、1.8h、2.0h、2.2h、2.4h、2.6h、2.8h或3.0h，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

98、在一些可选的实例中，所述第二升温速率为10～20℃/min，例如可以是10℃/min、11℃/min、12℃/min、13℃/min、14℃/min、15℃/min、16℃/min、17℃/min、18℃/min、19℃/min或20℃/min，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

99、在一些可选的实例中，所述第一淬火温度为1080～1100℃，例如可以是1080℃、1082℃、1084℃、1086℃、1088℃、1090℃、1092℃、1094℃、1096℃、1098℃或1100℃，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

100、提高淬火温度能加速奥氏体的形成和均匀化过程，这有利于形成细小均匀的奥氏体晶粒，但当淬火温度超过1100℃时，也会在一定程度上促使奥氏体晶粒长大，从而降低了耐热合金铸件的抗拉强度；此外，当淬火温度超过1100℃时，将导致金属单质、碳化物、氮化物及碳氮化物在钢基体中的溶解度增加，提高了奥氏体的稳定性，导致残余奥氏体数量增加，不利于耐热合金铸件抗拉强度的提升。

101、在一些可选的实例中，在所述第一淬火温度下保温0.5～1.5h，例如可以是0.5h、0.6h、0.7h、0.8h、0.9h、1.0h、1.1h、1.2h、1.3h、1.4h或1.5h，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

102、本发明特别限定了第一淬火温度为1080～1100℃，保温时间为0.5～1.5h，在此参数范围内不仅有利于提高抗腐蚀耐热钢在常温和高温下的力学性能；同时，也有利于提高抗腐蚀耐热钢的抗腐蚀性能。奥氏体耐热钢的腐蚀类型有点腐蚀、应力腐蚀和晶间腐蚀，其中晶间腐蚀是奥氏体耐热钢中最重要的腐蚀方式，腐蚀的机理是贫铬理论。铬元素在外部介质的作用下形成一层致密牢固的氧化膜，阻止外部腐蚀介质原子向内部的扩散，从而达到保护钢基体的防腐效果。淬火处理是改善晶间腐蚀最为重要的热处理方式，其目的是使析出的碳化物等第二相在高温下固溶于钢基体中并继续扩散。淬火温度和保温时间会影响奥氏体晶粒的大小以及碳化物在晶界的析出，进而影响抗腐蚀耐热钢的耐晶间腐蚀性能。当淬火温度过高或保温时间过长，会导致奥氏体晶粒尺寸增大、晶界减少，影响表面钝化膜的形成速度。此外，钢基体中过饱和的碳元素向晶界扩散、析出并且与附近的铬元素结合形成铬的碳化物，吸收了较多的铬，而钢基体内部的铬扩散速度较慢，来不及补充晶界处的铬，从而导致晶界处形成“贫铬”区域，当铬含量降低至耐腐蚀性界限以下时，表面钝化膜的钝化能力降低，在腐蚀介质的作用下便会产生晶间腐蚀。

103、在一些可选的实例中，所述第三升温速率为10～20℃/min，例如可以是10℃/min、11℃/min、12℃/min、13℃/min、14℃/min、15℃/min、16℃/min、17℃/min、18℃/min、19℃/min或20℃/min，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

104、在一些可选的实例中，所述第二淬火温度为980～1050℃，例如可以是980℃、990℃、1000℃、1010℃、1020℃、1030℃、1040℃或1050℃，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

105、在一些可选的实例中，在所述第二淬火温度下保温0.5～1.5h，例如可以是0.5h、0.6h、0.7h、0.8h、0.9h、1.0h、1.1h、1.2h、1.3h、1.4h或1.5h，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

106、第二方面，本发明提供了一种采用第一方面所述的制备方法制备得到的三元微量元素共掺入的抗腐蚀耐热钢。

107、与现有技术相比，本发明的有益效果为：

108、本发明通过在钢基体中掺入钼元素、钴元素和钨元素，并采用不同的渗碳处理工艺相结合，制备得到了具有优异力学性能和抗腐蚀性能的奥氏体耐热钢。

109、本发明在渗氮处理过程中，在渗氮炉的进气管路内预先填充促渗填料，氨气经进气管路进气时可以与促渗填料充分接触，通过多孔结构的无机载体增大了氨气与氧化铈和氧化钴之间的接触面积，氧化铈和氧化钴可以降低离子键断裂所需的活化能，可加速氨气的分解，增加活性氮离子的数量，迅速建立较高的氮势，达到提升渗氮速率的目的。

110、本发明在耐热合金铸件的表面喷洒前体溶液，通过加热使得前体溶液结晶形成铁酸镧薄膜，提高了耐热合金铸件表面在低温下对氨气的催化分解活性，同时可以有效吸附分解的自由氮，以在铁酸镧薄膜表面形成氮吸附层；另外，稀土元素镧在渗氮过程中可以渗入钢基体的表层形成固溶体，使周围点阵产生严重畸变，促进了活性氮原子的扩散渗透。本发明通过促渗填料和铁酸镧薄膜的协同作用，不仅可以提高渗氮效率，降低渗氮温度，还可以明显改善渗氮层的硬度，提高渗氮层的耐磨性、接触疲劳和弯曲疲劳寿命。

111、本发明通过促渗填料和铁酸镧薄膜的协同作用，可实现清洁工件表面、加速氮原子扩散速度的目的，从而降低了渗氮温度，缩短了渗氮时间，提高了渗氮效率。