2024年4月6日发(作者：贺梦秋)
620℃汽轮机转子13Cr9Mo2Co1NiVNbNB钢的组织稳定
性分析
吴令萍;许存官;陈纪伟
【摘 要】对620℃汽轮机转子锻件(13Cr9Mo2Co1NiVNbNB)进行高温持久考核,
并采用光学显微镜(OM)、场发射扫描电镜(FESEM)和透射电子显微镜(TEM)对高
温持久试验后的试样和原始试样进行了微观组织对比,分析了高温持久试样的组织
稳定性.结果表明,B元素在初生奥氏体晶界聚集,进入M23C6碳化物中替代C形成
M23(C,B)6,并限制M23(C,B)6的长大.持久试样的组织由板条马氏体+M23C6碳
化物+MX相组成,马氏体板条宽度略有增大,M23C6碳化物密度显著提高,分布更加
弥散,其尺寸也略有增加.马氏体板条内形成位错胞亚晶,细小的MX相沿位错胞亚晶
边界析出,对提高材料蠕变强度作用明显.
【期刊名称】《热力透平》
【年(卷),期】2016(045)002
【总页数】5页(P159-163)
【关键词】转子锻件;13Cr9Mo2Co1NiVNbNB;高温持久;微观组织;B元素
【作 者】吴令萍;许存官;陈纪伟
【作者单位】上海电气电站设备有限公司汽轮机厂,上海 200240;上海电气电站设
备有限公司汽轮机厂,上海 200240;上海电气电站设备有限公司汽轮机厂,上海
200240
【正文语种】中 文
【中图分类】TK265
超超临界汽轮机蒸汽温度超过620 ℃，这对用于电站汽轮机关键部件的高强度耐
热钢的性能提出了更高要求。长期以来用于电站汽轮机关键部件的9%～12%Cr
马氏体耐热钢的合金设计和相关技术的发展一直都得到全球范围内的广泛关注[1]。
微量 B 元素的添加可改善 9%～12%Cr 钢的蠕变性能。一方面，B 可替代 C 进入
M23C6 中并延迟其粗化，M23C6 缓慢的长大速率可起到稳定和细化亚结构、改
善蠕变强度的作用[2]；另一方面，B 固溶于马氏体基体中，可与晶格中的空位结
合，降低了基体的自扩散系数，对抑制亚结构的粗化起到积极作用[3]；同时 B 固
溶于马氏体基体中，还可在位错附近形成 Cottrell 气团，抑制位错的运动，进而
提高蠕变变形抗力[4]。
欧洲在COST计划的框架内已经完成了含硼转子钢COST-FB2的开发，其使用温
度可提高到620 ℃[5]。上海汽轮机厂结合国内外的研究成果，率先在国内进行了
620 ℃汽轮机转子材料的推广应用[6]。随着620 ℃汽轮机转子材料的广泛应用，
对含硼9%～12%Cr钢的微观组织进行研究就显得十分必要。
本文对某13Cr9Mo2Co1NiVNbNB转子锻件进行持久试验，对试验前后的微观
组织进行了详细观察与分析，主要包括金相组织以及钢中微结构和析出相等，可为
9%～12%Cr钢添加B控制颗粒相的析出、改善亚结构等方面的工作提供必要的技
术储备。
1.1 试验材料
试样用钢为13Cr9Mo2Co1NiVNbNB，其成分见表 1。该转子锻件采用电渣重熔
的熔炼工艺， 钢锭重约100 t。锻件经多火次的锻造和适当的预备热处理，在1
100 ℃奥氏体化后进行油淬， 并在680～700 ℃下进行回火处理。
从锻件外圆取样进行620 ℃/180 MPa高温持久考核，持久试样经6 217 h断裂。
1.2 试验方法
对持久试验前后的样品进行金相和微结构观察，选试样中部(均匀变形区)和试样断
口附近(颈缩区)，沿轴向截取样品。微观组织观察采用光镜、场发射扫描电镜
(FESEM, JEOL JSM-7001F)、透射电镜(TEM：JEM-2100)及其配备的能谱仪(EDS：
EDAX EDX system)，来观察分析细小析出相和基体微观结构与成分，TEM薄膜
样品采用电解双喷+离子减薄制备而成。 在金相和SEM照片上进行马氏体板条宽
度测量，在TEM照片上进行碳化物尺寸测量。
2.1 锻件的原始组织
图1为13Cr9Mo2Co1NiVNbNB锻件原始态的金相照片和SEM照片。从图1可
以看出锻件调质热处理后的原始组织为单一的板条马氏体结构，马氏体板条宽度为
0.5～0.7μm。M23C6碳化物主要沿马氏体板条边界分布，板条内的M23C6数量
很少，尺寸较小。锻件回火过程中，M23C6起到钉扎板条边界的作用，抑制其长
大变宽。
图2为13Cr9Mo2Co1NiVNbNB 锻件原始态样品的 TEM 明场像，可以发现
M23C6 颗粒数量较多，主要沿板条马氏体边界析出(如图 2 白色箭头所指位置)，
其形状多为长条状。板条内部位错密度较高，位错胞结构较少，也有较少的小于
20 nm的MX相。可见，持久试验早期位错强化对材料的抗蠕变能力起到重要的
作用。
对远离初生奥氏体晶界的基体及初生奥氏体晶界(含 M23C6 颗粒)进行 EDS 分析，
结果如图 3 所示(测试点为箭头所指位置)。结果表明，远离初生奥氏体晶界的区域
EDS 分析未能检测到 B 元素出现的痕迹，而在初生奥氏体晶界附近区域则含有一
定量的 B。
可以看出，锻件原始态样品中B元素主要在初生奥氏体晶界附近聚集。B的添加
有助于C、B与基体中的Cr等元素发生反应，形成尺寸小、数量多的富Cr 的
M23(C,B)6。由于B元素能抑制 M23C6 析出相的长大[2]，因而M23C6尺寸普
遍较小，统计结果显示M23C6的平均尺寸约为60 nm。
2.2 持久试样的微观组织
图 4(a)为经 6 217 h 持久考核试样的金相组织，与原始金相组织相比变化不大，
仍保持板条马氏体结构。经6 217 h 持久试验后，持久试样断口处样品的马氏体
板条宽度增加到 0.8～0.9μm，均匀变形区马氏体板条宽度略有增加。图 4(b)显示
M23C6 颗粒的数量较原始态样品有所增加，M23C6 颗粒沿马氏体边界分布的同
时，在板条内部也有析出。
对经持久试验后的样品进行 TEM 分析。图 5(a)显示持久试样样品组织主要为板条
马氏体+M23C6 结构，但马氏体板条内部存在较多的位错胞和亚晶结构。高温条
件下高密度位错的缠结会产生回复，而演化为位错胞和亚晶结构。
同时 M23C6 颗粒的数量有所增加，马氏体板条边界上和板条内均有 M23C6 颗粒
分布，如图5(b)所示。统计结果显示板条边界和板条内部的 M23C6 颗粒尺寸约
为 90～100 nm，比原始样品60 nm 有所增加。板条内的 M23C6 碳化物主要位
于亚晶界上，是在蠕变过程中形成的，可以起到钉扎亚晶界、限制其长大的作用。
在持久试样样品的薄样品区域总是可以观察到大量MX相的析出，其尺寸小于 20
nm，如图6(a)所示。相比于原始态样品,MX相的尺寸并没有明显长大，说明其结
构可在高温条件下一直保持稳定。MX相在蠕变过程中钉扎位错的滑移，阻碍组织
粗化，并起到弥散强化的作用，因此对提高蠕变强度起到十分重要的作用。图 6(b)
显示 MX相基本上都出现在位错密度高的区域，高密度位错区是蠕变过程中MX
相析出的有利位置，同时MX相可有效钉扎位错的运动， 并造成位错的缠结，进
而增加位错密度以提高材料的蠕变强度。
2.3 蠕变强化机理
Abe 等人[7-8]的研究结果表明，9%Cr 钢中马氏体板条边界迁移引起的板条粗化
与蠕变进入 第三阶段关系密切。板条边界迁移过程中，伴随板条粗化，大量位错
被吸收，使蠕变抗力显著下降，进而诱发蠕变的第三阶段。细小而富B的M23C6
颗粒能够有效阻止板条内位错的运动，阻止马氏体边界的迁移，并延缓蠕变第三阶
段的出现，进而有效地降低蠕变速率，延迟材料的断裂时间。
M23C6颗粒在蠕变过程中主要发挥弥散强化的作用，具有稳定位错、马氏体板条
和亚晶结构的作用，可进一步增强位错强化和亚晶界强化[1]。按照Orowan机制，
弥散强化应力 σor可通过如下公式给出[9]：
σor = 0.8MGb/λ
式中：M为泰勒因素(=3)；G为剪切模量；b 为伯格斯矢量；λ 为粒子间距。
分析结果表明，随着蠕变过程的进行，M23C6 颗粒的数量显著增加，颗粒密度的
增加会减小粒子间距 λ，从而增大弥散强化应力 σor。这说明蠕变开始阶段弥散强
化会逐渐增强。但长时间的蠕变也会导致 M23C6 颗粒尺寸的增加，起到弱化亚晶
结构的作用，M23C6 颗粒尺寸由原始试样的约 60 nm 增加到持久试样的约 100
nm，M23C6 颗粒稳定位错、马氏体板条和亚晶结构的作用已有所降低。
如前所述，持久试验后材料的位错结构发生了很大的变化，马氏体内部由原始样品
中较高密度的位错状态演化为位错胞亚晶结构。在马氏体耐热钢中，亚晶界强化应
力可以通过如下公式给出[9]：
σsg= 10Gb/λsg
式中：σsg 为亚晶粒宽度。
由于位错胞亚晶尺寸(<0.4 μm)小于马氏体板条宽度，因此在蠕变过程中亚晶界强
化的作用更为显著。在持久试验过程中，在外加应力作用下，位错滑移持续进行。
起初在小尺寸M23(C,B)6颗粒的钉扎作用下，位错滑移受到阻碍，使得位错相互
缠结，造成位错密度的提高。随着蠕变的进行，MX相在位错密度高的区域开始析
出，由于其尺寸极为细小，弥散强化效果极强，位错很难穿过MX相，因此位错
缠结越发严重，造成位错密度增高。随着蠕变的继续进行，位错缠结使位错密度越
来越高，使位错滑移难以继续；此时位错为了降低能量需要重排，而位错胞结构具
有较低的能量，因此马氏体板条内部便形成了位错胞亚晶结构，细小的MX相沿
着亚晶边界析出，对亚晶界强化起到重要作用，可以增加材料的长期蠕变强度。
1) 初生奥氏体晶界附近 M23C6中的B含量高于基体，B原子主要进入M23C6
中替代 C 形成M23(C,B)6。因而M23(C,B)6数量更多，尺寸更小，对晶界的钉扎
作用更强；
2) 持久试样组织为板条马氏体+M23C6碳化物+MX相，板条马氏体内有位错胞
亚晶结构，板条宽度略有增大；
3) 持久试样的 M23C6分布较为分散，通常位于板条边界及板条内的亚晶界上，
M23C6颗粒尺寸虽略有增大，但一直阻止板条粗化和亚晶长大；
4) MX相尺寸较小且稳定性很高，往往在位错高密度区析出，有助于保持蠕变过
程中较高的位错密度，增加材料的蠕变强度；
5) 蠕变过程是由位错强化向析出强化+亚晶强化转变的过程，板条内析出的细小
MX相能显著提高材料的蠕变强度。
【相关文献】
[1] ABE F. Precipitate design for creep strengthening of 9% Cr tempered martensitic steel
for ultra-supercritical power plants [J]. Science and Technology of Advanced Materials，
2008, 9(1): 013002-1-013002-15.
[2] ABE F. Effect of boron on long-term stability of 9Cr steel for 650 ℃ boilers
[C]//Proceedings of 38th MPA-Seminar. Stuttgart：MPA，2012: 305-314.
[3] HORIUCHI T, IGARASHI M, ABE F. Improved utilization of added B in 9Cr heat-resistant
steels containing W [J]. ISIJ International, 2002, 42(Sup1):67-71.
[4] GOLPAYEGANI A, LIU F, SVENSSON H, et al. Microstructure of a creep-resistant 10 Pct
chromium steel containing 250 ppm boron [J]. Metallurgical and Materials Transactions
A,2011, 42 (4):940-951.
[5] KERN T, SCARLIN B, DONTH B, et al. The European COST536 project for the
development of new high temperature rotor materials[C]// Proceedings of 17th
International Forgemasters Meeting. Santander, Spain：IFM，2008.
[6] 梅林波，沈红卫，王思玉. 620 ℃超超临界汽轮机机组新型高温转子钢的应用[J].热力透
平,2014,43(3):219-222.
[7] ABE F, NAKAZAWA S, ARAKI H, et al. Role of microstructural instability on creep
behavior of a martensitic 9Cr-2W steel [J]. Metallurgical and Materials Transactions A,
1992,23(2):469-477.
[8] ABE F. Coarsening behavior of lath and its effect on creep rates in tempered
martensitic 9Cr-W steels [J]. Material Science and Engineering A, 2004, 387(1):565-569.
[9] MARUYAMA K, SAWADA K, KOIKE J. Strengthening mechanisms of creep resistant
tempered martensitic steel [J]. ISIJ International, 2001, 41(6):641-653.
2024年4月6日发(作者：贺梦秋)
620℃汽轮机转子13Cr9Mo2Co1NiVNbNB钢的组织稳定
性分析
吴令萍;许存官;陈纪伟
【摘 要】对620℃汽轮机转子锻件(13Cr9Mo2Co1NiVNbNB)进行高温持久考核,
并采用光学显微镜(OM)、场发射扫描电镜(FESEM)和透射电子显微镜(TEM)对高
温持久试验后的试样和原始试样进行了微观组织对比,分析了高温持久试样的组织
稳定性.结果表明,B元素在初生奥氏体晶界聚集,进入M23C6碳化物中替代C形成
M23(C,B)6,并限制M23(C,B)6的长大.持久试样的组织由板条马氏体+M23C6碳
化物+MX相组成,马氏体板条宽度略有增大,M23C6碳化物密度显著提高,分布更加
弥散,其尺寸也略有增加.马氏体板条内形成位错胞亚晶,细小的MX相沿位错胞亚晶
边界析出,对提高材料蠕变强度作用明显.
【期刊名称】《热力透平》
【年(卷),期】2016(045)002
【总页数】5页(P159-163)
【关键词】转子锻件;13Cr9Mo2Co1NiVNbNB;高温持久;微观组织;B元素
【作 者】吴令萍;许存官;陈纪伟
【作者单位】上海电气电站设备有限公司汽轮机厂,上海 200240;上海电气电站设
备有限公司汽轮机厂,上海 200240;上海电气电站设备有限公司汽轮机厂,上海
200240
【正文语种】中 文
【中图分类】TK265
超超临界汽轮机蒸汽温度超过620 ℃，这对用于电站汽轮机关键部件的高强度耐
热钢的性能提出了更高要求。长期以来用于电站汽轮机关键部件的9%～12%Cr
马氏体耐热钢的合金设计和相关技术的发展一直都得到全球范围内的广泛关注[1]。
微量 B 元素的添加可改善 9%～12%Cr 钢的蠕变性能。一方面，B 可替代 C 进入
M23C6 中并延迟其粗化，M23C6 缓慢的长大速率可起到稳定和细化亚结构、改
善蠕变强度的作用[2]；另一方面，B 固溶于马氏体基体中，可与晶格中的空位结
合，降低了基体的自扩散系数，对抑制亚结构的粗化起到积极作用[3]；同时 B 固
溶于马氏体基体中，还可在位错附近形成 Cottrell 气团，抑制位错的运动，进而
提高蠕变变形抗力[4]。
欧洲在COST计划的框架内已经完成了含硼转子钢COST-FB2的开发，其使用温
度可提高到620 ℃[5]。上海汽轮机厂结合国内外的研究成果，率先在国内进行了
620 ℃汽轮机转子材料的推广应用[6]。随着620 ℃汽轮机转子材料的广泛应用，
对含硼9%～12%Cr钢的微观组织进行研究就显得十分必要。
本文对某13Cr9Mo2Co1NiVNbNB转子锻件进行持久试验，对试验前后的微观
组织进行了详细观察与分析，主要包括金相组织以及钢中微结构和析出相等，可为
9%～12%Cr钢添加B控制颗粒相的析出、改善亚结构等方面的工作提供必要的技
术储备。
1.1 试验材料
试样用钢为13Cr9Mo2Co1NiVNbNB，其成分见表 1。该转子锻件采用电渣重熔
的熔炼工艺， 钢锭重约100 t。锻件经多火次的锻造和适当的预备热处理，在1
100 ℃奥氏体化后进行油淬， 并在680～700 ℃下进行回火处理。
从锻件外圆取样进行620 ℃/180 MPa高温持久考核，持久试样经6 217 h断裂。
1.2 试验方法
对持久试验前后的样品进行金相和微结构观察，选试样中部(均匀变形区)和试样断
口附近(颈缩区)，沿轴向截取样品。微观组织观察采用光镜、场发射扫描电镜
(FESEM, JEOL JSM-7001F)、透射电镜(TEM：JEM-2100)及其配备的能谱仪(EDS：
EDAX EDX system)，来观察分析细小析出相和基体微观结构与成分，TEM薄膜
样品采用电解双喷+离子减薄制备而成。 在金相和SEM照片上进行马氏体板条宽
度测量，在TEM照片上进行碳化物尺寸测量。
2.1 锻件的原始组织
图1为13Cr9Mo2Co1NiVNbNB锻件原始态的金相照片和SEM照片。从图1可
以看出锻件调质热处理后的原始组织为单一的板条马氏体结构，马氏体板条宽度为
0.5～0.7μm。M23C6碳化物主要沿马氏体板条边界分布，板条内的M23C6数量
很少，尺寸较小。锻件回火过程中，M23C6起到钉扎板条边界的作用，抑制其长
大变宽。
图2为13Cr9Mo2Co1NiVNbNB 锻件原始态样品的 TEM 明场像，可以发现
M23C6 颗粒数量较多，主要沿板条马氏体边界析出(如图 2 白色箭头所指位置)，
其形状多为长条状。板条内部位错密度较高，位错胞结构较少，也有较少的小于
20 nm的MX相。可见，持久试验早期位错强化对材料的抗蠕变能力起到重要的
作用。
对远离初生奥氏体晶界的基体及初生奥氏体晶界(含 M23C6 颗粒)进行 EDS 分析，
结果如图 3 所示(测试点为箭头所指位置)。结果表明，远离初生奥氏体晶界的区域
EDS 分析未能检测到 B 元素出现的痕迹，而在初生奥氏体晶界附近区域则含有一
定量的 B。
可以看出，锻件原始态样品中B元素主要在初生奥氏体晶界附近聚集。B的添加
有助于C、B与基体中的Cr等元素发生反应，形成尺寸小、数量多的富Cr 的
M23(C,B)6。由于B元素能抑制 M23C6 析出相的长大[2]，因而M23C6尺寸普
遍较小，统计结果显示M23C6的平均尺寸约为60 nm。
2.2 持久试样的微观组织
图 4(a)为经 6 217 h 持久考核试样的金相组织，与原始金相组织相比变化不大，
仍保持板条马氏体结构。经6 217 h 持久试验后，持久试样断口处样品的马氏体
板条宽度增加到 0.8～0.9μm，均匀变形区马氏体板条宽度略有增加。图 4(b)显示
M23C6 颗粒的数量较原始态样品有所增加，M23C6 颗粒沿马氏体边界分布的同
时，在板条内部也有析出。
对经持久试验后的样品进行 TEM 分析。图 5(a)显示持久试样样品组织主要为板条
马氏体+M23C6 结构，但马氏体板条内部存在较多的位错胞和亚晶结构。高温条
件下高密度位错的缠结会产生回复，而演化为位错胞和亚晶结构。
同时 M23C6 颗粒的数量有所增加，马氏体板条边界上和板条内均有 M23C6 颗粒
分布，如图5(b)所示。统计结果显示板条边界和板条内部的 M23C6 颗粒尺寸约
为 90～100 nm，比原始样品60 nm 有所增加。板条内的 M23C6 碳化物主要位
于亚晶界上，是在蠕变过程中形成的，可以起到钉扎亚晶界、限制其长大的作用。
在持久试样样品的薄样品区域总是可以观察到大量MX相的析出，其尺寸小于 20
nm，如图6(a)所示。相比于原始态样品,MX相的尺寸并没有明显长大，说明其结
构可在高温条件下一直保持稳定。MX相在蠕变过程中钉扎位错的滑移，阻碍组织
粗化，并起到弥散强化的作用，因此对提高蠕变强度起到十分重要的作用。图 6(b)
显示 MX相基本上都出现在位错密度高的区域，高密度位错区是蠕变过程中MX
相析出的有利位置，同时MX相可有效钉扎位错的运动， 并造成位错的缠结，进
而增加位错密度以提高材料的蠕变强度。
2.3 蠕变强化机理
Abe 等人[7-8]的研究结果表明，9%Cr 钢中马氏体板条边界迁移引起的板条粗化
与蠕变进入 第三阶段关系密切。板条边界迁移过程中，伴随板条粗化，大量位错
被吸收，使蠕变抗力显著下降，进而诱发蠕变的第三阶段。细小而富B的M23C6
颗粒能够有效阻止板条内位错的运动，阻止马氏体边界的迁移，并延缓蠕变第三阶
段的出现，进而有效地降低蠕变速率，延迟材料的断裂时间。
M23C6颗粒在蠕变过程中主要发挥弥散强化的作用，具有稳定位错、马氏体板条
和亚晶结构的作用，可进一步增强位错强化和亚晶界强化[1]。按照Orowan机制，
弥散强化应力 σor可通过如下公式给出[9]：
σor = 0.8MGb/λ
式中：M为泰勒因素(=3)；G为剪切模量；b 为伯格斯矢量；λ 为粒子间距。
分析结果表明，随着蠕变过程的进行，M23C6 颗粒的数量显著增加，颗粒密度的
增加会减小粒子间距 λ，从而增大弥散强化应力 σor。这说明蠕变开始阶段弥散强
化会逐渐增强。但长时间的蠕变也会导致 M23C6 颗粒尺寸的增加，起到弱化亚晶
结构的作用，M23C6 颗粒尺寸由原始试样的约 60 nm 增加到持久试样的约 100
nm，M23C6 颗粒稳定位错、马氏体板条和亚晶结构的作用已有所降低。
如前所述，持久试验后材料的位错结构发生了很大的变化，马氏体内部由原始样品
中较高密度的位错状态演化为位错胞亚晶结构。在马氏体耐热钢中，亚晶界强化应
力可以通过如下公式给出[9]：
σsg= 10Gb/λsg
式中：σsg 为亚晶粒宽度。
由于位错胞亚晶尺寸(<0.4 μm)小于马氏体板条宽度，因此在蠕变过程中亚晶界强
化的作用更为显著。在持久试验过程中，在外加应力作用下，位错滑移持续进行。
起初在小尺寸M23(C,B)6颗粒的钉扎作用下，位错滑移受到阻碍，使得位错相互
缠结，造成位错密度的提高。随着蠕变的进行，MX相在位错密度高的区域开始析
出，由于其尺寸极为细小，弥散强化效果极强，位错很难穿过MX相，因此位错
缠结越发严重，造成位错密度增高。随着蠕变的继续进行，位错缠结使位错密度越
来越高，使位错滑移难以继续；此时位错为了降低能量需要重排，而位错胞结构具
有较低的能量，因此马氏体板条内部便形成了位错胞亚晶结构，细小的MX相沿
着亚晶边界析出，对亚晶界强化起到重要作用，可以增加材料的长期蠕变强度。
1) 初生奥氏体晶界附近 M23C6中的B含量高于基体，B原子主要进入M23C6
中替代 C 形成M23(C,B)6。因而M23(C,B)6数量更多，尺寸更小，对晶界的钉扎
作用更强；
2) 持久试样组织为板条马氏体+M23C6碳化物+MX相，板条马氏体内有位错胞
亚晶结构，板条宽度略有增大；
3) 持久试样的 M23C6分布较为分散，通常位于板条边界及板条内的亚晶界上，
M23C6颗粒尺寸虽略有增大，但一直阻止板条粗化和亚晶长大；
4) MX相尺寸较小且稳定性很高，往往在位错高密度区析出，有助于保持蠕变过
程中较高的位错密度，增加材料的蠕变强度；
5) 蠕变过程是由位错强化向析出强化+亚晶强化转变的过程，板条内析出的细小
MX相能显著提高材料的蠕变强度。
【相关文献】
[1] ABE F. Precipitate design for creep strengthening of 9% Cr tempered martensitic steel
for ultra-supercritical power plants [J]. Science and Technology of Advanced Materials，
2008, 9(1): 013002-1-013002-15.
[2] ABE F. Effect of boron on long-term stability of 9Cr steel for 650 ℃ boilers
[C]//Proceedings of 38th MPA-Seminar. Stuttgart：MPA，2012: 305-314.
[3] HORIUCHI T, IGARASHI M, ABE F. Improved utilization of added B in 9Cr heat-resistant
steels containing W [J]. ISIJ International, 2002, 42(Sup1):67-71.
[4] GOLPAYEGANI A, LIU F, SVENSSON H, et al. Microstructure of a creep-resistant 10 Pct
chromium steel containing 250 ppm boron [J]. Metallurgical and Materials Transactions
A,2011, 42 (4):940-951.
[5] KERN T, SCARLIN B, DONTH B, et al. The European COST536 project for the
development of new high temperature rotor materials[C]// Proceedings of 17th
International Forgemasters Meeting. Santander, Spain：IFM，2008.
[6] 梅林波，沈红卫，王思玉. 620 ℃超超临界汽轮机机组新型高温转子钢的应用[J].热力透
平,2014,43(3):219-222.
[7] ABE F, NAKAZAWA S, ARAKI H, et al. Role of microstructural instability on creep
behavior of a martensitic 9Cr-2W steel [J]. Metallurgical and Materials Transactions A,
1992,23(2):469-477.
[8] ABE F. Coarsening behavior of lath and its effect on creep rates in tempered
martensitic 9Cr-W steels [J]. Material Science and Engineering A, 2004, 387(1):565-569.
[9] MARUYAMA K, SAWADA K, KOIKE J. Strengthening mechanisms of creep resistant
tempered martensitic steel [J]. ISIJ International, 2001, 41(6):641-653.