新型二次硬化钢25CrMo3NiTiVNbZr的高温力学性能和强化机理

doi:10.11901/1005.3093.2023.516

新型二次硬化钢25CrMo3NiTiVNbZr的高温力学性能和强化机理

李若浩¹, 胡霄雨², 王中成³, 李浩⁴, 杨勇⁴, 徐乐^,¹, 梁恩溥¹, 何肖飞¹

1.钢铁研究总院有限公司特殊钢研究院北京 100081

2.中国金属学会北京 100010

3.内蒙古北方重工业集团有限公司包头 014010

4.重庆长安望江工业集团有限公司重庆 400020

High-temperature Mechanical Properties and Strengthening Mechanism of New Secondary Hardened Steel 25CrMo3NiTiVNbZr

LI Ruohao¹, HU Xiaoyu², WANG Zhongcheng³, LI Hao⁴, YANG Yong⁴, XU Le^,¹, LIANG Enpu¹, HE Xiaofei¹

1.Research Institite of Special Steels, Central Iron and Steel Research Institute Co., Ltd., Beijing 100081, China

2.The Chinese Society for Metals, Beijing 100010, China

3.Inner Mongolia North Heavy Industries Group, Baotou 014010, China

4.Chongqing Changan Wangjiang Industry Group Co., Ltd., Chongqing 400020, China

通讯作者: 徐乐，正高级工程师，xule@nercast.com，研究方向为纳米析出强化高强高韧马氏体钢

责任编辑: 黄青

收稿日期: 2023-10-19 修回日期: 2024-02-02

基金资助:

农机装备材料生产应用示范平台(TC200H01X/05)

Corresponding authors: XU Le, Tel: 18911259273, E-mail:xule@nercast.com

Received: 2023-10-19 Revised: 2024-02-02

Fund supported:

Demonstration Platform for Production and Application of Agricultural Machinery Equipment and Materials(TC200H01X/05)

作者简介 About authors

李若浩，男，1999年生，硕士生

摘要

使用JMatpro和Thermo-Calc软件优化25Cr3Mo3NiNbZr钢的成分，使用透射电镜(TEM)、电子背散射衍射(EBSD)和相分析等手段表征在700℃高温拉伸前后试样的显微组织和析出相以研究其高温强化机理。结果表明：25CrMo3NiTiVNbZr钢700℃的高温抗拉强度和屈服强度分别为543 MPa、409 MPa，比25Cr3Mo3NiNbZr钢提高了139 MPa和123 MPa。根据对这种钢高温强化机理的分析，析出强化是主要强化方式。在700℃高温拉伸25CrMo3NiTiVNbZr钢其析出强化增量为367 MPa，比25Cr3Mo3NiNbZr钢提高147 MPa，其主要原因是在25CrMo3NiTiVNbZr中析出了热稳定性更高、尺寸更小(平均尺寸为7.93 nm)的析出相。

关键词： 金属材料; 高温强度; 成分优化; 强化机理; 纳米析出相

Abstract

A novel secondary hardened steel 25CrMo3NiTiVNbZr was developed via optimization the chemical composition of the 25Cr3Mo3NiNbZr steel bymeans of the so called JMatpro and Thermo-Calc software. Then the microstructure, phase composition, morphology of precipitates and mechanical performance at 700℃ of the 25CrMo3NiTiVNbZr steel were characterized by means of transmission electron microscopy (TEM), electron backscattering diffraction (EBSD), while its the high-temperature streng-thening mechanism was also elucidated. The results show that the tensile strength and yield strength of 25CrMo3NiTiVNbZr steel at 700^oC are 543 MPa and 409 MPa, respectively, which are 139 MPa and 123 MPa higher than that of 25Cr3Mo3NiNbZr steel. The high-temperature strengthening of the 25CrMo3NiTiVNbZr steel may mainly ascribed to themechanism, precipitation strengthening. In the process of being stretched at 700^oC, the precipitation strengthening increment derived from the precipitation of the strengthening phase for the 25CrMo3NiTiVNbZr steel reached 367 MPa, which was 147 MPa higher than that of the 25Cr3Mo3NiNbZr steel. This is mainly due to the higher thermal stability and smaller size (average size at 7.93 nm) of the precipitated strengthening phases in the 25CrMo3NiTiVNbZr steel. After high-temperature stretching, the average size of precipitates remained at 8.14 nm.

Keywords： metallic materials; high temperature mechanics; ingredient optimization; strengthening mechanism; nanoprecipitated phase

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本文引用格式

李若浩, 胡霄雨, 王中成, 李浩, 杨勇, 徐乐, 梁恩溥, 何肖飞. 新型二次硬化钢25CrMo3NiTiVNbZr的高温力学性能和强化机理[J]. 材料研究学报, 2024, 38(5): 390-400 DOI:10.11901/1005.3093.2023.516

LI Ruohao, HU Xiaoyu, WANG Zhongcheng, LI Hao, YANG Yong, XU Le, LIANG Enpu, HE Xiaofei. High-temperature Mechanical Properties and Strengthening Mechanism of New Secondary Hardened Steel 25CrMo3NiTiVNbZr[J]. Chinese Journal of Materials Research, 2024, 38(5): 390-400 DOI:10.11901/1005.3093.2023.516

25Cr3Mo3NiNbZr钢是典型的Cr-Mo系二次硬化钢，调质处理后的强韧性匹配较好，多用于制造高温高压(环境温度容易超过700℃)特种压力容器^[1~4]。目前25Cr3Mo3NiNbZr钢的700℃高温屈服强度达到300 MPa，比PCrNi3MoV大幅度提高^[4]。

对合金结构钢进行调质处理，不同类型的析出相可强化基体^[5,6]。但是，在高温下析出相的成分、类型和尺寸等对其强化效果有较大的影响。Cr通常不利于高温强度，例如富Cr的M₂₃C₆在高温下的粗化影响材料的热稳定性^[7,8]。Mo能细化M₂C相起二次硬化作用使材料的强度提高，含Mo析出相良好的高温稳定性可改善其高温性能^[1,9,10]。文献[11]的结果表明，V含量从0提高到0.4%可使钢的700℃高温强度由282 MPa提高到403 MPa。同时，添加V还能抑制M₂C粗化和促进MC析出^[12~15]。还有研究表明，Ti也能提高钢的高温强度。添加0.13%Ti的钢在580℃高温拉伸，其高温强度由930 MPa提高到1329 MPa。基于上述原因，本文对25Cr3Mo3NiNbZr钢进行成分优化，用高温拉伸、微观分析和表征析出相等手段研究其高温力学性能及其强化机理。

1 实验方法

实验用钢的成分列于表1。采用真空冶炼并浇注出25 kg钢锭，然后将其锻造成直径为20 mm长度为1000 mm的圆棒。在棒料上沿纵向切取拉伸试样(L₀ = 5d₀，d₀ = 5 mm，L₀为试样标距，d₀为试样直径)、金相试样(直径为15 mm厚度为5 mm)和相分析试样(直径为10 mm长度为80 mm)

表1 实验用钢的化学成分

Table 1 Chemical composition of test steel (mass fraction, %)

Steel	C	Cr	Mo	Ni	Nb	Ti	V	Zr	Fe
P0	0.28	3.0	3.0	0.8	0.13	-	-	0.02	Bal.
P1	0.28	1.0	3.0	0.8	0.13	0.08	0.5	0.02	Bal.

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热处理制度：在1050℃保温0.5 h后油冷，随后在640℃回火保温2 h后空冷。按图1所示将其精加工并根据GB/T 228.2-2015《金属材料拉伸试验第2部分：高温试验方法》用GNT100电子拉伸实验机进行700℃高温拉伸。从金相试样和接近高温拉伸断口切取透射片并减薄至0.5 μm，用电解双喷法进行离子减薄，电解液为4%高氯酸酒精溶液，恒定电流65 mA，用液氮使电解液温度恒定在-25℃左右，用FEI Talos F200X高分辨透射电镜观察高温拉伸前后的析出相特征和元素分布。因高温拉伸试样不足以支撑进行相分析，因此将其调质后在700℃热处理炉中保温15 min后空冷，以模拟高温拉伸后的状态，利用相分析对高温拉伸前后的碳化物进行定量分析。将用于测试位错密度的试样抛光后电解腐蚀(腐蚀液为铬酸，电压6 V，腐蚀25 s)，用D8 ADVANCE型X射线衍射仪测试其衍射谱，用Co靶和Lynxeye XE探测器检测(管电流40 mA，管电压35 kV，扫描速度2 (°)/min。用体积分数为6%高氯酸酒精溶液对试样进行电解抛光，用JSM-7200F型扫描电镜和EDAX Velocity Super型电子背散射衍射附件测定分析试验钢的有效晶粒尺寸和晶界。

图1

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图1 高温拉伸试样的尺寸

Fig.1 High-temperature tensile specimen

2 实验结果

2.1 析出相的模拟

2.1.1 合金元素对平衡态析出相的影响

合金结构钢中碳化物的类型和稳定性，对其高温性能有决定性作用。钢中碳化物稳定性由大到小的排序为：MC相、M₂C相、M₆C相、M₂₃C₆相。因此，本文使用JMatpro软件模拟分析了钢中Cr、Mo元素以及强碳化物元素Ti、V的含量对平衡相图中析出相的影响。

从图2可见，随着Ti含量的提高M₂₃C₆的析出量逐渐减少，M₆C相的变化不大，而MC相增加。

图2

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图2 Ti对平衡态析出相的影响

Fig.2 Effect of Ti on the equilibrium precipitation phase (a) 0%Ti, (b) 0.05%Ti, (c)0.1%Ti, (d) 0.15%Ti, (e) 0.2%Ti (f) 0.25%Ti

图3给出了Mo含量不同的钢中平衡态析出相的变化趋势。可以看出，随着Mo含量的提高M₂₃C₆的析出量逐渐减少，M₆C的析出量逐渐增多，MC相的变化不大。随着Mo含量从1.0%提高到3.5%，M₂₃C₆的析出量从4.8%降至2.8%。同时，Mo含量为3.5%时M₆C相的析出量超过M₂₃C₆相，有利于提高钢的高温性能。因此综合考虑，Mo的含量应该为3.0%~3.5%。

图3

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图3 Mo对平衡态析出相的影响

Fig.3 Effect of Mo on the equilibrium precipitation phase (a) 1.0%Mo, (b) 1.5%Mo, (c)2.0%Mo, (d) 2.5%Mo, (e) 3.0%Mo, (f) 3.5%Mo

图4给出了含量为0.1%~0.6%的V对基础钢平衡态析出相的影响。图4表明，随着V含量的提高MC相和M₆C相的析出量逐渐增加，而M₂₃C₆的析出量逐渐减少。还可以看出，V对M₂₃C₆的抑制作用明显大于对MC和M₆C的促进作用。V含量为0.6%时M₂₃C₆相明显减少，且在680℃与MC相有一个交点。理论模拟结果表明，进行700℃拉伸时M₂₃C₆的含量低于MC相的含量，可进一步确保钢的高温性能，因此选择V含量为0.5%~0.6%。

图4

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图4 V对平衡态析出相的影响

Fig.4 Effect of V on the equilibrium precipitation phase (a) 0.1% V, (b) 0.2% V, (c) 0.3% V, (d) 0.4%V, (e) 0.5%V, (f) 0.6%V

Cr是M₂₃C₆相的重要组成元素^[17,18]。从图5可见，随着Cr含量的降低M₂₃C₆相的析出量随之降低，固溶温度也由800℃降低。Cr含量为1%时M₂₃C₆的固溶温度为660℃。在高温拉伸时确保M₂₃C₆完全固溶于基体中，可降低对高温性能的损害。另外，Cr含量的降低能促进MC和M₆C相的析出。基于此，Cr含量应该为0.5%~1.0%。

图5

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图5 Cr对平衡态析出相的影响

Fig.5 Effect of Cr on the equilibrium precipitation phase (a) 3.0%Cr, (b) 2.5%Cr, (c) 2.0%Cr, (d) 1.5%Cr, (e) 1.0%Cr, (f) 0.5%Cr

2.1.2 平衡相图的对比

基于合金元素对析出相的影响，可适当提高Ti和V的含量以利于抑制M₂₃C₆的析出和促进MC相的析出，而适当降低Cr的含量能促进MC相的析出和抑制M₂₃C₆相的长大。据此设计了Fe-0.28C-1.0Cr-3.0Mo-0.8Ni-0.1Ti-0.5V-0.13Nb-0.02Zr，并使用Thermo-Calc软件计算了图6给出的两种钢的平衡相图。可以看出，P0钢的平衡状态以M₂₃C₆相和M₆C相为主，有少量的MC相。改进成分后，P1钢以热稳定性较高的M₂C相为主，M₆C相和M₂₃C₆相大幅减少，且其固溶温度也分别由1000℃和800℃降低到600℃以下，后续热处理时可调整回火温度使其固溶在基体中。同时，模拟计算结果表明，P1钢中还有两种析出温度不同的MC相。

图6

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图6 P0、P1钢的平衡相图

Fig.6 P0 and P1 steel balance phase diagram (a) P0 steel, (b) P1 steel

2.2 700℃下的高温力学性能

图7给出了25Cr3Mo3NiNbZr (P0)钢和实验用钢(P1)在700℃下的高温性能。可以看出，700℃时P0钢的抗拉强度为404 MPa，屈服强度为286 MPa，P1钢的抗拉强度为543 MPa，比P0钢提高139 MPa，屈服强度为409 MPa，比P0钢提高123 MPa，塑性比P0钢有所下降，塑性延伸率由38%降至26.3%，面缩率由87%降至75.5%。

图7

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图7 P0、P1钢的700℃高温性能

Fig.7 700^oC high temperature performance of P0 and P1 steel (a) strength, (b) elongation

2.3 析出相的变化

图8a、b给出了实验用钢在1050℃淬火0.5 h、在640℃回火2 h后析出相的形貌。可以看出，P0钢和P1钢的析出相均为长棒状，表明成分优化使析出相更加细小。图8c、d给出了在700℃高温拉伸析出相的形貌。可以看出，与拉伸前相比析出相有所增大，析出相多呈纺锤状。统计了透射图片中两种实验钢析出相的长度和横截面直径，结果在图9中给出。可以看出，P0钢拉伸前碳化物的平均长度为42.28 nm，大多集中在20~30 nm和30~40 nm，碳化物的横截面平均直径为9.73 nm，大多分布在6~10 nm；在700℃拉伸后，其碳化物平均长度为33.96 nm。根据统计结果，其大多分布在10~30 nm，比拉伸前的尺寸减小，而碳化物的横截面平均直径为12.98 nm，大多分布在10~14 nm。P1钢拉伸前碳化物的平均长度为13.53 nm，大多布在5~15 nm。高温拉伸后长度略有减小，平均长度为10.11 nm，集中分布在5~10 nm。P1钢中的碳化物其横截面直径拉伸前平均值为4.96 nm，高温拉伸后有所粗化，平均直径增大到5.87 nm。

图8

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图8 700℃高温拉伸前后析出相的形貌

Fig.8 Carbide size before and after deformation at 700^oC (a, c) P0 steel before and after deformation at 700^oC, (b, d) P1 steel before and after deformation at 700^oC

图9

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图9 P0钢和P1钢700℃拉伸前后析出相尺寸的变化

Fig.9 Carbides size before and after deformation at 700^oC of P0 steel (a, b) and P1 steel (c, d)

2.4 700℃高温拉伸前后的相分析

根据透射照片统计析出相，只能直观地了解析出相尺寸的变化。还要进行相分析深入了解析出相中元素的含量，以便深入研究合金元素对析出相的影响。表2列出了用相分析测定的700℃拉伸前后M₃C析出量的质量分数。拉伸前P1钢中M₃C相的质量分数为0.44%，P0钢中的为0.89%，是P1钢中的2倍。高温拉伸后两种试验钢中的M₃C相都部分回溶进基体，但是P0钢中M₃C的含量仍然比较高。

表2 700℃拉伸前后试验钢中M₃C相的析出量

Tbale 2M₃C phase precipitation before and after deformation at 700^oC

		The mass fraction of the elements in the M₃C / %
		Fe	Cr	Mo	Ni	V	C*	Σ
P0 steel	Before	0.393	0.201	0.237	0.006	-	0.054	0.891
P0 steel	After	0.208	0.145	0.158	0.0046	-	0.033	0.549
P1 steel	Before	0.207	0.046	0.141	0.0076	0.015	0.026	0.443
P1 steel	After	0.0784	0.019	0.0577	0.0045	0.0074	0.0104	0.177

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表3列出了MC + M₂C相中合金元素的析出量。由于MC相和M₂C相的化学性质接近而无法将其分离，本文只分析MC和M₂C相合金元素的变化。高温拉伸后，两种实验钢中合金元素都有所增加。相分析结果表明，实验钢中主要有Cr、Mo元素。700℃高温和拉伸产生的应力可能促进部分富Mo相析出。对比两种钢中Mo元素的含量，可见P1钢中Mo的析出量比P0钢的少。

表3 700℃拉伸前后试验钢中MC相+ M₂C相的析出量

Table 3 MC and M₂C phase precipitation before and after deformation at 700^oC

		The mass fraction of the elements in the MC + M₂C / %
		Fe	Cr	Mo	Nb	Ti	V	Zr	Σ
P0 steel	Before	0.098	0.458	1.941	0.109	-	-	0.02	2.606
P0 steel	After	0.112	0.517	2.07	0.109	-	-	0.02	2.805
P1 steel	Before	0.065	0.103	1.782	0.13	0.08	0.416	0.018	2.594
P1 steel	After	0.052	0.125	1.919	0.128	0.08	0.401	0.018	2.723

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3 讨论

3.1 析出相的演变

合金结构钢中析出相的尺寸、类型、析出量和稳定性对其力学性能有重要的影响。由图9可见，成分优化的P1钢中析出相明显细化，平均长度和横截面直径都比P0钢的小。按照公式

d_{a e} = \sqrt[3]{\frac{3}{2} l_{a} d_{a}^{2}}

(1)

进行等效替换后^[19]，P0钢和P1钢在700℃拉伸前后析出相的等效球状平均直径列于表4。式(1)中的d_ae为等效球状析出相平均直径，l_a为长棒状析出相平均长度，d_a为长棒状析出相横截面直径。拉伸前P0钢和P1钢的平均直径分别为18.0 nm和7.93 nm，高温拉伸后其平均直径分别为20.47 nm和8.14 nm，粗化率分别为13.7%和2.65%。图10和图11给出了P0钢和P1钢中长棒状碳化物元素的分布，可见长棒状析出相由富Cr和Mo转变为富Mo、V和Cr。文献[20,21]认为，V能降低C、Cr、Mo等元素在析出相中的扩散速率。V作为强碳化物元素先与周围的碳结合并抑制Cr、Mo元素的扩散，从而使析出相细化。因此，与P0钢相比，添加V的P1钢中的析出相更细小。相分析结果表明，P1钢中Mo的析出量比P0钢降低了0.1%~0.2%，进一步证明添加V能降低Mo的扩散速率；同时，Cr的析出量比P0钢减少了0.3%~0.4%。其原因是，V、Mo抑制Cr的扩散，钢中Cr含量的降低也使Cr的析出量减少。文献[11]的结果表明，钢中的V含量由0提高到0.4%，使析出相的尺寸由18.70 nm细化到8.72 nm。这证实了，添加V有利于析出相的进一步细化。另外，通过3DAP研究了V含量对析出相合金元素的影响。结果表明，没添加V的Fe-Cr-Ni-Mo钢中发生了Cr、Mo元素的明显偏聚且偏聚位置相同；而添加0.08%的V使钢中元素的偏聚转变为以Mo、V偏聚为主，而Cr元素呈弥散分布^[8]。从图11可见，在P1钢中添加V使长棒状析出相以Mo、V元素偏聚为主，而与P0钢相比Cr元素的偏聚程度明显降低。

表4 700℃拉伸前后析出相的等效球状平均直径

Table 4 Average size of precipitated phase before and after deformation at 700^oC

Steel	Average size before 700^oC/nm	Average size after 700^oC/nm
P0	18.00	20.47
P1	7.93	8.14

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图10

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图10 P0钢中长棒状碳化物的元素分布

Fig.10 EDS of P0 steel carbide

图11

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图11 P1钢中长棒状碳化物的元素分布

Fig.11 EDS of P1 steel carbide

3.2 700℃高温强化机制

显微组织分析结果表明，P1钢的高温强度源于析出了大量细小的纳米级碳化物，并且高温拉伸后仍保持较高的热稳定性。因此，有必要深入研究其高温强化机制。

随着基体温度的提高实验钢的剪切模量G显著降低，剪切模量与温度之间的关系为^[22]

G_{c a l} = 89334 - 29.688 T (20 ~ 583^{o} C)

(2)

G_{c a l} = 149245 - 99.694 T (583 ~ 911^{o} C)

(3)

由此可见，室温下的G_RT为80.5 GPa，700℃时G_700℃为52.3 GPa，折减率为65%。

在700℃，细晶强化增量可表示为^[23]

Y S_{G} = \sqrt[]{\frac{G_{T}}{G_{R T}}} \cdot \frac{k_{H P}}{\sqrt[]{d_{g}}}

(4)

式中G_T为700℃时的剪切模量，取52.3 GPa；G_RT为室温剪切模量，取80.5 GPa；k_HP为Hall-Petch系数，取600 MPa·μm^{1/2 [24]}；d_g为实验钢700℃时的有效晶粒尺寸。

图12a、b给出了通过EBSD测得的P0钢、P1钢中原奥氏体晶界图。用截线法求得的晶粒尺寸分布在图12c中给出。可以看出，P0和P1钢中的原奥晶粒分别为18.7、7.9 μm。代入式(4)可求得细晶强化增量分别为115 MPa和172 MPa。

图12

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图12 P0钢和P1钢的EBSD和原奥晶界叠加图和原奥氏体的晶粒尺寸统计

Fig.12 EBSD map overlapped with outlined prior austemite grain boundaries (a) P0 steel, (b) P1 steel, and (c) the distributions of prior austenite grain size

在700℃固溶强化增量^[22]

Y S_{S} = \frac{G_{T}}{G_{R T}} \{4570 [C] + 11 [M o] + 3 [V] + 80 [T i] - 30 [C r]\}

(5)

是在室温固溶强化公式的基础上考虑了切变模量的折损率。式中[Mo]为固溶于基体中的质量百分数。

结合相分析结果和使用Thermo-calc软件，求得700℃时P0、P1钢固溶强化增量分别为55 MPa和80 MPa。

根据对透射图片中的碳化物的统计，拉伸后析出相的体积分数为^[25,26]

f = (\frac{1.4 π}{6}) (\frac{N d_{a e}^{2}}{S})

(6)

式中N为统计照片中析出相个数，d_ae为析出相平均直径，S为透射照片面积。由此可计算出，700℃拉伸后P0钢和P1钢中的析出相体积分数分别为3.88%和2.95%。根据Ashby-Orowan公式^[27]和700℃时G的折损率，700℃沉淀强化增量为

Y S_{P} = \frac{G_{T}}{G_{R T}} 8.995 \times 10^{3} \frac{f^{\frac{1}{2}}}{d} l n (2.417 d)

(7)

式中G_RT为室温下剪切模量80.5 GPa，f为析出相体积分数，d为析出相直径。由此可求得700℃时P0和P1钢的析出强化增量分别为220 MPa和367 MPa。

在室温下的马氏体钢板条内有大量的位错，在高温马氏体板条发生一定程度的动态回复使位错部分湮灭。用XRD测得P0钢和P1钢700℃时的位错密度分别为1.9137 × 10¹³ m^-2和4.0526 × 10¹⁴ m^-2。代入^[22]

Y S_{D} = α G_{T} b \sqrt[]{ρ}

(8)

可计算出位错强化增量分别为24 MPa和108 MPa。式 $(8)$ 中α为与晶体结构有关的常数，取0.4；G_T为700℃剪切弹性模量，取5.23 × 10⁴ MPa；b为Burgers矢量，取0.246 nm；ρ为位错密度，单位为m^-2。

图13给出了实验钢的强化增量。从图13a可以看出，实验钢在700℃均以析出强化为主，P1钢的强化增量比P0钢提高147 MPa。使用均方叠加公式式中YS₀为点阵阻力，室温时YS₀取70 MPa^[28]，700℃时考虑到剪切模量的折损率，取45MPa；YS_G为细晶强化增量，MPa；YS_S为固溶强化增量，MPa；YS_D为位错强化增量，MPa；YS_P为析出强化增量，MPa。由此计算出的理论屈服强度YS在图13b中给出。可以看出，P0钢和P1钢位错强化YS的理论计算值分别为260、429 MPa，与实测值相当，析出强化贡献73%强化增量。因此，通过该强化机理能进一步证明细化析出相，提高析出相的热稳定性，有利于提高高温强度。

图13

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图13 试验钢的高温强化增量

Fig.13 Strengthening contributions at 700^oC for P0 and P1 steel (a) the calculated contribution by different factors to yield strength; (b) theoretical and experimental values

4 结论

(1) 成分优化的25CrMo3NiTiVNbZr钢其700℃高温抗拉强度达到543 MPa，高温屈服强度达到409 MPa，比25Cr3Mo3NiNbZr钢提高100 MPa以上。成分优化使25CrMo3NiTiVNbZr钢中的析出相细化至7.93 nm，高温拉伸后仍约为8.14 nm，使其具有良好的热稳定性。

(2) 25CrMo3NiTiVNbZr钢和25CrMo3NiTiVNbZr钢在700℃的固溶强化差别很小，其高温性能提高的主要原因是析出强化。钢中尺寸更小、热稳定性更高的纳米级碳化物，有利于提高其高温性能。

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