万方数据
溶强化、弥散强化和提高钢的抗氧化性、抗腐蚀性等作用，具体为：
Ｃ在Ｔ９１钢中除了起固溶强化的作用外，还与钢中的合金元素形成碳化物，起析出强化的作用，而这些析出物是Ｔ９１钢高温性能的重要保障。但随Ｃ含量的增加，钢的强度增大，塑性、韧性减小，而且会加快碳化物粗化，降低钢的焊接性、耐蚀性和抗氧化性等。综合考虑上述因素的影响，Ｔ９１钢中的Ｃ含量定为０．０８％～Ｏ．１２％。另外Ｔ９１铜中还含微量Ｎ，其作用与Ｃ相似。 Ｃｒ除了能有效提高耐热钢的抗氧化、抗腐蚀性能外，还能固溶于基体中起固溶强化的作用；另外Ｃｒ能形成Ｍ。。ＣＢ型碳化物，起沉淀强化作用。Ｃｒ的加入同时也提高了Ｔ９１钢的淬透性和再结晶温度，与钢中其他元素相配合，使Ｔ９１钢在正火的条件下就能得到马氏体，而且在高温回火时只发生高温回复的马氏体板条碎化，不发生再结晶，保证了Ｔ９１钢强韧的组织结构。但Ｃｒ含量的增加除了会减少ＭＸ型Ｎｂ／Ｖ碳氮化物的析出外，还会促进艿锨素体的形成，所以Ｔｇｌ钢中Ｃｒ含量定在９％左右。
Ｍｏ具有显著的固溶强化作用，其强化效果要大于Ｍｎ、Ｃｒ，能优先溶于固溶体中，是马氏体基体最重要的固溶强化元素。此外，Ｍｏ也可明显提高钢的再结晶温度。
Ｖ与Ｎｂ都是强碳化物形成元素，加入后能与碳形成细小而稳定的Ｎｂ／Ｖ（Ｃ，Ｎ）化物，具有钉扎位错、阻止位错运动、提高高温强度、改善蠕变性能的作用，是Ｔ９１钢高温性能的重要保障。 １．２组织特征
Ｔ９１钢含有大量的合金元素，在正火之后的高温回火中并不发生再结晶形成铁素体基体，而是以高温回复的板条碎化和亚稳态位错网的形成来释放马氏体相变时的形变储存能［１引。Ｔ９１钢的典型组织为回火板条马氏体组织，由马氏体板条、高密度的位错和弥散分布的碳氮化物所组成（如图１所示，图１（ａ）为马氏体板条［１引，图１（ｂ）为板条上的位错线Ｅ１５］，图１（ｃ）为碳氯化物［１４］）。
图ＩＴ９１钢的透射组织
Ｆｉｇ．１ＴＩＥＭｍｉｃｒｏｇｒａｐｈｓｏｆ＂１９１ｓｔｅｅｌ
１．３强化方式
Ｔ９１钢采用了高合金化的成分组成和正火＋高温回火的最终热处理方式，使其强化方式包括板条马氏体强化、析出强化、固溶强化、位错强化等［１４－１７］。这就使得具有回火板条马氏体组织的Ｔ９１钢成为热强性和热稳定性兼具的优良性能耐热钢。 （１）板条马氏体强化
Ｔ９１钢正火后在Ａ，相变点以下高温回火时，以高温回复释放了正火时的形变储存能，再加上亚稳态位错网的钉扎作用，便不会发生再结晶。高温回复时马氏体板条碎化形成亚结构（如图２所示），亚晶界是位错运动的障碍，成为“硬区”。而且亚晶界上的碳化物一方面阻止了相邻的亚晶粒间的位错通过合成反应进行交换，使“硬区”更为稳固；另一方面还阻止了亚晶界网通过迁移和局部的分解而粗化，从而实现强化效果优异的回火板条马氏体强化［１ｓＡｃ］。
图２ｌＤｌ钢回火后碎化的马氏体板条［Ｄ】
Ｆｉ蓦２Ｂｒｉｍｌａｔｈ－ｍａｒｔｅｎｓｉｔｉｃｏｆ１９１ｓｔｅｅｌａｆｔｅｒｔｅｍｐｅｒｉｎｇ［＂３（２）析出强化
Ｔ９１钢在正火温度时是均一的奥氏体，各合金元素完全固溶于奥氏体中，正火冷却时奥氏体转变成马氏体，高温回火时钢中的Ｖ、Ｎｂ、Ｃｒ等碳化物生成元素能与Ｃ、Ｎ形成合金碳氮化物而析出。Ｔ９１钢中析出沉淀物主要由位于马氏体板条界和原奥氏体晶界的Ｍ。。Ｃ６（Ｍ主要是Ｃｒ）型碳化物与弥散分布于板条基体的ＭＸ型Ｎｂ／Ｖ碳氮化物组成（如图１（ｃ）所示）。这些颗粒能有效阻止位错运动，大大提高持久强度。位错可以通过绕过机制、攀移机制或体扩散等方式越过析出物，高温蠕变时主要通过攀移、体扩散来进行。位错与析出物之间的相互作用机制取决于位错越过析出物
所需时间最短的那一种。位错攀移过第二相所需的时间ｔ。为：
￡。＝６志７、ｒ／Ｄｖｎｒ（１）Ｓｒｏｌｏｖｉｔｚ给出了通过体扩散使第二相与位错间的相互作用达到平衡状态所需的时间ｔ．：
ｔ。＝３（１—７）ｒ２ｋＴ／２ＥＤｒｎ（２）Ｓｒｏｌｏｖｉｔｚ的公式中没有考虑基体与弥散的第二相弹性模量不同，鉴于此，Ｏｎａｋａ对Ｓｒｏｌｏｖｉｔｚ的公式进行了改进：一。—ｌ生碰堡：≤！±芷２±兰堡ｌ！二２芷２ｆ≈、
金属抛光轮
１
４ＤｖｎＧＧ＂（１＋ｒ）
…式中：６为柏氏矢量，０．２４７ｍｍ；ｒ为析出物半径，对Ｎｂ、Ｖ（Ｃ，Ｎ）为０．０２７ｐｍ；ｋ为玻尔兹曼常数，１．３８×１０ｑ３Ｊ／Ｋ；Ｔ为绝
对温度；体扩散系数Ｄｖ＝４．７ｅｘｐ（－－４０５５０／Ｔ），ｍ２／ｓ｝Ｄ为原万方数据
万方数据
Ｔｇｌ铁素体耐热钢强化新途径／宁保等・７５・
合金元素的固溶和沉淀析出规律的深入探讨和研究，并应用于生产实践，已经成为形变热处理工艺发展的主要方向。形变热处理工艺中合金化元素的作用一方面是利用碳化物、氮
化物颗粒来抑制在加热温度下奥氏体晶粒的长大从而获得细的原始晶粒以及通过合金元素的应变诱导析出抑制奥氏
体晶粒在控轧过程中的再结晶和晶粒长大；另一方面是在控
轧后的冷却过程中获得沉淀强化效果［１引。
合金化元素在控轧中还有抑制再结晶的作用，未溶解的
空气源热泵热水系统溶质原子能够抑制回复和再结晶，但是主要作用是由未再结晶奥氏体中的析出物引起的。在奥氏体中，这种应变诱导析出物钉扎了已回复的亚晶界从而阻止了再结晶。固溶了的溶质原子对再结晶的抑制作用，随溶质原子溶入奥氏体晶格中而引起的应变的加大而增加，这种溶质原子的固溶将引起位错和溶质原子间的交互作用，这一作用按它们增加的趋势
而言，依次为Ｍｎ、Ａｌ、Ｖ和ＮｂＥｌｇ，制。
２．３可行性分析
在析出强化中析出的沉淀物主要由位于板条界和原奥氏体晶界呈短棒状的大尺寸的Ｍ船ｃ６（Ｍ主要是Ｃｒ）型碳化物颗粒与弥散分布于板条基体内呈粒状的细小的凇型
Ｎｂ／Ｖ碳氮化物颗粒组成［ｔ３，ｚｉ］。析出强化的根本保障是析出颗粒要具有高的热稳定性，碳化物颗粒强化的热稳定性是Ｏｓｔｗａｌｄ熟化问题，碳化物颗粒Ｏｓｔｗａｌｄ熟化的驱动力除了碳化物粒子的界面自由能以外，碳化物组成元素在基体和碳化物中化学位的不同也是碳化物颗粒Ｏｓｔｗａｌｄ熟化的第二个且更重要的驱动力。Ｔ９１钢在正火温度时是均一的奥氏体，各合金元素完全固溶于奥氏体中，正火冷却时奥氏体转变成马氏体，高温回火时马氏体板条发生高温回复并析出碳化物，此时碳化物的形态为界面能高的短条形，碳化物成分是组成元素在基体和碳化物中化学位不等的非平衡状态。因此在长期高温工作环境下，碳化物的形状和尺寸会在界面能的驱动下出现弥散度降低的微小粒子消溶而大粒子长大以及形状逐渐向球形转化的过程，同时碳化物的成分也会出现其组成元素在基体和碳化物中化学位相等的平衡分布的转化过程。例如，Ｍｏ、Ｃｒ等碳化物形成元素由基体中的固溶态向碳化物中化合态的转移，以及Ｍｏ、Ｃｒ等在基体和碳化物中化学位趋向平衡，这就是碳化物的Ｏｓｔｗａｌｄ熟化。该熟化过程主要受控于碳化物组成原子在基体与碳化物之间的迁
移，即碳化物组成原子在基体中的扩散系数。众所周知，碳原子在ａ－Ｆｅ中的扩散是很快的，因此要严格控制Ｔｇｌ钢中的碳含量（这正好满足了管用耐热钢弯管的塑性成型和可焊接性的工艺性需要），并尽可能地将碳原子牢牢固定在碳化物中．而Ｃｒ、Ｍｏ的碳化物形成热为６０ｋＪ／ｔｏｏｌ以下，其中ＭｏｚＣ的形成热为负值，显然Ｍｏ、Ｃｒ不利于碳化物的稳定性。而Ｖ、Ｎｂ强碳化物形成元素的碳化物形成热为２００ｋＪ／ｔｏｏｌ以上，即其碳化物的稳定性非常高。所以，以Ｃｒ为主的Ｍｚ。Ｃ６型碳化物容易发生Ｏｓｔｗａｌｄ熟化，而Ｖ、Ｎｂ形成的ＭＸ型碳氮化物则不易发生Ｏｓｔｗａｌｄ熟化，具有高的热稳定性‘１引。
如上所述，在沉淀颗粒中Ｍ∞Ｃ６型碳化物在高温下很快就粗化溶解，所以对提高耐热钢的高温强度作用不大。而细小弥散的ＭＸ型碳氮化物在高温下能较长时间保持组织稳定性；而且在提高Ｔ９１钢强度的同时，起到了钉扎位错、阻碍位错运动的作用，从而可进一步提高耐热钢的高温性能，是Ｔ９１钢高温强度的重要保障。但最佳的强化效果与ＭＸ的成分含量、弥散度和粒子尺寸有关。而以往传统的热处理方法只能使Ｔ９１钢中马氏体板条细化到一定程度，尤其是在析出的沉淀物中形成相对较多的Ｍ∞ＣＢ型颗粒，而ＭＸ型碳氮化物颗粒数量相对要少，而且尺寸偏大，分布不均匀［１４，２２］。所以如果改变传统的成型过程与机理，使组织中生成更加均匀细化的马氏体板条，尤其是生成尽可能多的细小弥散分布的ＭＸ型颗粒，是提高Ｔ９１钢力学性能的关键所在，是进一步提高Ｔ９１钢耐热温度的有效之举。
２．４研究进展
根据以往的研究成果，发现选择合适的形变热处理工艺不仅可大大简化工艺流程，使生产连续化，而且可获得单一的强化方法难以达到的良好的强韧化效果，即与传统的再加热淬火所得的马氏体相比，在奥氏体未再结晶区加工后淬火（形变热处理）所得的马氏体强度更高，而塑韧性并没有明显降低。因Ｔ９１钢中含有的Ｎｂ、Ｖ合金元素能有效地抑制奥氏体的再结晶，提高奥氏体未再结晶温度，扩大奥氏体的未再结晶区（通常含Ｎｂ钢的再结晶温度在９００～９５０℃），所以充分利用这个特点，能对Ｔ９１钢在较宽的温度范围内采用奥氏体未再结晶区控制轧制。
图４（ａ）和（ｂ）分别给出了常规热处理及形变热处理后Ｔ９１钢的显微组织。虽都为板条马氏体组织，但形貌差别较大，可以明显看出形变热处理后的马氏体板条比常规热处理的更加均匀细化。
图４经传统热处理（ａ）和形变热处理（ｂ）后
１９１钢的显微组织
Ｆｉｇ．４Ｍｉｃｒｏｓｔｒｎｃｔｕｒｅｏｆ１９１ｓｔｅｅｌａｆｔｅｒｔｒａｄｉｔｉｏｎａｌｈｅａｔｔｒｅａｔｎｍａｔ（ａ）ａｎｄｔｈｅｒｍａｌｍｅｃｈａｎｉｃａｌｔｒｅａｔｍｅｎｔ（ｂ）
图５（ａ）和（ｂ）显示了常规热处理和形变热处理后３＂９１钢中析出的沉淀物。图５（ａ）中Ｍｚ。Ｃ６形碳化物呈短棒状，大小在１００－－一２００ｎｍ懈型碳氮化物呈颗粒状，尺寸在５０～８０ｎｍ，数量稀少。图５（ｂ）为ＭＸ颗粒，尺寸在７～１０ｎｍ，大量地分布在位错线上。可以看出常规热处理方法使Ｔ９１中形成的Ｍ。。Ｃ６型碳化物较多，而Ｔｇｌ含碳量很低，所以懈
型碳氮化物形成的数量相对要少，而且颗粒尺寸偏大，分布不均匀；形变热处理后析出的大部分为懈型碳氮化物颗
粒，与常规热处理相比，其数量明显增多，而且颗粒更加细双向丝杆
小，分布更加均匀。
万方数据
・７６・材料导报：综述篇２００９年４月（上）第２３卷第４期
可以看出，形变热处理技术可以有效地细化晶粒，为ＭＸ的生成提供更多的形核位置来生成纳米级的颗粒，对提高Ｔ９１钢的强韧化性能从而提高耐热温度是切实可行的。形变热处理涉及到温度、时间和变形量３个因素，其中每项内容都需经系统地试验和研究来进行优化，确定最佳的工艺参数，以便生成最适宜的组织结构来提高铁素体耐热钢的高温强度。
图５传统热处理（ａ）和形变热处理（ｂ）后
３１９１钢中不同碳化物的形态
Ｆｉｇ．５ＭｏｒｐｈｏｌｏｇｉｅｓｏｆｃａｒｂｏｎｉｔｒｉｄｅｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｓｉｎｔｈｅＴ９１ｓｔｅｅｌａｆｔｅｒｔｒａｄｉｔｉｏｎａｌｈｅａｔｔｒｅａｔｍｅｎｔ（ａ）ａｎｄｔｈｅｒｍａｌ
ｍｅｃｈａｎｉｃａｌｔｒｅａｔｍｅｎｔ（ｂ）
３结语
综上所述，以Ｔ９１为代表的高Ｃｒ铁素体耐热钢以其优良的综合性能备受关注，成为超高临界压发
电厂锅炉管用钢不可替代的材料。随着国内外现代化热电厂的发展，对该系列耐热钢的研究应用会越来越广泛。为了提高热效率，减少ＣＯｚ排放量。适应环境保护和节约能源的要求，提高锅炉管用钢的耐热温度以及提高电厂热效率的研究迫在眉睫。而单纯合金化并不能使铁素体耐热钢的使用温度有实质性的提高。因此，在不降低其他优良性能的前提下，加强Ｔ９１钢的进一步研究，从其他方面着手探索一条可行途径，进一步提高使用温度是目前高ｃｒ铁素体系耐热钢需要研究并解决的关键问题，也是我国锅炉管用耐热钢发展的必经之路。Ｔ９１钢的强化方式主要以Ｎｂ、Ｖ碳氮化物的弥散析出作为主要强化方式，使Ｔ９１钢的高温性能有了质的提高。形变热处理工艺一方面会诱导Ｎｂ、Ｖ碳氮化物的析出，从而达到进一步强化的目的；另一方面还可以降低生产成本，简化生产工艺，并且使其具有较好的强韧性、可焊性。采用此种控轧控冷方式生产高Ｃｒ铁素体耐热钢在我国目前尚属空白，在国外也属于初步研究阶段。因此开发形变热处理工艺，对发展我国高Ｃｒ铁素体耐热钢具有重要的理论意义和应用价值。
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（责任编辑林芳）万方数据
