分享：新一代马氏体耐热钢G115的研究进展

何焕生1, 余黎明,1, 刘晨曦1, 李会军1, 高秋志2, 刘永长,1

我国资源与能源结构特点决定了在未来相当长的一段时期内，燃煤火力发电在电力能源结构中仍将占据绝对重要的地位(约超过70%)[1]。火力发电在满足人们生产生活需求的同时也因排放大量CO2、SO2、NO x 等有毒有害气体对生态环境造成了极大破坏。因此，发展更高参数的超超临界(ultra super-critical，USC)发电技术迫在眉睫，即通过提高火力发电机组中耐热锅炉的蒸汽温度和压力参数来提升热效率，进而减少煤耗[2~4]。目前全球商用火电站普遍应用的是600℃ USC发电技术[5]，大力推进650℃及以上温度USC示范电站建设以进一步降低碳排放、实现绿色发展是现阶段全球火电站建设发展共同面临的工程难题。

650℃ USC机组是一个庞大、复杂、系统的工程，其发展进程面临诸多关键技术问题的挑战，其中材料技术首当其冲，急需开发出能够在高温高压蒸汽环境下仍然具有足够高温强度和抗氧化腐蚀性能的高温材料。尤其是USC机组中的大口径锅炉管道，工作条件复杂、环境恶劣，对材料的高温强度和抗氧化腐蚀性能要求更为苛刻，这类材料的研发是发展USC燃煤发电技术亟待解决的关键问题，已成为制约我国USC机组建设与发展的瓶颈要素[6,7]。目前有望在650℃ USC机组使用的耐热钢主要有(9%~12%)Cr (质量分数)马氏体耐热钢、奥氏体耐热钢和镍基高温合金[8,9]。奥氏体耐热钢，比如NF709 (20Cr25Ni1.5MoNbTi)[10]、HR3C (25Cr20NiNbN)[11]等，虽具有良好的抗高温腐蚀性能，但热传导系数低、热膨胀系数大，只能用于制备小口径锅炉。镍基合金虽然高温强度明显优于耐热钢，但热加工性较差且生产成本高，难以大范围应用。(9%~12%)Cr马氏体耐热钢相比其他耐热钢具有成本低、热膨胀系数小、热稳定性好以及良好的抗氧化性能和抗疲劳性能等优点[12~15]，最具经济性和实用性，也是目前应用最广的耐热钢。基于此，钢铁研究总院在600℃ USC机组大口径锅炉使用的P92钢的基础上，通过调整优化合金元素比例，开发了一种新型的马氏体耐热钢——G115。G115钢在620~650℃具有优异的力学性能，特别是在650℃下，G115钢的蠕变持久强度是P92钢的1.5倍[5,16]，也高于日本同类的MARBN和SAVE12AD钢[17]。2018年《电站用新型马氏体耐热钢G115无缝钢管》行业标准正式公布，同年G115钢被纳入到国家工信部《重点新材料首批次应用示范指导目录》，标志着G115钢成为650℃超超临界火电站锅炉用钢最优候选材料之一。

1 成分特点

G115钢以P92钢为基础，在成分设计上充分利用“多元素复合强化”和“选择性强化”理论，以提高材料热强性为设计目标，以获得高位错密度的全马氏体基体为设计原则，在充分发挥Cr、W、Co、Mo等元素固溶强化作用的基础上，充分考虑固溶强化、弥散强化(Nb、V、N、Cu等)、亚结构强化和位错强化的协同效应，引入纳米尺度Cu以进一步提高热强性，同时精确调控B和N的比例以有效提升高温晶界强度[16,18,19]，得出了最优成分体系。相较于P92钢，G115钢中用W取代Mo，并添加了3%Co (质量分数，下同)和适量的B。W和Mo都是典型的固溶强化元素，但W的固溶强化作用比Mo更加明显[20]，且适量的W还会抑制M23C6粗化，提高蠕变强度[21,22]。研究[23]表明，W含量过高会产生δ-铁素体，降低钢的综合性能，因此一般将W含量控制在3%左右。添加Co主要是为了抑制δ-铁素体产生，防止材料发生脆断[23,24]，同时提升G115钢的固溶强化效应。添加一定量的B除了可以促进M23C6在晶界析出从而提高晶界强度外，还可以抑制M23C6粗化[25]。与日本的MARBN和SAVE12AD钢相比，G115钢化学成分最大的创新之处在于额外添加了1%左右的Cu[26]，Cu除了具有良好的抗腐蚀性外，还可以在一定条件下形成极其稳定的富Cu相，提高弥散强化作用[27,28]。为了更好了解G115钢成分特点，表1[19,26,29]分别列出了G115钢和成分相近的P92、MARBN以及SAVE12AD钢的化学成分。

表1   P92、MARBN、SAVE12AD和G115钢化学成分[19,26,29] (mass fraction / %)

Table 1  Chemical compositions of P92, MARBN, SAVE12AD, and G115 steels[19,26,29]

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2 组织形貌

G115钢微观组织由典型的回火板条马氏体和若干弥散分布的细小析出相组成，回火板条马氏体由高位错密度的原始奥氏体晶界、板条束、板条块和板条组成，回火后析出相以M23C6和MX相为主，其形态和分布如图1所示，此外，可能还会存在少量的富Cu相。

图1

图1   G115钢回火马氏体和析出相形貌及分布示意图

Fig.1   Schematic of the morphology and distribution of tempered martensite and precipitations in G115 steel

G115钢在回火过程中析出的M23C6主要成分为(Fe, Cr)23C6，fcc结构，沿原始奥氏体晶界或板条马氏体界面析出，形貌为棒状或椭球状，尺寸在100~400 nm之间，主要作用是通过钉扎晶界进而抑制板条马氏体回复产生亚结构，是G115钢中最重要的沉淀强化相[30~32]。MX相的主要成分为(Nb, V)(C, N)，fcc结构，弥散分布在板条马氏体之间，形貌呈四边形，尺寸一般在20~50 nm，不易长大，可以阻止位错迁移和板条马氏体宽化[33,34]。

在G115钢中引入Cu时，由于Cu在马氏体基体中的固溶度非常低，往往会以富Cu相(团聚)的形式析出以强化基体，但其尺寸小、密度低，难以在实验中直接观测到。杨丽霞[35]首次在G115钢中观测到了富Cu相的存在，发现当G115钢中Cu的添加量不少于1.04%时才会析出富Cu相，其主要沿原始奥氏体晶界或板条马氏体界面分布，富Cu相既可以与Laves相和M23C6共存，也可以单独存在。而H?ttestrand和Andrén[36]在含Cu量为0.87%的P122钢中回火后即发现了富Cu相产生，其尺寸也非常细小。

G115钢在时效或蠕变过程中还会析出Laves相，其主要成分为Fe2W，hcp结构，在原始奥氏体晶界或板条马氏体界面处毗邻M23C6分布，形貌不规则，尺寸在50~400 nm之间[37~39]。Laves相与M23C6一样，也可以钉扎晶界，提高蠕变强度，但Laves相后期粗化速率比M23C6高，易于萌生裂纹[40,41]。

3 研究现状

3.1 组织稳定性

G115钢的服役环境特点决定了其必须要有良好的组织稳定性以延缓失效行为发生，而等温时效是判断组织稳定性最重要的方式之一。图2a[42~46]为G115钢与P92钢在650℃等温时效不同时间室温和高温拉伸强度的比较。可见，G115钢时效后室温拉伸强度较P92钢提升了100 MPa左右，而650℃高温拉伸强度甚至高于P92钢600℃的高温拉伸强度。对于9Cr马氏体耐热钢，其组织稳定性主要受回火马氏体产生的亚结构强化和以M23C6、Laves相为主的第二相强化控制[32,47]。图2b[42~46]比较了G115钢和P92钢在650℃等温时效不同时间板条马氏体/亚结构和M23C6以及Laves相的尺寸变化。不难发现，G115钢在650℃时效过程中M23C6和Laves相的粗化速率均明显低于P92钢，缓慢的粗化速率有效抑制了板条马氏体的宽化，使得板条马氏体/亚结构宽度也一直低于P92钢。在传统的P92钢中，长期服役后MX相会转变成粗大的Z相，急剧恶化性能，但目前还没有关于G115钢中Z相形成的报道。综上所述，G115钢有良好的组织稳定性。

图2

图2   G115钢和P92钢650℃时效不同时间拉伸强度和板条马氏体/亚结构、析出相尺寸变化[42~46]

Fig.2   Variations of room temperature and high temperature tensile strength (a) and size of martensitic lath/subgrains, M23C6, and Laves phase (b) for G115 steel and P92 steel aging at 650oC for different time[42-46]

3.1.1 合金元素对组织稳定性的影响

优异的结构稳定性往往与特殊的合金元素有关。为了进一步提升组织稳定性，研究者在G115钢中特别添加了B、W、Cu和Co等元素。Liu等[25]发现B对Laves相没有影响，但B可以进入M23C6中取代部分C原子造成晶格畸变以抑制M23C6粗化。B含量过高会与N形成大块的BN夹杂物，降低钢的蠕变持久强度和塑性。然而，增加W会同时加快Laves相和M23C6粗化，特别是Laves相，造成回火马氏体结构失稳[41,48]。因此，在保证强度的同时应尽可能降低W含量。Cu被添加进G115钢中的目的是希望析出纳米级的富Cu相，提高组织稳定性。杨丽霞[35]发现适量提高Cu含量会降低原始奥氏体晶粒尺寸，有利于提升组织稳定性，当Cu含量超过1.86%后，原始奥氏体晶粒尺寸不再发生明显变化。当G115钢中Cu含量超过1.04%时，在回火态就可以析出富Cu相，其位于晶界处以钉扎晶界，阻碍板条马氏体界面迁移，提升组织稳定性。此外，富Cu相在析出长大的过程会同时促进析出更多细小弥散的Laves相，而不影响粗化速率，提高了回火马氏体的稳定性。而Xiao等[49]发现富Cu相不会在回火态析出，但其在蠕变条件下析出时间早于Laves相。

作者对Cu含量为0.5%、1.0%和2.0%的G115钢(分别命名为0.5Cu、1Cu和2Cu钢) 650℃时效过程中Laves相析出时间做了探究，发现0.5Cu钢(无富Cu相析出) Laves相析出时间晚于1Cu和2Cu钢，验证了杨丽霞[35]的观点。此外，富Cu相析出情况也与之一样，即Cu含量达到1%后即有富Cu相析出(图3a~c)，其晶体结构为典型的fcc结构(图3b)，并未观测到此前普遍报道的bcc-9R-3R-fcc相结构转变过程[50]，说明其析出非常迅速。G115钢中富Cu相的主要组成为Fe、Cr和Cu原子，且不与其他原子组成化合物或者中间相，随着时效时间延长，Cu原子不断富集，最终得到近似纯Cu的聚合体，而Fe和Cr原子逐渐被排除在外(图3d和e)。虽然富Cu相形核迅速，但其长大速率都非常缓慢，应该是Mn原子偏聚在富Cu相周围降低界面能[51]，推迟了其长大所致。

图3

图3   G115钢回火态中富Cu相形貌和组成

(a) high angle annular dark field (HAADF)-STEM image

(b) bright field TEM image (Inset in Fig.3b shows the selected area electron diffraction (SAED) pattern of Cu-rich particle)

(c) EDS element maps of Fig.3a (d, e) EDS results of Cu-rich particles before (d) and after (e) aging for 2000 h at 650oC

Fig.3   Morphologies and components of Cu-rich phase in initial state for G115 steel

3.1.2 Laves相对组织稳定性的影响

对于马氏体耐热钢，其在等温时效或者应力条件下析出的Laves相在长期服役过程会快速粗化，既降低对晶界的钉扎作用，还成为裂纹的主要萌生地[14,38]。G115钢中Laves相的粗化速率较P92钢虽有明显下降(如图2b[42~46]所示)，但仍然远高于M23C6，当时效时间达到20000 h后Laves相平均粒径是M23C6的2倍[43]。作为恶化相，关于Laves相形核长大问题一直是学界研究的重点问题。目前普遍认为Laves相有2种形核机制：(1) 沿着原始奥氏体晶界独立形核；(2) 依靠M23C6形核。除以上2种情况外，作者研究发现在G115钢时效过程中Laves相还会毗邻富Cu相析出(如图4所示)，即在G115钢中Laves相可能还存在第3种形核方式——依靠富Cu相形核。富Cu相在长大过程中向外排出的Fe、Cr原子恰好为Laves相形核提供了成分起伏，因而促进了Laves形核。更多细小弥散的Laves相在短期内对组织稳定性有促进作用，但有关富Cu相对Laves相的生长动力学影响还不清楚。

图4

图4   高角环形暗场(HAADF)像下G115钢650℃等温时效1000 h 后Laves相和富Cu相分布位置

Fig.4   HAADF-STEM image (a) and EDS element maps (b) of the distribution of Cu-rich particles and Laves phase in G115 steel after aging at 650oC for 1000 h

Liang等[52]发现G115钢在750℃等温时效时，毗邻M23C6分布的Laves相的长大过程是一个与M23C6的竞争过程，如图5[52]所示，2者主要竞争捕获W和Cr原子，但竞争的结果往往是Laves相抑制了M23C6生长，甚至导致M23C6被逐渐吞噬，最终形成了大而不规则的块状Laves相。快速粗化的Laves相会使得G115钢的时效冲击吸收功从115 J快速下降至36 J左右，然后基本保持不变[53]，与P92钢650℃时效104 h后的(冲击吸收功为37 J[54])韧性相当。研究[55]表明，M23C6在时效过程中会源源不断地形核，而Laves相只会快速达到化学成分稳定，而不会达到生长动力学平衡，这可能是Laves相降低组织稳定性和塑韧性的原因所在。如何用合适的方式抑制Laves相在服役后期迅速粗化以改善强韧性和组织稳定性是马氏体耐热钢亟待解决的关键问题之一。

图5

图5   G115钢750℃时效过程中Laves相与M23C6分布情况[52]

(a, b) SEM image (a) and TEM image and corresponding EDS element maps (b) of bulk M23C6 with Laves phase inside (c, d) SEM image (c) and TEM image and corresponding EDS element maps (d) of Laves phase with M23C6

Fig.5   Distributions of the Laves phase and M23C6 in G115 steel during aging at 750oC[52]

3.2 蠕变性能

蠕变性能是USC电站中耐热锅炉构件所有服役参数指标中最基础、最重要的评价指标。图6[56,57]为650℃不同应力条件下G115钢与成分相近的MARBN钢、含3%Co的P92钢以及在现阶段USC电站应用较多的T91钢和P92钢蠕变寿命比较。显然，G115钢拥有最突出的高温蠕变性能，Xiao等[49,58,59]对G115钢蠕变行为做了相对系统的研究。研究发现，由于富Cu相的析出，G115钢在650℃发生蠕变的临界应力提升至91.4 MPa，较9Cr-3W-3Co (质量分数，%)钢提升了6 MPa，几乎是P92钢的1.5倍(67 MPa[57])。在蠕变早期，富Cu相以及Cu、Cr、V、Nb等元素在位错线附近偏聚，导致位错增殖形成位错网，进而阻碍蠕变变形行为发生，但长时间应力加载条件下的蠕变应变会明显促进富Cu相粗化(蠕变2000 h后富Cu相平均尺寸达到(114 ± 27) nm，而时效2000 h后富Cu相尺寸仅有(42 ± 13) nm[17])，同时位错线的快速运动使得富Cu相在蠕变后期“溶解”消失，富Cu相对蠕变的阻碍作用明显降低。因而，如图6[56,57]所示，随着蠕变加载应力逐渐降低，G115钢与MARBN钢蠕变寿命差异越来越小，降低至140 MPa及以下时，2者蠕变寿命趋近相同。由此推测，G115钢可能更适于在高应力条件下服役工作。

图6

图6   650℃下G115钢与T91、P92、3%Co-P92和MARBN钢蠕变寿命比较[56,57]

Fig.6   Comparisons of creep life among G115, T91, P92, 3%Co-P92, and MARBN steels at 650oC[56,57]

Xiao等[60]还对G115钢在650℃不同应力条件下蠕变裂纹扩展机制进行了研究，发现不同应力下蠕变断裂方式均为韧性断裂，但裂纹产生原因以及蠕变机制不尽相同，断裂示意图如图7[60]所示。高应力阶段(190~250 MPa)，由于蠕变断裂时间短，板条马氏体宽化和析出相长大都不明显，应力集中导致马氏体板条断裂或者沿马氏体板条形成裂纹，裂纹扩展至一定程度时发生断裂，此时蠕变机制为晶界滑移；低应力阶段(150~170 MPa)，由于蠕变时间长，板条马氏体发生了明显回复，析出相也显著长大，尤其是粗化的Laves相在变形过程中难以与界面协同变形，产生了许多微孔，微孔扩展后发生断裂，此时蠕变机制为位错攀移。Yu等[56]的研究结果与之类似。

图7

图7   不同应力条件下蠕变裂纹形态以及裂纹扩展模型示意图[60]

Fig.7   Creep crack morphologies under applied stresses of 250 MPa (a), 230 MPa (b), and 150 MPa (c); crack propagation model corresponding to Figs.7a and b (d); crack propagation model corresponding to Fig.7c (e)[60]

预期G115钢可在650℃、100 MPa下服役105 h以上，该结果难以在实验中进行直接验证，常常通过蠕变寿命模型进行预测判断。Jiang等[61]在Norton模型和Monkman-Grant关系基础上，引入蠕变温度下的高温抗拉强度，开发出了一种预测G115钢服役105 h蠕变断裂强度的数学模型，该模型规定：(1) 蠕变断裂强度的活化能与应力和应力幅无关；(2) 应力指数只与应力有关而与温度无关。模型的数学表达式为[61]：

式中，tr为蠕变断裂时间；n为蠕变应力指数；σ为蠕变加载应力；σTS为高温拉伸强度；Qc为蠕变激活能((293 ± 25) kJ/mol)；A、B和m均为常数；R为气体常数；T为热力学温度。模型预测结果表明：G115钢在650℃下服役105 h的蠕变断裂强度为77 MPa，在100 MPa下服役105 h的温度仅略高于625℃。然而，该模型采用的实验数据仅在5000 h以内，与理论服役时间不在一个数量级，且忽略了富Cu相对蠕变性能的影响，因此，模型预判的准确性值得商榷。

3.3 抗疲劳性能

USC电站许多组件常在应力状态下服役，不可避免地会产生疲劳损伤。Jing等[62]和罗振轩[63]探究了G115钢650℃低周疲劳行为，发现G115钢低周疲劳过程是典型的循环软化过程，且随着应变幅增大，软化率更加明显，但低于P92钢。当G115钢应变幅从±0.2%变化到±0.5%，软化率仅从0.2146变化到0.2330，明显低于P92钢。更优良的抗疲劳性能主要得益于疲劳过程中析出的富Cu相与位错线的强烈交互作用，但由于富Cu相是软质沉淀相，在变形过程中容易被运动的位错线切割而消失，因而不能完全抑制应变幅对软化行为的影响。

工程实践中，耐热锅炉疲劳损伤行为常常与蠕变变形一起发生，2者相互影响，尤其是产生裂纹后会严重威胁电站的安全性。Tang等[64,65]和Xu等[66]对G115钢蠕变疲劳过程中的裂纹扩展情况开展了研究，发现当保载时间为0 s时(即完全疲劳行为)，裂纹有2种类型，分别是连续且垂直晶界分布的主裂纹和二次裂纹，裂纹扩展机制为穿晶断裂(如图8a所示)；当保载时间无限长(即完全蠕变行为)时，此时裂纹分布不连续，二次裂纹消失，产生较多的微孔，裂纹扩展机制为沿晶断裂(如图8b所示)；当保载时间介于2者之间时，裂纹扩展机制为2者并存的混合断裂，且随着保载时间延长，裂纹萌生及扩展时间延长，裂纹效应更加显著，蠕变损伤逐渐增大，蠕变损伤因子在0.55左右趋于稳定；而此时疲劳损伤逐渐减小，疲劳损伤因子最终稳定在0.17左右。总体来看，G115钢蠕变疲劳过程中蠕变损伤大于疲劳损伤[67,68]。图9[65]为P91、P92和G115钢在625~675℃裂纹扩展速率。可见，G115钢裂纹扩展速率比P91钢和P92钢小，这主要归因于蠕变疲劳过程中极其稳定的MX相，而不是富Cu相。蠕变疲劳裂纹不可避免，如何采取有效方式抑制裂纹扩展以及准确预测蠕变疲劳寿命对提升650℃ USC电站的安全性具有十分重要的意义，也是后期研究的重点方向之一。

图8

图8   蠕变疲劳裂纹扩展机制

(a) transgranular fracture mode of fatigue crack

(b) intergranular fracture mode of creep crack

Fig.8   Mechanism of creep fatigue crack propagation

图9

图9   不同温度下裂纹扩展速率比较[65]

Fig.9   Comparisons of crack growth rate at different temperatures[65] (Stress intensity factor range (ΔK) means the stress field intensity at crack tip, which is attained by $\mathrm{\Delta }?$ = Y(a / w)σ$\sqrt[]{?}$, Y(a / w) is functions related to pattern geometry, a is the length of cracks, w is the width of specimen, σ is the creep stress)

3.4 抗蒸汽氧化性能

高温抗蒸汽氧化性能也是影响USC电站服役安全性的重要因素，主要受服役温度、时间和环境等因素影响，目前关于G115钢中抗蒸汽氧化性能的研究报道还很少。白银等[69]发现G115钢氧化动力学特征与传统的9Cr钢相似，提高蒸汽温度能加快氧化行为，但在一定条件时也能阻止氧化发生，即温度对蒸汽氧化行为具有两重性。晶粒尺寸、合金元素也是影响耐热钢抗蒸汽氧化性能的重要因素。刘正东等[70]研究结果表明，细化晶粒尺寸在短期内会促进G115钢的蒸汽氧化，但长期会提高其抗蒸汽氧化性能，这一结果与一般的低合金耐热钢有所不同[71]。此外，G115钢中Si、Cu和 Co也可以降低G115钢650℃蒸汽氧化速率，Si是通过在氧化膜与基体界面处富集，加速外氧化层形成富Cr层来提高抗氧化性，而Co和Cu会加速氧化过程由内氧化向外氧化扩散，且Co的抗氧化效果更明显。除了研究蒸汽氧化行为本身，蒸汽氧化过程对G115钢基体微观组织和服役性能的影响也需引起重视。

为采取适宜方式延缓G115钢高温蒸汽氧化行为，白银等[72]在高温蒸汽氧化实验前在干燥气氛中进行了500 h的预氧化处理，发现预氧化处理后试样单位面积增重由15.8 mg/cm2下降至4.7 mg/cm2，这是因为预氧化处理后表层会形成Fe2O3、Fe3O4、Cr2O3以及CuO的氧化膜，该氧化膜有一定的抗氧化作用，同时在高温蒸汽氧化过程中该氧化膜会转变成以FeCr2O4为主要成分的富Cr型氧化皮中层，再次延缓蒸汽氧化进程。预氧化处理虽然有一定的提高抗蒸汽氧化性能作用，但该方法成本较高，难以在工业生产上应用。喷丸处理是目前工业界提高抗氧化性能的常用方式，对G115钢进行喷丸处理后，其抗蒸汽氧化性能较未处理的P92钢提升了约5倍，较未处理的G115钢提升了2倍[73]。这可能与喷丸处理后G115钢表面发生塑性变形，表面位错密度和滑移带增加，进而加快了Cr元素扩散有关，不过这一推测是否准确尚需验证。董猛等[74]对G115钢表面进行了FeAl渗层处理，发现其在660℃含90%水蒸气环境下的氧化速率较原始母材降低了2个数量级，极大地提高了抗氧化性能。

3.5 焊接性能

USC机组的关键高温承压部件通常以焊接构件的形式安装使用，焊接接头性能是评判其是否能够在工业上推广应用的重要指标，而良好的焊接性能首先源于相匹配的焊条焊丝和焊接方式。钢铁研究总院和四川大西洋焊材有限公司先后开发出了2种符合要求的焊材，如表2[75,76]所示，2者成分与母材非常相近，主要差别在于Cu含量，主要是考虑过量的Cu在焊接过程可能造成龟裂，降低焊件冲击韧性。工程上常用手工电弧焊(shielded metal arc welding，SMAW)方式进行焊接，表3[77]对比了冷金属过渡加脉冲(cold metal transfer and pulse，CMT + P)和SMAW 2种焊接方式下G115钢同质焊接后焊接接头的力学性能。发现采用CMT + P方式焊接后，焊接接头的室温拉伸性能特别是热影响区的冲击韧性明显提高。因此，对韧性要求高的构件可考虑用CMT + P代替传统的SMAW。G115钢的基体组织为回火马氏体，具有较高的淬硬性，焊缝和焊接热影响区也极易产生硬度很高的马氏体组织，增加焊接接头脆性和残余应力。因而，一般需进行焊后热处理(post welding heat treatment，PWHT)以改善接头组织不均匀性，提高服役性能。Qi等[78]认为G115钢焊后热处理制度为800℃保温2 h为宜。研究[79]表明，9Cr-3W-3Co (质量分数，%)钢PWHT析出的M23C6可以抑制热影响区晶粒细化，延缓产生第Ⅳ类裂纹。G115钢焊接接头的析出相演变及其对焊件性能的影响研究也是后期的重要方向之一。

表2   G115钢氩弧焊焊丝成分[75,76] (mass fraction / %)

Table 2  Chemical compositions of G115 steel argon arc welding wire[75,76]

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表3   不同焊接方式焊接接头力学性能比较[77]

Table 3  Comparisons of mechanical properties at welded joint with different welding methods[77]

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USC机组不同组件因性能参数要求不同需要用到不同种类的钢种，其在应用时必然涉及到异质焊接。相比于同质焊接，异质焊接接头成分、组织、性能不均匀性也更加明显，在工程上更易于失效断裂。李林平等[80,81]研究了G115/T92钢异质焊接后热处理制度，认为在 (770 ± 5)℃保温1 h可获得良好的力学性能，此时接头室温抗拉强度约为685 MPa，屈服强度约为545 MPa，与T92钢母材相当，满足工业标准要求。Yang等[82]对G115/Sanicro25异种钢焊接接头PWHT后发现室温屈服强度较Sanicro25钢提升了近100 MPa，拉伸强度相当，这主要得益于PWHT过程中形成的残余奥氏体转变成马氏体。Xiong等[83]发现G115/CB2异种钢焊接PWHT后虽然部分回火马氏体会发生回复，转变成亚结构，位错密度也降低，但在原始奥氏体晶界会析出细小的M23C6，弥补基体“损伤”，最终仍然使焊件拉伸性能提高，拉伸断裂机制也由解理断裂转为韧性断裂。Yang等[82]和Zhang等[84]也发现了类似现象。李婷[85]还发现对G115/CB2钢异质焊接引入磁场辅助后，接头焊缝处晶粒尺寸更加均匀，板条马氏体更加细小，拉伸强度较原始焊接接头提升了58 MPa，焊缝硬度在整体上也高于初始焊缝，该方法有利于弥补传统焊接过程中因组织不均匀造成的接头性能差异。目前对G115钢焊件的研究重点主要集中在接头的强韧性评估、焊后热处理制度等方面，有关焊接接头的蠕变持久性能、抗疲劳性能等还鲜有报道。

3.6 管材制备

G115钢主要工业目标是应用于USC机组中大口径锅炉管道，这类耐热材料对蠕变持久性能、抗疲劳性能和抗蒸汽氧化性能等都有更苛刻的要求。因此在工业冶炼中要精准控制各元素添加量，尤其是保证关键强化元素Cr、W、Co的含量，精准控制晶界调控元素B和N的比例，同时要控制极低的P、S等杂质元素含量，实现超纯净冶炼，以保证铸锭成分精确性和均匀性[86]。在钢管制备方面，内蒙古北方重工与钢铁研究总院、宝钢特钢有限公司等单位通过反向挤压成型手段率先成功试制了直径540 mm、壁厚70 mm、长度5000 mm的G115钢大口径厚壁管，其制备流程及关键技术在文献[87]中有详细介绍，而后又成功制备了直径从38 mm到680 mm、壁厚从9 mm到140 mm各类尺寸不同的钢管。制备后的钢管需在1070~1090℃至少保温1.5 h，然后在770~790℃保温不少于4 h，以改善组织不均匀性，具体保温时间可根据壁厚不同进行调整[88]。为了改善大口径锅炉钢中可能因晶粒粗大产生的组织遗传现象，可以对G115钢进行2次或多次循环正火处理以提高耐热锅炉的安全性和使用寿命[89,90]。经过多年集中攻关，2018年中国钢铁协会团体标准《电站用新型马氏体耐热钢G115无缝钢管》正式通过审定，并且现在已经将G115钢应用于我国正在建设的世界首座630℃超超临界示范电站中的锅炉和六大管道[91]，标志着G115钢迎来了从研发试制到工业生产的跨越。

4 总结与展望

我国自主研发的新一代马氏体耐热钢G115与同一服役级别的耐热钢相比，在组织稳定性、抗疲劳性能和抗氧化性能等方面均具有显著优势，是目前世界上最有前景应用在650℃ USC电站上的耐热钢之一。本文介绍了G115钢的成分特点和形貌特点，归纳总结了G115钢在热稳定性能、蠕变性能、抗疲劳性能等方面的研究现状，未来G115钢的研究可以重点围绕以下几方面开展研究。

(1) 深化富Cu相影响规律认识。G115钢与日本的MARBN钢成分非常接近，但G115钢各项性能指标均高于MARBN钢，现已证实与富Cu相析出有关。目前对富Cu相的分布位置、形态、尺寸以及富Cu相强化方式等方面做了一定研究，但有关富Cu相与其他析出相的交互影响以及富Cu相的形核生长热力学和动力学研究还较少。此外，目前认为富Cu相在长时间应力条件下会溶解消失，如何有效遏制富Cu相的消失也是研究的重点。

(2) 抑制Laves相粗化，改善韧性。G115钢中的Laves相在服役过程快速粗化，尤其是会吞并M23C6，极大地降低了G115钢长期服役的蠕变持久性能和抗疲劳性能。同时，韧性较低也是G115钢的一大短板，如何有效抑制Laves相的粗化速率并且尽可能改善韧性也将是G115钢后期研究的重点内容。

(3) 提高抗蒸汽氧化性能和抗腐蚀性能。耐热锅炉在服役过程中会被高温产生的水蒸气氧化，氧化皮的剥落容易堵塞管道，引起局部超温，使电站的安全性存在极大安全隐患。目前针对G115钢的抗蒸汽氧化性能研究主要集中在氧化膜的形貌、生长机理等方面，且模拟的蒸汽氧化环境与实际服役环境差异较大。有关抗蒸汽氧化措施以及蒸汽氧化行为失效预警研究还鲜有报道。此外，腐蚀行为也是影响耐热锅炉安全性的重要因素之一，后期可考虑在工业服役实际环境下将抗蒸汽氧化性能和抗高温腐蚀性能结合起来进行研究。

(4) 深入评价焊接接头性能。USC机组耐热锅炉通常以焊接方式安装使用，焊接接头是材料服役失效断裂的薄弱区，其性能很大程度上决定了耐热锅炉的使用寿命。目前有关G115钢焊接性能的研究主要集中于焊材成分设计和焊后热处理制度上，对焊接接头性能评估主要是强韧性评估，后期要重点加强焊接接头的服役性能和失效行为分析的研究。