铌在奥氏体不锈钢中的作用

铌在奥氏体不锈钢中的作用DavidDulieuSheffield,S358RD,UnitedKingdom摘要铌在铸造和变形奥氏体不锈钢中的两个主要作用是用作稳定剂以减轻晶间腐蚀的危险，并用作强化剂。本文概述了设计奥氏体钢成分的原则并归纳了铌作为合金化元素的作用。为了说明成分是如何演变的，结合使用要求述评了主要析出相的特征及其分布。所涉及的冶金进展中包括均衡降低347钢成分中铌和碳的含量所获得的益处。控制热处理与冷加工的组合应用使该使用广泛的钢种的耐蒸汽氧化性和蠕变强度均得到了优化。低铌含量与高氮加入量的结合导致了更迭稳定化机理。在高温用途中析出强化的效果得到了改善，这是因为加入了多种微合金化元素，主要是铌，钛和钒，以及对铬-铌氮化物作用的认可。根据加入钼，铌，钛，氮，铜和钨多种合金元素的协合作用，开发了矿物燃料和核动力发电厂用高强度抗蠕变系列钢种。这些钢种的开发利用了合金设计的知识将有效的固溶强化和析出强化与最优晶界析出结合在一起进行。刖言历史背景大多数含铌奥氏体钢可分成两大类型：加铌起稳定化作用以防止晶间腐蚀的钢种和适于高温应用的钢种。后者可细分成铌作为主要加入元素提高蠕变强度的钢种，以及利用铌与其它加入元素交互作用的更复杂的合金。虽然本文主要涉及变形合金，但是也谈到铸件用钢种。含铌钢的发展与其在发电，化学制品，核和燃气轮机工业上的应用密切相联。1957年Binder对这些领域进行过综述，当时在蒸汽发电厂的过热器和其它高温区域内采用了347钢，主要集中在几个问题上。这些问题包括该钢种的热加工性，焊接和铸造过程中的液析开裂和应力开裂问题，以及对高温性能有要求的产品型式的多样性。在1981年Keown和Pickering发表其述评以前，已经大体上理解了含铌钢特性的变化。证实了Nb(C,N)溶解度与温度和成分关系的重要性，并且也已经将过饱和度，冷加工和时效或稳定化热处理对二次析出的影响与焊缝和母材的特性联系起来。首先考虑如何选择铌在其中发挥作用的铁-铬-镍(锰-氮)基体，然后举例介绍成分不同的含铌钢。归纳了铌作为合金化元素的作用，概述了在变形和铸造合金中析出相和析出顺序与使用条件的关系。然后考虑氧化性和铌在受辐照钢中的作用。冶金进展在本文中介绍的含铌钢的重要冶金进展可分列在下列标题下：•降低一次碳化物粒子的体积分数到最小而改善钢的热加工性，塑性和可焊接性。•其它碳化物形成元素如钛在提高铌基MC在高温钢中析出效果上的重要性。•尤其是钢中氮含量高时少量铌对强度和耐晶间腐蚀性的重要影响的认识。•利用复合晶内析出物数量对蠕变强度的作用。•Nb(C,N)稳定性与Z相(Cr,Nb)氮化物的关系，以及'二次'碳化铬与较高氮含量钢强化作用的关系。•对析出物分布的控制以及晶间与晶内析出间的平衡。这可在使用温度范围内优化低碳和高碳含铌合金的蠕变断裂寿命。•合金元素在辐照显微组织中作用的优化。铁-铬-镍基体与合金元素在奥氏体中的作用Harries(3)归纳了奥氏体不锈钢的基本物理冶金原理。铬是不锈钢中的主要加入元素。奥氏体不锈钢中铬的有效下限值约为13%。铬的上限值很少超过25%，而且可以通过在热辐射过程中形成dFe-Cr中间相的倾向，或通过高铬钢在特殊侵蚀环境中的特性来调整该上限值。硅和铝可改善耐氧化性且都是稳定铁素体的元素。可加入稀土提高氧化物的稳定性。

为了提高高温强度，可加入氮，钼和钨，也可同时加入能够形成稳定的晶间析出物的元素，以达到阻止位错运动。对于较低温度下的耐蚀性来说，保护性钝化氧化膜不一定会被局部基体的贫铬所削弱。应当根据钢种的加工工艺和在使用时的暴露情况，决定是需要加入钛还是需要加入铌以达到稳定化，并与所采用的低碳钢种相对应。通过加入钼，钨和氮可提高耐点蚀性。在确定耐氧化或耐腐蚀钢的成分后，就能够选择加入镍或不常使用的镍■锰-氮复合加入的方法以提高奥氏体组织的成形性。决定奥氏体稳定剂加入量的因素包括：•热加工性考虑，控制凝固路径的需要。•相对于加工硬化过程和低温转变的因素有组织的稳定性，降低磁导率的需要。•镍降低碳化和氮化速率的有益作用。•形成o相的敏感性与由高温析出所能引起的基体和晶界区域成分的变化。大多数含铌钢基体的成分在15-25%Cr,9-35%Ni范围内。可用镍当量和铬当量来预测凝固组织，例如，Kotecki和Siewert（4）归纳出了根据原始舍夫勒图所导出的焊缝组织预测模型，并且给出了铌的铬当量系数为0.7。为了预测平衡相的稳定性，使用热力学数据计算并补充了相图。在奥氏体不锈钢的次要元素中，硫在高温时可能会偏析到晶界并且危害耐点蚀性。在现代生产中,几乎把硫都控制在了很低的水平（V0.005%）。磷在一定析出次序中具有特殊的作用，但是在耐晶间腐蚀性要求高的合金中，通常将其控制得很低，见Kajimura等人（5）所举实例。标准和特殊用途含锯奥氏体不锈钢几乎所有的标准都包含有名义成分为18%Cr-10%Ni-17%Cr-11%Ni-2-3%Mo且含有达到稳定化作用的铌。该'347'和'316Nb'钢所允许的最高碳含量一般为0.08%，且含有10倍碳含量的铌，即最高铌含量为1.0-2.0%。表1给出了这些钢种成分参数的实例，同时给出了内燃机阀门（9）和非磁用Cr-Ni-Mn钢的成分实例。许多其它标准耐蚀钢和耐热钢均以铌为稳定化变量。表2给出了其它高温用变形含铌钢的实例。表2中的钢名义上是按照年代顺序与铬含量以及成分列出的。这些钢种表明，按照从Mo-Nb，Mo-V,Ti,Nb到Mo-Nb,Ti-Cu,Mo-Nb-N和W-Nb-Cu的近似顺序采用了复合强化机制。镍和铬的含量表明了在耐氧化性与形成O相的敏感性之间所找到的平衡点。表I标准变形和铸造含ffiCr,Ni，奥氏牡不锈钢实例常用牌号重量百分较CCrNiMoXNb其它與墨标准牌号(347'0.0S17.0^19.0932"最低10XC到LOOEX100SS-］bL4550l347H'0.04^0.1017.0^19.09.0-13.0最低呂xc到LOOASTMA240.S34709l34?LT0.0319卜2]一予9.00~i1.00XlnJ.O^JSL1?¥347L0.005^0.02017.0-20.0(Nb+Ta)>15XCASTMA2BVI-99aS347510,04-0.10IZO'14.0最低i嵌G到1.20Sj,G.3D-0.60ENIOD2S-7.prEN1030^1.4%^34K10.0S9,053"(Nb+Ta)^低［0XC到［伸0,Ta<0.1Co<0.2ASTMA240S34S000.06IL0^13A)150-3,OD(Nb4^a)<低toXC到匚0仇Th匚<25FZ6GNDXI?ES-12JS7D00.0419.0-23.0240^26.043^5,0>SC,<0.4XDS700汽车画门银0.4S-0.5820.0-22.03.25^4.5Q3S-0.50(Nb-Ta)hZ0-3.0MndS.O-lO.Of匚-Xj0.91.4870

0.25-0.423.0-25/023.0^25.0l.2O^].R0Sih0.5^2.0L4R55改型1IK400.4525200.6TiQH参考文猷3別(所有辰中的成分都援引自标准或所给出的参考文献°单个数字表示最高含量’如果没有说明.大多数钢中次要元素的含量低于下列值,Si1.0,Mn2.0,P0.03,S0.010麦2变形抗知变弊艳Ct,Hi與氏怀不诱谦妄傀莹:&百分数CCrXiMoNNhTtBFV54SO.Gf^O.()916.0^]_.O11.0^12.0].50.0131.050„0D3EI2500..06-0.1S14.0-16.09.0-]1.0041一20.75-1.25Mi\5.5-7.0;V;0.]5^0.40.0030.009B53605:12^55150.07^0.1417.5-^]9.5mo<0.40(Ti-Nl；2}2{O.fi-2.5)<0.200.001^0.004(29)ONR.L(SET-UPS'股型mis0.0814-162.5<0.020」0.3MldCu.07：Va0.l^0.5;S1,0.4P:0.02-0.070„005^0.007(30)!7-UCuMoO'1216.0：4.'i2.00.40.3Ciini.O0.006:迢级304H0.07-0.1317.0-J9.G■.5-10.50.05-0」203-0.6Cu2.5<3.、阻】坦帕涪伊AA-]0..07-0.1417.5-19.59.00-12.0<0.40<0.25Cii3^0-3.50<0.005(39)Rex^340.0520.69.52.S00.3S0.27Mil3.6(34)I1R1C0.1023.0-27.017.0-23.00.15-0.150.20-0.60(59)坦帕^A-30.03<|.1021..0^23.014..50-16.500.10^0.200.5-0.30SXfC-N)(29)20-25—Nb0.0219.0-21.024.0-26.0NF709O.O4-G.I019.0-22.023.0-27.0L0-2.00.10-0.200-i0-0.400.020.200.002-O.OOSIlT-UPS攻型SOTIt0„0920.430.42.00.028024DJ6V,0.530.01的SAVE250.L23[8.00.20.45匚出工0,\T：l.5(49)合金化元素铌在凝固和加热过程中需要考虑的问题Folkhard(10)提出1300°C时铌在纯铁奥氏体中的溶解度为4.1%。铁和铌形成的主要相为Laves相和Fe2Nb,所给出的NbC-奥氏体共晶体和Fe2Nb-5铁共晶体的熔点分别为1315和1370CoDenham和Silcock(11)的测算结果是，在1250C时，16%Cr,16%Ni钢中Laves相的溶解度约为2.4%，并且加入1%的硅可将该溶解度降低到1.6%左右oRamanathan等人(12)研究了碳含量小于或等于0.03%且硅含量为0.4%的15%Cr,15%Ni钢。他们发现，铌含量为1.88%的钢在1200C固溶处理后仅仅有痕量Laves相。Kirman(13)研究了铌含量为2.5-7%的15%Cr16-59%Ni合金，并且发现Laves相的溶解度随镍含量的提高而增加。奥氏体钢的凝固可包括铁素体的最初形成，其中一些铁素体可在冷却过程中保留在凝固组织中。文献(14)和Boothby(15)描述的凝固路径大致上经过了初生铁素体的形成，初生铁素体和奥氏体的形成，或者初生奥氏体的形成。初生铁素体的凝固有益于改善初始加工热塑性且避免焊接开裂。文献(14)给出了典型'316Nb'(0.052%C,0.54%Nb和0.010%N,Cr当量/Ni当量为1.58)钢的凝固数据。在1330r形成了NbC-奥氏体共晶体。给出了延伸至固相线温度的碳化物形成范围，在0.1-2.0°C/s的冷却速率范围内，形成碳化物的温度在1305到1275C之间变化。也注意到，NbC的固态析出物是在树枝状铁素体上形核的。Lundin(16)综述了奥氏体不锈钢的焊接性能。他建议采用＞1.6的Cr/Ni当量比以减小凝固时母材热影响区产生热裂的危险，并建议降低铌和碳的含量以减少共晶体的形成。对于347型钢种来说，通过采用下列经验关系式能将母材热影响区的液析开裂降至最低：0.5M%(30C%+50N%)<0.1,M%>13C%固溶锯铌的原子质量数较高，达93,其原子半径比铁、镍和铬大。Kato等人(18)报道，316L基体中钒、钛、铌的实测原子体积尺寸系数分别为10、37和62%。Martines等人(19)使用X射线衍射技术确定了低于1.74%的铌加入量对低碳、低氮、15%Cr、15%Ni钢基体堆垛层错能的影响。他们发现，加入1%铌可使堆垛层错能由46mJ/m2降低到23mJ/m2。这可归结于所加入元素具有较低的电子/原子比，从而使得平均电子空穴数增加。当含量为0.1%和更低的铌以痕量杂质的形式出现时，它对蠕变强度有显著影响。后者说明了铌是如何通过由氧化钛焊条药皮向焊缝金属的迁移而使其含量增加的。主要析出相铌主要用来降低碳在奥氏体中的溶解度并且形成稳定弥散的粒子。下面介绍在含铌钢中形成的主要相关相。碳化锯和氮化锯'MC'或者'MX'(Nb,Ti,VZr,Cr)(C,N)X表达式可涵盖具有立方结构且化学计量方法不同的碳化物和碳-氮化物的范畴，这已在含铌奥氏体钢中叙述过，其中的铌可单独加入或与钛，钒和锆一起加入。在仅加入铌且碳氮比相对高的情况下，在高温时形成的相基本上是NbC。由Deighton(22)进行的晶格参数的实测表明，在高纯低氮含量 20%Cr，25%Ni，Nb钢中出现的不溶解的碳化物是NbC0.95-0.97。文献(23)引用了Sundman等人的研究结果，他们使用Thermo-calc热微积分系统计算出347钢(0.054%C，0.78%Nb，0.02%N)中占总体积分数20%的NbC以初生碳化物的形式出现，该碳化物在1360C形成，碳化物的形成在550C基本上结束。该预测表明，在1200C时超过50%的碳化物没有溶解，而在1000C时有85%的碳化物没有溶解。Kallqvist和Andren(23，24)解释了在这种钢中出现的MC粒子。在1100C对其管材进行固溶退火，水淬，然后在500,600和700C的温度下进行时效，时效时间超过了45,000小时。出现的较粗大粒子(2.5pm)中铌含量大于89%，同时含有4-5%Fe和2-2.5%Cr。加入合金元素改变了'MX'析出物的溶解度和稳定性oTohyama和Minami(29)根据晶格参数的实测结果认为，在坦帕洛伊A-1Nb-Ti钢(表2)中发现的MC相含有等量的铌和钛，即其组成为(Nb0.5Ti0.5)CoMaziasi(30)探测了14%Cr-16%Ni-2.5%Mo'HT-UPS'合金中MC相的形成。复合加入Nb，Ti和V时发现，它们能够全部溶解于MC相中，且具有抵抗MC粒子粗化的最佳性能oSwindeman和Maziasi(31)对(Mo,V,Ti,Nb)C在改型800H合金中的析出研究表明，当基体铬含量由20%提高到25%时，MC相不再稳定。Thorvaldsson和Dunlop(32)研究分析了当C/N变化时，在17%Cr，12.5%Ni合金中所形成的(V,Nb)MX复合析出物。他们检测出，高的氮含量使铬含量显著提高，并且发现(Cr,V,Nb)的氮化物比碳化物更易于溶解且更不稳定。Z相(Cr2Nb2)N2具有四方形结构，通常在氮含量大于0.06%的347钢中形成，但是测定表明当氮含量较低时它却是次生相。象NbC一样，它需要高的固溶处理温度，而且析出时很稳定。Ayer等人(33)发现，在1027C固溶处理1小时后它不溶解于含有0.3%Nb

和0.09%N的18%Cr-12%Ni钢。在氮含量较高的钢中，可以在很宽的温度范围内形成Z相。n-M6C碳化物(Fe,Cr,Mo)6C或者(Fe3Nb3)C具有复杂的立方结构，是一种非强化，主要处于晶界的析出物，它起铬，钼和铌穴的作用。正如Minami等人(36)所指出的那样，在600和800°C之间的温度时效时能够形成该碳化物，图1。800750P扇700650Mg+NbCinFempaloyA-1inTempaloyA-1800750P扇700650Mg+NbCinFempaloyA-1inTempaloyA-1\ \ NbC+M<C2\\ \in347H\rn347HinfeiTipaloyA-1J、、、INbCin347H<Lavesin347H74次in347HX、1()2 I03 104 I05时效时间/h图1：347钢和坦帕洛伊A-1Nb,Ti钢时效时的相变，表明了形成Laves相的范围和M6C在347钢中的析出起点，以及与347钢相比，O相在Nb，Ti钢中延迟析出的起点(参考文献36)。金属间相与其它析出物LavesFe2Nb金属间化合物具有六方晶系结构，也是一种无强化效果的相并且起铌穴作用。在600和800C之间的温度下，Laves相不仅可以在具有高Nb/C比钢的晶界上，而且可以在其晶内产生析出，图1。在高铌高镍奥氏体合金中出现了B和Y''Ni3Nb金属间相，Kirman(13)证明，它们是在Fe-15%Cr合金固溶处理和时效过程中且当镍含量超过25%时，通过逐步取代Laves相而形成的。Y*可起到显著的沉淀硬化作用，但是相对邛相而言却是亚稳定相。由于当镍含量为35%时仍形成了大量晶界Laves相，因此Y*金属间相的强化过程更适合于镍基合金。对于高铬当量成分来说，O-Fe-Cr金属间相可能在使用温度范围内是一种平衡相。通常在时效过程中会形成这种相，并且首先在晶界三相点处形成，然后在晶界上形成。就蠕变延性，室温韧性和基体失铬而论，一般认为这种金属间相是有害的。认为铌可促进O相的形成，这可能是因为它是铁素体稳定元素并且能够减少基体中铬的损失的缘故，而这又与M23C6的析出有关。M23C6碳化物，(Cr,Fe,Mo,Ni)23(C,B)6具有复杂的立方结构，它比MX相更易于溶解，而且是首先在不稳定不锈钢的晶界和非共格孪晶界上析出的碳化物。可采用加入稳定化元素铌，钛或其它强碳化物形成元素的方法抑制M23C6在晶界的析出。然而，加入这些合金元素并不能排除从高的固溶处理温度淬火后在时效过程中M23C6的形成。由于NbC转变而释放出碳的结果，也可以发生M23C6的二次析出。M23C6在晶内的析出有利于改善蠕变强度。虽然用钼稳定了碳化铬，但是它仍比MX或Z相粗化得更快。Hanries和Shepherd(39)认为，碳被硼局部代替有助于稳定晶内和晶界上的M23C6析出物，并可提高晶界碳化物的密度，从而有利于改善蠕变延性。Boothby(15)在17%Cr,11.5%Ni,1.25%Mo钢焊缝金属的0铁素体/Y界面上和蜂窝间铁素体/初生奥氏体界面上发现了NbC和M6C(0.015%C,0.21%Nb，0.01%Ti,0.008%N)。这些碳化物的出现抑制了在随后时效过程中M23C6碳化物在铁素体内的析出。未能降低铁素体区域内的基体铬含量使其易于形成金属间析出物。需要考虑的碳化铌的溶解度问题Keown和Pickering（2）以及Sourmail（21）探讨了NbC和NbN的相对稳定性以及溶度积的关系，Sourmail引用了由Rios提出的基于热力学的方法以确定溶度积。用实验方法确定的针对18%Cr,10%Ni钢和20%Cr，25%Ni钢基体的公式（2,22）分别为：TOC\o"1-5"\h\zlog（Nb）（C）=-9350/T*+4.55 （2）log（Nb）（C）=-8358/T*+4.07 （3）这些公式表明NbC在20%Cr，25%Ni钢基体中的溶解度较高。然而，Kikuchi等人（40）引用了另外一个与公式（3）类似的关系式，即log（Nb）（C）=-7900/T*+3.42 （4）Minami和Kimura（41）给出了向18%Cr-10%Ni钢基体中复合加入钛和铌时的关系式：log（2Ti+Nb）（C）=-7200/T*+3.3 （5）这表明，在碳化物中有钛时能够得到更高的过饱和度。然而，在计算体积分数时，必须考虑析出物成分随时间和温度的变化。Keown和Pickering（2）也已经探讨过，当成分偏离化学计量比时，在较低温度下析出的有效碳化铌的数量是如何减少的。正如Powell等人（37）所指出的那样，当化学计量比小于Nb/（C+6/7N）=7.7的名义值时，形成M23C6的趋势增加。化学计量比大于0.77时，有形成M6C的趋势，而当计量比大于23:1时，形成Laves相。Kikuchi等人（40）已经发现，铌和钛的加入量超过固溶处理温度下的溶解度极限，不仅导致粒子粗化而且使二次碳化物更快地粗化。热加工早在燃气轮机圆盘的锻造过程中就已经认识到，铌对热加工过程中回复和再结晶的抑制作用可作为强化含铌奥氏体钢的一种方法。已经进行了大量关于塑性极小值的研究，该极小值是在高温固溶处理后再加热和变形的相关试验中，由MC析出物的动态析出导致的。下面进一步讨论Barford和Myers（42）所做的较早的工作。Nakazawa等人（43）为了使304LN钢得到强化，采用了在较低温度下控制轧制和最多加入0.2%铌的方法。在930〜950°C温度范围内以20~30%的压下率轧制成的15mm厚的钢板（0.06%C,0.10%Nb，0.18%N），其0.2%屈服强度超过了650MPa。对于无磁性钻铤（NMDC）用高强度含锰奥氏体钢来说，有些人，例如Andreini等人（44）主张采用较低的轧制温度以使其形成温加工组织。稳定化为了达到稳定化目的，必须将基体碳含量降低到能够形成大量晶界碳化铬的水平以下。碳含量较低时，允许的铌的加入量降低，但是随着碳含量的降低，必须提高稳定比。晶界附近基体中铬的浓度梯度取决于产生析出的温度以及在随后时效过程中任何反扩散的程度。通常根据用实验方法确定的给定介质中的腐蚀敏感性来调整'稳定比'。例如，Kajimura等人（5）所提出的0.015%C,25%Cr，20%Ni钢在硝酸介质中的最低稳定比为20:1。Speidel（45）在288C的模拟'劣质BWR'水中进行了低碳钢和稳定化奥氏体钢的应力腐蚀裂纹扩展率试验。检测出在稳定化奥氏体钢的裂纹末端发生了晶间断裂。然而，与含有0.017%C的轧后退火态'316NG。钢相比，含有0.013%C,0.24%Nb，0.063%N的敏化态'347LPN。的裂纹扩展率却有所改善或与之相近。可以采用高温（〜900C）焊后稳定化处理的方法降低由焊接周期产生的碳和铌的局部高过饱和度，例如可参见Kowaka等人的文献（46）。当化工厂构件在能够引起敏化的温度下运行后停车并且暴露于侵蚀性介质中时，采用这种处理能将其晶间应力腐蚀开裂（GSCC）的危险降至最低。为了省去焊后高温处理（PWHT）,可以采用表1所示的347LN型钢种。这些钢种具有低的碳含量，高的铌稳定比，而且提高氮含量来改善高温强度。Kudo等人（47）对这类型钢的改型钢种347AP'进行了说明，其C<0.02%,Nb/C比等于或大于15。氮的最高加入量为0.1%，这是由氮化铬的形成所决定的极限值。

Ayer等人（33）研究了该合金在高温固溶处理和焊接热循环处理后再进行时效的情况。他们得出结论,氮对M23C6析出的延迟导致M23C6的形成显著减少。Uno等人（48）研究了0.04%C,0.16%N,18%Cr,10%Ni钢的敏化反应性，该钢种含有较少量的铌，钛，锆或者钒。加入0.07%的铌时，可形成Z相并且在1100°C处理30分钟后Z相即能溶入基体。在1000C固溶处理后形成了细的晶内析出物，且在粒子周围观察到了位错网。在650到900C之间的温度时效后会发生进一步析出。发现在更高的时效温度下，M23C6碳化物在Z相形核。已证明，在铌-氮钢中所提到的对敏化的抑制作用与Z相-基体界面对碳的捕获有关。Diglio等人（27）在研究改型800H合金的过程中，在800C的温度下也注意到了类似的析出顺序。含锯抗蠕变钢核反应堆在一定温度范围内的应用已经促进了更多特殊合金的发展。然而，在化石燃料动力生产蒸汽回路中，温度/压力最高位置处的条件也是一个主要促进因素。奥氏体材料在传统工厂中金属温度低于575C时的强度优势，已经被改进研制后的铁素体和铁素体■马氏体不锈钢所冲淡。侵蚀性炉边腐蚀条件也可限制均质变形钢的使用。然而，Muramatsu（49）与Kajagaya等人（50）认为，改善热效率的需求是持续不断的，这就要求采用这样一种材料，即它所承受的蒸汽压力和温度比目前超临界设备所承受的30MPa/600C都要高。这些条件决定了钢材具有以下性能：当温度从650C提高到700C以上时，它应当具有105h/100MPa的断裂应力。不同的氧化条件便产生了基本成分大致为13-18%Cr和20-23%Cr的系列钢种。在蠕变变形方面（温度大于500C的无辐照状态奥氏体钢），目标是找出蠕变强度与足够的蠕变断裂塑性以及室温塑性之间的平衡点。此外，还必须考虑低周疲劳特性，蠕变应变和裂纹扩展率，耐氧化性和耐热腐蚀性，以及原始焊接性能和补焊性能。能够利用应力、温度、显微组织和变形过程之间的关系来预测变形和断裂路径以及蠕变应变速率。瓷？-Rls可用图2所示设计允许应力与温度的关系曲线图，说明发电用含铌合金钢的发展顺序。瓷？-Rls+347HTempX|Temp317-14Cr-MoSup304H+HR3C—SAVE25-0304*347HFG—SAVE25-0304*347HFG0 550575600625650675700温度厂C图2所选含铌钢设计允许应力值随温度的变化情况，（29，49，59，60，61，63）可以根据下列钢种来总结基于上述显微组织研究结果的冶金原理。347钢规定了最低碳含量，它是控制钢高温强度的第一个钢种。对347HFG钢进行双级热处理时，要求采用高固溶处理温度以形成NbC析出物，使该钢种在抗蒸汽气氛氧化性和断裂强度方面具有优势。可以观察到复合加入铌-钛对强度的有益影响，它具有降低未溶解NbC数量和减小形成。相倾向的好处。降低铌和碳的含量同时提高氮含量可使该钢种具有碳化物-氮化物复合析出顺序，也可向其中加入铜。正如采用MC,M23C6,Z相和'Cu'复合析出物所表明的那样，对于晶内析出物来说，晶粒尺寸，数量和稳定性似乎比粒子成分更重要。对于含铌中间相来说，可以认为按照长大速率确定的粒子稳定性的顺序为Z相〉'合金化MC'>NbC>M23(CB)6。然而，需要考虑析出顺序,特别是在由于碳的二次'来源'而导致形成M23(CB)6的地方。这些粒子分布的均匀性对于避免应变集中是必不可少的，尤其是在与晶界相邻的地方。晶界粒子能够有效防止晶界滑移和扩散，且不会因分解而使其结构失稳。仅仅对设计应力进行比较是片面的，许多其它问题，包括热处理和加工工艺的限制都影响到了钢种之间的对比。然而，所述的含铌系列钢种是在考虑这些约束条件的情况下开发出来的。铸造奥氏体不锈钢中的锯除了标准铌稳定奥氏体钢的铸造等效钢种和为耐蚀性而设计的钢种外，还有一系列重要的石化工业用耐热铸造钢种。这些钢种在蒸汽重整炉管道中850-1050°C的温度下和热解加热器管道中1100C的温度下工作。表1所示的1.4859低碳20%Cr，32%Ni，1.2%Nb钢就是这样一种合金，它具有良好的塑性和足够的焊接性能。Wen-Tai和Honeycombe(67)引用了Cox的研究结果，并说明了是如何通过降低该钢种的铌含量来改善其蠕变断裂强度和不起皮性的，而且说明了用19%Cr,26%Ni,0.55%Nb钢也能够获得非常相似的性能。在塑性不太重要的场合已经采用碳含量较高的钢种，例如成分为25%Cr-20%Ni-1.5%Si的HK40钢。当离心铸造和其它铸造的凝固速率较高时，在共晶网状组织中形成了M7C3初生碳化物，在该碳化物向M23C6的随后转变过程中释放出了碳，并且能够形成二次M23C6析出物，特别是在与共晶网状组织相邻的基体区域中。Shinoda等人(68)研究了向HK40钢中单独和复合加入钛和铌的作用。可通过基体中初生碳化物和二次析出物变体之间的相互作用，确定单独加入一种合金元素以显著提高蠕变断裂强度所需的Ti或Nb/C原子比为0.5到1左右。采用组合加入合金元素的方法可使蠕变断裂强度得到进一步提高，通过这项工作发现了两个用原子百分数表示的成分判据，使用该判据可确定组合加入Nb和Ti时的最佳蠕变断裂强度。第一个判据确定了所析出的二次碳化物，第二个判据确定了共晶网状组织的形貌。表1给出了最佳钢种的成分o(Ti+Nb)/C和Ti/(Ti+Nb)=0.3Wen-Tai和Honeycombe(67)也研究了向该成分的钢中加入稳定化元素对显微组织的影响。采用了组合加入(Nb,Zr)和(Nb,Ti,Zr)的方法以尽力提高蠕变断裂强度。加入(Nb,Ti,Zr)的效果最有效，因为共晶碳化铌的形貌由片状变成了粒状，而且在蠕变过程中二次(Nb,Ti,Zr)C析出物抵抗粗化的能力更大。也观察到了MC的层错析出现象，这是由于钛的存在而产生的高过饱和度的结果。这种类型析出物的稳定性促成了断裂强度的提高。氧化性Baxter和Natesan(70)发现向12%