火力发电厂用钢新进展.pdf

2 0 1 5年第 2期 现代冶金 火力发 电厂用钢新 进展 美国 T h o ma s B ．G i b b o n s 等 摘要 当前超临界发电材料发展的先进状态变化是依据燃煤火力发电厂高效优先和广泛机遇， 这些包括经济增 长放缓 ， 强调资源再生 ， 与新材料高温服役要求相比的技术落后。目前马氏体钢局限于 6 2 0℃， 低于7 0 0℃使用镍 基合 金又不经济 ， 公用行业不得不 放弃传统 的增加蒸汽温度 的方法 。论 文的 目的是研究确定 具有 “ G a p C l o s i n g ” 潜 能钢的进一步潜能， 如生产出现有马氏体钢的限制与最低使用温度 N i 基合金之间有充分强度的钢成为可能。描 述了提到的具有某些这种潜能的合金和其典型特性。 关键词 锅炉； 透平机； 超临界； 马氏体钢 1 介绍 全球在燃煤电厂努力引入更高的蒸汽温度开始 于 1 9 8 0年 ， 推出欧洲 的 5 0 1计划与美 国 E P R 1 计划 和 日本的 E P D C进行竞争 。项 目启动起初是 由于需 要更有效地使用有限的和 昂贵的 至少 在欧洲和 日 本 资源化石燃料。后来 意识 到 ， 从化石燃 料的燃 烧和其它来源排放的二氧化碳对气候变化带来了潜 在的有害影响。所有电厂发电技术的关键是在更高 温度服役的材料要具有 良好的高温强度且具有生产 和制造成本可行条件下发电成本可被消费者接受。 最近认定 ， 更高发电效率可以弥补能源损耗与 捕获二氧化碳和罚款 带来的损失 C C S ， 引进此项 技术减小对发电总成本 的影响 ， 显然增加 电力成本 对 国家经济有潜在的危害。 在此背景下， 材料发展计划开始广泛专注于进 一 步改善高强度马 氏体 钢和众所周 知的 P 9 1合金 钢 ， 在欧洲和 日本钢铁生产企业进行 的这项改善材 料工作主要是增强其在最高温度下的性能 。这些合 金用于管和其它厚 断面部件 、 汽轮机转子和其他组 件 。开发的奥氏体钢在过热器和再热器应用取得了 效果 ， 合金强度提高的同时具有 良好 的耐腐蚀和抗 氧化性能 。 2 目前 U S C技术发展水平状态 6 0 0℃蒸汽 埃迪斯通厂始建于 1 9 6 0年代 ， 主要蒸汽条件为 3 6 ． 5 MP a 和 6 5 4 c C， 以在 5 6 5 o C 双重加热作为电厂 主要先进技术 ， 由燃料燃烧工程单 位 前 身阿尔斯 通 进行设计 和建设 ， 发电容量为 3 2 5 M W， 这在当 时是全世界运行最大和最高效 的工厂。然而 ， 为了 提高可行性 ， 随后主蒸汽条件分别降低到 2 9 ． 7 MP a 和6 0 8℃ ， 仅在此之前 ， 这种蒸汽条件可与 日本和欧 洲工厂的相媲美。 1 9 9 7年 ， 日本的一个 U S C燃煤 电厂引领 了更高 的蒸汽温度 ， 随后类 似技术 在欧洲 ， 丹麦 公 司 E L S A M推行。 U S C燃煤火力发电厂的现状见表 1 ， 可以看 出， 经汽轮机叶片设计优化和海水冷却 ， 目前在单加热 条件下的效率约 4 5 ％ 。不需要任何更先进的技术 ， 用双重加热和设计上小的改进就可提高效率 到 4 9％ 。 因此， 先进的超超临界技术 AU S C 将被用 于提高效率 ， 如果经济条件许可 ， 将明显提高现有水 平 ， 关键是与成本相关的可适应高蒸汽温度和压力 的进材料相关 。 3材料性能的局 限 这几年传统 的电力工程技术已经逐步完善 ， 包 括蒸汽温度 、 压力变化以及逐渐引进新材 料。真正 的进步始 于 7 O年代 ， 蒸汽温度从 5 4 0 。 提高到 目前 6 1 0 q c， 使风险降到最低 、 新材料和服役条件得到逐 步改善 。 最初预测先进 的含铬 9 ％ 一1 2 ％ 的马氏体 钢， 服役于较高蒸汽温度 ， 其强度特性允许设备温度达 6 5 0℃， 后来被证实过于乐观 了， 九十年代后期开发 的钢种最高使用温度约 6 2 0 o C。 不 同种类合 金使用 限制范围见图 1 ， 其 中对用 于 AU S C的马 氏体钢、 奥氏体钢和镍基合金进行 了定义。 1 2 2 0 1 5年第 2期 图 1 AU S C使 用合金 的 强度特 性 图 马氏体钢经 1 0 0 0 0 0 h 、 蠕变断裂强度1 0 0 MP a 时的极限温度是约 6 2 5 o C， 最低级镍基合金 的当量 温度约为 7 0 0℃， 奥 氏体钢介于二者之间的。然而 对于一个现代化电厂 ， 循环服役是一个重要要求 ， 奥 氏体合金 的低热导率和高热膨胀 系数 ， 循环服役过 程中会导致高的热应力 ， 这使其应用受到明显限制。 因此 ， 奥氏体合金在厚截面锅炉和蒸 汽管方面 的应 用已失去 了优势。随后 ， AU S C厂设计 师面临着 需要借助于镍基合金用于这承压部件。然而为了提 高效率 ， 充分利用高收益高投资费用 ， 这些合金的使 用温度应 至少在 7 0 0℃， 因此 ， AU S C厂改变了最 初的计划 ， 明显的变化是为镍基合金调整蒸汽温度 ， 这在过去是难以做到 的， 这种蒸汽温度的提高和合 金的应用 ， 原先 由于考虑到设备制造商和公共 事业 消费者增加风险而没有得到应用 。 4 南加州大学的发展现状 在欧洲 ， 驱动全球 发展 的 U S C技术 ， 源 于起初 的 C O S T项 目在不 同阶段对许多材料进行 了开 发。 但最后 C O S T 5 3 6到 2 0 1 1年 底也 未 重新 更新 。因 此 ， 正式有效协同的材料开发工作在欧洲已被放弃 。 开发材料的同时 ， 德 国联邦共 同体组建了组件 测试设备 C o m T e s 7 0 0 ， 使在现 有条件下用新合 金制 造部件 能进 行 长 时 间测 试。测 试设 备 被 安 装 在 E ． O N K r a f t w e r k G m b H有限公司电厂一个运转锅炉 上 ， 在温度和压力参数与主蒸汽温度 7 0 0 。 C一致的 条件下运行约 2 0 0 0 0 h 。 然而 ， 结果没有 指出由镍基合 金 I N 6 1 7制 造的 厚零部件中的裂纹扩展 。结果是 E ． O N作了进一步 的计划调整 ， 对厚 截面构件 的焊缝进行 长期测试 。 该设施将计划安装在意大利运行 中锅炉上。 在美 国能源部 的财政支持下 ， 美 国材料制造协 会和研究机构建立材料性能测试和锅炉及透平机部 件制造 ， 现在这项工作 已基本完成。下一 阶段规划 包括部件测试 ， 这项工作正在计划中。 在 日本 ， 最初是改造现有老厂与运营效率低 的 单位 ， 实施更高的蒸汽温度和压力 ， 减少二氧化碳等 有害气体 的排放。 日本 重工业 总体战略 中体 现 的 是 ， AU S C工厂工作重点基于“ 凉爽地球工程” ， 能 源技术创新计划的主要 目的是提高 能源利用效率 ， 结合 AU S C厂技改 ， 二氧化碳减排 1 5 ％。 中国火 力发电产业技术创新联盟是 由 D o E主 席牵头的国家能源局组织于 2 0 1 1 年六月成立 的， 该 计划的技术指标参数主要为蒸汽压力至少 3 5 M P a 和 7 0 0 c IC的 6 0 0 Mw 机组 ， 成立 了拥有三个技术顾 问的委员会和技术协会 ， 参加者包括十七个材料 研 究所 、 电力设备制造商和电力运营管理公司。 目前材料评估方案在印度 ， 即将启动 。 ． 5 高温发电厂用钢技术现状 5 ． 1膜式 水 冷壁 ≤ ． f f 氆 餐 0 暑0 2 2 0 1 5年第 2期 1 3 与常规设备中的水冷壁相似 ， 装入超临界锅炉 内的膜式水冷壁在截 面薄处的热通量较高， 螺旋缠 绕 的膜 比相当于一个蒸发器 。通常设计成有对流加 热面的垂直管位于炉体之上 ， 膜式水冷壁的这一部 分作为过热器的第一段。 在传统单位 ， 低合金钢被典型用于这一场合 ， 以 良好成形性包括不须焊后热处理为特征 ， 这对特别 需要现场组装时具有重要贡献 。见表 2所示的不 同 低合金钢 T 2 3和 T 2 4， 如图 2所示 ， 在高温时有很高 的强度和类似 T 9 1钢的蠕变断裂强度。然而 ， 在较 高高温下 ， 铬含量低导致钢在蒸汽中过度氧化 ， 限制 了合金 的最高温度的使用能力。内涂层可以提高耐 氧化性 ， 值得注意的是 ， 在蒸汽温度为 7 0 0℃时 ， 水 冷膜壁金属温度在 5 0 0～ 6 0 0℃范围内， 在这种条件 下 ， 已成功开发了 T 9 1和 T 9 2钢用于水冷膜壁的制 造技术。 很明显 ， 在较低蒸 汽温度如大约 6 5 0℃服役会 减少对膜壁材料的需 求 ， 使低合金钢如 T 2 3和 T 2 4 的使用成为可能。 水冷膜壁材料选择的一个关键因素是能够进行 现场焊接和无须焊后热处理， 由于高强合金通常需 要焊后热处理 ， 这一要求有效地限制 了水冷壁允许 使用的最高温度 。同时 ， 正如已经提到的 ， 铁素体材 料的氧化限制了其在最高温度时的使用 。 表 2正火 T 2 3和 T 2 4钢化 学成分 2 ∞ 主， ∞ 塑 ∞ ∞ 舢5 2 O s． o 5 6 o 5 ∞曲 O 温度 ，℃ 图 2与 T ／ P 9 1数 据对 比 的低合 金钢 1 0 h应 力断 裂性 能 5 ． 2 过热器和再热器管 这些在较高温度下的应用 中， 奥 氏体钢不仅需 要有高的蠕变强度 ， 还要应对炉管外壁烟气腐蚀和 管 内壁抗蒸汽氧化。这些降解机制可以导致管外侧 的壁厚损失和蒸汽侧 的氧化物导致金属温度更高。 高 的 c r 含量明显有助于提高抗降解性能 ， 但同时会 增加成本。 通常用 于蒸汽温度不高于 6 0 0 o C的奥氏体钢是 广泛应用于发电行业 的 3 0 4钢和 3 4 7钢。最近开发 的这类材料是超级合金 3 0 4 H， 在这种情况下 ， 添 加 少量 的铜使 富铜相 以细小粒子析 出来 增强蠕变性 能 ， 这种富 C u相在 6 5 0℃ 时效过程 中， 因为晶格 常 数与 F e C r N i 基体不匹配 ， 附着在基体上的细小 粒 子高度稳定和生长相对缓慢 。因此 ， 即使在 6 5 0℃ 时效 5 0 0 0 0 h后 ， 粒子 的直径 只有约为 3 5 n m。所 以， 见表 3所示该合金 的蠕变断裂强度优于 同级其 他合金 ， 同时对材料成本影响很小。近期超级 3 0 4 H 钢在 日本建成的许多燃煤 U S C发 电厂使用 ， 蒸汽温 度高达 6 1 3℃。 与 C r 含量范围在 1 7 ％ ～2 0 ％相关的相对弱的抗 氧化和耐腐蚀性能限制这些合金的性能， 在这种情况 下 ， 调整后 的 3 4 7即 3 4 7 H F G具有细小尺寸的晶粒 ， 细小晶粒可增加 c r 的扩散速率和提高耐腐蚀性能。 在循环服役过程 中， 蒸汽侧上形成的氧化物容易剥 落 ， 在极端情况下， 剥落物可能积累和发生管道堵塞。 此外 ， 产生剥落后 ， 下面的衬底趋于 c r的贫化 ， 从而 发生加速氧化， 直到形成一个新的氧化层。近期的工 作模拟了铁素体和奥氏体材料的氧化失效机理 ， 为评 价氧化层产生剥落的时间裂提供 了依据。 由于侧烧腐蚀或蒸汽氧化将迫切希望使用先进 的奥 氏体 钢 ， 如 H R 3 C， S a n i c r o 2 8 ， N F 7 0 9 ， S A V E 2 5 等。这些合金 的成分见表 4 。 表 3 一些奥氏体 钢蠕变断裂强度对 比 表 4 正火抗腐蚀 奥氏体 钢化 学成分 1 4 2 0 1 5年第 2期 5 ． 3管和厚壁部件 目前 U S C机组最高蒸汽温度可达 6 1 0℃ ， 高强 度马氏体钢 P 9 1 ， P 9 2和 E 9 1 1已经在 日本广 泛使 用 ， 部分使用 P 1 2 2 。公开成分见表 5 。 表 5 正火马 氏体钢 和 H R 6 W 化学成分 这些合金的温度性能一直低 于预期 ， 当前这类 材料开发中 P 9 2是最强的合金 ， 获 A S ME认可。应 该说明的是表 5中的前几个钢种能满足 目标蠕变强 度标准 ， 至少基于 1 0 0 0 0 h外推的数据符合 A S ME 标准 ； 但是 ， P 9 2长期使用后 的数据表明其强度等级 显著降低 。因此 ， 在 6 0 0 c c， 1 0 0 0 0 0 h的断裂应力 E C C C 欧 洲 蠕 变 协 作 委 员 会 ， 从1 9 9 9 年 的 1 2 3 MP a 降低 到 2 0 0 5年 的 1 1 3 MP a ， 所 以从长期 的 蠕变数据看出， 使用 P 9 1的安全系数已有所削弱。 虽然较高 的铬含量提 高了抗蒸汽氧化性 ， 这有 益于这种钢制成管性能的改善 ， 但 由于 P 1 2 2钢强度 的迅速降低， 因此， 此种钢已不被广泛使用。 焊接马氏体钢组织易发生一种被称为 I V型的 相变开裂 ， 在焊接过程中会在母材 中一个区域 ， 达到 8 3 0～8 5 0 o C以上足够高 的温度 ， 使 其转变 成奥 氏 体 。然而在此温度下所有碳化物的溶解时间极短 ， 随后冷却形成低碳 马氏体 ， 因此硬度和蠕变强度下 降， 可以通过采取焊接后整体正火和回火热处理来 避免这种脆 弱带 的形 成。如果不 能实现整体 热处 理 ， 这时焊接设计就显得特别重要 ， 如减小母材的相 对应力 ， 以避免其早期失效 。 众所周知 ， 9 ％ 一1 2 ％C r 钢经过长时 6 0 0 0 0 h 高温时效后 ， 由于其显微组织 的不稳定性 而使蠕变 性能发生严重退化 ， 所 以， 需要长期应力断裂数据来 验证这些合金的高温性能。最近 S t r a n g 及其合作者 的研究表明， 下降的应力断裂性能是 由于钢 中形成 的铬 V， N b N金 属间化合物 即变质的“ z ” 相所引 起 。较粗 的“ z ” 相粒 子 的形 成伴 随 MX粒子 的分 解 ， 这对提高这种钢的蠕变抗力十分有益。这一过 程产生在高温长时间暴露条件下 ， 因为粗 的“ z ” 相 粒子对合金蠕 变强度没有贡献并且 会弱 化合金性 能。看来 ， 如高 C r 钢 P 1 2 2更 易受“ z ” 相形成 的影 响 ， 而 9 C r 钢如 P 9 2的析出速度相对缓慢。 虽然它不能分类为一钢种 ， 应该提到 的一种材 料如表 5中的 F eN i w 合金 H R 6 W， 其最初开发 用在 6 5 0 o C服役的过热器管 ，由 F e W L a v e s 相 和 M C 颗粒增强。与马氏体钢相 比， 该合金在6 5 0℃ 下具有 良好 的强度 表 6 与稳定的显微组织 ， 如 图 3所示 ， 被认为更适合锅 炉用 于包括高能管道 的厚 截面部件 。 表 6 合金 HR 6 W 断裂强度 温度 ， ℃ 1 0 h蠕 变强度 ， MP a 6 5 0 7 0 0 7 5 0 1 2 0 8 8 6 5 图 3 H E 6 W 挤压管截面图 尺寸 mm 决定该材料广泛应用潜力的关键 因素是包括其 成本和热膨胀系数 比奥 氏体钢低约 1 5 ％。 5 ． 4 H P ／ I P蒸汽 涡轮 转子 在欧洲和 日本应用高强度马氏体钢于蒸汽涡轮 2 0 1 5 年第 2 期 l 5 转子应归功于藤 田教授在这一领域 的开创性工作 ， 其中某些合金的成分见表 7所示 。合金 H R 1 1 0 0和 HR 1 2 0 0是 由教授藤 田最初提出的 ， 随后 C O S T在开 始阶段开发 了合金 B， E和 F及后来 F B 2钢。 表 7 转子用马 氏体钢成 分 合金 成分百分 比， ％ C Cr No W Co Ni V Nb N B HRl l 0 00 ．1 2 1 0 ． 2 1 ． 2 0 ． 3 8 0 ． 6 0 ．1 7 0 ． 0 5 0 ． 0 5 一 HRl 2 0 oO ． 0 9 l 1 0 ． 2 3 2 ． 7 2 ． 5 0 ． 51 0 ． 2 2 0 ． 0 7 0 ． 0 2 1 8 0 E 0 ．1 8 9 1 ． 5 0 ． 2 5 0 ． O 5 O ． 0 2 1 0 0 E 0． 1 2 1 O l _ 0 1 ． 0 0 ． 2 0． 0 5 0． 0 5 F 0． 1 2 l O 1 ． 5 0 ． 2 0 ． O 5 0． 0 5 F B2 0． 1 3 9 ． 0 l _ 5 1 ． O 0． 0 7 0． 0 2 1 0 0 相似之处是显而易见 的， 虽然合金 B有优越 的 高温强度 ， 但最初在欧洲 只有合金 E和 F成为商业 钢材 ， 在 日本开发了服役于 6 5 0℃的低 N i 、 C o 含量 的 HR 1 2 0 0合金。 E钢的热处理工艺为 1 0 5 0℃奥氏体化后油淬 O Q ； 5 7 0℃ ， 空气冷却 A C ； 7 0 0 c 【 空冷 ， 虽然后 来的研究工作表明， 较高 的奥 氏体化温度可使氮化 硼颗粒完全溶解。2 0 0 0年东芝与 G E橘湾 电厂合作 将该钢用于 1 0 5 0 MW 机组的 HP转子 ， 在蒸汽条件 为 6 0 0℃／ 6 1 0℃ ， 2 5 M P a下 服役 ， 也在矶新一 个 6 0 0 MW 的发 电厂 蒸 汽 条 件 为 6 0 5 ℃／ 6 1 3 ℃， 2 8 MP a 下服役。每种情况下报道的效率为 4 2 ％。 钢 E和 F被广泛用 于欧洲建成 的 U S C工厂 的 HP轮机 ， 蒸汽温度高达 6 1 0℃ ， 已经成功运行 了好 多年 。 6 6 5 0℃下钢的性能 6 ． 1 引言 先进马 氏体钢性 能对温度 的制 约集 中关注在 A U S C 设施应用的镍铬合金 ， 虽然公认这些合金应 用于厚截面部件将大大增加工厂在 7 0 0℃蒸汽温度 下 的运营成本 。然而马氏体钢开发工作在 日本和欧 洲仍在各 自情况下 以不 同方法继续进行 ， 在 日本 ， 重 点是加入少量 的硼 ， 此前 已证 明， 在 C O S T项 目和欧 洲开发 的转子钢 ， 使用 “ Z相 ” 作 为 1 2 ％C r钢强化 相 ， 相比 9 ％铬合金具有 优 良的抗氧化性 。通过优 化微量元素组成和调整热处理可进一步提高 9 ％C r 钢的性能。 6 ． 2 锅炉上应用的厚截面构件 添加硼对 9 ％C r 钢的影响 ， 其全面工作在 N I MS 由 A b e开展。他们特别表 明， 性能 的优化改进可 以 通过 9 C r 一 3 W 一3 C o一 0 ． 2 V一0 ． 0 5 N b一0 ． 0 8 C钢中 优化添加硼和氮含量达 到。添加硼通过降低 M C 粗化速率来改 善长期 蠕 变断 裂强度 ， 氮 加入 到约 8 01 0I ” ， 通过形成 细小 MX氮化物粒子进一 步提 高蠕变强度。在高氮含量下 ， 由于形成氮化硼而使 “ 有效 ” 的硼减少 ， 这对性能将产生有害影响。钢中 添加硼和氮在 6 5 0 o C时的蠕变断裂 数据如 图 4所 示 。 蒜 ● R 谨 图4 硼对马氏体钢应力断裂性能的影响 不同的这 种类 型钢 已经 商业生 产 ， 即 MA R N， M A R B N及 B H和成分在表 8中给出， 图 5显示了在 6 5 0℃的应力断裂特性且其数据与 P 9 2钢进行了比 较 。热处理包括在 1 0 5 01 1 5 0℃范围内正火和在 7 7 0℃和 8 0 0 o C之间回火 。目前这种钢优先在 日本 进修试验。 表 8 部分先 进马氏体 钢成分 而 MA R N， MA R B N在短期 内使用 的数 据说 明 是有希望的 ， 早期 的试验显示 出 MA R B N焊接 比较 困难 ， 所以需要进一步开发 。然而 ， 含硼马氏体钢的 商业化尝试还是必要的。开发 B H钢持续 时间长达 7 0 0 0 0 h的试验数据已由巴布科克 日立与藤 田教授 合作获得 ， 这也许是最有前途的合金 。 1 6 2 0 1 5年第 2期 ； 兰 图 5 研发钢在 6 5 0 o C应 力断裂性能 该领域其他有前景 的是 开发的 1 2 ％铬 马氏体 钢 ， 作为增加强度添加剂 ， 将存在的“ z ” 相形成具有 贡献的细小分 布粒子 ， 这 是早期 阶段的实验结 果。 但是 ， 实验室试验表明， 在含 1 2 ％铬的钢 中加入 N b 或 T a 生成 N b N或 T a N， 即可转变成 z相粒 子可实 现 z相粒子的细小分布。避免钒 的添加很重要 ， 形 成细小分布的 Z相粒子 的含 T a 、 N b钢退 火时间需 要持续达数千小时 。含 T a合金的分布状态更加 细 小 ， 初步评估也更强。一个重要的观点是 ， 该合金中 铬含量相对高于 9 ％C r 钢 ， 这将提供更好 的抗蒸 汽 氧化而成为一个重大 的优势。支持 V G B的工作 ， 在 1 2 ％C r 钢强化机制上 出现了一种新方法。 其他 的工作都集 中在通过修改热处理和微调重 要临界参数 C N比以提高 P 9 2性能。这项工作 表 明至少在相对短的时间内可获取应力断裂数据 。 虽然奥氏体钢不受设计师欢迎 ， 除了用于过热 器或悬 吊式再热器 ， 这个原因早期 已讨论过 ， 这一领 域近期的发展证实更具吸引力。传统的奥氏体钢通 过形成氧化 铬 C r O 来 在高 温度下 限制蒸 汽 氧 化 ， 但铬可能会挥发 。与氧化铝 A 1 O 相 比， 在这 环境下使用是合适的 ， 但设计适用的合金是复杂的 ， 这需要平衡蠕变强度余量和防止再次氧化。 用热化学模拟相平衡与显微组织相结合 以优化 材料整体性能开发了 A F A系列钢 ， 结果是一系列具 有优异抗氧化性能 的在温度范围 6 5 0～9 0 0℃ 内使 用 的常规奥氏体不锈钢 ， 表 9中给出了具有抗氧化 性能和高蠕变强度 的优化的两种合金成分。 蠕变试验结果如图 6所示 ， 可以看出， 这两种合 金蠕变性能 良好 ， 到 目前为止 ， 尽管预期 O C 5优势 有限， 至少可 以从有限测试进行判断分析 ， 也显示了 合金 6 1 7和 N F 7 0 9 、 T P 3 4 7的数 据 ， 显而 易见 的是 A F A合金强度比传统的奥 氏体钢强 ， 但 比 I N 6 1 7稍 弱。显 然 这 些 结 果 是 令 人 鼓 舞 的， 在 6 6 0 o C、 1 0 0 MP a 条件下初步估计的寿命可能约为 1 0 h 。 表 9 优 化抗氧化性能 O C 4 和蠕变强度 O C 5 d的 A F A合金的成分 2 1 a o O 2 1 0 0 0 2 2 o o 口 韵∞ O 2 4 0 0 0 2 5 o o o 勰∞O 2 硼2 8 0 0 0 L MP { T I “ C1 2 7 3 C l o g t I h l ， C 2 0 } 图6与 传 统奥 氏体钢 和 6 1 7合金 数 据 比较 的两 种 A F A合金 的应力 断裂 性 能 一 个有趣 的特点是尚未发表 的检测表明， 这些 合金 的热膨胀 系数在一定程度上往往会比常规奥氏 体钢低。然而， 它仍是这类合金钢能否满足用于现 代发 电厂要求 的苛刻条件 ， 包括循环加载和快速启 动。 6 ． 3蒸汽机 转 子 在这种情况 下 ， 欧洲努力致力于用添加硼来提 高所用马氏体钢强度 ， 大锻件生产 中硼 的偏析是一 个问题 ， 但通过调整炼钢技术 ， 以尽量将风险降至最 小 。最新阶段 C O S T程序的 目的是提高 F B 2合金 的 性能 ， 与早期在 6 0 0 o C使用的钢 E和 F相 比， 显示 了明显的优势。第 一步在 欧洲三大锻 件制造商 用 2 0 1 5年第 2期 1 7 F B 2成分 见表 7 制造整体转子锻件 ， 每家使 用的 制造工艺稍微不同。锻件进行评价 ， 并将结果与从 5 0 0 k g 实验先前获得的数据 比较 。结果表 明 ， 所有 3个锻件的结果与实验加热数据 接近一致。图 7中 显示 了3个转子锻 件应力 断裂的结果 与钢 E和 F 和 B 2的数据 ， 尽管采用不 同的加工工艺路线 ， 但 3 个 F B 2锻件性能是相似的， 并优于早期钢。 图7 三个 F B 2合金转子锻件蠕 变断裂数据与 早 期合金 对 比 用 T a替 代 N b和 改变 硼 氮 比来 进 一 步提 高 6 5 0 q C 下的使用性能。到 目前为止应力断裂数据已 有 1 0 0 0 0 h ， 进一步的评估是必要的。很明显 ， 在 1 0 0 MP a和 6 5 0 c lC 下 1 0 h的应力断裂标准是不容 易实现的。 近期德 国一直专注于通过优化成分提高应力断 裂性能来提高转子钢 1 1 ％C r WC o Mo V b的强度。钢 中有较高 的硼 2 0 01 0 和碳 0 ． 2 ％ 含量 ， 具有 最高 的蠕 变 断裂 强度 ， 减少 W 和 C o含量 ， 细化 M c 粒子且使其生长缓慢。测试已经进行了超过 4 0 0 0 0 h 的实验 ， 结果是令人鼓舞 的， 特别是铬含量 相对要高 。 另一种方法为了缩小马氏体钢最大潜能和转子 材料超合金之间的差距 ， 开发的铁镍 铬合金 比镍铬 合金成本更低 ， 因此 ， 在温度低于 7 0 0℃时使用是经 济可行的 ， 该方 向上的工作在 日本和中国已经开展。 简要讨论的 日本开发的 F I N E X 7 0 0和 中国开发 的 G H 2 9 8 4两种合金 都不是钢 具有特殊性能 ， 成 分见表 1 0所示 ， 评价的 7 0 0℃ ， 1 0 h的持久强度值 也列入在表中。这两种钢 目前处于早期开发 阶段 ， 但显而易见的是很容易满足 6 5 0℃ 、 1 0 0 MP a 、 1 0 h 的强度标 准。对 F I N E X 7 0 0进行成分调 整， 通过 降 低偏析趋势使合金具有极大 的稳定性 ， 这对大锻件 生产非常重要。 表 1 0两种 M C r F e 合金 的成分和 蠕变强度 重要的一点是 ， 这些合金具有 降低镍和不添加 元素如 c o ， 可能 比一些替代合金更便 宜 ， 在较低 的 温度下使用是可行 的。本文提到设计一种具有低成 本优点的 F eN i C r 合金 ， 能够应用 于 6 5 0℃下使 用的大锻件。另一点要注意的是 ， 一些蒸汽轮机公 司提供转子焊接技术 ， 经济上具有吸引力 ， 也利于高 温 服役 7 结论 1 全球范 围付 出很多努力 ， 针对 电厂粉煤燃 烧高效利用 ， 将发电成本控制在一个合理范畴。 2 尽管用重大财政资源投资研 发先进材料 可 能性小 ， 一个先进超超临界 美 国南加州大学 粉煤 燃烧电厂主蒸汽温度达 7 0 0℃ ， 不久 的将来会在 欧 洲 或美 国出现 。 3 包括首先在 AU S C发电厂使用的超耐热 合金材料制造的厚壁部件在 7 0 0℃蒸汽下试验产生 裂纹 ， 说明还存在严重的技术 问题和风险 ， 。 4 为 了减轻一些风险， 建立高温蒸汽电厂 ， 必 须得到政府财政支持 ， 据 目前 的经济气候可能性不 大。 5 发 电行业引人更高的蒸汽温度和新材料以 增量 的方式来减少风险这似乎不太可能。可能会有 一 些更优的方法。 6 尽管马 氏体钢性能有局 限性 ， 近年来提 出 选择适度增加蒸汽温度， 提高发电效率， 二氧化碳等 排放按 比例下降。 下转第 7 0页 7 0 2 0 1 5年第 2期 据／s p载荷的本质可能性 ， 它没有忽略用于这个 方法 的修正因子 ， 也就是有 s P和单轴蠕变结果之间 的回归差 。造成这种结果的其它因素还有 1 S P蠕 变中遇到大的形变 ； 2 冲头顶部的摩 擦力 ； 3 s P 二轴应力状态 的影 响； 4 接触边界最 高应 力点 的 移动 ； 5 由于初始屈服的加工硬化 ； S P蠕变 的所有 这些都区别于单轴蠕变试验 。应注意到 S P和单轴 蠕变试验二者数据的局限性 ， 从具有较长开裂 时间 的 S P试验及 由显微组织模拟技术得 出的单轴 蠕变 H A Z的附加数据可获得对这个新方法的确认 。 4 结 论 s P蠕变试 验对 焊接 P 9 1的基体 金属 、 焊接 金 属 、 HA ZF G 热影响区中的细 晶区 和 H A ZC G 热影响区中的粗晶区 进行 了不 同蠕变特性研究 ， s P结果显示 出 H A ZF G蠕变强度较 差且产生 I V 失效 ， 从 s P蠕变结果和单轴蠕变试验类推得出牛顿 和 Mo n k m a nG r a n t 关系， 发现这些关系的本质特征 与先前研究结果一致 。 除 C o P方法外 ， 用基于薄膜拉伸 原理 的新 的评 价方法解释 S P蠕变试验结果 ， 不像 C o P方法 ， 仅用 关于冲头几何的 s P力 和形变来 比较具有单轴蠕变 - - - 4-“ ”” -- -．4 上接第 1 7页 7 锅炉和涡轮机关键部件钢的性能提供有效 改善 、 降低技术风险途径 。 8 初期 阶段的创新 工作包括新 方法是强化马 氏体钢 ， 生产高强度具有 良好 的抗氧化性能合金。 9 新 型奥 氏体合 金形 成氧化 铝提 高抗氧 化 性 ， 更有吸引力的替代传统钢。 1 0 近期工作 为进一步发展提供 了可能有用 的 s P蠕变结果 ， 这个新 的方法 由测定最小挠 曲速率 时的有效应力来单独考虑每一 s P蠕变试验 ， 引入初 始屈服特性修正是为减小单独试验结果之间的分散 性 ， 使之适用于薄膜拉伸原理。一般情况下 ， 提出的 新方法将调整应力 一开裂 时间曲线 的斜率 ， 这对应 于 C o P方法中介绍的决定载荷的／s p因子。 对所有区按照有效应力方法评价 S P数据显示 出一致的结果， 虽然分析单个 s P挠 曲曲线有较高的 分散性 ， 但 S P结果接近 C o P结果且有相似 的分散 性。因为本研究结果接近 C o P结果 ， 与 P 9 1 单轴蠕 变特性相比， 这个新 的方法没有忽略反映一致性 中 参数不同的修正 因子 ， 很显然除暂时施 加的平均应 力外 ， 应考虑到对这一材料的其它影响， 目的是与单 轴蠕变相比得出一个正确的有效应力 ， 这一影 响与 S P蠕变试验 中初始屈服产生的应变硬化有关 ， 这 一 推测将在以后的具有较长开裂时间 的 S P蠕变试 验 和比较不同类型金属材料的 s P蠕变试验进行验证 。 乔林锁译 自 Ma t e r i a l s S c i e n c e E n g i n e e r i n g 2 0 1 3 ， 总第 5 8 8期 周 旨峰校 的基础信息， 特别是致力于在 6 5 0 oC温度下服役的 低成本 F e N i c r 合金的发展。 陈丽梅译 I 1 T r a n s I n d i a n I n s t Me t 2 0 1 3 ， N o 1 1 乔林锁校