发展先进超超临界发电技术是我国的重大战略需求，电站锅炉蒸汽参数的不断提高对高等级耐热钢和高温合金综合性能提出新的挑战。调查发现：多数已投运超超临界电站锅炉的典型耐热钢发生了日益严重的氧化皮快速生成及剥落现象，而且，未来先进超超临界电站锅炉候选的典型高温合金的蒸汽氧化行为也亟待研究，以现役和先进超超临界电站锅炉典型耐热钢为研究材料，以可持续运行的高温蒸汽氧化装置和高精度热重实验装置为实验平台，研究耐热钢蒸汽氧化机理。 （1） 在高温蒸汽中耐热钢的氧化动力学均符合抛物线氧化规律，说明耐热钢的氧化过程受扩散控制，且氧化速率随着耐热钢中Cr含量的增加而降低，在同等条件下马氏体耐热钢的氧化增重比奥氏体耐热钢高一个数量级。蒸汽氧化初期奥氏体耐热钢表面氧化物主要由(Fe、Mn) Cr2O4、Cr2O3和偏析元素Nb的氧化物构成，突破了奥氏体耐热钢早期氧化生成Cr2O3的传统理念，发现了合金元素Mn和Nb积极参与奥氏体耐热钢早期氧化行为的事实。最后，在X射线光电子能谱深度分析Fe、Cr、Mn和Nb元素的分布规律和热力学吉布斯反应自由能理论计算的基础上，提出了奥氏体耐热钢在高温蒸汽中的早期氧化模型。 （2） 奥氏体耐热钢长时氧化后表面氧化物主要包含以Fe的氧化物为主的氧化外层和以Fe-Cr-Ni复合氧化物为主的复杂的氧化内层。奥氏体耐热钢早期形成的富Cr保护膜的局部失效诱发了耐热钢的快速氧化过程。同时发现奥氏体耐热钢中Nb(C, N)沉淀相与金属基体的界面处为富Cr保护膜的薄弱点。 （3）通过氧化物微观表征和扩散理论计算发现以晶界为Cr离子主要扩散途径的增多利于快速形成富Cr氧化层，并且提出了TP347HFG和TP347H在高温蒸汽中的氧化模型。经冷加工处理的TP347H通过减小有效扩散距离和晶界附近增多的位错提高Cr离子的向外扩散速度，从而在氧化早期形成富Cr的氧化保护膜。 （4）通过对运行管微观表征，发现蒸汽侧氧化皮外层为铁的氧化物，内层为复杂的Fe-Cr-Ni的氧化物，与实验室研究结果一致，进一步研究发现：氧化物层与基体前沿发现大量微裂纹，这可能是电站锅炉实际运行过程中负荷变动引起的疲劳开裂。氧化外层与内层之间的氧化物尺寸差异、孔洞长大聚集及氧化层与基体之间不同的热膨胀系数的耦合作用导致了氧化外层的开裂与剥落。 2100433B

本项目采用理论分析和实验研究相结合的方法对超临界、超超临界电站锅炉高温部件的水蒸气氧化机理进行系统的研究。首先，在理论分析的基础上建立了水蒸气、合金元素及氧化产物等物质的输运模型；然后，选取3种奥氏体耐热钢进行真实模拟的超临界压力和温度环境氧化实验，借助材料微观研究和分析的手段研究水蒸气和合金元素，离子，电子迁徙或传输规律,结合理论分析、热力学模拟和实验研究，研究水蒸气温度、压力、氧化时间等外因对材料氧化皮生成、剥离的影响机理。通过以上多学科交叉、多层次验证的研究方案，揭示水蒸气加速奥氏体耐热钢氧化进程的机理，提出控制奥氏体耐热钢和水蒸气界面氧化速率的评价指标，建立一套预测氧化速率和抑制氧化进程的方法。本研究将丰富奥氏体耐热钢水蒸气氧化过程的理论体系，为我国超临界火电机组长周期运行安全保障提供理论和技术支持。

奥氏体耐热钢(austenitic heat-resisting steel)

新型含铝奥氏体耐热钢是近十余年开发的新一代奥氏体耐热钢，具有优异高温持久蠕变性能和抗氧化性能，应用前景广阔，成为近年来高温耐热结构材料研究的热点方向。本书系统介绍了作者团队在新型含铝奥氏体耐热钢的成分优化设计、组织结构控制、高温性能调控等方面的研究成果，书中涉及的相关理论及工艺调控技术手段对含铝元素耐热结构材料及高温合金具有重要学术参考价值和应用指导意义。

《新型含铝奥氏体耐热钢材料》可供高等院校金属材料领域相关专业高年级本科生和研究生，以及专业技术人员学习参考。

沉淀硬化奥氏体耐热钢碳化物沉淀硬化奥氏体耐热钢

以碳化物形成元素钒、铌和钼形成的MC和M23C6型碳化物作为强化相，使用温度650℃。为保证足够高的高温强度，必须有足够高的碳化物体积分数，故这类钢的碳含量应保持在0.4%左右。代表性的中国牌号为GH36，它是一种节镍型的Fe-13Cr-8Ni-8Mn钢，并含有强化元素钼、钒和铌。其中钼主要是起固溶强化作用，钼含量约为1.4%。钒和铌含量分别约为1.4%和0.4%，王要起沉淀强化作用。GH36钢中最主要的碳化物是Vc，其中溶有部分铌和钼，随钢中钒含量增加，钢的高温强度增加，VC析出量最多时(670~750℃)与最大硬度相符，其颗粒从几个nm到20nm。第二种碳化物是M23C6，其成分为(Cr，Fe，V，Mo)23C6复合碳化物，最高形成温度为900℃。钼的溶入促进了M23C6的强化效应。第三种碳化物为NbC溶有部分钒和钼，铌虽有固溶强化作用，但过量易生成一次粗大的NbC或Nb(C，N)夹杂物，不利于钢的强化。VC和M23C6只有在相当高温度下才能溶解，所以固溶温度在1120～1140℃保温80min。时效处理采用二次时效热处理制度，即650~670℃时效14～16h后升温到770～800℃时效14~20h，然后空冷。此时钢中主要强化相为1%左右的弥散分布的VC和3%左右颗粒稍大的M23C6以及0.3%左右的难溶解的NbC或Nb(C，N)。为限制NbC或Nb(C，N)出现，应控制低的氮含量和N3gN的碳含量和不太高的氮含量，氮含量增加不仅使钢的强度低，而且持久塑性也显著下降。为改善钢的性能，加入少量铝(约0.3%)以固定氮，减少Nb(C，N)夹杂物，可以更好发挥钒和铌的强化作用。同时加入微量镁(0.003%～0.005%)可强化晶界，提高钢的持久塑性。

此外，还有铁一铬一镍一钴基的碳化物沉淀硬化型耐热钢如美国的S-590(含有0.4%碳、21%铬、20%镍、20%钴、4%钨、4%钼、4%铌)，其沉淀强化相为NbC。另一类型是借温加工来促进碳化物沉淀强化的中国耐热钢G18B(含有0．4%碳、13%铬、13%镍、10%钴、2.5%钨、2%钼、3%铌)，其沉淀强化相亦为NbC。

沉淀硬化奥氏体耐热钢金属间化合物沉淀硬化奥氏体耐热钢

以金属间化合物γ’-Ni3(Ti，A1)作为主要沉淀强化相，用于温度在650～750℃甚至更高的温度运转的燃气轮机部件。由于加入大量铁素体型强化元素如钨、钼、钛、铝和铌等，为保证基体奥氏体组织的稳定性，加入了大量的镍，其基体根据镍含量不同可分为Fe-15Cr-25Ni、Fe-15Cr-35Ni等，加入钛和铝主要是为形成γ’-Ni3(Ti，A1)金属间化合物，以便经过时效处理产生沉淀强化。图为cr15Ni25钢加入钛和铝所形成的各种金属间化合物。其中能作为沉淀强化相的是溶有钛和铝的γ’-Ni3(Ti，A1)相，长时间后γ’-Ni3(Ti，A1)相会转变成η-Ni3Ti相而出现胞状沉淀组织，使沉淀强化效果消失。一般A1/Ti小于1，铝有稳定γ’-Ni3(Ti，A1)的作用。过量的铝又会形成Ni2A1Ti和Ni(A1，Ti)相，易聚集长大，不能作为沉淀强化相。这类钢中γ’相的体积分数不超过20%，因而限制了进一步提高钢高温强度。进一步合金化还单独或同时加入钨和钼以固溶强化来提高其高温强度和使用温度。钨和钼除有形成Laves相倾向外，还可能形成σ相和μ相，使钢失去组织稳定性，甚至造成脆化效应。通过调整成分或细化晶粒减轻σ相在晶界密集程度，是保证钢在高温长期使用安全的重要措施。钼能改善由钛引起的低塑性和缺口敏感性。钢中加入晶界强化元素硼、锆、铈、镁等，其中硼含量不宜过高，否则在晶界易形成硼化物低熔点共晶而产生热脆。这些微量元素可改善钢的持久塑性和强度，消除缺口敏感性。硅作为残留元素在钢中存在，当其含量在上限时易生成Ni14Ti9Si6的G相，消耗主要强化元素钛及奥氏体形成元素镍，且G相性脆，要严格控制其生成。由于这类钢的组织稳定性较差，γ’-Ni3(Ti，A1)易生成η-Ni3Ti的不利转变和微量脆性相析出倾向，限制了钢在较高温度下的强化，只能在650～750℃的中温范围使用。

Crl5Ni25钢加入钛和铝形成的各种金属间化合物