超超臨界機組用T/P92鋼焊接性能研究現(xiàn)狀

楊 露，黃安國，楊 格，楊東旭

(華中科技大學(xué)材料學(xué)院，湖北武漢 430074)

0 前言

超超臨界機組是目前火電發(fā)展的必然趨勢，其最高蒸汽溫度超過600℃，壓力超過了25 MPa［1］，如此惡劣的工作環(huán)境，對電站鍋爐用耐熱鋼提出了相當高的要求。目前應(yīng)用于超超臨界鍋爐的新型馬氏體耐熱鋼有 T/P91、T/P92、T/P122等，我國USC機組主蒸汽管道和高溫過熱器等部件基本上都采用的是T/P92鋼。但由于T/P92鋼研制成功的時間較短，加上超臨界和超超臨界機組發(fā)展和建造的迫切需要，因此分析研究T/P92材料使用過程中的問題就顯得尤為重要。

1 T/P92試驗材料簡介

T/P92材料是20世紀80年代后期在T/P91的基礎(chǔ)上通過添加 w(W)=1.5% ～2.0%，并將w(M0)降為0.3% ～0.6% 而形成的［2］一種新型的9%Cr鋼，為調(diào)整鐵素體－奧氏體元素之間的平衡，加入微量元素硼，并使碳的含量保持在一個較低的水平以保證材料的最佳加工性能，以適用于超超臨界電站鍋爐，被命名為NF616［3］。通過這樣的改良，鋼的高溫強度和蠕變性能得到進一步提高，降低了電站鍋爐和管道系統(tǒng)的質(zhì)量，提高了系統(tǒng)的熱效率。隨后經(jīng)過長達10多年的推廣，1995年被納入ASTM標準，在1996年被ASME批準并命名為T/P92［4］。其化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù))如表1所示，符合ASTMA213－T92和ASMESA213－T92的成分標準［5］。

T/P92鋼是在正火+高溫回火狀態(tài)下使用，供貨態(tài)的組織為回火板條馬氏體，在超超臨界機組中主要用于蒸汽溫度不大于620℃的部件。英國曼徹特公司的T/P92鋼手冊中指出，T92鋼最適用于580℃ ～620℃之間，P92鋼可用于最高蒸汽溫度達625℃的零部件［6］。同時，TSGG0001－2012中明確指出:T/P92材料受熱面煙氣側(cè)管子外壁溫度小于等于650℃。T/P92與奧氏體鋼SUS347H許用應(yīng)力如表2所示。

表1 T/P92鋼的化學(xué)成分Tab.1 Chemical composition of T92 Steel %

表2 T/P92與奧氏體鋼SUS347H許用應(yīng)力Tab.2 Allowable stress of T92 steel with austenitic SUS347H steel

2 T/P92焊接材料選用

焊接所選用的焊材除要求焊縫金屬滿足室溫下的強度外，還必須滿足運行溫度下的韌性和強度要求。由于T/P92鋼中 Cr、Mo、V、Nb等鐵素體形成元素較多，若焊縫與母材的化學(xué)成分相同，那么在焊縫冷卻凝固過程中很易形成δ－Fe。因此選用防止δ－Fe形成且保證焊縫為全馬氏體組織的成分，有利于優(yōu)化焊縫韌性。市場上T/P92鋼焊接材料的品牌主要有德國伯樂蒂森公司(Bohler－Thyssen)、英國曼徹特公司(METRODE)、日本神鋼(KOBE)等，根據(jù)母材的化學(xué)成分和力學(xué)性能(見表3)，選材原則如下:

(1)保證具有與母材相當?shù)奈锢硇阅芎统?、高溫力學(xué)性能;(2)純焊縫的AC1應(yīng)與母材相當;(3)焊縫的氫含量符合低氫型堿性焊接材料標準;(4)焊接操作性能優(yōu)良、工藝性能好。

3 T/P92焊接工藝

由于T/P92鋼引入我國的應(yīng)用時間較短，對T/P92鋼的組織和性能、熱加工工藝及運行過程中組織性能的變化仍處于進一步探索階段。有研究表明，在650℃時效條件下，T/P92鋼的組織和性能、焊接接頭蠕變性能等均會發(fā)生一定的變化［7］。因此，為推動T/P92鋼更廣泛的應(yīng)用和國產(chǎn)化，加深對T/P92鋼焊接接頭組織性能變化的認識，主要通過控制其焊接工藝來達到目的。在T/P92鋼結(jié)構(gòu)的建造中，具體焊接工藝的選擇取決于以下因素。

表3 T/P92母材與焊縫金屬力學(xué)性能(常溫)Tab.3 Mechanical properties of base metal and weld metal of T/P92 at room temperature

(1)被焊結(jié)構(gòu)的尺寸和厚度。

(2)實際施工的環(huán)境和條件，現(xiàn)擁有的焊接施工設(shè)備能力。

(3)焊接工程師及焊工的技術(shù)水平和經(jīng)驗。

(4)具體能選用的焊接材料的種類和質(zhì)量。

(5)對焊縫金屬機械性能，特別是焊縫韌性的要求。

3.1 焊接方法的選擇

T/P92的焊接工藝是鐵素體鋼的典型焊接，同種材料焊接時可以采用鎢極惰性氣體保護焊(GTAW)用于整個焊縫(T92)，或GTAW打底焊，SAW或SMAW蓋面填充(P92)。

對于T/P92鋼與異種金屬的焊接，必須考慮接頭金屬的成分。P91/P92焊接以及奧氏體/P92的焊接，其預(yù)熱、中間焊和焊后熱處理溫度均相同，區(qū)別之處是冷卻溫度和冷卻速率。要特別提醒的是，當進行異種金屬焊接時，必須仔細選擇填充材料，以使母材與填充金屬之間的碳遷移降至最少。文獻［15］指出，當T/P91與T/P92焊接時，由于這兩種鋼材的成分非常接近，因此不存在這個問題，都可獲得滿意的結(jié)果，但考慮到成本和供貨因素，選用T/P91鋼焊接材料會更為方便和經(jīng)濟。

然而，當T/P92與其他材料焊接時，如P22或奧氏體不銹鋼材料，焊縫金屬成分應(yīng)與低合金鋼一側(cè)的材料成分保持一致，其基本原則是焊縫強度等于或高于兩種材料中較弱的一種。對于T/P92與奧氏體不銹鋼材料之間的焊接，根據(jù)經(jīng)驗一般都是采用鎳基合金焊接材料，因為鎳基材料能夠提供最佳的冶金適應(yīng)性、長期的蠕變強度和塑性。

3.2 焊前預(yù)熱和層間溫度的控制

正確的焊接工藝參數(shù)是確保獲得滿意的焊縫金屬和焊接接頭的關(guān)鍵。在T/P92鋼結(jié)構(gòu)的焊接施工中，需要采用有效的預(yù)熱措施以防止氫致裂紋的產(chǎn)生。雖然T/P92鋼的淬硬傾向強于P22鋼，且其合金化程度比T/P91還高，但Y－型坡口拘束實驗結(jié)果顯示，T/P92鋼防止氫致裂紋所需的最低預(yù)熱溫度與T/P91十分相似，明顯低于P22鋼的相應(yīng)溫度。有關(guān)專家、學(xué)者認為這是因為T/P92鋼較低的Ms/Mf溫度導(dǎo)致了在預(yù)熱－層間溫度下，組織中存在部分未轉(zhuǎn)變的奧氏體組織的有益作用。

由圖1可知，將預(yù)熱及層間溫度控制在約200℃即可防止焊后氫致裂紋的產(chǎn)生。綜合其他研究及實際施工數(shù)據(jù)，推薦最低預(yù)熱溫度為200℃，最高層間溫度350℃。在實際焊接施工中，預(yù)熱及層間溫度一般控制在200℃ ～300℃。

4 焊后熱處理工藝的確定

T/P92鋼屬馬氏高合金耐熱體鋼，該類鋼焊接的主要問題是焊接冷裂紋及焊縫的韌性低。為降低裂紋傾向，改善焊縫的組織及性能，必須采取合理的熱處理工藝，使T/P92鋼焊縫熱處理后為單一的回火馬氏體組織。

李新梅、張忠文等人［8］通過試驗對日本進口的T/P92新型耐熱鋼利用金相顯微鏡、掃描電鏡和X－射線衍射儀并通過沖擊試驗研究了T/P92鋼經(jīng)1 050℃正火+不同溫度回火后的微觀組織和韌性變化。研究發(fā)現(xiàn)在此正火條件下，正火后T/P92鋼組織為典型的板條馬氏體，并有一定量的殘余奧氏體和M23C6析出相存在。回火溫度較低時，T/P92鋼的組織形態(tài)和沖擊功變化不大，在500℃～600℃出現(xiàn)了馬氏體板條碎化、大部分或全部殘余奧氏體分解和一定的回火脆性;隨著回火溫度升高，組織中亞結(jié)構(gòu)數(shù)量增多并出現(xiàn)塊狀鐵素體，而沖擊功則快速升高。

圖1 T/P92鋼焊縫金屬經(jīng)不同焊后熱處理后的典型組織

S.S.Wang，D.L.Peng 等人［9］采用正交試驗的方法對不同熱處理工藝下的T/P92鋼中的析出相進行研究，通過室溫以及高溫力學(xué)性能、熱處理最佳參數(shù)的確定，得出了該種鋼材在不同熱處理工藝條件下機械性能的差別。研究表明在最佳熱處理條件下，室溫下的斷裂伸長率可以達到25%以上，在650℃下T/P92鋼的拉伸強度和屈服強度與供給的鋼相比，分別增加了48.3%和50%。并指出實際上所有的強化效應(yīng)都是從優(yōu)化熱處理技術(shù)開始的。

韓道永［10］為解決國內(nèi)1000 MW 級超超臨界火電機組主蒸汽管道用P92鋼焊后熱處理工藝的選定問題，采用柔性陶瓷電阻主/輔加熱器同時加熱管道內(nèi)外壁、兩端封堵的熱處理工藝進行主蒸汽管道焊后熱處理，得到了焊縫內(nèi)壁溫度達740℃以上、內(nèi)外壁最小溫差為15℃的熱處理效果。采用該熱處理工藝，特別是對厚壁管道進行焊后熱處理，可以保證恒溫過程中焊縫內(nèi)壁溫度符合P92鋼回火溫度要求，保證了焊接接頭綜合機械性能的均勻性。同時提出了在距焊縫中心一定距離采用硅酸鋁棉密實封堵，封堵效果對管道熱傳播方式、熱量散失影響較大，應(yīng)作為今后研究需要重視的主要方向。

在實際熱處理中，采用TIG焊接T/P92鋼管。與T/P91鋼類似，T/P92鋼焊后不需要后熱保溫。但是，由于其焊接層間溫度處于馬氏體相變的溫度之間，由此為確保焊縫組織的馬氏體轉(zhuǎn)變的充分進行，在進行焊后熱處理之前，焊縫需要先冷卻至100℃以下。

T/P92鋼焊縫金屬及母材熱影響區(qū)在正常焊接冷卻速度下，焊后將轉(zhuǎn)變?yōu)橛泊嗟娜R氏體組織，組織硬度非常高，一般為400～450 HV。因此，不論結(jié)構(gòu)壁厚大小，都必須進行焊后熱處理。同時，根據(jù)現(xiàn)場環(huán)境和條件適當延長焊后熱處理恒溫時間，可以提高熔敷金屬的伸長率和韌性。當然，為了使焊縫硬度符合規(guī)定要求而一味延長熱處理恒溫時間也是不可取的，這樣會降低焊縫使用壽命。建議在壁厚大于120 mm以上時，如果受條件限制影響焊縫硬度，可以分兩次進行焊后熱處理，即焊到80 mm時熱處理一次，全部焊完后再進行一次熱處理。

5 T/P92焊接接頭性能研究

T/P92鋼母材的基本成分為0.1%C－9%Cr－0.5%Mo－1.7%W，同時加入了V、Nb、N 和B 微合金化。嚴格控制和平衡其化學(xué)成分使其淬火后獲得幾乎不含殘余δ鐵素體的全馬氏體組織。焊縫是由溫度非常高的熔融狀態(tài)冷卻下來的鑄造組織，馬氏體板條粗大，硬度相當高。這類鋼一般通過控軋控冷工藝制造。在焊接過程中，焊縫金屬沒有這種控軋控冷的機會，很難通過細晶強化和位錯強化來改善焊接接頭的性能。因此需要對新型馬氏體耐熱鋼的焊接性能進行分析。

5.1 T/P92鋼可焊性研究

5.1.1 焊接裂紋敏感性

T/P92鋼合金含量在10%以上，屬高合金鋼，具有一定的冷裂紋傾向，雖然該鋼中有關(guān)C、S、P含量低、純凈度較高，但仍存在一定的冷裂紋傾向。

李斌［11］通過敏感性實驗對T/P92鋼的斜Y坡口在焊接前分別在100℃、150℃以及200℃條件下進行預(yù)熱，觀察發(fā)現(xiàn)在溫度不低于150℃時焊接不會出現(xiàn)裂紋，而T/P91鋼、P22鋼則分別需要預(yù)熱到180℃、300℃才能保證不出現(xiàn)裂紋，這說明T/P92鋼在對焊接裂紋的敏感性上要低于T/P91鋼、P22鋼等。

由于T/P92鋼具有冷裂紋傾向，因此要求焊接過程中在保證適當?shù)暮盖邦A(yù)熱和控制層間溫度的同時，也要注意焊后熱處理溫度的選擇。預(yù)熱、層間溫度過高容易導(dǎo)致焊接過熱而使熔池凝固緩慢，導(dǎo)致組織粗大從而破壞焊接接頭的韌性，反之過低則防止裂紋的效果不明顯。T/P92鋼焊縫金屬及母材熱影響區(qū)在正常焊接冷卻速度下，焊后將轉(zhuǎn)變?yōu)橛泊嗟娜R氏體組織，組織硬度相當高，一般為400～450 HV［12］。因此，焊后熱處理就顯得尤為重要，而且焊后熱處理應(yīng)在較短的時間內(nèi)進行，因為經(jīng)過焊后熱處理后T/P92鋼馬氏體組織若長期暴露在潮濕的環(huán)境下，將產(chǎn)生很高的應(yīng)力腐蝕開裂敏感性。同時，在實際應(yīng)用中，為使焊縫金屬獲得足夠的回火，熱處理保溫時間稍長或溫度稍高都是有利的。

5.1.2 焊接接頭的韌性

焊縫由于熔敷金屬沒有控軋和形變熱處理的機會，晶粒不可能由此獲得細化。又由于熔敷金屬中的Nb、V在焊接線能量過大時，在凝固冷卻過程中難以呈微細的C、N化合物析出，從而Nb、V完全固溶，失去其碳化物、氮化物作為相變核心的作用，致使焊縫凝固組織粗大，失去細晶強韌化的效果，最終導(dǎo)致焊縫的韌性遠不如母材。位于熱影響區(qū)(HAZ)的母材受到焊接時熱輸入的高溫影響，其性能必會明顯劣化，而且這種劣化的程度將隨焊接熱輸入的增大而加劇。所以有學(xué)者指出提高焊縫金屬的純凈度，嚴格控制合金元素H、O、P、Si的含量的同時降低Nb、V元素的含量，是改善焊縫韌性的重要措施。

肖玲、朱平［13］等人通過采用焊接熱模擬的方法，模擬HAZ粗晶區(qū)組織，并在不同回火參數(shù)下對試樣進行焊后熱處理。通過室溫下沖擊試驗及掃描電鏡(SEM)、透射電鏡(TEM)分析，確定P92鋼合理的回火參數(shù)［P=T(logt+20)×10－3］區(qū)間為21.26 ～21.67，其中回火參數(shù)為 21.5 是焊接質(zhì)量最佳參數(shù)。在此參數(shù)下進行焊后熱處理，其沖擊吸收功較高，韌性較好，可以得到較好的使用性能。經(jīng)掃描電鏡和透射電鏡分析微觀組織證實，在此條件下進行回火，在板條馬氏體的晶界和晶內(nèi)有彌散分布的碳化物，這些碳化物起到了提高韌性的作用。

5.1.3 焊縫熱影響區(qū)的軟化

T/P92鋼焊接時其熱影響區(qū)中承受的溫度在AC1～AC3之間的不完全正火區(qū)的金屬會發(fā)生部分奧氏體化。處于這些溫度區(qū)間的熱影響區(qū)外邊緣由于熱循環(huán)作用，會導(dǎo)致馬氏體和鐵素體雙相組織的出現(xiàn)，使強度和韌性受損;而鐵素體則使熱影響區(qū)硬度和持久強度下降。又由于AC1～AC3溫度區(qū)間的金屬沉淀強化相不能完全溶解，在隨后的熱處理過程中未溶解的沉淀相發(fā)生粗化，從而造成這一區(qū)域材料的強度降低，形成軟化區(qū)。情況惡劣時會在軟化區(qū)會出現(xiàn)裂紋，降低蠕變強度。

綜上所述，減少軟化帶的有效措施是控制焊接工藝規(guī)范。即焊接熱影響區(qū)的軟化程度與所用的焊接規(guī)范有關(guān)，還包括預(yù)熱、焊后熱處理等。焊接熱輸入大，軟化區(qū)寬。因此焊接時應(yīng)嚴格限制焊接熱輸入，采用盡可能小的焊接線能量。

5.2 T/P92高溫蠕變性能研究

超(超)臨界機組用鋼的服役環(huán)境比較苛刻，這些機組的蒸汽參數(shù)已超過600℃和25 MPa，其組織在高溫和壓力的長期作用下會發(fā)生一系列變化，而劣化的組織會導(dǎo)致材料的持久強度、持久塑性等急劇下降。一旦發(fā)生破裂爆管，會影響火電機組的正常運行，帶來重大的經(jīng)濟損失，甚至導(dǎo)致人員傷亡。有研究表明，添加W元素能有效提高材料的高溫蠕變強度。為保證火電機組能夠長期穩(wěn)定安全的運行，對其用鋼的持久性能要求就顯得非常必要。

L.a Falat，V.a Homolová 等人［14］采用鎢極惰性氣體保護焊(TIG)對含9%Cr的不同馬氏體鋼進行焊接，包括 T/P91、T/P92以及不穩(wěn)定的 AISI316H的奧氏體鋼管。在光學(xué)顯微鏡和電子顯微鏡下觀察它們各自的微觀結(jié)構(gòu)。結(jié)果表明，9%Cr鋼在蠕變過程中微觀結(jié)構(gòu)呈現(xiàn)明顯的梯度，在焊件內(nèi)部的雙相HAZ區(qū)域(ICHAZ)產(chǎn)生Ⅳ型裂紋斷裂。同時在蠕變過程中微觀結(jié)構(gòu)的最明顯的變化是金屬間相析出。

彭志方等人［15］采用常規(guī)時間—溫度參數(shù)法(TTP)，如 Larson－Miller Parameter(LMP)參數(shù)法以及Orr－Sher by－Dorn(OSD)方法對9% ～12%Cr鐵素體耐熱鋼進行持久性能預(yù)測時存在性能過估，且預(yù)測值與實測值之間有明顯差異。因此，彭志方提出了LMP的分區(qū)及其C值優(yōu)化，以及基于短時實驗數(shù)據(jù)(≤5×103h)預(yù)測長時(5×103～1×105h)持久性能的方法。利用已有的持久性能數(shù)據(jù)，應(yīng)用所提出的方法進行了應(yīng)力與持久斷裂時間及其相關(guān)參量的計算、作圖及其比較。結(jié)果表明，單區(qū)LMP方法的C值隨鋼種而異;多區(qū)LMP方法的C值隨鋼種及實驗應(yīng)力區(qū)而異;基于短時實驗數(shù)據(jù)(≤5×103h)預(yù)測長時(5×103～1×105h)持久性能的預(yù)測值與實測值吻合;d［g(σ)］/d(P)隨P的變化率可反映不同鋼種持久性能的穩(wěn)定性;LMP分區(qū)法及預(yù)測函數(shù)優(yōu)化法的計算值與實測值的吻合性很好，并克服了利用給定溫度下短時持久實驗數(shù)據(jù)外推長時持久性能的過估傾向。

5.3 T/P92焊縫強化機理研究

5.3.1 固溶強化

T92鋼焊縫中含有豐富的穩(wěn)定鐵素體合金元素Cr、Mo等多種強韌化的合金元素，起到了固溶強化的作用;形成細小的板條馬氏體，晶粒尺寸細小，增強材料的強度和韌性，使其具有優(yōu)良的力學(xué)性能。

T92鋼屬于馬氏體耐熱鋼，焊縫是由溫度非常高的熔融狀態(tài)冷卻下來的鑄造組織，馬氏體板條粗大，硬度相當高。各種合金元素的加入，特別是間隙固溶原子的加入可大大提升固溶強度，尤其是9%Cr的加入能使其再結(jié)晶溫度升至525℃［25－26］，提高了其高溫穩(wěn)定性。

合金元素固溶強化提高了鋼的熱強性和熱穩(wěn)定性的機理是:它們提高了原子間的鍵合強度，提高了α－Fe的自擴散激活能，提高了鋼的AC1點和再結(jié)晶溫度。

5.3.2 第二相強化

合金元素的固溶強化效果由于合金元素的析出而減弱，同時由于回復(fù)的進行，使得位錯減少，位錯強化效果也減弱，析出及沉淀強化因析出的第二相粒子的增加有所提升，但這種增加不能填補上述性能的下降，而且由于第二相粒子的長大，使得析出及沉淀強化效果也會減弱［16］。晶粒半徑與強度成反比，晶粒半徑越大，強度越低，經(jīng)回火處理后晶粒發(fā)生了明顯長大，從而使得強度下降。

式中 σs為屈服強度;σ0為位錯在基體金屬中運動的總阻力;k為度量晶界對強化貢獻大小的釘扎常數(shù);d為晶粒的平均直徑。

5.3.3 沉淀強化和彌散強化

低碳鋼的淬火板條馬氏體在低溫回火時，析出與基體成共格相界面的薄片ε相，具有沉淀強化效應(yīng)。但在中溫時，ε相轉(zhuǎn)變成非共格相界的Fe3C并球化，彌散強化效應(yīng)減弱。高溫時，F(xiàn)e3C進一步粗化，彌散強化效應(yīng)進一步減弱。為在高溫時利用碳化物相Fe3C的沉淀強化和彌散強化效應(yīng)，就需要用強碳化物形成元素改變其結(jié)構(gòu)，并將其固化，保持其細小、彌散、穩(wěn)定的析出形態(tài)。

碳化物形成元素與碳親和力的大小是按周期表規(guī)律排布的，在Fe以左的是形成碳化物的元素，離 Fe越遠，與 C 的親和力越大。因此，Ti、Zr、Hf總是優(yōu)先形成MC型碳化物，然后才是V、Nb、Ta形成MC型碳化物，而W、Mo、Cr則常常形成M23C6型碳化物。需要注意的是，Ti、Zr、Hf形成的MC型碳化物在奧氏體中熔融的溫度非常高，在通常的正火溫度下是難以溶入奧氏體的，所以在正火成淬火板條馬氏體時，它早已經(jīng)不存在了。

經(jīng)過高溫回火處理后的試樣由于晶粒尺寸變大，根據(jù)Hall－Petch公式

5.4 T/P92焊縫高溫腐蝕機理研究

在長期高溫高壓和介質(zhì)的作用下，機組各部件都存在不同形式的失效，一般有蠕變、疲勞、腐蝕、磨損、老化及其交互作用等。對于電站設(shè)備，蠕變和疲勞是其主要失效形式。實際中更常見的是幾種失效形式的同時作用，如過熱器集箱的失效一般是在蠕變、疲勞失效的情況下還伴隨著腐蝕。

但是對于腐蝕失效形式的研究，國內(nèi)大部分是針對水冷壁管腐蝕的研究，而超超臨界機組中過熱器、再熱器腐蝕形式的研究目前還比較稀缺。近兩年國外的研究已經(jīng)表明，一些新型耐熱鋼在600℃時，過熱器、再熱器金屬壁溫將達到650℃，此種運行工況下積灰中的Na－K－Fe三元復(fù)合硫酸鹽正好處于熔融狀態(tài)，不論是鐵素體鋼還是奧氏體鋼對材料硫腐蝕都具有顯著的加速作用，腐蝕機理已經(jīng)全改變，這點還未引起國內(nèi)行業(yè)的重視。尤其是過熱器、再熱器Na2SO4引起的向火側(cè)硫酸鈉鹽沉積的表面腐蝕的研究甚少。

趙欽新等人［17］認為鍋爐材料隨著溫度的變化存在兩個高溫腐蝕嚴重的溫度區(qū)域，分別為450℃～650℃和620℃ ～700℃，因此650℃已進入第二高溫腐蝕區(qū)域。未來火電機組的蒸汽溫度將超過700℃，屆時高溫過熱器和再熱器的金屬溫度將達到750℃或更高，高溫腐蝕問題將更為嚴重。

有學(xué)者認為煤灰附著在金屬表面時，其中的鈉、鉀硫化物以及鐵的氧化物會發(fā)生反應(yīng)，形成K3Fe(SO4)3和Na3Fe(SO4)3形態(tài)的堿焦硫酸鹽，降低硫酸鹽的熔點，當K3Fe(SO4)3和Na3Fe(SO4)3的比例在1∶1 與4∶1［18］之間時，其熔點降至630 ℃，在650℃的過熱器表面呈熔融狀態(tài)，形成液相腐蝕。還有學(xué)者研究表明，隨著蒸汽溫度和壓力的提高，Na－K－Fe三元復(fù)合硫酸鹽造成的向火側(cè)煙氣腐蝕程度增加。

6 展望

隨著超臨界和超超臨界鍋爐技術(shù)的發(fā)展，目前世界火力發(fā)電技術(shù)主要是通過提高工作介質(zhì)(蒸汽)的參數(shù)，即提高蒸汽溫度和壓力，來提高火力發(fā)電廠效率，這對新型耐熱鋼的性能提出了更高的要求。雖然目前對鐵素體耐熱鋼的研究取得了一定成果，但今后還有許多工作要做。

(1)焊接材料微觀結(jié)構(gòu)的長期穩(wěn)定需要進一步對合金元素進行優(yōu)化，其直接關(guān)系到超超臨界機組的安全運行。一些合金元素如 Ta、Ti等能提高材料的蠕變強度和抗氧化性能，對于這些元素對T/P92性能的影響還有待研究。

(2)為了承受更高的溫度和壓力，從工藝、合金化角度出發(fā)，研究T/P92鋼中四種典型析出相M23C6型碳化物、MX型碳氮化物、Laves相和Z相)以及δ－Fe含量對材料性能的影響，為新型材料的研究提供新的思路和方法。

(3)在T/P92鋼蠕變壽命預(yù)測等方面還需要深入探究。雖然一些學(xué)者對蠕變強度進行了較多試驗研究，但在機理上仍存在較大的分歧，如何實現(xiàn)對壽命的準確預(yù)測，將是今后一個重要的研究方向。

(4)鍋爐過熱器和高溫再熱器選材主要考慮蠕變強度、熱疲勞性能、良好的焊接性能、向火側(cè)耐腐蝕和蒸汽耐氧化能力。這些對于受熱面高溫金屬材料的挑戰(zhàn)更加嚴峻，如何選擇高溫金屬材料將是我國今后超超臨界機組技術(shù)需要投入大量精力的持久研究課題。

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