耐热钢的焊接性.doc

第1章 绪论
1.1 引言
发展大容量、高蒸汽参数的电站机组是提高燃料使用效率、降低二氧化碳排放的有效手段，但提高机组运行参数（尤其是蒸汽温度），对电站锅炉用耐热钢提出了更高的要求，因此，开发用于超临界、超超临界电站锅炉用新型耐热钢成为了制造高效洁净电力能源设备的关键技术之一[1-5]。在用于电站锅炉的过热器、再热器等高温部件时，TP304、TP347等奥氏体不锈钢表现出良好的高温强度，但不锈钢具有导热系数低、应力腐蚀敏感性高、热膨胀系数大等缺点，并不能很好的满足机组安全高效运行的要求[6-19]。因此，铁素体耐热钢的开发成为世界各国电站锅炉用钢的重要发展方向，国际上，珠光体、贝氏体、马氏体耐热钢统称为铁素体钢[1,14]。
1.2 电站锅炉用铁素体耐热钢的发展历史
图1.1铁素体耐热钢发展历程[24]
Fig.1.1 Developing process of ferric heat-resistant steel
12Cr-0.5Mo-2WCuVNb
铁素体耐热钢的发展可以分为两条主线，一是逐渐提高主要耐热合金元素Cr的含量，从2.25%Cr提高到12％Cr;二是通过添加V、Nb、W、Mo、Co等合金元素，使钢的600℃х105h蠕变断裂强度由35MPa提高到60、100、140、180MPa，

表1.1 部分铁素体耐热钢的化学成分
Table1.1 Composite of some ferric heat-resistant steels
钢号
化学成分(wt%)
C
Si
Mn
Cr
Mo
W
Co
V
Nb
B
N
其他
2Cr
T22(2.25Cr-1Mo)
HCM2S(2.25Cr-1Mo1.6WVNb)
0.12
0.06
0.3
0.2
0.45
0.45
2.25
2.25
1.0
0.1
--
1.6
--
--
--
0.25
--
0.05
--
0.003
--
--
--
--
9Cr
T9(9Cr-1Mo)
HCM9M(9Cr-2Mo)
T91(9Cr-1MoVNb)
T92(9Cr-0.5Mo2W VNb)
EM12(9Cr-2M VNb)
0.12
0.07
0.10
0.07
0.10
0.6
0.3
0.4
0.06
0.4
0.45
0.45
0.45
0.45
0.10
9.0
9.0
9.0
9.0
9.0
1.0
2.0
1.0
0.5
2.0
--
--
--
1.8
--
--
--
--
--
--
--
--
0.20
0.20
0.30
--
--
0.08
0.05
0.40
--
--
--
0.004
--
--
--
0.05
0.06
--
--
--
--
--
--
12Cr
HT91(12Cr-1Mo V)
HT9(12Cr-1MoW V)
HCM12(12Cr-1Mo-1W VNb)
T122(12Cr-0.4Mo-2WTaNbN)
NF12(11Cr-2.6W-2.5Co WNbB)
SAVE12(11Cr-3W-3Co WNbBNd)
0.20
0.20
0.10
0.11
0.08
0.10
0.4
0.4
0.3
0.1
0.2
0.3
0.60
0.60
0.55
0.60
0.50
0.20
12.0
12.0
12.0
12.0
11.0
11.0
1.0
1.0
1.0
0.4
0.2
--
--
0.5
1.0
2.0
2.6
3.0
--
--
--
--
2.5
3.0
0.25
0.25
0.25
0.20
0.20
0.20
--
--
0.05
0.05
0.07
0.07
--
--
--
0.003
0.004
--
--
--
0.03
0.06
0.05
0.04
0.5Ni
0.5Ni
--
1.0Cu
0.07Ta
0.04Nd

图1.1给出了铁素体耐热钢的现状及发展趋势，部分铁素体耐热钢的化学成分列于表1.1[20-24]

1.2.1 传统的耐热钢
（1）低合金耐热钢
20世纪50年代，电站锅炉钢管大多采用含Cr≤3%,含Mo≤1%的铁素体耐热钢，其典型钢种及最高使用温度为：
15Mo≤530℃ 12CrMo≤540℃ 15CrMo≤540℃
12Cr1Mo≤580℃ 15Cr1MoV≤580℃ 10CrMo910≤580℃
当时，当温度超过580℃时，一般都采用奥氏体耐热钢，如TP304,TP347H等，然而由于不锈钢价格昂贵、导热系数低、热膨胀系数大及存在应力腐蚀裂纹倾向等缺点，未被大量采用。故世界各国从20世纪60年代开始，进行了长达30年的试验研究，以开发适用于580～650℃蒸汽温度的锅炉用铁素体耐热钢。
（2）EM12钢
20世纪50年代末，比利时Liege冶金研究中心研究了“超级9Cr钢”，其化学成分为9Cr-2Mo，并添加了Nb、V等合金元素，材料的牌号为EM12。法国瓦卢瑞克公司生产出EM12过热器钢管，1964年，法国电力公司批准EM12钢管可用于620℃的锅炉过热器和再热器，代替过去使用的不锈钢管。但是，由于该钢的冲击韧性差，没有被大量采用。
（3）钢102
20世纪60年代，中国按原苏联的耐热钢系列研制出了钢102（12Cr2MoWVTiB）,推荐使用温度为620℃。长期的使用经验表明，钢102应在低于600℃的蒸汽温度下使用。
（4）T23（HCM2S）、T24钢
HCM2S是在T22（2.25Cr-1Mo）钢的基础上，吸收了钢102的优点而改进的。在600℃时的强度比T22高93％，与钢102相当，由于含碳量降低，加工性能和焊接性能优于钢102。当壁厚小于或等于8mm时可不进行焊后热处理。该钢已获得ASME锅炉压力容器规范CASE2199认可，被命名为SA213-T23。
T24（7CrMoVTiB10-10）钢是在T22钢基础上进行改进，与T22钢相比，增加了V、Ti、B含量，减少了C含量，于是降低了焊接热影响区的硬度，提高了蠕变断裂强度。当壁厚小于或等于8mm时，可以不做焊后热处理。
（5）F11、F12钢 [25]
20世纪60年代末，德国研究开发了12Cr钢，即F12（X20CrMoV121）钢和F11(X20CrMWV121)钢，1979年正式纳入DIN17175标准，主要用于壁温达610℃的过热器、壁温达650℃的再热器以及壁温为540－560℃的联箱和蒸汽管道，但其含碳量高，焊接性差。
1.2.2 新型铁素体耐热钢
20世纪40年代以后，人们从经验教训中认识到，韧度是反映材料抵抗脆性破坏的力学性能指标。对结构用钢材来说，除了要有足够的强度外，还应该具有充分的塑性和韧度。尽管设计时采用的仍然是强度准则，但对于重要结构，还必须考核使用于该结构的材料的韧度。对于σs≤350MPa 的材料，最初要求在使用温度下的V形缺口夏比冲击功不得低于20.3J。但是后来又发现，20.3J这个界限不能适用于所有强度等级的钢和不同的结构。随着材料强度的提高，由于冲击功中弹性功的比例增大，对遏止脆性破坏起重要作用的塑性变形功和撕裂功必然减小，因此必须要求材料在强度提高的同时，其韧度也有相应的提高。此外，除了强度等级外，在设计时还需要根据结构重要性的增加和结构尺寸的增大与增厚，对材料的韧度要求作相应地提高。可是传统工艺生产的钢，往往随着材料强度的提高，材料的塑性和韧度总是有所降低的。于是在1960年前后提出了发展高强度高韧度的强韧化结构钢的要求。经过十多年的努力，冶金工作者成功地开发出了一系列适用于450℃以下工作的结构用高强度钢材和0℃以下低温工作构件用的高强度钢材。这些材料不仅强度高，而且韧度也被大幅度地提高。它们已经成功地在相应的领域中使用，取得了很好的效益。管线钢X60、X70就是一个突出的例子，通常把这一类钢称为强韧化钢[30,31]。火力发电厂锅炉用铁素体耐热钢的发展大致经历了类似认识过程。
蒸汽温度为650℃、压力为34MPa的300MW机组早在1960年2月就已在美国Philadelphia电力公司开始商业运行。高的蒸汽参数获得了很高的热效率，但这是以大量使用高Ni、Cr合金的奥氏体材料为代价的。该机组的主蒸汽管道和联箱都采用了AISI316钢，其尺寸分别为Φ508Х184.15mm和Φ228.6X 63.5mm。虽然Ni-Cr奥氏体材料的高温强度稳定，可是由于具有导热差、线胀系数大、热应力大以及对应力腐蚀敏感等缺点，机组运行不到20年，该机组的主蒸汽管道和联箱出现许多裂纹而泄漏。其中直径较小、壁厚较薄的集箱仅在运行2.5万小时、启停77次后内表面就开始开裂，不得不在20世纪80年代初就大量更换管道。可见，采用奥氏体钢做大厚壁大直径构件的设计是不成功的。这就是为什么在没有出现相应的铁素体耐热钢以前，再也没有更多家电力公司来效仿制造这样参数的机组的缘故[20]。
1960年以后，许多国家都投入了很大的人力和物力研究和开发能够在蒸汽温度小于等于600℃的条件下工作的铁素体耐热钢。长期以来，对用于高温承压部件钢管的要求是:(1)足够的高温蠕变断裂强度和持久塑性。(2)良好的高温组织稳定性。(3)良好的高温抗氧化性。(4)良好的加工工艺性。而对常温韧性没有明确要求。在这种观念下，研究和开发电站用铁素体耐热钢的工作大多都是沿着固溶强化、析出强化、位错强化的思路进行的，研制出的铁素体耐热钢都随着高温强度的提高，而其常温塑性和韧度却明显降低。这样的材料在相当程度上制约了20世纪60年代以后电站锅炉蒸汽参数的发展和提高[20]。在这个时期开发出了一系列高温强度较高的铁素体耐热钢，如钢 102(12Cr2MoVWTiB)、п11(l2Cr3MoVSiTiB)、EMl2(9Cr2MoV)、X20(X20CrMoVl21)等，尽管它们的蠕变断裂强度比传统常用的l2CrlMolV、2.25Cr-1Mo提高不少，可是实际工程中锅炉的蒸汽温度仍然只能限制在540℃上下。例如，X20钢550℃×l05h的蠕变断裂强度比2.25Cr-1Mo高50MPa，X20和EMl2(9Cr2MoV)钢在550℃的许用应力比2.25Cr-1Mo分别高50和60MPa，600℃的许用应力比2.25Cr-1Mo分别高15和25MPa，即使这样，蒸汽温度还是没有明显提高。而且EMl2(9Cr2MoV)、钢102(12Cr2MoVWTiB)和п11 (l2Cr3MoVSiTiB)等钢，由于其韧度不足，还被限制只能使用于炉内小径管，不用于制造厚壁大直径管。
实践经验说明[20,21]，上述这些钢虽然具有优良的高温性能，可是由于它们的塑性、韧度和加工性都随着其强度的提高而变差，不仅加工制作难度较大，而且制成的构件在运行过程中的安全稳定性也较差。因此，为保证锅炉的安全运行，设计蒸汽温度仍限制在 566℃以下。一直到 1983年，在高强度高韧度的T/P9l(9CrlMoNbV)钢出现以后，蒸汽参数才于20世纪80年代后期由24.1MPa/538/566℃提高到30.0MPa/566/566℃;并于1990年以后，从30.0MPa/566/566℃提高到30.0MPa/593/593℃和30.0MPa/600/610℃。
(1) T9l/P91钢[26-29]
上世纪70年代，美国能源部委托橡树岭国家试验室(ORNL)与燃烧工程公司 (CE)联合研究用于快速中子增殖反应堆计划的钢材，开始改进原有的9CrlMo钢 (T9，见表1.1)，以研究开发一种新的9Cr-lMo钢，要求这种新钢种综合早期9Cr和l2Cr钢的性能，并具有良好的焊接性。到1980年，测试了超过一百种成分的试验样品，最后确定为改良型9Cr-lMo钢，即T9l/P91钢 (化学成分见表1.1)，“T”表示管子，“P”表示管道。经试验，该钢在593℃、10万小时条件下的持久强度达到100MPa，韧性也较好。从技术和经济角度分析，这种钢与EM12相比，Mo含量减少一半，Nb、V也低。1982年，橡树岭国家试验室进行了对比试验，发现这种改进的9Cr-lMo钢优于EMl2和Fl2。1983年，美国ASME将这种钢认可为SA213-T91/SA335-P91。1987年，法国瓦鲁瑞克公司针对T91与F12和EM12的评估技术报告认为,T91/P91有明显优点，强调要用T91/P91替代EM12。20世纪80年代末，德国也从F12转向T91/P91，T9l钢用于壁温小于等于600℃的过热器、再热器管，P91钢可用于壁温小于等于600℃的联箱和蒸汽管道。
(2) T92/P92、T122/P122钢 [24]
20世纪90年代初，日本在大量推广T9l/P91的基础上，发现当使用温度超过600℃时，T91/P91已不能满足长期安全运行的要求。在调峰任务重的机组，管材的疲劳失效也是个大问题。于是，日本在继续开发新的大机组锅炉用钢方面做了大量的试验研究工作，目前已生产出得到ASME标准认可的钢管有SA213-T92(NF616))、SA213-Tl22(HCMl2A)。这些钢种已经在大型锅炉的高温部件上采用，它们的化学成分见表1.1。
T92/P92 (NF616)钢是在T91/P9l钢的基础上再加1.5～2.0％的W，降低了Mo含量，增强了固溶强化效果。在600℃的许用应力比T91高34%，达到TP347的水平，是可以替代奥氏体钢的候选材料之一。图1.2给出了T122（HCM12A）、T92（NF616）、T9l钢许用应力与温度的关系曲线。它与奥氏体钢有关性能对比见表1.2，NF616在600℃х10万小时的持久强度可达130MPa。
图1.2许用应力与温度的关系[24]
Fig.1.2 Relationship between allowable stress and temperature
T92(NF616)
T122(HCM12A)

表1.2 T92钢与奥氏体钢高温下许用应力对比
Table 1.2 Comparison of allowable stress between T92 steel and austenite steel
许用应力
600℃
625℃
650℃
NF616
87
68
48
SUS321H
69
52
39
SUS347H
78
57
42
许用应力比
NF616/SUS321H
1.26
1.31
1.23
许用应力比
NF616/SUS347H
1.12
1.19
1.14

以上数据表明，NF616作为超临界锅炉过热器和再热器管材，不仅在600～650℃内与奥氏体钢相当或优于奥氏体钢，且在600℃时许用应力是SUS321H的1.26倍，是SUS347H的1.12倍。仅对蠕变断裂强度而言，NF616钢管可取代奥氏体钢用于超临界和超超临界锅炉的过热器、再热器管，并可用于壁温小于等于620℃的主蒸汽管道。
1）蠕变强度，经2万小时以上蠕变破断试验，证实该种钢具有稳定的高温强度 在550-650℃内，均高于同温度下的T9l钢，在650℃以下时，也高于SUS347H，其600℃时许用应力约为T91的1.3倍，也高于奥氏体钢SUS347H。
2）抗蒸汽氧化性能和抗高温腐蚀性优于其他9Cr钢。
3）物理性能。作为高铬马氏体钢， 其热传导性比奥氏体钢好，热膨胀系数小，氧化垢不易剥离，适用于620℃以下的主蒸汽管道。
(3) 发展中的NFl2、SAVEl2新型铁素体耐热钢[24]
NFl2、SAVEl2钢是为了提高超超临界锅炉效率而急需开发的能够用于650℃的铁素体耐热钢。对l2Cr-W-Co钢的研究表明,高的钨和低的碳含量能够提高蠕变断裂强度，而且Co的存在可以避免δ铁素体的形成。这两种钢的化学成分见表1.1。图1.3给出了几种典型的铁素体耐热钢的蠕变断裂强度。可以看出，NFl2钢的蠕变断裂强度高于P92、P9l和F12钢。
图1.3 典型铁素体钢的蠕变断裂强度
Fig 1.3 Creep rupture strength of typical ferric heat-resistant steel

1. 3 铁素体耐热钢细晶强韧化的研究
1.3.1 铁素体耐热钢的强化
金属材料的屈服强度可以表示为σs=σ0+kd-1/2，式中d为晶粒直径，σ0为驱动位错运动的应力。提高σ0和减小d就可以提高σs，达到强化钢材的目的。可以通过固溶、析出、增大位错密度等方法来提高σ0。图1.4表示常见元素对铁素体的强化作用，其中C、H、P的作用最为强烈。但是通过固溶、析出、增大位错密度等强化方法提高对材料强化程度的同时，钢材的韧度往往被降低。除了Ni以外，所有元素都不同程度地恶化了钢的韧度，尤其以C、P最为剧烈[30]。减小晶粒直径d是使钢材强化的非常有效的途径。晶粒越细，晶界就越多，其强化的效果也愈显著，此外，还同时显著地提高钢材的韧度。图1.5表示四种强化方法对钢材强度和韧度的不同贡献，其中减小晶粒直径d,不仅对提高结构钢强度的作用极为强烈，而且还有力地提高了钢材的韧度。可见，充分地减小晶粒直径就可能使钢材同时具有高强度和高韧度[30]。

图1.4 合金元素在低碳铁素体
钢中的强化效果
Fig 1.4 Strengthening effect of alloying elements in ferric steel with low carbon
图1.5不同强化方法对钢韧性的影响
Fig 1.5 Effect of strengthening method on toughness of steel
位错
强化

1.3.2 铁素体耐热钢的强韧化
20世纪发生的几次能源危机促使人们在高纬度的严寒地带铺设输油、输气管线，为此需要大量高强度、高韧度 (脆性转变温度极低)的钢材。在高韧高强钢的研发过程中发现，为了获得同时具有高强度、高韧度的结构用钢材，关键要做到钢质的纯净化和钢材的细晶化[30,31]。
（1）钢质的纯净化
钢质的纯净化指的是严格控制钢质中不纯物质的含量，这些有害的不纯物主要是H、S、P、O、N、C、B、As、Se、Sb、Te等。它们通过固溶、晶界偏析、夹杂等多种形式恶化金属的韧度和强度。对于结构用钢而言，需要把一部分C也作为不纯元素看待，尽量降低它的含量。现代的冶炼技术，通过对精炼前和精炼后钢水的处理，完全可以把钢质的纯净度控制在很高的水平。
（2)钢材的细晶化
为了进一步细化晶粒，从20世纪60年代开始，研究开发了控制轧制技术。所谓控轧技术，是在比常规轧制温度低的条件下，采用强化压缩变形和控制冷却等工艺措施来提高热轧钢材的强度和韧度等综合性能的轧制方法。实际工程中，通常采用铁水的预处理、精炼和炉后对钢水的纯净处理，使钢的纯净度大幅度提高。然后通过控制轧钢时钢坯的加热温度、控制轧制变形的温度区间、变形速度、加大成形后的冷却速度等措施，迫使形变后的奥氏体在再结晶后晶粒没有长大的机会，或者不让它再结晶，甚至使形成的铁素体发生形变和再结晶来获得晶粒度极细小的铁素体组织，从而获得强度高、韧性好的钢材。热轧过程中形变奥氏体的再结晶和铁素体的形成可有下列三种情况[30,31,32]:
1)整个轧制过程在较高的温度下进行，而且终止轧制的温度 (终轧温度)在1000℃以上。这种情况下，形变奥氏体不仅能发生充分的再结晶，而且再结晶后的晶粒还较大，如图1.6中的I就是通常的热轧情况。
2)轧制过程温度较低，而且其终轧温度在1000℃左右，这时可能出现三种情况：如果终轧温度低到奥氏体形变后只可能在晶界上发生再结晶，那么其结果就会像图1.6中的IIa那样，在形变奥氏体晶界附近有许多细小的再结晶晶粒，形变的扁平奥氏体仍大致保持着原状，最后得到的是一种不均匀组织。如果温度稍高，奥氏体形变后的再结晶不但进行得完全，而且再结晶后的晶粒还发生一定程度的长大，结果就会得到图1.6中IIb所示的不均匀的组织。假如各种条件适当，形变后的奥氏体只发生完全的再结晶，但发生了再结晶的晶粒没有长大的机会。这时就会得到如图1.6中IIc所示的晶粒细小均匀的组织。显然，图1.6中IIc状态是最有利的，这种状态的获得取决于轧制变形的温度区间和终轧温度，还决定于每道次轧制的轧制变形量和冷却速度的控制。得到的这种细小均匀的奥氏体晶粒在冷却后就会转变成更加细小均匀的铁素体组织。
图1.6奥氏体再结晶示意图
Fig 1.6 Diagram of austenite re-crystallizing

3)把终轧温度控制在950℃-A3之间，并加大冷却速度，如图1.6III所示。此时，形变了的奥氏体没有条件进行再结晶，铁素体将直接从形变奥氏体转变而成。这时奥氏体晶粒不仅具有许多形变带，而且由于钢中的Nb、V等微合金化元素还会以碳氮化合物的形式析出。它们一方面给铁素体成核提供条件，另一方面又起到了阻止铁素体晶粒长大的作用。
为了限制形变奥氏体再结晶后的晶粒长大，需要降低轧制温度和增加形变速度。要做到这点，就需要大幅度地增加轧机的压力，这在实践中是难以实现的。但研究发现：添加Nb、Ti、V等元素可以有效地提高形变奥氏体的再结晶起始温度，为实现控制轧制提供了有利条件。Nb等微合金化元素不仅能有效地提高再结晶起始温度，而且都是强碳化物、氮化物形成元素，在奥氏体形变过程中，在适当温度下会以极细的质点析出，一方面起着阻止奥氏体晶粒长大的作用，另一方面成为众多的铁素体转变核心，利于获得更细小的铁素体晶粒。一系列通过这种制造工艺制备的低碳低合金的高强度、高韧度的结构钢已从20世纪70年代开始成功地在工程中应用，国外把这种冶炼和热轧加工制作钢材的技术命名为TMCP过程（Thermal-Mechanical-Control-Process）[32]。
1.3.3 以T/P9l为代表的耐热钢的强韧化
确保必需的碳含量，调整和添加Cr、Mo、Nb、V、W、T等元素是提高钢材高温强度和蠕变抗力的常规有效途径。其中固溶在基体中的Cr、Mo通过形成Cr-C或Cr-C-Cr类型的间隙原子群，阻止位错移动而提高强度。Nb、V、W、Ti等强碳化物形成元素，一方面形成稳定弥散的碳化物，起着沉淀强化的作用；另一方面则防止Cr、Mo脱溶析出减弱对基体的固溶强化效果。采用这些方法优化合金元素的组合而研制成的钢材 (如钢102、EMl2等)，其强度和蠕变抗力显著提高，但其韧度仍然不足。1975年前后，虽然结构钢的细晶强韧化技术已日趋完善，但是传统认为:对于耐热钢而言，晶粒愈细，蠕变抗力愈低。文献[33]研究了0.5%Mo钢不同晶粒度等级下相应的蠕变抗力，结果表明，晶粒度等级为8级，即晶粒最细的,在试验温度低于400℃时，其蠕变抗力最高。可随着温度的升高，蠕变抗力急剧降低，当试验温度升到500℃左右时，这个晶粒最细的钢成为蠕变抗力最小的钢，而晶粒度为2级的晶粒最粗的试样，其蠕变抗力最高。这些试验结果说明了晶界对蠕变抗力有双重的作用:一方面晶界有阻碍位错滑移的作用而起到强化材料的效果;另一方面，晶界上由于扩散进行得较迅速，给位错攀移提供通道，促进位错在其邻近区域攀移而起软化的作用。当温度升高时,扩散的加速起了更明显的作用，使细晶粒钢的蠕变抗击力迅速地降下来。
基于以上事实，在耐热钢领域中，习惯上不采用细晶强化，甚至会回避采用细化晶粒。但是雷廷权院士[34]等对钢材形变热处理的研究发现，高温的形变热处理能提高铁素体钢的蠕变断裂强度。美国橡树岭国家实验室（ORNL）等科研机构研究了这种细晶强韧化技术对提高耐热钢的性能的作用后发现，这种为常温和低温下使用的低合金高强度结构钢强韧化所开发的方法对耐热钢的强韧化同样有效，并证明用TMCP工艺生产的T91/P91钢随着常温力学性能的强韧化，钢的高温蠕变断裂强度也有明显提高[35，36]。
综上所述，可以把T91/P91钢强韧化的措施理解为[35-49]:
(1)通过纯净化钢质，严格限制了危害钢材塑性和韧度的有害杂质元素，不仅有助于提高钢材的韧度，也极有利于提高高温蠕变强度。多晶体晶界的结构基本上是无序的，在那里原子排列得比较稀疏，杂质元素和合金元素会优先地集中分布到晶界层内。在合适的条件下，晶界上就会以较快的扩散速度集聚更多的晶格空位和形成许多大颗粒的第二相，它们都会加速蠕变孔洞的形成。因此，净化钢质也净化了晶界，使晶界得到强化，尤其使晶界在高温下得到了强化，从而有效地提高钢材的高温蠕变断裂强度，由于钢质的纯净化使晶粒度对蠕变抗力的影响明显减小。
(2)通过微合金化和合理的控轧，使形变的奥氏体基体上析出弥散分布的极其微细的Nb和V的碳、氮化物 (MX)，它们成为形变奥氏体再结晶的晶核。在合理的温度范围和冷却条件下，使形变奥氏体再结晶成为晶粒均匀细小的再结晶组织，它为钢材的强化和韧化奠定了重要的基础。
(3)晶粒均匀细小的再结晶奥氏体，经过加速冷却淬火和回火，形成细密的回火马氏体。每一个细小的奥氏体晶粒转变成多个位相不同、相互间以大角度相交的低碳马氏体板条束集 (Packet)。每个马氏体板条束集是由许多细密的位相相差不大的以小角度相交的马氏体板条束 (Block)组成;每一束马氏体板条束又是由众多细密的位相相近的马氏体板条组成，在每一片马氏体板条上，存在着微细的MX、高密度的位错和亚晶界。原始奥氏体晶粒的大小、马氏体板条束集的直径、马氏体板条束的尺寸、马氏板条上析出物的形态、位错密度和亚晶界的数量和合金马氏体的成分，一起对钢材的强韧化起着决定性的作用。
总之，在严格限制了损害塑性和韧性的杂质元素的同时，还通过Nb、V等元 素的微合金化和TMCP工艺，获得极为细密的回火马氏体。在这种回火马氏体的基体上，还有在高温下已经析出了的微细的Nb、V的碳、氮化物以及高密度位错和众多的亚晶界，使钢材成为强韧型的铁素体耐热钢。日本川崎制铁所通过研究，建议采用将钢坯加热到大于等于1200℃，令Nb、V等元素充分固溶，随后在1000-900℃温度范围进行多道次热轧的TMCP工艺来制作这种钢材。
需要强调的是，这里添加Nb、V、Ti等合金元素的理念和EM12、钢102等不同。后者是因其能形成稳定的碳化物，为求得多元强化效果而加入的，而前者不仅因为它们能形成稳定的碳、氮化合物，而且还因为它们能提高再结晶起始温度，使TMCP工艺成为可能，有助于获得细晶粒而作为微合金化元素加入的。
1.4 T92钢的研制、性能及应用
1.4.1 T92钢的研制
继T9l/P9l钢以后，欧洲和日本开始对T9l/P9l钢进行改进，以进一步提高其蠕变断裂强度和使用温度。1996～1998年，开发出了9Cr-0.5Mo-2W为主要成分的NF616和Xl0CrMoWVNb9-2钢，并已分别纳入ASTM和ASME标准。在ASTM中，NF616钢的编号为ASTMA2l3T92/ASTMA335P92，在欧洲的编号为Xl0CrMoVNb9-2，在日本的编号为STBA29/STPA29。
T92/P92钢的抗腐蚀性和抗氧化性与T9l/P9l钢相同，但是具有更高的高温强度和蠕变性能。与TP347H相比，价格低廉，而且热膨胀系数小、导热率高和抗疲劳性能强，焊接性和可加工性好。欧洲实践经验表明，T92钢适用于制作蒸汽温度在580～600℃之间、金属最高温度在600-620℃的锅炉本体过热器、再热器。P92材料则适用于锅炉外部的零部件，如管道和集箱，蒸汽温度可高达625℃。使用这种钢材，可以明显减轻锅炉和管道部件的重量。
（1）化学成分的确定[50,52]
由于T92/P92钢是在T9l/P9l钢的基础上开发的，因此其成分是以9Cr-1Mo为基础进行调整的。考虑到在单独添加Mo的情况下，随着Mo含量的提高，强度能够增加，但是当Mo含量达到和高于1.6%时，Mo的固溶强化效果由于出现了δ相而被抵消。此外，考虑到W也同样具有固溶强化和形成稳定碳化物的特性，也是能有效地提高钢材蠕变断裂强度的元素，因此可以用W来部分代替Mo或采用Mo和W的联合强化作用来进一步提高钢材的性能。在这种指导思想下，选择了在0.05C-9Cr-0.2V-0.05Nb-0.005B的基础上试验不同Mo、W配比的强化效果，最后确定了0.5%Mo+1.8%W的最佳组合。由于δ铁素体会降低这类钢的冲击韧性，为此，需要防止在添加W以后在钢中出现δ铁素体。根据这个需要，在确定了Mo、W含量配比后，还要保证钢中的N、B含量，还要添加适当的Ni，于是形成了表1.1所列的成分。
（2）热处理工艺的确定[50-56]
T92、P92钢的AC1温度为800～845℃，AC3为 900～920℃，MS温度为 370～ 400℃，Mf温度大约为l50℃，它们将随奥氏体原始晶粒度的大小而细微变化。T92、P92钢CCT图如图1.7。如图所示，在较宽的冷却速度范围内，从奥氏体冷却到室温，两种钢都会从奥氏体组织转变为马氏体组织。在已知上述各临界温度的情况下，为了确定热处理工艺制度，首先观测淬火温度对T92、P92钢700℃×l0万小时后的蠕变断裂强度和常温韧性的影响。先将其回火制度固定为780℃/h。结果表明，随着淬火温度从950℃升高到1150℃，钢的蠕变断裂强度有升高的倾向，而韧性有降低的趋势。这是由于淬火温度的升高促使原来己经析出了的Nb的碳氮化合物又固溶于母相，减弱了析出物形成的钉扎作用，因而阻止不了奥氏体长大而使韧性降低。但另一方面，正是由于Nb、N的固溶，增加了在回火时析出细微的碳氮化合物的数量，使蠕变断裂强度升高。在搞清淬火温度的影响后，把淬火温度固定在1050℃，然后观测回火温度对强度和韧性的影响。试验结果表明，随着回火温度由720℃增加到820℃，不仅钢的韧性提高，

图1.7 T92/P92钢的CCT图[51]
Fig.1.7 CCT diagram of T92/P92 steel

钢的蠕变断裂强度也略有提高，这一现象可以认为是由于回火温度愈高，回火后的组织愈稳定的缘故。但若回火温度超过AC1时，由于形成了新的没有经过回火的马氏体，其蠕变断裂强度会变得很差。根据这些试验结果，确定T92、P92钢的淬火 (正火)温度为1040～1080℃。在此温度下，大部分Nb的碳氮化合物固溶，但奥氏体晶粒无明显长大，回火温度确定为750～780℃。
1.4.2 T92钢的性能[52]
（1）物理性能
T92钢的密度为7850kg/m3,其主要物理性能参数见表1.3。T92 钢和T91/P91钢的线膨胀系数基本相同，比奥氏体不锈钢TP316低，甚至低于T22/P22钢的线膨胀系数，因此T92/P92钢在机组启停时，抗疲劳损伤的能力要优于TP316钢和T22/P22钢。

表1.3 T92钢的物理性能
Table 1.3 Physical property of T92/P92

温度℃
20
50
100
150
200
250
300
350
400
450
500
550
600
650
弹性模量
191
-
184
-
184
-
173
-
-
-
152
-
98
-
平均线膨胀系数10-6/℃
-
11.2
11.4
11.6
11.8
12.0
12.1
12.3
12.6
12.8
12.9
13.0
13.1
13.1
比热容J/(kg·K)
420
420
430
450
460
470
480
500
510
530
580
600
630
640

（2）力学性能
常温下，T92钢的σ0.2≥440MPa, σb≥620 MPa。与T91/P91一样，T92钢具有很高的常温冲击韧性和很低的脆性转变温度，脆性转变温度为－60℃左右。
（3）高温蠕变断裂强度
许多国家对T92/P92的蠕变断裂强度行了多年的测试工作，根据各国的测试结果，ASME标准估算出550℃、600℃、625℃等不同温度下10万小时的蠕变断裂强度为176MPa、109MPa、75～78MPa。而T91/P91钢在相应的温度下的蠕变断裂强度分别为141MPa、98MPa、68MPa。
1.4.3 T92钢的应用现状[2-5,57]
应该指出，自1996年以来，T92/P92钢制的结构虽然已开始试验性地用于一些电站项目中(见表1.4、表1.5)，但迄今还未大规模采用，其主要原因在于材料及焊接工作者还没有对该钢的运行性能形成统一的认识。由于T92/P92钢目前的试验还未达到105h，ASME规范中现在的数据是新日铁根据短时间蠕变断裂数据外推出来的，其值 MPa。根据其蠕变断裂强度可计算出T92/P92钢600℃运行时的许用应力为88MPa。然而欧洲对日本的外推法有疑问，欧洲蠕变委员会（ECCC）推算结果表明，T92/P92钢在600℃、105h的蠕变断裂强度仅为113MPa，
表1.4日本超临界机组使用P92（NF616）的情况
Table 1.4 Application of P92 (NF616) for supercritical units in Japan

No.
出厂年代
数量
制造商
火力发电站
锅炉功率
蒸汽条件
1
1996年
小口径管
13吨
石川岛播
磨重工业
新日铁/
东海7号
147MW
566℃/538℃/16.6MPa
2
1997年
小口径管
147吨
石川岛播
磨重工业
电源开发/
橘湾1号
1050MW
600℃/610℃/25MPa
3
1998年
大口径管*
60吨
巴布科
克日立
电源开发/
橘湾2号
1050MW
600℃/610℃/25MPa
合计
220吨
*：尺寸 Φ500×70mm，Φ596.9×97mm，Φ635×106mm
表1.5 P92钢在欧洲电站项目应用实例
Table 1. 5Application of P92 steel to power stations in Europe

国家
项目名称
管道尺寸
内径×壁厚（mm）
部 件
主蒸汽
温度（℃）
主蒸汽
压力（bar）
安装
时间
丹麦
VESTRAFT
3#机组
240×39
直管
主蒸汽
560
250
1996年
丹麦
NORDJY
-LLANDSET
160×45
集箱
582
290
1996年
德国
KIEL/GK WESTFALEN
480×28
159×27
集箱循
环蒸汽
545
650
53
180
1997年
1998年
丹麦
AVEDORE 2/
ELKRAFT
400×25
490×30
主蒸