[原创]超超临界机组材料

电点 · 发表于 2007-11-14 16:54:18

超超临界机组材料    目录1.前言2.超超临界参数机组面临的材料主要问题3.超临界、超超临界机组材料的发展4.我国超超临界机组用材现况5.对我国超超临界机组材料研究的建议超超临界机组材料 林富生   上海发电设备成套设计研究院 <p class="MsoNormal" style="MARGIN: 2.4pt 0cm 2.4pt 50.25pt; TEXT-INDENT: -50.25pt; mso-layout-grid-align: none; mso-para-margin-top: .2gd; mso-para-margin-right: 0cm; mso-para-margin-bottom: .2gd; mso-para-margin-left: 50.25pt; mso-list: l0 level1 lfo1; tab-stops: list 21.5pt 50.25pt;">1.       前言<p class="MsoNormal" style="MARGIN: 2.4pt 0cm; TEXT-INDENT: 19.2pt; mso-layout-grid-align: none; mso-para-margin-top: .2gd; mso-para-margin-right: 0cm; mso-para-margin-bottom: .2gd; mso-para-margin-left: 0cm;">随着国民经济的发展和人民生活水平的提高，对电力的需求越来越大。现代的科技水平对绿色能源的开发远不能满足日益增长的能源需求。根据我国的一次能源结构，在尽力发展水电、核电以及风电等绿色能源外，火电仍是发展的主角。高效、洁净、经济的火电发展方向推动了超临界、超超临界燃煤发电技术和燃气---蒸汽联合循环发电技术的发展。超临界、超超临界机组在相当长的一段时间内将是我国电力发展最为现实、最为有效的主力机组。<p class="MsoNormal" style="MARGIN: 2.4pt 0cm; TEXT-INDENT: 19.2pt; mso-layout-grid-align: none; mso-para-margin-top: .2gd; mso-para-margin-right: 0cm; mso-para-margin-bottom: .2gd; mso-para-margin-left: 0cm;">火电机组的效率，主要取决于机组的参数，即蒸汽的压力和温度。参数越高，机组效率越高。提高机组参数不仅可以节约大量的一次能源，而且可以大量减少SOx、NOx、CO2的排放，减少对人类生存环境的污染。而机组参数的提高，要求材料在高参数下具有足够的高温强度、高温耐蚀性和长期组织稳定性等，即需要能在服役条件下长期安全可靠运行的材料。目前，机组参数的进一步提高，受到材料的制约。<p class="MsoNormal" style="MARGIN: 2.4pt 0cm; TEXT-INDENT: 19.2pt; mso-layout-grid-align: none; mso-para-margin-top: .2gd; mso-para-margin-right: 0cm; mso-para-margin-bottom: .2gd; mso-para-margin-left: 0cm;"> <p class="MsoNormal" style="MARGIN: 2.4pt 0cm 2.4pt 50.25pt; TEXT-INDENT: -50.25pt; mso-layout-grid-align: none; mso-para-margin-top: .2gd; mso-para-margin-right: 0cm; mso-para-margin-bottom: .2gd; mso-para-margin-left: 50.25pt; mso-list: l0 level1 lfo1; tab-stops: list 21.5pt 50.25pt;">2.       超超临界参数机组面临的材料主要问题<p class="MsoNormal" style="MARGIN: 2.4pt 0cm; TEXT-INDENT: 21.1pt; mso-layout-grid-align: none; mso-para-margin-top: .2gd; mso-para-margin-right: 0cm; mso-para-margin-bottom: .2gd; mso-para-margin-left: 0cm; mso-char-indent-count: 2.0;">2.1 原有材料高温强度不足<p class="MsoNormal" style="MARGIN: 2.4pt 0cm; TEXT-INDENT: 25.5pt; mso-layout-grid-align: none; mso-para-margin-top: .2gd; mso-para-margin-right: 0cm; mso-para-margin-bottom: .2gd; mso-para-margin-left: 0cm;">材料的持久强度必须满足设计要求，而材料的持久强度随着温度的提高而下降。因此，随着超超临界机组参数的不断提高，原用材料的高温强度明显不足，虽然通过增加管壁厚度可以降低钢管实际承受的应力，但壁厚的增加是受到限制的。通常T91允许的金属壁温不超过<chmetcnv wst="on" tcsc="0" numbertype="1" negative="False" hasspace="False" sourcevalue="593" unitname="℃">593℃</chmetcnv>；T92、E911、T122允许的金属壁温不超过620℃。目前，温度再高，就考虑选项用奥氏体钢TP304H、TP347H、TP347HFG、Super304H、HR3C、NF709等，在<chmetcnv wst="on" tcsc="0" numbertype="1" negative="False" hasspace="False" sourcevalue="700" unitname="℃">700℃</chmetcnv>以上就要选用Ni基合金了。<p class="MsoNormal" style="MARGIN: 2.4pt 0cm; TEXT-INDENT: 25.5pt; mso-layout-grid-align: none; mso-para-margin-top: .2gd; mso-para-margin-right: 0cm; mso-para-margin-bottom: .2gd; mso-para-margin-left: 0cm;"> <p class="MsoNormal" style="MARGIN: 2.4pt 0cm; TEXT-INDENT: 21.1pt; mso-layout-grid-align: none; mso-para-margin-top: .2gd; mso-para-margin-right: 0cm; mso-para-margin-bottom: .2gd; mso-para-margin-left: 0cm; mso-char-indent-count: 2.0;">2.2 高温烟气腐蚀<p class="MsoNormal" style="MARGIN: 2.4pt 0cm; TEXT-INDENT: 19.2pt; mso-layout-grid-align: none; mso-para-margin-top: .2gd; mso-para-margin-right: 0cm; mso-para-margin-bottom: .2gd; mso-para-margin-left: 0cm;">超超临界机组的主要燃料是煤。煤在燃烧时产生的烟气中存在SO2，SO2的继续氧化与煤中的Na、K反应生成Na2SO4、K2SO4，继而形成熔融的Na－K－Fe三元硫酸盐，导致管子在600~<chmetcnv wst="on" tcsc="0" numbertype="1" negative="False" hasspace="False" sourcevalue="750" unitname="℃">750℃</chmetcnv>产生高温腐蚀。腐蚀的严重程度与温度和这些物质的含量有关。温度在<chmetcnv wst="on" tcsc="0" numbertype="1" negative="False" hasspace="False" sourcevalue="600" unitname="℃">600℃</chmetcnv>以下，三元硫酸盐以固态形式存在，腐蚀轻微；在<chmetcnv wst="on" tcsc="0" numbertype="1" negative="False" hasspace="False" sourcevalue="750" unitname="℃">750℃</chmetcnv>以上，三元硫酸盐气化了，腐蚀速度明显下降；在<chmetcnv wst="on" tcsc="0" numbertype="1" negative="False" hasspace="False" sourcevalue="700" unitname="℃">700℃</chmetcnv>附近，腐蚀最为严重。降低烟气中的SO2和煤灰中Na2SO4、K2SO4的含量，可减轻管子表面腐蚀。在腐蚀严重的环境中，限制材料最高使用温度的通常是材料的耐高温腐蚀能力，而不是它的高温强度。<p class="MsoNormal" style="MARGIN: 2.4pt 0cm; TEXT-INDENT: 25.5pt; mso-layout-grid-align: none; mso-para-margin-top: .2gd; mso-para-margin-right: 0cm; mso-para-margin-bottom: .2gd; mso-para-margin-left: 0cm;">材料抗烟气腐蚀的能力随着Cr含量的增加而增大。9%Cr钢要比2~3%Cr钢耐腐蚀，12%Cr钢要比9%Cr钢耐腐蚀。实验表明，当Cr含量超过30%时，材料的抗烟气腐蚀性能达到饱和，腐蚀速度变化不大（见图1）。K-Na-Fe三元硫酸盐的腐蚀主要发生在600~<chmetcnv wst="on" tcsc="0" numbertype="1" negative="False" hasspace="False" sourcevalue="750" unitname="℃">750℃</chmetcnv>范围，<chmetcnv wst="on" tcsc="0" numbertype="1" negative="False" hasspace="False" sourcevalue="720" unitname="℃">720℃</chmetcnv>附近腐蚀最严重。图2是三元硫酸盐存在的条件下短期试验得到的结果，图3是在实验锅炉中燃烧美国东部烟煤16000小时的试验结果，金属温度维持在600~<chmetcnv wst="on" tcsc="0" numbertype="1" negative="False" hasspace="False" sourcevalue="690" unitname="℃">690℃</chmetcnv>范围。结果表明<chmetcnv wst="on" tcsc="0" numbertype="1" negative="False" hasspace="False" sourcevalue="800" unitname="a">800A</chmetcnv>、HR<chmetcnv wst="on" tcsc="0" numbertype="1" negative="False" hasspace="False" sourcevalue="3" unitname="C">3C</chmetcnv>具有良好的抗烟气腐蚀能力，而17~14CuMo钢抗烟气腐蚀能力较差。<p class="MsoNormal" style="MARGIN: 2.4pt 0cm; TEXT-INDENT: 25.5pt; mso-layout-grid-align: none; mso-para-margin-top: .2gd; mso-para-margin-right: 0cm; mso-para-margin-bottom: .2gd; mso-para-margin-left: 0cm;">

<p class="MsoNormal" style="MARGIN: 2.4pt 0cm; TEXT-INDENT: 21.5pt; mso-layout-grid-align: none; mso-para-margin-top: .2gd; mso-para-margin-right: 0cm; mso-para-margin-bottom: .2gd; mso-para-margin-left: 0cm; mso-char-indent-count: 2.04;">美国在几台经改造采用低NOx排放燃烧系统的锅炉中，发现低合金钢水冷壁的严重腐蚀，金属损耗1-3mm/年，超临界锅炉水冷壁的腐蚀比亚临界严重。这种腐蚀产生在含S量超过1%的燃煤锅炉中，然而含S量与腐蚀速率之间没有明确的关系。近来发现在氧化/还原循环或在氧化条件下，FeS沉积物的存在可以明显提高腐蚀速率。图4显示了在含FeS沉积物和含1%氧的气氛中，低合金钢、T-91和SS304的腐蚀损失。尽管腐蚀速率可能会因试验持续时间太短而偏高，但它还是清楚地表明低合金钢在FeS沉积物和氧化性气体存在的条件下的腐蚀速率有很大提高。进一步的试验表明，包覆或堆焊含Cr至少18%，最好20%以上的合金能够确保低的腐蚀速率。 <p class="MsoNormal" style="MARGIN: 2.4pt 0cm; TEXT-INDENT: 21.1pt; mso-layout-grid-align: none; mso-para-margin-top: .2gd; mso-para-margin-right: 0cm; mso-para-margin-bottom: .2gd; mso-para-margin-left: 0cm; mso-char-indent-count: 2.0;">2.3 高温蒸汽氧化<p class="MsoNormal" style="MARGIN: 2.4pt 0cm; TEXT-INDENT: 25.5pt; mso-layout-grid-align: none; mso-para-margin-top: .2gd; mso-para-margin-right: 0cm; mso-para-margin-bottom: .2gd; mso-para-margin-left: 0cm;">在高温条件下，铁与水蒸汽可直接反应生成Fe3O4，反应式如下：<p class="MsoNormal" align="center" style="MARGIN: 2.4pt 0cm; TEXT-INDENT: 25.5pt; TEXT-ALIGN: center; mso-layout-grid-align: none; mso-para-margin-top: .2gd; mso-para-margin-right: 0cm; mso-para-margin-bottom: .2gd; mso-para-margin-left: 0cm;"><span lang="

T-BR" style="FONT-FAMILY: 宋体; mso-ansi-language: PT-BR;">3Fe+4H2O→<span lang="

T-BR">Fe3O4+4H2↑。<span lang="

T-BR" style="FONT-FAMILY: 宋体; mso-ansi-language: PT-BR;"><p class="MsoNormal" style="MARGIN: 2.4pt 0cm; TEXT-INDENT: 25.5pt; mso-layout-grid-align: none; mso-para-margin-top: .2gd; mso-para-margin-right: 0cm; mso-para-margin-bottom: .2gd; mso-para-margin-left: 0cm;">蒸汽温度升高，将导致氧化层生成速度加快，因此，超临界、超超临界锅炉过热器和再热器管子内壁的氧化现象比亚临界严重。氧化层影响管子的导热性能，且生长到一定厚度后，由于氧化物与基体金属的热膨胀系数不同，在温度变化时，可能导致氧化层的剥落。氧化层的剥落，将使剥落处的基体金属失去保护，加速基体金属的氧化，使管壁减薄；剥落的氧化物，部分将随蒸汽进入汽轮机，使汽轮机的喷嘴、叶片产生固体粒子冲蚀（SPE）；更为严重的是剥落的氧化物随着数量的增加，可能导致过热器和再热器弯头堵塞，引起超温爆管。因此，对超临界、超超临界锅炉的过热器和再热器管材，要具有良好的抗蒸汽氧化性能。对管子内壁进行渗铬、喷丸、细化晶粒处理，都可提高钢管抗蒸汽氧化能力。<p class="MsoNormal" style="MARGIN: 2.4pt 0cm; TEXT-INDENT: 25.5pt; mso-layout-grid-align: none; mso-para-margin-top: .2gd; mso-para-margin-right: 0cm; mso-para-margin-bottom: .2gd; mso-para-margin-left: 0cm;"> <p class="MsoNormal" style="MARGIN: 2.4pt 0cm; TEXT-INDENT: 21.1pt; mso-layout-grid-align: none; mso-para-margin-top: .2gd; mso-para-margin-right: 0cm; mso-para-margin-bottom: .2gd; mso-para-margin-left: 0cm; mso-char-indent-count: 2.0;">2.4 热疲劳<p class="MsoNormal" style="MARGIN: 2.4pt 0cm; TEXT-INDENT: 25.5pt; mso-layout-grid-align: none; mso-para-margin-top: .2gd; mso-para-margin-right: 0cm; mso-para-margin-bottom: .2gd; mso-para-margin-left: 0cm;"><a name="OLE_LINK1">壁厚的增加、内外壁温差的增大、材料的热膨胀系数大和导热性差都会因温度变化导致热应力的增大。因此，机组启停、变负荷以及煤质波动产生的热应力可能会引起厚壁件的热疲劳损伤或破坏。</a><p class="MsoNormal" style="MARGIN: 2.4pt 0cm; TEXT-INDENT: 25.5pt; mso-layout-grid-align: none; mso-para-margin-top: .2gd; mso-para-margin-right: 0cm; mso-para-margin-bottom: .2gd; mso-para-margin-left: 0cm;">蒸汽管道和集箱都属于厚壁部件，其工质都是高温蒸汽，都需要焊接，都要经受机组的起停等，因此，对材料的要求基本相同，即在服股条件下具有足够的持久强度、良好的热疲劳性能、耐蒸汽氧化性能和焊接性能。不同的是蒸汽管道中的蒸汽温度比较均匀，而集箱中的蒸汽温度随时间和位置的波动较大，以及集箱上焊有很多过热器或再热器的连接管，所以集箱对材料的热疲劳性能要求较高。由于奥氏体钢与铁素体钢相比，具有较大的热膨胀系数和较低的导热系数，容易产生热疲劳破坏，因此，在持久强度和耐蒸汽氧化性能能够满足使用要求的前提下，应优先选用铁素体钢。<p class="MsoNormal" style="MARGIN: 2.4pt 0cm; TEXT-INDENT: 25.5pt; mso-layout-grid-align: none; mso-para-margin-top: .2gd; mso-para-margin-right: 0cm; mso-para-margin-bottom: .2gd; mso-para-margin-left: 0cm;">

电点 · 发表于 2007-11-14 17:11:40

2.5 轴颈堆焊 9～12%Cr钢转子轴颈与轴承表面容易发生粘着，轴颈部位易拉毛。解决这一问题通常是在轴颈表面堆焊CrMoV低合金钢，改善轴颈的表面特性。转子轴颈表面堆焊CrMoV低合金钢时，工艺上应控制好以下环节：转子基体母材与CrMoV堆焊层之间应有适当的过渡层，堆焊层组织从底部到表面连续过渡；确保焊缝无缺陷，保证堆焊层具有良好的力学性能并避免出现裂纹。 2.6 固体粒子冲蚀 由于超临界、超超临界锅炉没有汽包，锅炉给水中的杂质和管子内壁剥落的蒸汽氧化物，随蒸汽直接冲向汽轮机喷嘴和叶片，造成固体粒子冲蚀。 2.7 低压转子脆性 常规的NiCrMoV低压转子钢长期在350～530℃范围内运行会产生回火脆性。这主要由Mn、Si、S、P、As、Sb、Sn等杂质元素导致晶界弱化所致，P、Sn、As、Sb在晶界偏聚会促使回火脆性产生，Mn、Si会加速这种脆化。图5是3.5％NiCrMoV转子钢中P、Mn含量在400℃和450℃下长期时效对脆性的影响。随着超超临界机组参数的提高，进入低压缸的蒸汽温度可能超过400℃，转子将在产生回火脆的温度范围内长期运行，可能导致常规NiCrMoV钢低压转子发生脆化。超纯NiCrMoV低压转子钢的开发成功，可使低压转子的工作温度提高到500℃，而不产生回火脆性，同时也减小了应力腐蚀开裂的敏感性，提高了蠕变持久强度。 <img src="attachments/dvbbs/2007-11/2007111416572140790.jpg" border="0" onclick="zoom(this)" onload="if(this.width>document.body.clientWidth*0.5) {this.resized=true;this.width=document.body.clientWidth*0.5;this.style.cursor='pointer';} else {this.onclick=null}" alt="" /> 2.8 长期组织稳定性与长时性能 超临界、超超临界机组通常要运行25年甚至50年以上，许多关键部件在高温高压下长期服役。因此，材料的高温长时性能对机组的安全运行非常重要。人们通过热处理等工艺手段获得材料良好的力学性能，满足使用要求。而这样的材料组织是非平衡组织，从热力学角度看它始终存在向平衡组织转变的趋势。一旦驱动力足够大，这种转变就会慢慢进行。温度越高，这种驱动力越大，组织转变越容易进行。事实上，材料在高温下长期服役，其组织是在慢慢向平衡状态演变的，而组织的变化必然导致材料性能的变化。这就是为什么材料在高温下长期服役过程中性能恶化的原因。材料研究，除搞清各种机理外，其根本任务是运用各种强化机制，研制出满足使用要求的材料，同时要设法增加材料在使用过程中向平衡组织转变的阻力，延长向平衡组织转变的过程，保证材料在设计寿命内，具有足够的性能满足使用要求。 对9～12％Cr钢的长期性能与长期组织稳定性研究，除投入大量资金进行长时性能试验研究外，在蠕变过程中的组织变化、新相析出、老相的聚集长大与消亡、及其引起的性能变化等方面都进行了大量的研究。详细的研究结果因钢种而异，共同的规律有： <ol><li>(1) 位错密度降低、亚晶长大、基体中固溶元素含量下降、第二相粒子粗化、细小颗粒数量减少，都导致抗蠕变性能下降； </li></ol><ol><li>(2) MX和M23C6是9～12％Cr钢的主要强化相； </li></ol><ol><li>(3) Laves相析出初期起强化作用，但尺寸不稳定，Laves相的粗化降低蠕变强度； </li></ol><ol><li>(4) Z相的析出伴随MX相的溶解，且长大倾向大，它的析出与长大明显降低蠕变强度； </li></ol><ol><li>(5) 在9～12％Cr钢中加入适量的B可强化晶界，稳定M23C6，对长期组织的稳定有明显的作用。 </li></ol>近几年的研究发现9～12％Cr钢在高温下长期服役后析出Z相（图6），它的组成为Cr(V,Nb)N，Cr促进Z相的形成。Z相的析出与长大消耗大量的MX相，导致蠕变强度快速下降。欧洲、日本、美国对P91、P92、E911、P122的高温长时性能都作了重新评估，其结果，对P91的影响不大，维持原有许用应力，而P92、E911、P122的高温长时性能都有下降，见表1～2。 表1 <a name="OLE_LINK4">ECCC</a> 对P92、E911 持久强度的重新评估[Money=5] <div align="center"><table cellspacing="0" cellpadding="0" width="605" border="1"><tbody><tr><td width="90" rowspan="2">温度℃ </td><td width="270" colspan="3">

92 105h持久强度(MPa) </td><td width="270" colspan="3">E911 105h持久强度(MPa) </td></tr><tr><td width="90">老数据 </td><td width="90">2005年数据 </td><td width="90">变化比％ </td><td width="90">老数据 </td><td width="90">2005年数据 </td><td width="90">变化比％ </td></tr><tr><td width="90">575 </td><td width="90">158 </td><td width="90">149.5 </td><td width="90">-5.4 </td><td width="90">143 </td><td width="90">134 </td><td width="90">-6.3 </td></tr><tr><td width="90">600 </td><td width="90">123 </td><td width="90">113 </td><td width="90">-8.1 </td><td width="90">108 </td><td width="90">98 </td><td width="90">-9.3 </td></tr><tr><td width="90">625 </td><td width="90">91 </td><td width="90">81 </td><td width="90">-11.0 </td><td width="90">77 </td><td width="90">70 </td><td width="90">-9.1 </td></tr><tr><td width="90">650 </td><td width="90">64 </td><td width="90">56 </td><td width="90">-12.5 </td><td width="90">53 </td><td width="90">49 </td><td width="90">-7.5 </td></tr></tbody></table></div>表2 ASME对P92、P122许用应力的重新评估<div align="center"><table cellspacing="0" cellpadding="0" width="605" border="1"><tbody><tr><td width="85" rowspan="2">温度℃ </td><td width="260" colspan="3">

92 许用应力(MPa) </td><td width="260" colspan="3">

122 <a name="OLE_LINK3">许用应力</a>(MPa) </td></tr><tr><td width="87">老数据 </td><td width="87">2006年数据 </td><td width="87">变化比％ </td><td width="87">老数据 </td><td width="87">2006年数据 </td><td width="87">变化比％ </td></tr><tr><td width="85">538 </td><td width="87">126.2 </td><td width="87">126.2 </td><td width="87">0.0 </td><td width="87">127.6 </td><td width="87">127.6 </td><td width="87">0.0 </td></tr><tr><td width="85">566 </td><td width="87">114.5 </td><td width="87">108.3 </td><td width="87">-5.4 </td><td width="87">115.8 </td><td width="87">99.3 </td><td width="87">-14.3 </td></tr><tr><td width="85">593 </td><td width="87">89.6 </td><td width="87">82.7 </td><td width="87">-7.7 </td><td width="87">88.9 </td><td width="87">73.1 </td><td width="87">-17.8 </td></tr><tr><td width="85">621 </td><td width="87">66.2 </td><td width="87">59.3 </td><td width="87">-10.4 </td><td width="87">64.1 </td><td width="87">49.6 </td><td width="87">-22.6 </td></tr><tr><td width="85">649 </td><td width="87"></td><td width="87">38.6 </td><td width="87"></td><td width="87">42.7 </td><td width="87">31.0 </td><td width="87">-27.4 </td></tr></tbody></table></div><div align="center"></div><div align="center"></div><div align="center">[/Money]</div><ol><li>1. 超临界、超超临界机组材料的发展 </li></ol>20世纪50年代末和60年代初，在美国、英国、联邦德国都投运了超超临界机组。限于当时的材料技术，这些机组采用了大量传统的奥氏体钢，在运行中出现了许多材料方面的问题。美国虽在60～70年代，超临界机组有较快发展，但由于运行中出现的问题和技术、经济方面的原因，其后回到了亚临界机组。日本在60年代从美国引进首台超临界机组后，成功发展了超临界机组，参数稳步推进，但蒸汽温度在1993年碧南3号机组运行前一直停留在566℃。70年代的二次石油危机和污染物排放导致环境的严重恶化，进一步促使火力发电向高效、清洁方向发展。日本、欧洲和美国纷纷制订超超临界机组发展计划。日本在1981年，启动了超超临界发电技术的研究计划，第一阶段目标是31.4MPa/593℃，第二阶段目标是34.3MPa/649℃的超超临界机组。欧洲实施COST(Cooperation in Science&Technology)计划，COST 501（1983～1997）目标是300bar/600℃/620℃，COST 522（1998～2003）目标是300bar/620℃/650℃，COST 536（2004～2009 ）目标是640℃/650℃的超超临界机组；1998年还启动了为期17年的Thermie计划，目标是37.5MPa/700℃超超临界机组。美国在1986年启动了RP1403项目， 1999年启动了Vision21计划，在Vision21计划中增加了开发38.5MPa，760℃/760℃/760℃的超超临界机组项目。实施超超临界发电规划，材料是关键，首先的是超超临界机组材料开发计划。因此，正是这些规划，在世界范围内推动了600℃、620℃、650℃、700℃、760℃等级超超临界机组材料的开发与研制，以及这些材料的应用性能和长期组织稳定性的研究。根据不同的参数等级，重点改良和开发了9～12%Cr铁素体耐热钢、奥氏体耐热钢、Ni基高温合金。 3.1铁素体耐热钢 铁素体耐热钢具有导热性好，热膨胀系数小、价格低廉等优点。特别是早期投运的超超临界机组，由于大量采用奥氏体钢出现许多材料问题后，人们更关注铁素体耐热钢，特别是9～12%Cr系耐热钢的改良和发展，投入了大量的人力、物力和财力，通过长期不懈的努力，把铁素体耐热钢的使用温度提高到620℃，并已开发出用于650℃的试验材料。 铁素体耐热钢用于超超临界机组，遇到的主要问题是蠕变强度不足，抗氧化性和抗腐蚀性不良，高温下长期组织稳定性不够。抗氧化和抗腐蚀性能主要有Cr含量决定，蠕变强度的提高主要通过优化成分和冶炼、热加工工艺，提高固溶强化、沉淀强化和微观组织长期稳定化来实现。 3.1.1 合金元素的作用 合金元素对9～12%Cr钢的影响进行了大量的研究，根据它们的作用，可分为以下七类：①Cr;②Mo、W和Re；③V、Nb、Ti和Ta；④C和N；⑤B；⑥Si和Mn；⑦Ni、Cu和Co。 铬是耐热钢的基本合金元素，铬含量的增加可以提高抗氧化和抗腐蚀性。虽然铬含量对蠕变强度的作用不明显，但在铬含量接近2%和9%时，铁素体钢易获高强度。 Mo、W和Re都是固溶强化元素，且Mo和W长期用于耐热钢，明显增强耐热钢的蠕变强度。但添加量超过一定限度时，会导致δ铁素体析出降低强度， Laves相析出降低塑性和韧性。Mo和W复合添加对提高蠕变强度有效。研究表明，当Mo当量（Mo+0.5W）为1.5%时蠕变强度最高。增加W含量到（Mo+0.5W）为1.5%，蠕变强度随W含量的增加而增强。添加0.2%及以上的Re可以提高蠕变强度，其作用比Mo和W更有效。 V、Nb、Ti和Ta与C和/或N一起形成碳化物、氮化物和碳氮化物，细小粒子在铁素体基体上析出起到沉淀强化作用。V和Nb复合添加的作用大，含量分别约为0.2%和0.05%的结合尤为有效，这种结合的最佳含量与温度有关。 C和N是奥氏体形成元素，抑制δ铁素体析出。它们的含量应根据碳化物、氮化物或碳氮化物形成元素的类型和含量来优化。细小的碳化物、氮化物和碳氮化物的析出起沉淀强化作用。N被认为是提高9%Cr钢蠕变强度的首要元素，N的添加量通常约为0.05%，其成分优化与其它氮化物形成元素（如B）有关。 B提高硬度和增强晶界强度，可大幅度提高蠕变强度。近来的研究表明它通过渗入M23C6使碳化物稳定，从而提高高温下组织的长期稳定性。 Si和Mn。Si是铁素体形成元素，而Mn是奥氏体形成元素，两者的作用似乎应该相反，但研究表明，对于9～12％Cr钢，降低Mn含量提高蠕变强度，降低Si含量提高韧性。Mn降低A1转变温度而损害组织的高温稳定性，Si促进Laves相的析出而损害韧性。 Ni、Cu和Co都是奥氏体形成元素，如果作为合金元素添加，它们会通过降低铬当量而阻止δ铁素体的形成，但同时也降低了A1转变温度。然而这些元素的降低程度不同，添加Cu和Co降低A1转变温度的作用不如Ni。因此，如果添加了Cu和Co，可以阻止δ铁素体的形成，就可以少加或不加Ni，从而使高温回火提高蠕变强度成为可能。 3.1.2 锅炉用铁素体耐热钢 图7是锅炉用铁素体耐热钢的发展过程，以2～3%Cr、9%Cr、12%Cr三个系列发展。 2～3%Cr低合金钢是在T/P22的基础上，降低C含量提高 表1 <a name="OLE_LINK4">ECCC</a> 对P92、E911 持久强度的重新评估<div align="center"><table cellspacing="0" cellpadding="0" width="605" border="1"><tbody><tr><td width="90" rowspan="2">温度℃ </td><td width="270" colspan="3">

92 105h持久强度(MPa) </td><td width="270" colspan="3">E911 105h持久强度(MPa) </td></tr><tr><td width="90">老数据 </td><td width="90">2005年数据 </td><td width="90">变化比％ </td><td width="90">老数据 </td><td width="90">2005年数据 </td><td width="90">变化比％ </td></tr><tr><td width="90">575 </td><td width="90">158 </td><td width="90">149.5 </td><td width="90">-5.4 </td><td width="90">143 </td><td width="90">134 </td><td width="90">-6.3 </td></tr><tr><td width="90">600 </td><td width="90">123 </td><td width="90">113 </td><td width="90">-8.1 </td><td width="90">108 </td><td width="90">98 </td><td width="90">-9.3 </td></tr><tr><td width="90">625 </td><td width="90">91 </td><td width="90">81 </td><td width="90">-11.0 </td><td width="90">77 </td><td width="90">70 </td><td width="90">-9.1 </td></tr><tr><td width="90">650 </td><td width="90">64 </td><td width="90">56 </td><td width="90">-12.5 </td><td width="90">53 </td><td width="90">49 </td><td width="90">-7.5 </td></tr></tbody></table></div>表2 ASME对P92、P122许用应力的重新评估 <div align="center"><table cellspacing="0" cellpadding="0" width="605" border="1"><tbody><tr><td width="85" rowspan="2">温度℃ </td><td width="260" colspan="3">

92 许用应力(MPa) </td><td width="260" colspan="3">

122 <a name="OLE_LINK3">许用应力</a>(MPa) </td></tr><tr><td width="87">老数据 </td><td width="87">2006年数据 </td><td width="87">变化比％ </td><td width="87">老数据 </td><td width="87">2006年数据 </td><td width="87">变化比％ </td></tr><tr><td width="85">538 </td><td width="87">126.2 </td><td width="87">126.2 </td><td width="87">0.0 </td><td width="87">127.6 </td><td width="87">127.6 </td><td width="87">0.0 </td></tr><tr><td width="85">566 </td><td width="87">114.5 </td><td width="87">108.3 </td><td width="87">-5.4 </td><td width="87">115.8 </td><td width="87">99.3 </td><td width="87">-14.3 </td></tr><tr><td width="85">593 </td><td width="87">89.6 </td><td width="87">82.7 </td><td width="87">-7.7 </td><td width="87">88.9 </td><td width="87">73.1 </td><td width="87">-17.8 </td></tr><tr><td width="85">621 </td><td width="87">66.2 </td><td width="87">59.3 </td><td width="87">-10.4 </td><td width="87">64.1 </td><td width="87">49.6 </td><td width="87">-22.6 </td></tr><tr><td width="85">649 </td><td width="87"></td><td width="87">38.6 </td><td width="87"></td><td width="87">42.7 </td><td width="87">31.0 </td><td width="87">-27.4 </td></tr></tbody></table></div><div align="center"></div><div align="center"></div><div align="center"></div><ol><li>超临界、超超临界机组材料的发展 </li></ol>20世纪50年代末和60年代初，在美国、英国、联邦德国都投运了超超临界机组。限于当时的材料技术，这些机组采用了大量传统的奥氏体钢，在运行中出现了许多材料方面的问题。美国虽在60～70年代，超临界机组有较快发展，但由于运行中出现的问题和技术、经济方面的原因，其后回到了亚临界机组。日本在60年代从美国引进首台超临界机组后，成功发展了超临界机组，参数稳步推进，但蒸汽温度在1993年碧南3号机组运行前一直停留在566℃。70年代的二次石油危机和污染物排放导致环境的严重恶化，进一步促使火力发电向高效、清洁方向发展。日本、欧洲和美国纷纷制订超超临界机组发展计划。日本在1981年，启动了超超临界发电技术的研究计划，第一阶段目标是31.4MPa/593℃，第二阶段目标是34.3MPa/649℃的超超临界机组。欧洲实施COST(Cooperation in Science&Technology)计划，COST 501（1983～1997）目标是300bar/600℃/620℃，COST 522（1998～2003）目标是300bar/620℃/650℃，COST 536（2004～2009 ）目标是640℃/650℃的超超临界机组；1998年还启动了为期17年的Thermie计划，目标是37.5MPa/700℃超超临界机组。美国在1986年启动了RP1403项目， 1999年启动了Vision21计划，在Vision21计划中增加了开发38.5MPa，760℃/760℃/760℃的超超临界机组项目。实施超超临界发电规划，材料是关键，首先的是超超临界机组材料开发计划。因此，正是这些规划，在世界范围内推动了600℃、620℃、650℃、700℃、760℃等级超超临界机组材料的开发与研制，以及这些材料的应用性能和长期组织稳定性的研究。根据不同的参数等级，重点改良和开发了9～12%Cr铁素体耐热钢、奥氏体耐热钢、Ni基高温合金。 3.1铁素体耐热钢 铁素体耐热钢具有导热性好，热膨胀系数小、价格低廉等优点。特别是早期投运的超超临界机组，由于大量采用奥氏体钢出现许多材料问题后，人们更关注铁素体耐热钢，特别是9～12%Cr系耐热钢的改良和发展，投入了大量的人力、物力和财力，通过长期不懈的努力，把铁素体耐热钢的使用温度提高到620℃，并已开发出用于650℃的试验材料。 铁素体耐热钢用于超超临界机组，遇到的主要问题是蠕变强度不足，抗氧化性和抗腐蚀性不良，高温下长期组织稳定性不够。抗氧化和抗腐蚀性能主要有Cr含量决定，蠕变强度的提高主要通过优化成分和冶炼、热加工工艺，提高固溶强化、沉淀强化和微观组织长期稳定化来实现。 3.1.1 合金元素的作用 合金元素对9～12%Cr钢的影响进行了大量的研究，根据它们的作用，可分为以下七类：①Cr;②Mo、W和Re；③V、Nb、Ti和Ta；④C和N；⑤B；⑥Si和Mn；⑦Ni、Cu和Co。 铬是耐热钢的基本合金元素，铬含量的增加可以提高抗氧化和抗腐蚀性。虽然铬含量对蠕变强度的作用不明显，但在铬含量接近2%和9%时，铁素体钢易获高强度。 Mo、W和Re都是固溶强化元素，且Mo和W长期用于耐热钢，明显增强耐热钢的蠕变强度。但添加量超过一定限度时，会导致δ铁素体析出降低强度， Laves相析出降低塑性和韧性。Mo和W复合添加对提高蠕变强度有效。研究表明，当Mo当量（Mo+0.5W）为1.5%时蠕变强度最高。增加W含量到（Mo+0.5W）为1.5%，蠕变强度随W含量的增加而增强。添加0.2%及以上的Re可以提高蠕变强度，其作用比Mo和W更有效。 V、Nb、Ti和Ta与C和/或N一起形成碳化物、氮化物和碳氮化物，细小粒子在铁素体基体上析出起到沉淀强化作用。V和Nb复合添加的作用大，含量分别约为0.2%和0.05%的结合尤为有效，这种结合的最佳含量与温度有关。 C和N是奥氏体形成元素，抑制δ铁素体析出。它们的含量应根据碳化物、氮化物或碳氮化物形成元素的类型和含量来优化。细小的碳化物、氮化物和碳氮化物的析出起沉淀强化作用。N被认为是提高9%Cr钢蠕变强度的首要元素，N的添加量通常约为0.05%，其成分优化与其它氮化物形成元素（如B）有关。 B提高硬度和增强晶界强度，可大幅度提高蠕变强度。近来的研究表明它通过渗入M23C6使碳化物稳定，从而提高高温下组织的长期稳定性。 Si和Mn。Si是铁素体形成元素，而Mn是奥氏体形成元素，两者的作用似乎应该相反，但研究表明，对于9～12％Cr钢，降低Mn含量提高蠕变强度，降低Si含量提高韧性。Mn降低A1转变温度而损害组织的高温稳定性，Si促进Laves相的析出而损害韧性。 Ni、Cu和Co都是奥氏体形成元素，如果作为合金元素添加，它们会通过降低铬当量而阻止δ铁素体的形成，但同时也降低了A1转变温度。然而这些元素的降低程度不同，添加Cu和Co降低A1转变温度的作用不如Ni。因此，如果添加了Cu和Co，可以阻止δ铁素体的形成，就可以少加或不加Ni，从而使高温回火提高蠕变强度成为可能。 3.1.2 锅炉用铁素体耐热钢 图7是锅炉用铁素体耐热钢的发展过程，以2～3%Cr、9%Cr、12%Cr三个系列发展。 2～3%Cr低合金钢是在T/P22的基础上，降低C含量提高表1 <a name="OLE_LINK4">ECCC</a> 对P92、E911 持久强度的重新评估<div align="center"><table cellspacing="0" cellpadding="0" width="605" border="1"><tbody><tr><td width="90" rowspan="2">温度℃ </td><td width="270" colspan="3">

92 105h持久强度(MPa) </td><td width="270" colspan="3">E911 105h持久强度(MPa) </td></tr><tr><td width="90">老数据 </td><td width="90">2005年数据 </td><td width="90">变化比％ </td><td width="90">老数据 </td><td width="90">2005年数据 </td><td width="90">变化比％ </td></tr><tr><td width="90">575 </td><td width="90">158 </td><td width="90">149.5 </td><td width="90">-5.4 </td><td width="90">143 </td><td width="90">134 </td><td width="90">-6.3 </td></tr><tr><td width="90">600 </td><td width="90">123 </td><td width="90">113 </td><td width="90">-8.1 </td><td width="90">108 </td><td width="90">98 </td><td width="90">-9.3 </td></tr><tr><td width="90">625 </td><td width="90">91 </td><td width="90">81 </td><td width="90">-11.0 </td><td width="90">77 </td><td width="90">70 </td><td width="90">-9.1 </td></tr><tr><td width="90">650 </td><td width="90">64 </td><td width="90">56 </td><td width="90">-12.5 </td><td width="90">53 </td><td width="90">49 </td><td width="90">-7.5 </td></tr></tbody></table></div>表2 ASME对P92、P122许用应力的重新评估 <div align="center"><table cellspacing="0" cellpadding="0" width="605" border="1"><tbody><tr><td width="85" rowspan="2">温度℃ </td><td width="260" colspan="3">

92 许用应力(MPa) </td><td width="260" colspan="3">

122 <a name="OLE_LINK3">许用应力</a>(MPa) </td></tr><tr><td width="87">老数据 </td><td width="87">2006年数据 </td><td width="87">变化比％ </td><td width="87">老数据 </td><td width="87">2006年数据 </td><td width="87">变化比％ </td></tr><tr><td width="85">538 </td><td width="87">126.2 </td><td width="87">126.2 </td><td width="87">0.0 </td><td width="87">127.6 </td><td width="87">127.6 </td><td width="87">0.0 </td></tr><tr><td width="85">566 </td><td width="87">114.5 </td><td width="87">108.3 </td><td width="87">-5.4 </td><td width="87">115.8 </td><td width="87">99.3 </td><td width="87">-14.3 </td></tr><tr><td width="85">593 </td><td width="87">89.6 </td><td width="87">82.7 </td><td width="87">-7.7 </td><td width="87">88.9 </td><td width="87">73.1 </td><td width="87">-17.8 </td></tr><tr><td width="85">621 </td><td width="87">66.2 </td><td width="87">59.3 </td><td width="87">-10.4 </td><td width="87">64.1 </td><td width="87">49.6 </td><td width="87">-22.6 </td></tr><tr><td width="85">649 </td><td width="87"></td><td width="87">38.6 </td><td width="87"></td><td width="87">42.7 </td><td width="87">31.0 </td><td width="87">-27.4 </td></tr></tbody></table></div><div align="center"></div><div align="center"></div><div align="center"></div><ol><li>1. 超临界、超超临界机组材料的发展 </li></ol>20世纪50年代末和60年代初，在美国、英国、联邦德国都投运了超超临界机组。限于当时的材料技术，这些机组采用了大量传统的奥氏体钢，在运行中出现了许多材料方面的问题。美国虽在60～70年代，超临界机组有较快发展，但由于运行中出现的问题和技术、经济方面的原因，其后回到了亚临界机组。日本在60年代从美国引进首台超临界机组后，成功发展了超临界机组，参数稳步推进，但蒸汽温度在1993年碧南3号机组运行前一直停留在566℃。70年代的二次石油危机和污染物排放导致环境的严重恶化，进一步促使火力发电向高效、清洁方向发展。日本、欧洲和美国纷纷制订超超临界机组发展计划。日本在1981年，启动了超超临界发电技术的研究计划，第一阶段目标是31.4MPa/593℃，第二阶段目标是34.3MPa/649℃的超超临界机组。欧洲实施COST(Cooperation in Science&Technology)计划，COST 501（1983～1997）目标是300bar/600℃/620℃，COST 522（1998～2003）目标是300bar/620℃/650℃，COST 536（2004～2009 ）目标是640℃/650℃的超超临界机组；1998年还启动了为期17年的Thermie计划，目标是37.5MPa/700℃超超临界机组。美国在1986年启动了RP1403项目， 1999年启动了Vision21计划，在Vision21计划中增加了开发38.5MPa，760℃/760℃/760℃的超超临界机组项目。实施超超临界发电规划，材料是关键，首先的是超超临界机组材料开发计划。因此，正是这些规划，在世界范围内推动了600℃、620℃、650℃、700℃、760℃等级超超临界机组材料的开发与研制，以及这些材料的应用性能和长期组织稳定性的研究。根据不同的参数等级，重点改良和开发了9～12%Cr铁素体耐热钢、奥氏体耐热钢、Ni基高温合金。 3.1铁素体耐热钢 铁素体耐热钢具有导热性好，热膨胀系数小、价格低廉等优点。特别是早期投运的超超临界机组，由于大量采用奥氏体钢出现许多材料问题后，人们更关注铁素体耐热钢，特别是9～12%Cr系耐热钢的改良和发展，投入了大量的人力、物力和财力，通过长期不懈的努力，把铁素体耐热钢的使用温度提高到620℃，并已开发出用于650℃的试验材料。 铁素体耐热钢用于超超临界机组，遇到的主要问题是蠕变强度不足，抗氧化性和抗腐蚀性不良，高温下长期组织稳定性不够。抗氧化和抗腐蚀性能主要有Cr含量决定，蠕变强度的提高主要通过优化成分和冶炼、热加工工艺，提高固溶强化、沉淀强化和微观组织长期稳定化来实现。 3.1.1 合金元素的作用 合金元素对9～12%Cr钢的影响进行了大量的研究，根据它们的作用，可分为以下七类：①Cr;②Mo、W和Re；③V、Nb、Ti和Ta；④C和N；⑤B；⑥Si和Mn；⑦Ni、Cu和Co。 铬是耐热钢的基本合金元素，铬含量的增加可以提高抗氧化和抗腐蚀性。虽然铬含量对蠕变强度的作用不明显，但在铬含量接近2%和9%时，铁素体钢易获高强度。 Mo、W和Re都是固溶强化元素，且Mo和W长期用于耐热钢，明显增强耐热钢的蠕变强度。但添加量超过一定限度时，会导致δ铁素体析出降低强度， Laves相析出降低塑性和韧性。Mo和W复合添加对提高蠕变强度有效。研究表明，当Mo当量（Mo+0.5W）为1.5%时蠕变强度最高。增加W含量到（Mo+0.5W）为1.5%，蠕变强度随W含量的增加而增强。添加0.2%及以上的Re可以提高蠕变强度，其作用比Mo和W更有效。 V、Nb、Ti和Ta与C和/或N一起形成碳化物、氮化物和碳氮化物，细小粒子在铁素体基体上析出起到沉淀强化作用。V和Nb复合添加的作用大，含量分别约为0.2%和0.05%的结合尤为有效，这种结合的最佳含量与温度有关。 C和N是奥氏体形成元素，抑制δ铁素体析出。它们的含量应根据碳化物、氮化物或碳氮化物形成元素的类型和含量来优化。细小的碳化物、氮化物和碳氮化物的析出起沉淀强化作用。N被认为是提高9%Cr钢蠕变强度的首要元素，N的添加量通常约为0.05%，其成分优化与其它氮化物形成元素（如B）有关。 B提高硬度和增强晶界强度，可大幅度提高蠕变强度。近来的研究表明它通过渗入M23C6使碳化物稳定，从而提高高温下组织的长期稳定性。 Si和Mn。Si是铁素体形成元素，而Mn是奥氏体形成元素，两者的作用似乎应该相反，但研究表明，对于9～12％Cr钢，降低Mn含量提高蠕变强度，降低Si含量提高韧性。Mn降低A1转变温度而损害组织的高温稳定性，Si促进Laves相的析出而损害韧性。 Ni、Cu和Co都是奥氏体形成元素，如果作为合金元素添加，它们会通过降低铬当量而阻止δ铁素体的形成，但同时也降低了A1转变温度。然而这些元素的降低程度不同，添加Cu和Co降低A1转变温度的作用不如Ni。因此，如果添加了Cu和Co，可以阻止δ铁素体的形成，就可以少加或不加Ni，从而使高温回火提高蠕变强度成为可能。 3.1.2 锅炉用铁素体耐热钢 图7是锅炉用铁素体耐热钢的发展过程，以2～3%Cr、9%Cr、12%Cr三个系列发展。 2～3%Cr低合金钢是在T/P22的基础上，降低C含量提高<div align="center"><table cellspacing="0" cellpadding="0" width="605" border="1"><tbody><tr><td width="90" rowspan="2">温度℃ </td><td width="270" colspan="3">

92 105h持久强度(MPa) </td><td width="270" colspan="3">E911 105h持久强度(MPa) </td></tr><tr><td width="90">老数据 </td><td width="90">2005年数据 </td><td width="90">变化比％ </td><td width="90">老数据 </td><td width="90">2005年数据 </td><td width="90">变化比％ </td></tr><tr><td width="90">575 </td><td width="90">158 </td><td width="90">149.5 </td><td width="90">-5.4 </td><td width="90">143 </td><td width="90">134 </td><td width="90">-6.3 </td></tr><tr><td width="90">600 </td><td width="90">123 </td><td width="90">113 </td><td width="90">-8.1 </td><td width="90">108 </td><td width="90">98 </td><td width="90">-9.3 </td></tr><tr><td width="90">625 </td><td width="90">91 </td><td width="90">81 </td><td width="90">-11.0 </td><td width="90">77 </td><td width="90">70 </td><td width="90">-9.1 </td></tr><tr><td width="90">650 </td><td width="90">64 </td><td width="90">56 </td><td width="90">-12.5 </td><td width="90">53 </td><td width="90">49 </td><td width="90">-7.5 </td></tr></tbody></table></div>表2 ASME对P92、P122许用应力的重新评估 <div align="center"><table cellspacing="0" cellpadding="0" width="605" border="1"><tbody><tr><td width="85" rowspan="2">温度℃ </td><td width="260" colspan="3">P92 许用应力(MPa) </td><td width="260" colspan="3">P122 <a name="OLE_LINK3">许用应力</a>(MPa) </td></tr><tr><td width="87">老数据 </td><td width="87">2006年数据 </td><td width="87">变化比％ </td><td width="87">老数据 </td><td width="87">2006年数据 </td><td width="87">变化比％ </td></tr><tr><td width="85">538 </td><td width="87">126.2 </td><td width="87">126.2 </td><td width="87">0.0 </td><td width="87">127.6 </td><td width="87">127.6 </td><td width="87">0.0 </td></tr><tr><td width="85">566 </td><td width="87">114.5 </td><td width="87">108.3 </td><td width="87">-5.4 </td><td width="87">115.8 </td><td width="87">99.3 </td><td width="87">-14.3 </td></tr><tr><td width="85">593 </td><td width="87">89.6 </td><td width="87">82.7 </td><td width="87">-7.7 </td><td width="87">88.9 </td><td width="87">73.1 </td><td width="87">-17.8 </td></tr><tr><td width="85">621 </td><td width="87">66.2 </td><td width="87">59.3 </td><td width="87">-10.4 </td><td width="87">64.1 </td><td width="87">49.6 </td><td width="87">-22.6 </td></tr><tr><td width="85">649 </td><td width="87"></td><td width="87">38.6 </td><td width="87"></td><td width="87">42.7 </td><td width="87">31.0 </td><td width="87">-27.4 </td></tr></tbody></table></div><ol><li>1. 超临界、超超临界机组材料的发展</li><li></li><li>[Post=100]</li><li></li></ol>20世纪50年代末和60年代初，在美国、英国、联邦德国都投运了超超临界机组。限于当时的材料技术，这些机组采用了大量传统的奥氏体钢，在运行中出现了许多材料方面的问题。美国虽在60～70年代，超临界机组有较快发展，但由于运行中出现的问题和技术、经济方面的原因，其后回到了亚临界机组。日本在60年代从美国引进首台超临界机组后，成功发展了超临界机组，参数稳步推进，但蒸汽温度在1993年碧南3号机组运行前一直停留在566℃。70年代的二次石油危机和污染物排放导致环境的严重恶化，进一步促使火力发电向高效、清洁方向发展。日本、欧洲和美国纷纷制订超超临界机组发展计划。日本在1981年，启动了超超临界发电技术的研究计划，第一阶段目标是31.4MPa/593℃，第二阶段目标是34.3MPa/649℃的超超临界机组。欧洲实施COST(Cooperation in Science&Technology)计划，COST 501（1983～1997）目标是300bar/600℃/620℃，COST 522（1998～2003）目标是300bar/620℃/650℃，COST 536（2004～2009 ）目标是640℃/650℃的超超临界机组；1998年还启动了为期17年的Thermie计划，目标是37.5MPa/700℃超超临界机组。美国在1986年启动了RP1403项目， 1999年启动了Vision21计划，在Vision21计划中增加了开发38.5MPa，760℃/760℃/760℃的超超临界机组项目。实施超超临界发电规划，材料是关键，首先的是超超临界机组材料开发计划。因此，正是这些规划，在世界范围内推动了600℃、620℃、650℃、700℃、760℃等级超超临界机组材料的开发与研制，以及这些材料的应用性能和长期组织稳定性的研究。根据不同的参数等级，重点改良和开发了9～12%Cr铁素体耐热钢、奥氏体耐热钢、Ni基高温合金。 3.1铁素体耐热钢 铁素体耐热钢具有导热性好，热膨胀系数小、价格低廉等优点。特别是早期投运的超超临界机组，由于大量采用奥氏体钢出现许多材料问题后，人们更关注铁素体耐热钢，特别是9～12%Cr系耐热钢的改良和发展，投入了大量的人力、物力和财力，通过长期不懈的努力，把铁素体耐热钢的使用温度提高到620℃，并已开发出用于650℃的试验材料。 铁素体耐热钢用于超超临界机组，遇到的主要问题是蠕变强度不足，抗氧化性和抗腐蚀性不良，高温下长期组织稳定性不够。抗氧化和抗腐蚀性能主要有Cr含量决定，蠕变强度的提高主要通过优化成分和冶炼、热加工工艺，提高固溶强化、沉淀强化和微观组织长期稳定化来实现。 3.1.1 合金元素的作用 合金元素对9～12%Cr钢的影响进行了大量的研究，根据它们的作用，可分为以下七类：①Cr;②Mo、W和Re；③V、Nb、Ti和Ta；④C和N；⑤B；⑥Si和Mn；⑦Ni、Cu和Co。 铬是耐热钢的基本合金元素，铬含量的增加可以提高抗氧化和抗腐蚀性。虽然铬含量对蠕变强度的作用不明显，但在铬含量接近2%和9%时，铁素体钢易获高强度。 Mo、W和Re都是固溶强化元素，且Mo和W长期用于耐热钢，明显增强耐热钢的蠕变强度。但添加量超过一定限度时，会导致δ铁素体析出降低强度， Laves相析出降低塑性和韧性。Mo和W复合添加对提高蠕变强度有效。研究表明，当Mo当量（Mo+0.5W）为1.5%时蠕变强度最高。增加W含量到（Mo+0.5W）为1.5%，蠕变强度随W含量的增加而增强。添加0.2%及以上的Re可以提高蠕变强度，其作用比Mo和W更有效。 V、Nb、Ti和Ta与C和/或N一起形成碳化物、氮化物和碳氮化物，细小粒子在铁素体基体上析出起到沉淀强化作用。V和Nb复合添加的作用大，含量分别约为0.2%和0.05%的结合尤为有效，这种结合的最佳含量与温度有关。 C和N是奥氏体形成元素，抑制δ铁素体析出。它们的含量应根据碳化物、氮化物或碳氮化物形成元素的类型和含量来优化。细小的碳化物、氮化物和碳氮化物的析出起沉淀强化作用。N被认为是提高9%Cr钢蠕变强度的首要元素，N的添加量通常约为0.05%，其成分优化与其它氮化物形成元素（如B）有关。 B提高硬度和增强晶界强度，可大幅度提高蠕变强度。近来的研究表明它通过渗入M23C6使碳化物稳定，从而提高高温下组织的长期稳定性。 Si和Mn。Si是铁素体形成元素，而Mn是奥氏体形成元素，两者的作用似乎应该相反，但研究表明，对于9～12％Cr钢，降低Mn含量提高蠕变强度，降低Si含量提高韧性。Mn降低A1转变温度而损害组织的高温稳定性，Si促进Laves相的析出而损害韧性。 Ni、Cu和Co都是奥氏体形成元素，如果作为合金元素添加，它们会通过降低铬当量而阻止δ铁素体的形成，但同时也降低了A1转变温度。然而这些元素的降低程度不同，添加Cu和Co降低A1转变温度的作用不如Ni。因此，如果添加了Cu和Co，可以阻止δ铁素体的形成，就可以少加或不加Ni，从而使高温回火提高蠕变强度成为可能。 3.1.2 锅炉用铁素体耐热钢 图7是锅炉用铁素体耐热钢的发展过程，以2～3%Cr、9%Cr、12%Cr三个系列发展。 2～3%Cr低合金钢是在T/P22的基础上，降低C含量提高表1 <a name="OLE_LINK4">ECCC</a> 对P92、E911 持久强度的重新评估[Money=5] <div align="center"><table cellspacing="0" cellpadding="0" width="605" border="1"><tbody><tr><td width="90" rowspan="2">温度℃ </td><td width="270" colspan="3">P92 105h持久强度(MPa) </td><td width="270" colspan="3">E911 105h持久强度(MPa) </td></tr><tr><td width="90">老数据 </td><td width="90">2005年数据 </td><td width="90">变化比％ </td><td width="90">老数据 </td><td width="90">2005年数据 </td><td width="90">变化比％ </td></tr><tr><td width="90">575 </td><td width="90">158 </td><td width="90">149.5 </td><td width="90">-5.4 </td><td width="90">143 </td><td width="90">134 </td><td width="90">-6.3 </td></tr><tr><td width="90">600 </td><td width="90">123 </td><td width="90">113 </td><td width="90">-8.1 </td><td width="90">108 </td><td width="90">98 </td><td width="90">-9.3 </td></tr><tr><td width="90">625 </td><td width="90">91 </td><td width="90">81 </td><td width="90">-11.0 </td><td width="90">77 </td><td width="90">70 </td><td width="90">-9.1 </td></tr><tr><td width="90">650 </td><td width="90">64 </td><td width="90">56 </td><td width="90">-12.5 </td><td width="90">53 </td><td width="90">49 </td><td width="90">-7.5 </td></tr></tbody></table></div>表2 ASME对P92、P122许用应力的重新评估<div align="center"><table cellspacing="0" cellpadding="0" width="605" border="1"><tbody><tr><td width="85" rowspan="2">温度℃ </td><td width="260" colspan="3">P92 许用应力(MPa) </td><td width="260" colspan="3">P122 <a name="OLE_LINK3">许用应力</a>(MPa) </td></tr><tr><td width="87">老数据 </td><td width="87">2006年数据 </td><td width="87">变化比％ </td><td width="87">老数据 </td><td width="87">2006年数据 </td><td width="87">变化比％ </td></tr><tr><td width="85">538 </td><td width="87">126.2 </td><td width="87">126.2 </td><td width="87">0.0 </td><td width="87">127.6 </td><td width="87">127.6 </td><td width="87">0.0 </td></tr><tr><td width="85">566 </td><td width="87">114.5 </td><td width="87">108.3 </td><td width="87">-5.4 </td><td width="87">115.8 </td><td width="87">99.3 </td><td width="87">-14.3 </td></tr><tr><td width="85">593 </td><td width="87">89.6 </td><td width="87">82.7 </td><td width="87">-7.7 </td><td width="87">88.9 </td><td width="87">73.1 </td><td width="87">-17.8 </td></tr><tr><td width="85">621 </td><td width="87">66.2 </td><td width="87">59.3 </td><td width="87">-10.4 </td><td width="87">64.1 </td><td width="87">49.6 </td><td width="87">-22.6 </td></tr><tr><td width="85">649 </td><td width="87"></td><td width="87">38.6 </td><td width="87"></td><td width="87">42.7 </td><td width="87">31.0 </td><td width="87">-27.4 </td></tr></tbody></table></div><div align="center"></div><div align="center"></div><div align="center">[/Money]</div><ol><li>1. 超临界、超超临界机组材料的发展 </li></ol>20世纪50年代末和60年代初，在美国、英国、联邦德国都投运了超超临界机组。限于当时的材料技术，这些机组采用了大量传统的奥氏体钢，在运行中出现了许多材料方面的问题。美国虽在60～70年代，超临界机组有较快发展，但由于运行中出现的问题和技术、经济方面的原因，其后回到了亚临界机组。日本在60年代从美国引进首台超临界机组后，成功发展了超临界机组，参数稳步推进，但蒸汽温度在1993年碧南3号机组运行前一直停留在566℃。70年代的二次石油危机和污染物排放导致环境的严重恶化，进一步促使火力发电向高效、清洁方向发展。日本、欧洲和美国纷纷制订超超临界机组发展计划。日本在1981年，启动了超超临界发电技术的研究计划，第一阶段目标是31.4MPa/593℃，第二阶段目标是34.3MPa/649℃的超超临界机组。欧洲实施COST(Cooperation in Science&Technology)计划，COST 501（1983～1997）目标是300bar/600℃/620℃，COST 522（1998～2003）目标是300bar/620℃/650℃，COST 536（2004～2009 ）目标是640℃/650℃的超超临界机组；1998年还启动了为期17年的Thermie计划，目标是37.5MPa/700℃超超临界机组。美国在1986年启动了RP1403项目， 1999年启动了Vision21计划，在Vision21计划中增加了开发38.5MPa，760℃/760℃/760℃的超超临界机组项目。实施超超临界发电规划，材料是关键，首先的是超超临界机组材料开发计划。因此，正是这些规划，在世界范围内推动了600℃、620℃、650℃、700℃、760℃等级超超临界机组材料的开发与研制，以及这些材料的应用性能和长期组织稳定性的研究。根据不同的参数等级，重点改良和开发了9～12%Cr铁素体耐热钢、奥氏体耐热钢、Ni基高温合金。 3.1铁素体耐热钢 铁素体耐热钢具有导热性好，热膨胀系数小、价格低廉等优点。特别是早期投运的超超临界机组，由于大量采用奥氏体钢出现许多材料问题后，人们更关注铁素体耐热钢，特别是9～12%Cr系耐热钢的改良和发展，投入了大量的人力、物力和财力，通过长期不懈的努力，把铁素体耐热钢的使用温度提高到620℃，并已开发出用于650℃的试验材料。 铁素体耐热钢用于超超临界机组，遇到的主要问题是蠕变强度不足，抗氧化性和抗腐蚀性不良，高温下长期组织稳定性不够。抗氧化和抗腐蚀性能主要有Cr含量决定，蠕变强度的提高主要通过优化成分和冶炼、热加工工艺，提高固溶强化、沉淀强化和微观组织长期稳定化来实现。 3.1.1 合金元素的作用 合金元素对9～12%Cr钢的影响进行了大量的研究，根据它们的作用，可分为以下七类：①Cr;②Mo、W和Re；③V、Nb、Ti和Ta；④C和N；⑤B；⑥Si和Mn；⑦Ni、Cu和Co。 铬是耐热钢的基本合金元素，铬含量的增加可以提高抗氧化和抗腐蚀性。虽然铬含量对蠕变强度的作用不明显，但在铬含量接近2%和9%时，铁素体钢易获高强度。 Mo、W和Re都是固溶强化元素，且Mo和W长期用于耐热钢，明显增强耐热钢的蠕变强度。但添加量超过一定限度时，会导致δ铁素体析出降低强度， Laves相析出降低塑性和韧性。Mo和W复合添加对提高蠕变强度有效。研究表明，当Mo当量（Mo+0.5W）为1.5%时蠕变强度最高。增加W含量到（Mo+0.5W）为1.5%，蠕变强度随W含量的增加而增强。添加0.2%及以上的Re可以提高蠕变强度，其作用比Mo和W更有效。 V、Nb、Ti和Ta与C和/或N一起形成碳化物、氮化物和碳氮化物，细小粒子在铁素体基体上析出起到沉淀强化作用。V和Nb复合添加的作用大，含量分别约为0.2%和0.05%的结合尤为有效，这种结合的最佳含量与温度有关。 C和N是奥氏体形成元素，抑制δ铁素体析出。它们的含量应根据碳化物、氮化物或碳氮化物形成元素的类型和含量来优化。细小的碳化物、氮化物和碳氮化物的析出起沉淀强化作用。N被认为是提高9%Cr钢蠕变强度的首要元素，N的添加量通常约为0.05%，其成分优化与其它氮化物形成元素（如B）有关。 B提高硬度和增强晶界强度，可大幅度提高蠕变强度。近来的研究表明它通过渗入M23C6使碳化物稳定，从而提高高温下组织的长期稳定性。 Si和Mn。Si是铁素体形成元素，而Mn是奥氏体形成元素，两者的作用似乎应该相反，但研究表明，对于9～12％Cr钢，降低Mn含量提高蠕变强度，降低Si含量提高韧性。Mn降低A1转变温度而损害组织的高温稳定性，Si促进Laves相的析出而损害韧性。 Ni、Cu和Co都是奥氏体形成元素，如果作为合金元素添加，它们会通过降低铬当量而阻止δ铁素体的形成，但同时也降低了A1转变温度。然而这些元素的降低程度不同，添加Cu和Co降低A1转变温度的作用不如Ni。因此，如果添加了Cu和Co，可以阻止δ铁素体的形成，就可以少加或不加Ni，从而使高温回火提高蠕变强度成为可能。 3.1.2 锅炉用铁素体耐热钢 图7是锅炉用铁素体耐热钢的发展过程，以2～3%Cr、9%Cr、12%Cr三个系列发展。 2～3%Cr低合金钢是在T/P22的基础上，降低C含量提高 表1 <a name="OLE_LINK4">ECCC</a> 对P92、E911 持久强度的重新评估<div align="center"><table cellspacing="0" cellpadding="0" width="605" border="1"><tbody><tr><td width="90" rowspan="2">温度℃ </td><td width="270" colspan="3">P92 105h持久强度(MPa) </td><td width="270" colspan="3">E911 105h持久强度(MPa) </td></tr><tr><td width="90">老数据 </td><td width="90">2005年数据 </td><td width="90">变化比％ </td><td width="90">老数据 </td><td width="90">2005年数据 </td><td width="90">变化比％ </td></tr><tr><td width="90">575 </td><td width="90">158 </td><td width="90">149.5 </td><td width="90">-5.4 </td><td width="90">143 </td><td width="90">134 </td><td width="90">-6.3 </td></tr><tr><td width="90">600 </td><td width="90">123 </td><td width="90">113 </td><td width="90">-8.1 </td><td width="90">108 </td><td width="90">98 </td><td width="90">-9.3 </td></tr><tr><td width="90">625 </td><td width="90">91 </td><td width="90">81 </td><td width="90">-11.0 </td><td width="90">77 </td><td width="90">70 </td><td width="90">-9.1 </td></tr><tr><td width="90">650 </td><td width="90">64 </td><td width="90">56 </td><td width="90">-12.5 </td><td width="90">53 </td><td width="90">49 </td><td width="90">-7.5 </td></tr></tbody></table></div>表2 ASME对P92、P122许用应力的重新评估 <div align="center"><table cellspacing="0" cellpadding="0" width="605" border="1"><tbody><tr><td width="85" rowspan="2">温度℃ </td><td width="260" colspan="3">P92 许用应力(MPa) </td><td width="260" colspan="3">P122 <a name="OLE_LINK3">许用应力</a>(MPa) </td></tr><tr><td width="87">老数据 </td><td width="87">2006年数据 </td><td width="87">变化比％ </td><td width="87">老数据 </td><td width="87">2006年数据 </td><td width="87">变化比％ </td></tr><tr><td width="85">538 </td><td width="87">126.2 </td><td width="87">126.2 </td><td width="87">0.0 </td><td width="87">127.6 </td><td width="87">127.6 </td><td width="87">0.0 </td></tr><tr><td width="85">566 </td><td width="87">114.5 </td><td width="87">108.3 </td><td width="87">-5.4 </td><td width="87">115.8 </td><td width="87">99.3 </td><td width="87">-14.3 </td></tr><tr><td width="85">593 </td><td width="87">89.6 </td><td width="87">82.7 </td><td width="87">-7.7 </td><td width="87">88.9 </td><td width="87">73.1 </td><td width="87">-17.8 </td></tr><tr><td width="85">621 </td><td width="87">66.2 </td><td width="87">59.3 </td><td width="87">-10.4 </td><td width="87">64.1 </td><td width="87">49.6 </td><td width="87">-22.6 </td></tr><tr><td width="85">649 </td><td width="87"></td><td width="87">38.6 </td><td width="87"></td><td width="87">42.7 </td><td width="87">31.0 </td><td width="87">-27.4 </td></tr></tbody></table></div><div align="center"></div><div align="center"></div><div align="center"></div><ol><li>1. 超临界、超超临界机组材料的发展 </li></ol>20世纪50年代末和60年代初，在美国、英国、联邦德国都投运了超超临界机组。限于当时的材料技术，这些机组采用了大量传统的奥氏体钢，在运行中出现了许多材料方面的问题。美国虽在60～70年代，超临界机组有较快发展，但由于运行中出现的问题和技术、经济方面的原因，其后回到了亚临界机组。日本在60年代从美国引进首台超临界机组后，成功发展了超临界机组，参数稳步推进，但蒸汽温度在1993年碧南3号机组运行前一直停留在566℃。70年代的二次石油危机和污染物排放导致环境的严重恶化，进一步促使火力发电向高效、清洁方向发展。日本、欧洲和美国纷纷制订超超临界机组发展计划。日本在1981年，启动了超超临界发电技术的研究计划，第一阶段目标是31.4MPa/593℃，第二阶段目标是34.3MPa/649℃的超超临界机组。欧洲实施COST(Cooperation in Science&Technology)计划，COST 501（1983～1997）目标是300bar/600℃/620℃，COST 522（1998～2003）目标是300bar/620℃/650℃，COST 536（2004～2009 ）目标是640℃/650℃的超超临界机组；1998年还启动了为期17年的Thermie计划，目标是37.5MPa/700℃超超临界机组。美国在1986年启动了RP1403项目， 1999年启动了Vision21计划，在Vision21计划中增加了开发38.5MPa，760℃/760℃/760℃的超超临界机组项目。实施超超临界发电规划，材料是关键，首先的是超超临界机组材料开发计划。因此，正是这些规划，在世界范围内推动了600℃、620℃、650℃、700℃、760℃等级超超临界机组材料的开发与研制，以及这些材料的应用性能和长期组织稳定性的研究。根据不同的参数等级，重点改良和开发了9～12%Cr铁素体耐热钢、奥氏体耐热钢、Ni基高温合金。 3.1铁素体耐热钢 铁素体耐热钢具有导热性好，热膨胀系数小、价格低廉等优点。特别是早期投运的超超临界机组，由于大量采用奥氏体钢出现许多材料问题后，人们更关注铁素体耐热钢，特别是9～12%Cr系耐热钢的改良和发展，投入了大量的人力、物力和财力，通过长期不懈的努力，把铁素体耐热钢的使用温度提高到620℃，并已开发出用于650℃的试验材料。 铁素体耐热钢用于超超临界机组，遇到的主要问题是蠕变强度不足，抗氧化性和抗腐蚀性不良，高温下长期组织稳定性不够。抗氧化和抗腐蚀性能主要有Cr含量决定，蠕变强度的提高主要通过优化成分和冶炼、热加工工艺，提高固溶强化、沉淀强化和微观组织长期稳定化来实现。 3.1.1 合金元素的作用 合金元素对9～12%Cr钢的影响进行了大量的研究，根据它们的作用，可分为以下七类：①Cr;②Mo、W和Re；③V、Nb、Ti和Ta；④C和N；⑤B；⑥Si和Mn；⑦Ni、Cu和Co。 铬是耐热钢的基本合金元素，铬含量的增加可以提高抗氧化和抗腐蚀性。虽然铬含量对蠕变强度的作用不明显，但在铬含量接近2%和9%时，铁素体钢易获高强度。 Mo、W和Re都是固溶强化元素，且Mo和W长期用于耐热钢，明显增强耐热钢的蠕变强度。但添加量超过一定限度时，会导致δ铁素体析出降低强度， Laves相析出降低塑性和韧性。Mo和W复合添加对提高蠕变强度有效。研究表明，当Mo当量（Mo+0.5W）为1.5%时蠕变强度最高。增加W含量到（Mo+0.5W）为1.5%，蠕变强度随W含量的增加而增强。添加0.2%及以上的Re可以提高蠕变强度，其作用比Mo和W更有效。 V、Nb、Ti和Ta与C和/或N一起形成碳化物、氮化物和碳氮化物，细小粒子在铁素体基体上析出起到沉淀强化作用。V和Nb复合添加的作用大，含量分别约为0.2%和0.05%的结合尤为有效，这种结合的最佳含量与温度有关。 C和N是奥氏体形成元素，抑制δ铁素体析出。它们的含量应根据碳化物、氮化物或碳氮化物形成元素的类型和含量来优化。细小的碳化物、氮化物和碳氮化物的析出起沉淀强化作用。N被认为是提高9%Cr钢蠕变强度的首要元素，N的添加量通常约为0.05%，其成分优化与其它氮化物形成元素（如B）有关。 B提高硬度和增强晶界强度，可大幅度提高蠕变强度。近来的研究表明它通过渗入M23C6使碳化物稳定，从而提高高温下组织的长期稳定性。 Si和Mn。Si是铁素体形成元素，而Mn是奥氏体形成元素，两者的作用似乎应该相反，但研究表明，对于9～12％Cr钢，降低Mn含量提高蠕变强度，降低Si含量提高韧性。Mn降低A1转变温度而损害组织的高温稳定性，Si促进Laves相的析出而损害韧性。 Ni、Cu和Co都是奥氏体形成元素，如果作为合金元素添加，它们会通过降低铬当量而阻止δ铁素体的形成，但同时也降低了A1转变温度。然而这些元素的降低程度不同，添加Cu和Co降低A1转变温度的作用不如Ni。因此，如果添加了Cu和Co，可以阻止δ铁素体的形成，就可以少加或不加Ni，从而使高温回火提高蠕变强度成为可能。 3.1.2 锅炉用铁素体耐热钢 图7是锅炉用铁素体耐热钢的发展过程，以2～3%Cr、9%Cr、12%Cr三个系列发展。 2～3%Cr低合金钢是在T/P22的基础上，降低C含量提高表1 <a name="OLE_LINK4">ECCC</a> 对P92、E911 持久强度的重新评估<div align="center"><table cellspacing="0" cellpadding="0" width="605" border="1"><tbody><tr><td width="90" rowspan="2">温度℃ </td><td width="270" colspan="3">P92 105h持久强度(MPa) </td><td width="270" colspan="3">E911 105h持久强度(MPa) </td></tr><tr><td width="90">老数据 </td><td width="90">2005年数据 </td><td width="90">变化比％ </td><td width="90">老数据 </td><td width="90">2005年数据 </td><td width="90">变化比％ </td></tr><tr><td width="90">575 </td><td width="90">158 </td><td width="90">149.5 </td><td width="90">-5.4 </td><td width="90">143 </td><td width="90">134 </td><td width="90">-6.3 </td></tr><tr><td width="90">600 </td><td width="90">123 </td><td width="90">113 </td><td width="90">-8.1 </td><td width="90">108 </td><td width="90">98 </td><td width="90">-9.3 </td></tr><tr><td width="90">625 </td><td width="90">91 </td><td width="90">81 </td><td width="90">-11.0 </td><td width="90">77 </td><td width="90">70 </td><td width="90">-9.1 </td></tr><tr><td width="90">650 </td><td width="90">64 </td><td width="90">56 </td><td width="90">-12.5 </td><td width="90">53 </td><td width="90">49 </td><td width="90">-7.5 </td></tr></tbody></table></div>表2 ASME对P92、P122许用应力的重新评估 <div align="center"><table cellspacing="0" cellpadding="0" width="605" border="1"><tbody><tr><td width="85" rowspan="2">温度℃ </td><td width="260" colspan="3">P92 许用应力(MPa) </td><td width="260" colspan="3">P122 <a name="OLE_LINK3">许用应力</a>(MPa) </td></tr><tr><td width="87">老数据 </td><td width="87">2006年数据 </td><td width="87">变化比％ </td><td width="87">老数据 </td><td width="87">2006年数据 </td><td width="87">变化比％ </td></tr><tr><td width="85">538 </td><td width="87">126.2 </td><td width="87">126.2 </td><td width="87">0.0 </td><td width="87">127.6 </td><td width="87">127.6 </td><td width="87">0.0 </td></tr><tr><td width="85">566 </td><td width="87">114.5 </td><td width="87">108.3 </td><td width="87">-5.4 </td><td width="87">115.8 </td><td width="87">99.3 </td><td width="87">-14.3 </td></tr><tr><td width="85">593 </td><td width="87">89.6 </td><td width="87">82.7 </td><td width="87">-7.7 </td><td width="87">88.9 </td><td width="87">73.1 </td><td width="87">-17.8 </td></tr><tr><td width="85">621 </td><td width="87">66.2 </td><td width="87">59.3 </td><td width="87">-10.4 </td><td width="87">64.1 </td><td width="87">49.6 </td><td width="87">-22.6 </td></tr><tr><td width="85">649 </td><td width="87"></td><td width="87">38.6 </td><td width="87"></td><td width="87">42.7 </td><td width="87">31.0 </td><td width="87">-27.4 </td></tr></tbody></table></div><div align="center"></div><div align="center"></div><div align="center"></div><ol><li>1. 超临界、超超临界机组材料的发展 </li></ol>20世纪50年代末和60年代初，在美国、英国、联邦德国都投运了超超临界机组。限于当时的材料技术，这些机组采用了大量传统的奥氏体钢，在运行中出现了许多材料方面的问题。美国虽在60～70年代，超临界机组有较快发展，但由于运行中出现的问题和技术、经济方面的原因，其后回到了亚临界机组。日本在60年代从美国引进首台超临界机组后，成功发展了超临界机组，参数稳步推进，但蒸汽温度在1993年碧南3号机组运行前一直停留在566℃。70年代的二次石油危机和污染物排放导致环境的严重恶化，进一步促使火力发电向高效、清洁方向发展。日本、欧洲和美国纷纷制订超超临界机组发展计划。日本在1981年，启动了超超临界发电技术的研究计划，第一阶段目标是31.4MPa/593℃，第二阶段目标是34.3MPa/649℃的超超临界机组。欧洲实施COST(Cooperation in Science&Technology)计划，COST 501（1983～1997）目标是300bar/600℃/620℃，COST 522（1998～2003）目标是300bar/620℃/650℃，COST 536（2004～2009 ）目标是640℃/650℃的超超临界机组；1998年还启动了为期17年的Thermie计划，目标是37.5MPa/700℃超超临界机组。美国在1986年启动了RP1403项目， 1999年启动了Vision21计划，在Vision21计划中增加了开发38.5MPa，760℃/760℃/760℃的超超临界机组项目。实施超超临界发电规划，材料是关键，首先的是超超临界机组材料开发计划。因此，正是这些规划，在世界范围内推动了600℃、620℃、650℃、700℃、760℃等级超超临界机组材料的开发与研制，以及这些材料的应用性能和长期组织稳定性的研究。根据不同的参数等级，重点改良和开发了9～12%Cr铁素体耐热钢、奥氏体耐热钢、Ni基高温合金。 3.1铁素体耐热钢 铁素体耐热钢具有导热性好，热膨胀系数小、价格低廉等优点。特别是早期投运的超超临界机组，由于大量采用奥氏体钢出现许多材料问题后，人们更关注铁素体耐热钢，特别是9～12%Cr系耐热钢的改良和发展，投入了大量的人力、物力和财力，通过长期不懈的努力，把铁素体耐热钢的使用温度提高到620℃，并已开发出用于650℃的试验材料。 铁素体耐热钢用于超超临界机组，遇到的主要问题是蠕变强度不足，抗氧化性和抗腐蚀性不良，高温下长期组织稳定性不够。抗氧化和抗腐蚀性能主要有Cr含量决定，蠕变强度的提高主要通过优化成分和冶炼、热加工工艺，提高固溶强化、沉淀强化和微观组织长期稳定化来实现。 3.1.1 合金元素的作用 合金元素对9～12%Cr钢的影响进行了大量的研究，根据它们的作用，可分为以下七类：①Cr;②Mo、W和Re；③V、Nb、Ti和Ta；④C和N；⑤B；⑥Si和Mn；⑦Ni、Cu和Co。 铬是耐热钢的基本合金元素，铬含量的增加可以提高抗氧化和抗腐蚀性。虽然铬含量对蠕变强度的作用不明显，但在铬含量接近2%和9%时，铁素体钢易获高强度。 Mo、W和Re都是固溶强化元素，且Mo和W长期用于耐热钢，明显增强耐热钢的蠕变强度。但添加量超过一定限度时，会导致δ铁素体析出降低强度， Laves相析出降低塑性和韧性。Mo和W复合添加对提高蠕变强度有效。研究表明，当Mo当量（Mo+0.5W）为1.5%时蠕变强度最高。增加W含量到（Mo+0.5W）为1.5%，蠕变强度随W含量的增加而增强。添加0.2%及以上的Re可以提高蠕变强度，其作用比Mo和W更有效。 V、Nb、Ti和Ta与C和/或N一起形成碳化物、氮化物和碳氮化物，细小粒子在铁素体基体上析出起到沉淀强化作用。V和Nb复合添加的作用大，含量分别约为0.2%和0.05%的结合尤为有效，这种结合的最佳含量与温度有关。 C和N是奥氏体形成元素，抑制δ铁素体析出。它们的含量应根据碳化物、氮化物或碳氮化物形成元素的类型和含量来优化。细小的碳化物、氮化物和碳氮化物的析出起沉淀强化作用。N被认为是提高9%Cr钢蠕变强度的首要元素，N的添加量通常约为0.05%，其成分优化与其它氮化物形成元素（如B）有关。 B提高硬度和增强晶界强度，可大幅度提高蠕变强度。近来的研究表明它通过渗入M23C6使碳化物稳定，从而提高高温下组织的长期稳定性。 Si和Mn。Si是铁素体形成元素，而Mn是奥氏体形成元素，两者的作用似乎应该相反，但研究表明，对于9～12％Cr钢，降低Mn含量提高蠕变强度，降低Si含量提高韧性。Mn降低A1转变温度而损害组织的高温稳定性，Si促进Laves相的析出而损害韧性。 Ni、Cu和Co都是奥氏体形成元素，如果作为合金元素添加，它们会通过降低铬当量而阻止δ铁素体的形成，但同时也降低了A1转变温度。然而这些元素的降低程度不同，添加Cu和Co降低A1转变温度的作用不如Ni。因此，如果添加了Cu和Co，可以阻止δ铁素体的形成，就可以少加或不加Ni，从而使高温回火提高蠕变强度成为可能。 3.1.2 锅炉用铁素体耐热钢 图7是锅炉用铁素体耐热钢的发展过程，以2～3%Cr、9%Cr、12%Cr三个系列发展。 2～3%Cr低合金钢是在T/P22的基础上，降低C含量提高<div align="center"><table cellspacing="0" cellpadding="0" width="605" border="1"><tbody><tr><td width="90" rowspan="2">温度℃ </td><td width="270" colspan="3">P92 105h持久强度(MPa) </td><td width="270" colspan="3">E911 105h持久强度(MPa) </td></tr><tr><td width="90">老数据 </td><td width="90">2005年数据 </td><td width="90">变化比％ </td><td width="90">老数据 </td><td width="90">2005年数据 </td><td width="90">变化比％ </td></tr><tr><td width="90">575 </td><td width="90">158 </td><td width="90">149.5 </td><td width="90">-5.4 </td><td width="90">143 </td><td width="90">134 </td><td width="90">-6.3 </td></tr><tr><td width="90">600 </td><td width="90">123 </td><td width="90">113 </td><td width="90">-8.1 </td><td width="90">108 </td><td width="90">98 </td><td width="90">-9.3 </td></tr><tr><td width="90">625 </td><td width="90">91 </td><td width="90">81 </td><td width="90">-11.0 </td><td width="90">77 </td><td width="90">70 </td><td width="90">-9.1 </td></tr><tr><td width="90">650 </td><td width="90">64 </td><td width="90">56 </td><td width="90">-12.5 </td><td width="90">53 </td><td width="90">49 </td><td width="90">-7.5 </td></tr></tbody></table></div>表2 ASME对P92、P122许用应力的重新评估 <div align="center"><table cellspacing="0" cellpadding="0" width="605" border="1"><tbody><tr><td width="85" rowspan="2">温度℃ </td><td width="260" colspan="3">P92 许用应力(MPa) </td><td width="260" colspan="3">P122 <a name="OLE_LINK3">许用应力</a>(MPa) </td></tr><tr><td width="87">老数据 </td><td width="87">2006年数据 </td><td width="87">变化比％ </td><td width="87">老数据 </td><td width="87">2006年数据 </td><td width="87">变化比％ </td></tr><tr><td width="85">538 </td><td width="87">126.2 </td><td width="87">126.2 </td><td width="87">0.0 </td><td width="87">127.6 </td><td width="87">127.6 </td><td width="87">0.0 </td></tr><tr><td width="85">566 </td><td width="87">114.5 </td><td width="87">108.3 </td><td width="87">-5.4 </td><td width="87">115.8 </td><td width="87">99.3 </td><td width="87">-14.3 </td></tr><tr><td width="85">593 </td><td width="87">89.6 </td><td width="87">82.7 </td><td width="87">-7.7 </td><td width="87">88.9 </td><td width="87">73.1 </td><td width="87">-17.8 </td></tr><tr><td width="85">621 </td><td width="87">66.2 </td><td width="87">59.3 </td><td width="87">-10.4 </td><td width="87">64.1 </td><td width="87">49.6 </td><td width="87">-22.6 </td></tr><tr><td width="85">649 </td><td width="87"></td><td width="87">38.6 </td><td width="87"></td><td width="87">42.7 </td><td width="87">31.0 </td><td width="87">-27.4 </td></tr></tbody></table></div><ol><li>1. 超临界、超超临界机组材料的发展</li><li></li><li>[Post=100]</li><li></li></ol>20世纪50年代末和60年代初，在美国、英国、联邦德国都投运了超超临界机组。限于当时的材料技术，这些机组采用了大量传统的奥氏体钢，在运行中出现了许多材料方面的问题。美国虽在60～70年代，超临界机组有较快发展，但由于运行中出现的问题和技术、经济方面的原因，其后回到了亚临界机组。日本在60年代从美国引进首台超临界机组后，成功发展了超临界机组，参数稳步推进，但蒸汽温度在1993年碧南3号机组运行前一直停留在566℃。70年代的二次石油危机和污染物排放导致环境的严重恶化，进一步促使火力发电向高效、清洁方向发展。日本、欧洲和美国纷纷制订超超临界机组发展计划。日本在1981年，启动了超超临界发电技术的研究计划，第一阶段目标是31.4MPa/593℃，第二阶段目标是34.3MPa/649℃的超超临界机组。欧洲实施COST(Cooperation in Science&Technology)计划，COST 501（1983～1997）目标是300bar/600℃/620℃，COST 522（1998～2003）目标是300bar/620℃/650℃，COST 536（2004～2009 ）目标是640℃/650℃的超超临界机组；1998年还启动了为期17年的Thermie计划，目标是37.5MPa/700℃超超临界机组。美国在1986年启动了RP1403项目， 1999年启动了Vision21计划，在Vision21计划中增加了开发38.5MPa，760℃/760℃/760℃的超超临界机组项目。实施超超临界发电规划，材料是关键，首先的是超超临界机组材料开发计划。因此，正是这些规划，在世界范围内推动了600℃、620℃、650℃、700℃、760℃等级超超临界机组材料的开发与研制，以及这些材料的应用性能和长期组织稳定性的研究。根据不同的参数等级，重点改良和开发了9～12%Cr铁素体耐热钢、奥氏体耐热钢、Ni基高温合金。 3.1铁素体耐热钢 铁素体耐热钢具有导热性好，热膨胀系数小、价格低廉等优点。特别是早期投运的超超临界机组，由于大量采用奥氏体钢出现许多材料问题后，人们更关注铁素体耐热钢，特别是9～12%Cr系耐热钢的改良和发展，投入了大量的人力、物力和财力，通过长期不懈的努力，把铁素体耐热钢的使用温度提高到620℃，并已开发出用于650℃的试验材料。 铁素体耐热钢用于超超临界机组，遇到的主要问题是蠕变强度不足，抗氧化性和抗腐蚀性不良，高温下长期组织稳定性不够。抗氧化和抗腐蚀性能主要有Cr含量决定，蠕变强度的提高主要通过优化成分和冶炼、热加工工艺，提高固溶强化、沉淀强化和微观组织长期稳定化来实现。 3.1.1 合金元素的作用 合金元素对9～12%Cr钢的影响进行了大量的研究，根据它们的作用，可分为以下七类：①Cr;②Mo、W和Re；③V、Nb、Ti和Ta；④C和N；⑤B；⑥Si和Mn；⑦Ni、Cu和Co。 铬是耐热钢的基本合金元素，铬含量的增加可以提高抗氧化和抗腐蚀性。虽然铬含量对蠕变强度的作用不明显，但在铬含量接近2%和9%时，铁素体钢易获高强度。 Mo、W和Re都是固溶强化元素，且Mo和W长期用于耐热钢，明显增强耐热钢的蠕变强度。但添加量超过一定限度时，会导致δ铁素体析出降低强度， Laves相析出降低塑性和韧性。Mo和W复合添加对提高蠕变强度有效。研究表明，当Mo当量（Mo+0.5W）为1.5%时蠕变强度最高。增加W含量到（Mo+0.5W）为1.5%，蠕变强度随W含量的增加而增强。添加0.2%及以上的Re可以提高蠕变强度，其作用比Mo和W更有效。 V、Nb、Ti和Ta与C和/或N一起形成碳化物、氮化物和碳氮化物，细小粒子在铁素体基体上析出起到沉淀强化作用。V和Nb复合添加的作用大，含量分别约为0.2%和0.05%的结合尤为有效，这种结合的最佳含量与温度有关。 C和N是奥氏体形成元素，抑制δ铁素体析出。它们的含量应根据碳化物、氮化物或碳氮化物形成元素的类型和含量来优化。细小的碳化物、氮化物和碳氮化物的析出起沉淀强化作用。N被认为是提高9%Cr钢蠕变强度的首要元素，N的添加量通常约为0.05%，其成分优化与其它氮化物形成元素（如B）有关。 B提高硬度和增强晶界强度，可大幅度提高蠕变强度。近来的研究表明它通过渗入M23C6使碳化物稳定，从而提高高温下组织的长期稳定性。 Si和Mn。Si是铁素体形成元素，而Mn是奥氏体形成元素，两者的作用似乎应该相反，但研究表明，对于9～12％Cr钢，降低Mn含量提高蠕变强度，降低Si含量提高韧性。Mn降低A1转变温度而损害组织的高温稳定性，Si促进Laves相的析出而损害韧性。 Ni、Cu和Co都是奥氏体形成元素，如果作为合金元素添加，它们会通过降低铬当量而阻止δ铁素体的形成，但同时也降低了A1转变温度。然而这些元素的降低程度不同，添加Cu和Co降低A1转变温度的作用不如Ni。因此，如果添加了Cu和Co，可以阻止δ铁素体的形成，就可以少加或不加Ni，从而使高温回火提高蠕变强度成为可能。 3.1.2 锅炉用铁素体耐热钢 图7是锅炉用铁素体耐热钢的发展过程，以2～3%Cr、9%Cr、12%Cr三个系列发展。 2～3%Cr低合金钢是在T/P22的基础上，降低C含量提高[/Post]<img src="attachments/dvbbs/2007-11/2007111417102472001.jpg" border="0" onclick="zoom(this)" onload="if(this.width>document.body.clientWidth*0.5) {this.resized=true;this.width=document.body.clientWidth*0.5;this.style.cursor='pointer';} else {this.onclick=null}" alt="" />

taoboge · 发表于 2010-1-4 10:08:29

超级好啊

阳春三月新 · 发表于 2010-3-12 17:08:43

资料确实挺好的，谢谢楼主给予大家分享。

pupukill · 发表于 2010-5-21 14:04:52

都是国外分析的资料！

良生盈年 · 发表于 2011-1-24 08:57:41

谢谢楼主给予大家分享。

		自动登录	找回密码
密码			注册

[原创]超超临界机组材料

浏览过的版块