91钢焊接热影响区中相稳定性分析及蠕变抗力机制研究

工程6（2020）644研究材料基因组工程-文章91钢蠕变抗力的计算热力学Andrew Smitha，Mohammad Asadikiyaa，b，Mei Yangb，Jiuhua Chena，Yu Zhonga，b，a佛罗里达国际大学机械与材料工程系，迈阿密，佛罗里达州33174，美国b伍斯特理工学院机械工程系，伍斯特，MA 01609，美国阿提奇莱因福奥文章历史记录：2018年8月9日收到2019年4月13日修订2019年6月28日接受在线提供2019年保留字：91级钢抗蠕变Ferritic–martensitic steelsWelding microstructureComputational合金组合物A B S T R A C T研究了91级钢焊接热影响区（HAZ）内第二相的稳定性与不同临界温度之间的关系。IV型裂纹已被观察到的热影响区，它被广泛接受的第二相的稳定性Gr.91钢的蠕变抗力，这是关系到这种钢的裂纹失效是至关重要的在这项工作中，第二阶段，包括M23C6，MX和Z相的稳定性平衡冷却和Scheil模拟进行，以了解焊接Gr.91钢的相稳定性讨论了四个临界温度Ac1（奥氏体开始形成的临界温度）、Ac3（铁素体完全转变为奥氏体的临界温度）以及M23、C6和Z相的临界温度对热影响区厚度和热影响区中相稳定性的影响总之，本文中提出的模拟解释了可能影响Gr.91钢蠕变抗力的机制，并可以提供一个可能的解决方案，如何提高蠕变抗力在高温下通过优化钢的成分，焊接和热处理工艺参数的问题从这项工作的模拟结果提供指导，为未来的合金开发，以提高蠕变抗力，以防止IV型裂纹。©2020 THE COUNTORS.Elsevier LTD代表中国工程院出版，高等教育出版社有限公司。这是一篇CC BY-NC-ND许可下的开放获取文章（http://creativecommons.org/licenses/by-nc-nd/4.0/）。1. 介绍91级（Gr.91）钢是一种高铬（Cr）这种合金钢由于在基体和晶界上形成了细小的第二相M23C6和MX然而，过去的研究已经确定，存在两种可能的过早蠕变失效机制，其导致在短期或长期蠕变试验下可以观察到的沿着热影响区（HAZ）形成IV型短期蠕变测试是在较高温度和高应力下进行的，而长期蠕变测试是在较低温度和低应力下进行的早期蠕变破坏的第一种机制是M23C6在高温下的粗化*通讯作者。电子邮件地址：yzhong@wpi.edu（Y. Zhong）。温度和高应力，这发生在短期蠕变测试[2M23C6由于其细小的颗粒尺寸而被认为是初始组织中的有益相。然而，通常在热处理期间或之后观察到M23C6的体积百分比增加和粒度粗化，将M23 C6改变为对抗蠕变性有害的第二相。第二种机制是有害的Z相的沉淀;这发生在长期测试的低温和低应力下[3，5对Gr.91钢蠕变失效问题的数十年研究涉及广泛的热力学、动力学和晶体学研究，其中大多数研究集中在蠕变失效的直接模拟[3，8，9]。然而，很少有基本的研究已经进行了关键的第二相的稳定性，这是直接联系到这种钢的抗蠕变性，即使计算热力学被广泛接受为一个非常有用的手段，提供预测和指导设计的新合金，特别是钢。为了解决这一问题，对Gr.91钢进行了热力学研究，以检查https://doi.org/10.1016/j.eng.2019.12.0042095-8099/©2020 THE COMEORS.由爱思唯尔有限公司代表中国工程院和高等教育出版社有限公司出版。这是一篇基于CC BY-NC-ND许可证的开放获取文章（http://creativecommons.org/licenses/by-nc-nd/4.0/）。可在ScienceDirect上获得目录列表工程杂志主页：www.elsevier.com/locate/engA. 史密斯 et al. / Engineering 6 （2020）644645不同临界温度与热影响区M23C6、MX和Z相稳定性之间的关系，可用于预测和改善短期和长期使用条件下的抗蠕变性能。该研究为全面了解如何优化合金成分以提高抗蠕变性铺平了道路。2. 文献综述2.1. Gr.91钢的IV型裂纹和蠕变抗力蠕变抗力退化被认为是焊接Gr.91钢在反复循环载荷下发生IV型裂纹的主要原因。观察到这些裂纹大多数沿着HAZ的外边缘出现，更具体地说，在细晶HAZ（FGHAZ）和亚温HAZ（ICHAZ）（图1）中，它们是由焊接工艺产生的，下面将进一步详细解释。为了了解IV型裂纹的形成机理并提出抑制这些裂纹的方法，已经进行了各种工作。然而，尽管已经提出了许多建议[10从热力学的观点来看，M23C6、MX和Z等第二相不仅改变了热影响区的微观结构，而且直接影响合金第二相的形成和稳定性取决于合金成分、焊接工艺参数（如温度梯度）以及合金的应用条件。因此，热力学模拟是一种有效的方法研究第二相的形成和稳定性，从而确定IV型裂纹的潜在机制。2.2. 热影响区的显微组织热影响区被认为是最有可能发生早期蠕变破坏的地方，因为它已被广泛观察到形成IV型裂纹。三个主要因素影响HAZ及其亚区的显微组织演变：①峰值焊接温度，②Ac1和Ac3温度（定义如下），以及③M23C6碳化物的形成和溶解[15，16]。在热影响区形成期间不考虑MX相，因为其在焊接期间不溶解或不稳定[17]。研究表明，由于其热稳定性高，粗化小，微观结构内分布精细，其变化要小得多[17，18]。因此，M23C6相的稳定性和粗化是热影响区研究的主要焦点。图1显示了热影响区的示意性显微组织及其在Gr.91钢中的三个子区的位置。焊接后Fig. 1.焊接过程中形成的热影响区及其三个子区的示意性显微组织：粗晶热影响区（CGHAZ）、FGHAZ和ICHAZ。91钢在热影响区内形成三个亚区：粗晶热影响区（CGHAZ）、FGHAZ和ICHAZ。热影响区的微观结构与两个Ac温度Ac1和Ac3密切相关。Ac1温度定义为奥氏体开始形成的温度，而Ac3温度是奥氏体转变完成的温度。靠近焊缝金属的第一个区域是CGHAZ，它位于熔合线附近。在该区域，焊接时的峰值温度高于Ac3，并且也高于M23C6稳定温度区。在粗晶区，晶界上的M23C6在与CGHAZ相邻的FGHAZ中，峰值温度也高于Ac3，但位于M23C6稳定温度区。因此，晶界上的M23C6因此，由于M23C6的晶界钉扎效应，在FGHAZ中观察到非常细的晶粒尺寸。ICHAZ是三个区域中最小的区域，位于离熔合线最远的位置，峰值温度在Ac1和Ac3之间。该区域与其他两个区域的不同之处在于，在冷却时，形成新鲜马氏体和铁素体的混合物，而CGHAZ和FGHAZ在冷却时主要包含马氏体。因此，从热力学的角度来看，M23C6稳定区和Ac温度被认为是决定热影响区亚区微观结构的关键因素。Ac3温度确定CGHAZ和FGHAZ之间的边界位置，Ac1温度确定ICHAZ和过回火区域之间的边界位置。2.3. 长期蠕变破坏Gr.91钢的长期蠕变试验定义为持续100 000 h或更长时间的材料蠕变预期寿命试验，试验的首选应力低于100 MPa [5，7，18 -20]。在这些测试中，测试温度将低至550 °C [5，7]。已经观察到Z相最终将形成并降低材料的抗蠕变性[21]。在过去的几十年中，已经特别研究了Z相，并且已经发现其形成可以导致细MX碳氮化物（M（C，N））的减少和富铌（Nb）的（NbX）MX相的消失[22，23]，这两者都被认为是以有利于HAZ内材料的蠕变强度。 据信，钢内Z相的形成决定了在长期操作期间的过早抗蠕变性损坏。2.4. 短期蠕变破坏为了研究在短时间内的蠕变阻力机制，设计了加速破坏蠕变试验。例如，在575至650 °C [24]的温度和100至200 MPa的高应力下，导致短期失效的总蠕变寿命可能在100至1000 h之间变化，具体取决于测试前的热处理条件[3，24]。主要观察结果是M23C6颗粒的增加和粗化影响了热影响区的显微组织，降低了蠕变抗力。已经观察到许多因素影响M23 C6的粗化，包括HAZ中蠕变空隙的存在[25然而， M23C6的粗化机制已经基于奥斯特瓦尔德熟化效应[20，32-35]得到了最好的描述，奥斯特瓦尔德熟化效应646A. Smith et 等/工程6（2020）644材料的温度。温度越高，M23C6的粗化速率越大.2.5. 与Gr.91次级阶段有关的要素为了研究Gr.91钢在各种工作温度下抗蠕变性能退化的不同机制，有必要了解第二相的组成以及每个元素在形成第二相（如M23C6、MX和Z相）中根据美国机械工程师协会（ASME）标准，[36]在表1中提供了材料。M 23 C 6碳化物中的MX中的在材料的长期使用过程中，Z相在较低温度下形成[5]。它的晶体结构有三个不同的位置-（Fe，Cr）（Mo，V，Nb）（N，Va）-其中Va代表空位。由于Fe和Mo的浓度极低，为了便于理解，本文采用Cr（V，Nb）N表示Z相。一般来说，Gr.91钢中的元素可以分为两类-铁素体（a-Fe）稳定剂和奥氏体（c-Fe）稳定剂-它们影响Ac温度和第二相的稳定性。α-Fe稳定剂是添加到钢合金中的元素，其在α-Fe相中具有大的溶解度，从而提高合金C和N都是c-Fe稳定剂[38]，并且对于在热处理的正火和回火过程中形成和粗化的MX和M23C6Cr是一种α-Fe稳定剂[38]，是合金中最重要的元素。在足够大的浓度下，Cr可以防止在水性条件下的氧化和腐蚀。Cr是形成碳化物M 23 C 6的基本元素，碳化物M23 C6构成了热处理初始阶段形成的大部分第二相。如果改变成分，也会形成其他沉淀物，如M7 C3（Cr7 C3）和M2 X（Cr2N）沉淀物[38，39]。Mo是一种α-Fe稳定剂，为M23C6（Mo23C6）碳化物提供固溶体[38]。需要添加有限的量以防止Laves相（Fe，Cr）2（Mo，W）和d相形成[37]。在低量的Cr下，可以形成M2C（Mo2C）[39]。最后，V和Nb（它们是c-Fe稳定剂[38]）是形成MX的强有力的供应者，特别是在Gr.91钢中。MX沉淀物即使在高于正火工艺温度的温度下也极其稳定，这使得它们难以生产，但有利于改善抗蠕变性。3. 热力学研究为了确定Gr.91中临界第二相的稳定性，即M23C6、MX和Z相，基于计算通过使用 Thermo-Calc 及其相应 的 TCFE 8 数据库利用热力学。CALPHAD方法首先由Kaufman [40]开发，用于模拟复杂的多组分材料及其相应的平衡相。CALPHAD的基本概念是收集和分析各个相的热力学数据，并使用这些数据来预测材料在广泛的温度，压力和组成条件下的性能[41示出了基于Gr.91的系统的化学组成表1中在这里，将ASME标准[36]下每个元素的重量百分比与当前模拟所选的成分进行比较。该合金由超过13种元素组成;然而，在当前的热力学模拟中仅选择了最关键的元素，特别是用于预测第二相的稳定性。因此，3.1. 基于Gr.91的系统图2示出了随碳浓度变化的基于Gr.91的系统的等值线图。 更具体地说，图。图2（a）是在600和1600 °C之间的温度下C浓度范围为0至0.2重量%的等值线图，而图2（b）是在600和1600 °C之间的温度下C浓度范围为0至0.2重量%的等值线图。图2（b）是在700-1000°C下0-0.15重量%C的图。ISO-pleth图显示了a和c基体相以及关键的第二相，包括MX相、M23C6相和Z相。值得注意的是，MX相具有与基体c相相同的面心立方（fcc）晶体结构MX的吉布斯自由能存在一个能隙，这意味着在特定的温度范围内可以形成这一发现与这一特殊合金族的实验观察结果完全一致[49关于MX相和基质c相的吉布斯能的更详细的讨论在下面的小节中提供MX相可以被描述为具有两个亚晶格的固溶体相：（V，Nb）（C，N）。第一次晶格主要被V和Nb占据，而C和N占据第二次晶格。在目前的工作中，MX 1被用来描述MX相，它具有较高的网站分数的N比C在第二子晶格。MX2用来描述第二子晶格中C的格位分数高于N的相详细的模拟表明，M23 C6相的组成-即（Cr，Fe，Mo）23C6-在该钢合金中变化不大;该相在第一亚晶格中以Cr为主要元素，并在较低温度区域形成[38]。Z相-即（Fe，Cr）（Mo，V，Nb）（N，Va）-在甚至更低的温度下形成;其组成变化不大，并且Cr和V始终分别是第一和第二子晶格中的主导元素[23]。在0.05wt%的C下，在从1243 ° C至896 °C的温度变化期间沉淀出的第一次级相是第二相。MX1阶段。当温度降至Ac3温度（896 °C）时，c相开始转变为a相。 随着温度的进一步降低，另外两个次级表1ASME标准[36]中的化学成分和基于Gr.91系统的模拟状态元素（重量%）CRCVNB莫NMNPSSiAlTiZRASME7.90-0.06-0.16-0.05-0.80-0.025-0.25-0.0250.0120.18-0.020.010.01标准9.600.150.270.111.100.0800.66（max）（max）0.56（max）（max）（max）仿真8.750.100.2150.080.950.05-------A. 史密斯 et al. / Engineering 6 （2020）644647图二.基于Gr.91的系统的相图，突出显示Ac1（蓝色）和Ac3（红色）温度。(a)基于Gr.91的系统在0- 0.2wt%的C的范围下在600-1600 °C的温度范围内M23C6相和Z相稳定。应注意，在碳浓度高于0.1wt%的区域中，两种类型的MX相-MX 1和MX2-由于可混性间隙而例如，随着碳浓度的增加，在1000 °C下，在约0.155wt%的C下，稳定相从c + MX1变为c + MX1 + MX2，如图所示。 2（a）.3.2. fcc结构（c相和MX相）在CALPHAD方法中，通常使用单个吉布斯能描述来描述共享相同晶体结构的相[23]。如上所述，c相、MX1相和MX2相都具有fcc结构。MX相被认为有利于抗蠕变性，因为它在化学上更稳定，并且在短期应用中与M23C6相比具有非常低的粗化速率[38]。因此，有必要对这一阶段进行更深入的研究. 图3显示了1000 °C时c、MX1和MX2相的吉布斯自由能。可以看出，这三个相的吉布斯能是非常不同的，即使这些相共享相同的晶体结构。在图三. 在1000 °C下从0至0.20重量%的C的基于Gr.91的系统中的c在C含量小于0.15wt%的区域，C和MX 1是唯一稳定的这一结果清楚地解释了图1中1000 °C时所示的相变。 2（a）.3.3. Ac1最低奥氏体转变温度和Ac3门槛铁素体温度两个Ac温度Ac1和Ac3对理解热影响区的相稳定性和组织演变至关重要。特别地，Ac3温度确定FGHAZ和ICHAZ之间的边界，并且Ac1温度确定ICHAZ和过回火区域之间的边界，如上所述（图1）。 因此，这两个AC温度与IV型裂纹的形成密切相关，因此值得研究影响它们的因素。图4示出了与Fe-C二元系统（虚线）相比，基于Gr.91的系统（实线）中Ac 1和Ac 3温度的变化随着碳浓度的增加，如图4（a）所示，基于Gr.91的系统的Ac1温度从890 °C下降到830 °C，其中最大的差异发生在开始时，高达0.01wt%的C，然后逐渐下降。Fe-C二元系统也有类似的行为;然而，突然的变化发生在碳浓度略高的情况下，从910 ° C下降到738 °C。这突如其来的变故在这两个系统中，都是由于相变。Gr.91系的Ac 1温度一般比Fe-C系高得多。这一主要差异表明，Gr.91中的合金元素大大提高了Ac1温度。图4（b）示出了Ac3温度与碳浓度的关系。 对于基于Gr.91的系统，温度从0重量%的C的954 °C下降到0.2重量%的C的850 °C，而对于Fe-C系统，温度从910下降到837 °C。类似于图4（a），基于Gr.91的系统在约0.08wt%的C下的曲线中的斜率变化表示从a + c + MX1 +MX2 + M23C6到a + c + MX1 + M23C6的相变。Fe-C二元系中没有相变，即在此温度范围内只有a和c两个稳定相，因此Fe-C二元系中存在线性关系总体而言，这些发现表明，在Gr.91的典型C浓度范围内，即对于约0.1重量%的C，Gr.91与Fe-C二元系统共享类似的Ac 3温度648A. Smith et 等/工程6（2020）644图四、（a）Ac1和（b）Ac3温度（℃）与91-基系统模拟的C的重量百分比（实线）与Fe-C二元系统的Ac温度（虚线）的比较3.4. 平衡条件下第二相的摩尔/格位分数图5显示了在600和1400 °C之间的温度范围内，Gr.91基钢的第二相（即M 23 C 6、MX和Z相）的摩尔分数。可以看出，MX1相在770和1260 °C之间是稳定的，而非常有限量的fcc MX2相在847和890 °C之间短暂出现。图6示出了MX1和MX2相的第一和第二子晶格中的位点分数的变化。对于MX_1，随着温度的降低，第一亚晶格中的主要物种由Nb转变为V，而N始终是第二亚晶格中的主要物种。对于MX2相，Nb始终是第一子晶格的主导物种，而C在第二子晶格中具有比N略高的位点分数。因此，在较低温度下，V是MX1中的重要元素当温度低于870 °C时，M 23 C 6变得稳定，并随着温度的降低而迅速成为占主导地位的第二相。它的浓度急剧增加是由于在该温度范围内的C到A基质的相变，这对应于基质中的碳溶解度的突然降低。图五. 基于Gr.91的系统中第二相的摩尔分数。图5还显示，当MX1变得不稳定时，Z相在低于790 °C的温度下是稳定的。Z相的形成从MX1相中带走V并导致MX1相的分解。这可能是为什么在低温长期蠕变试验中，实验观察到Z相“吃掉”MX相的原因3.5. 平衡冷却和Scheil模拟上述平衡冷却模拟可用于理解理想缓慢冷却过程中相稳定性的变化。然而，在典型的冷却条件下，实际样品并不总是在每个温度下达到平衡。因此，进行了平衡冷却和Scheil模拟，以获得在真实冷却条件下的相稳定性的基本理解。图5所示的平衡模拟预测了平衡冷却条件下第二相的形成-即样品在每个温度下达到全局平衡。它被用来模拟一个非常缓慢的冷却速率相稳定性。同时，Scheil模拟预测了在类似于淬火条件的条件下第二相的形成。Scheil模拟有三个主要假设：①固相一旦形成就不发生扩散②液相始终是均匀的，③在液固界面处存在局部平衡。 平衡冷却和Scheil模拟作为两种边界条件已被广泛接受。换句话说，平衡冷却对应于极慢的冷却速率，而Scheil模拟对应于淬火过程。因此，在实际条件下的固相的量应该落在由平衡冷却和Scheil模拟预测的量之间。此外，使用这两种模拟可以提供关于在各种处理条件下的相稳定性变化的指导，所述处理条件例如为正火、回火、焊接和焊后热处理。在这些条件下，系统的相稳定性将随着时间的增加而向平衡条件图7示出了从平衡冷却（实线）和Scheil（虚线）模拟得到的基于Gr.91的钢的凝固过程期间第二相-M23C6、MX 1、Z和MX2相的形成。如图7（a）所示，在平衡冷却下，M23C6A. 史密斯 et al. / Engineering 6 （2020）644649图六、Nb、V、C和N的位点分数（a，b）基于Gr.91的系统的MX1和（c，d）MX2相在Scheil模拟过程中，在1225 °C下形成。此外，在Scheil模拟过程中形成的M23C6相比在平衡冷却过程中少得多这一结果表明，在实际冷却过程中形成的M23C6相的浓度可能小于在平衡模拟过程中形成的浓度因此，Gr.91钢在高温退火/操作条件下倾向于形成更多的M23C6这一发现很好地解释了为什么在高温短期蠕变测试条件下在Gr.91样品中观察到更多的M23 C6相[24]。另一方面，如图7（b）所示，在平衡冷却期间，MX1相将在1260 °C下形成，但在低于770 °C的温度下将消失。在快速冷却条件下，MXl相将在1410 °C下形成;然而，其最大含量远低于平衡冷却的结果。这一发现表明，所观察到的MX相是一个亚稳相在典型的操作温度下，它的形成是由于快速冷却速度，它有一个趋势，在高温短期蠕变测试条件下消失。在Fig. 7（a）和（b）很好地解释了在高温短期蠕变试验条件下M 23 C 6相的摩尔体积增加和MX相的消失[3]。此外，图7（c）还表明，在平衡冷却条件下，Z相是稳定相，其形成温度低于M23C6和MX相。然而，在这方面，在Scheil模拟过程中没有形成Z相，表明Z相的形成被快速冷却速率所阻止。这一发现很好地解释了为什么Z相没有观察到，初始微观结构，以及在低温长期蠕变试验条件下它逐渐出现并侵蚀MX相的原因[54]。对于MX2相，如图2（b）和图5所示，在短温度范围内的平衡模拟期间仅形成小部分，而MX2相不稳定在Scheil的模拟过程中。其稳定性在很大程度上取决于冷却速度和合金成分。3.6. 合金成分对蠕变抗力的影响通过系统的热力学模拟，发现各种第二相的稳定性对Gr. 91合金的抗蠕变性能至关重要模拟结果还表明，合金成分影响第二相的稳定性。为了提高Gr.91合金的抗蠕变性，需要优化合金成分，以便在焊接过程后在HAZ中获得如图 8，Gr.91合金有四种不同的临界温度。Ac1（蓝线）是ICHAZ和过回火区之间的边界，Ac3（红线）是焊接过程中FGHAZ和ICHAZ之间的边界M23C6的阈值温度（黑色实线）定义为M23C6在该温度下是热稳定的最高温度.在焊接合金中，这对应于FGHAZ和CGHAZ之间的边界。如上所述，IV 型裂纹仅发生在FGHAZ和ICHAZ内部[55]。已经提出了许多建议来解释为什么IV型裂纹可能位于材料的该区域内[3，15];650A. Smith et 等/工程6（2020）644见图7。基于Gr.91的系统的平衡冷却（实线）和Scheil（虚线）模拟结果。（a）M23 C6相、（b）MX 1相、（c）Z相和（d）MX 2相的摩尔分数。在Scheil模拟期间，Z相和MX2相不稳定见图8。Gr.91 M23 C6（黑色实线）和Z相（虚线）阈值图，以及Ac1（蓝色实线）和Ac3（红色实线）温度。然而，从热力学的角度来看，已经观察到两个第二相--M23 C6粗化和Z相形成，并从理论上证明了这两个第二相会降低FGHAZ和ICHAZ之间的抗蠕变性[20，23，56]。假设焊接过程中HAZ内部的温度梯度不变，调整Ac1，Ac3和M23C6门槛温度对FGHAZ和ICHAZ的厚度影响较大。为了减小FGHAZ和ICHAZ的总厚度，必须减小Ac1和M23C6阈值温度之间的温差。如图8所示，降低Gr.91的碳浓度应有助于降低IV型开裂的机会。高温短期抗蠕变性与M23C6相的粗化有关[20，32因此，可以通过降低M23C6的热力学稳定性来提高其抗蠕变性能. 基于图 8，随着碳浓度的降低，M 23 C 6的门槛温度将大大降低，这将降低M 23 C 6在高温下的稳定性，从而提高高温短期蠕变抗力。低温长期抗蠕变性与有害Z相的形成有关。根据之前的观察，富NMX相最终将通过Cr从晶粒基质扩散到MX中而消失，最终将MX相转化为Z相[23]。根据该观察，假设通过降低Z相阈值温度（其为Z相热力学稳定的最大温度），应该可以大大提高长期抗蠕变性。如图8所示，较高的碳浓度将有助于改善短期抗蠕变性。A. 史密斯 et al. / Engineering 6 （2020）644651可以对合金元素进行类似的热力学模拟，以研究合金成分对抗蠕变性的影响。目前工作中使用的方法为Gr.91的合金成分优化铺平了道路，以提高该合金在各种应用下的抗蠕变性。4. 总结和今后的工作本文采用CALPHAD方法对91钢热影响区的Ac温度、M23C6和Z相的门槛温度与M23C6、MX和Z相的稳定性和成分变化之间的关系进行了分析和讨论了在不同应用条件下导致蠕变阻力降低并最终导致热影响区IV型裂纹的①在短期测试条件下，M23C6在低应力和高温下通过奥斯特瓦尔德熟化效应粗化[20，32-35] ;以及②在长期应用条件下，在高应力和低温下形成Z相，这最终降低了平衡冷却和Scheil模拟进行了两个极端的冷却条件下，即，非常缓慢的冷却和淬火条件下的相稳定性。Scheil模拟表明，在快速冷却条件下和高于1200 °C时，形成有限量的M23C6和MX 1相。相比之下，平衡冷却模拟表明，更多的M23C6和Z相形成在低温下。同时，MX相是热不稳定的，并且可能在操作温度下消失这一发现成功地解释了实验观察到的更多的M23C6的形成，Z相的形成，以及蠕变试验条件下MX相的消失此外，还以碳为例研究了元素研究了碳对四个临界温度Ac1、Ac3、M23C6阈值温度和MX阈值温度的影响。结果表明，碳的加入对合金的显微组织和相稳定性有不同程度的影响。在焊接过程中，这可能会增加FGHAZ和ICHAZ的总厚度，进而可能会增加IV型裂纹的可能性。此外，碳的加入可提高M23C6相的稳定性，降低Z相的稳定性，这可能不利于合金的短期蠕变抗力，但有利于合金的长期蠕变抗力。然而，根据热力学模型的second-oncogenic阶段，即M23 C6和Z相，在Gr.91，它不能得出结论，有一个特定的碳浓度，可以改变的整体稳定性的第二相。该模型突出了阈值相稳定性的总体趋势，而机械性能可以根据焊接条件而改变，这反过来又会影响HAZ的微观结构。因此，需要通过特定的热处理条件和蠕变实验来优化合金成分。此外，类似的模拟可以揭示各种合金元素在热影响区中的IV型裂纹和Gr.91钢的抗蠕变性中的作用，并将在未来的研究中进行。确认本材料基于美国能源部（DOE）（DE-FE 0027800）支持的工作。作者要感谢美国能源部国家能源技术实验室计划感谢管理人员Karol Schrems博士和Jessica Mullen博士以及俄亥俄州立大学的Wei Zhang博士的支持和指导。免责声明本文件是作为美国政府一个机构赞助的工作报告编写的美国政府或其任何机构及其任何雇员均不对所披露的任何信息、设备、产品或过程的准确性、完整性或有用性作出任何明示或暗示的保证，或承担任何法律责任或义务，或表示其使用不会侵犯私人拥有的权利。本文中通过商品名、商标、制造商或其他方式提及的任何特定商业产品、工艺或服务不一定构成或暗示美国政府或其任何机构对其的认可、推荐或支持作者在此表达的观点和意见不一定代表或反映美国政府或其任何机构的观点和意见。遵守道德操守准则Andrew Smith 、 Mohammad Asadikiya 、 Mei Yang 、 JiuhuaChen和Yu Zhong声明他们没有利益冲突或财务冲突需要披露。引用[1] Abe F ， Okada H ， Wanikawa S ， Tabuchi M ， Itagaki T ， Kimura K 等 人 ，650 °C USC锅炉用先进铁素体钢开发的指导原则。In：Proceedings of the SeventhLiege Conference on Materials for AdvancedPower Engineering; 2002 Sep 30-Oct2; Liege，Belgium; 2002. p. 1397-406年。[2] Bhadeshia HKDH。铁素体抗蠕变钢的设计。ISIJ Int 2001;41（6）：626-40.[3] Abson DJ，Rothwell JS. 9-12%Cr蠕变强度增强铁素体钢焊接件IV型裂纹综述IntMater Rev2013;58（8）：437-73。[4] 亚伯·F回火马氏体9 Cr-W钢板条的粗化行为及其对蠕变速率的影响Mater Sci EngA2004;387-389：565-9.[5] SawadaK，Kushima H，Kimura K，Tabuchi M. 9 -12%Cr抗蠕变钢中Z相的形成及其对长期蠕变强度的影响跨印度研究所会议2010;63（2-3）：117-22。[6] 哈尔德J先进动力工程材料。第八届列日先进动力工程材料会议论文集; 2006年9月18-20日;比利时列日; 2006年。[7] [10]杨文忠，杨文忠，杨文忠.化学成分和热处理对91级钢长期蠕变强度的影响。ProcediaEng 2013;55：2-9.[8] Abd El-Azim ME，Nasreldin AM，Zies G，Klenk A. 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