CN103045962A - 蒸汽温度超超临界火电机组用钢及制备方法 - Google Patents

Abstract

一种蒸汽温度超超临界火电机组用钢及制备方法，属于耐热钢技术领域。该钢的化学成分重量百分数为：碳：0.06～0.10％；硅：0.1～0.5％；锰：0.2～0.8％；磷：≤0.004％；硫：≤0.002％；铬：8.0～9.5％；钨：2.5～3.5%；钴：2.5～3.5%；铌：0.03～0.07%；钒：0.10～0.30％；铜：0.80～1.20％；氮：0.006～0.010%；硼：0.010～0.016%；稀土铈：0.01～0.04％；镍：≤0.01％；铝：≤0.005%；钛：≤0.01%；锆：≤0.01%；余量为铁及不可避免杂质元素。优点在于，可用于650℃蒸汽参数超超临界火电机组的G115钢及其大口径锅炉管制备，室温力学性能、冲击性能、高温力学性能和持久性能均远远高于GB5310和ASME标准中的P92钢。

Description

蒸汽温度超超临界火电机组用钢及制备方法

技术领域

本发明属于耐热钢技术领域，特别是提供了一种蒸汽温度超超临界火电机组用钢及制备方法，可用于650℃蒸汽参数超超临界火电机组的G115钢及其大口径锅炉管制备。

背景技术

我国经济高速发展，资源和能源短缺已成为瓶颈问题。近年国家发展对电力需求之大和增速之快，大大超出国家原定的电力发展规划，以至于对2020年电力需求的预测不得不做多次修正，规划的总装机容量已从9.6亿kWh调整到16亿kWh。在未来相当长的一段时间内，以燃煤发电机组为绝对主力的火力发电将仍然是中国电源结构的绝对主体，这是由中国的自然资源和国情所决定的。煤是一种化石燃料，储量有限，不可再生, 燃煤发电过程产生和排放大量的CO₂、SO₂、NO_x，污染环境，而提高火电机组运行参数是实现节能减排的最重要手段。机组运行参数越高，机组的热效率就越高，煤耗就越低,排放就越少，就越节约资源和能源。

目前世界范围内主要超超临界火电机组的蒸汽参数为600℃，我国自1996年浙江玉环第一台600℃超超临界火电机组投运以来，已先后建成近百台600℃超超临界火电机组。为进一步降低煤耗、提高热效率和降低排放，欧美、日本、韩国等正在研制700℃蒸汽参数超超临界火电机组，我国2010年也启动了700℃蒸汽参数超超临界火电机组研制国家计划。随着蒸汽温度和蒸汽压力的提高，超超临界火电机组对耐热材料的性能提出了更高的要求，主要表现在以下几个方面：（1）更高的高温持久和蠕变强度；（2）优异的组织稳定性；（3）良好的冷、热加工性能；（4）良好的抗氧化和耐蚀性能；（5）良好的焊接性能等。

耐热材料是制约火电机组向高参数发展的主要“瓶颈”问题，而大口径锅炉管和集箱则是“瓶颈中的瓶颈问题”。700℃蒸汽参数超超临界火电机组锅炉中的蒸汽温度是从600℃逐步升温到700℃，各个关键温度段均需要有满足使用要求的候选耐热材料。根据目前的研究结果，马氏体耐热钢P92可用于620℃蒸汽温度以下部分大口径锅炉管制造，镍基耐热合金CCA617可用于650-700℃蒸汽温度段大口径锅炉管制造。由于奥氏体耐热钢的热导率低、热膨胀系数大，不适合用于制造高参数超超临界火电机组的大口径锅炉管，目前世界范围内在620-650℃蒸汽温度段尚无成熟的可用于大口径锅炉管制造的耐热材料。把镍基耐热合金应用于650℃以下温度段管道的制造，在电站经济性上基本上是不可接受的。可行的方案只能是在P92钢的基础上，把铁素体型耐热钢使用温度的上限推进到650℃，该温度已经接近铁素体型耐热钢使用的极限温度，因此新钢种的研发技术难度非常大。

日本Takashi Sato等人申报的美国专利US20090007991A1中介绍了一种基于P92改进型的9%Cr铁素体耐热钢9Cr0.5Mo1.8WNbVN，该专利内容仅仅是实验室阶段的研究成果，没有工业试制数据支撑。日本国家材料研究所（NIMS）的Fujio Abe等人研发的9Cr3W3CoBN系马氏体耐热钢（MARBN）具有优异的高温持久强度，其持久强度数据明显高于P92钢，且日本住友金属公司试制了MARBN钢大口径锅炉管，该钢有望用于先进超超临界电站650℃蒸汽温度段的大口径锅炉管制造。与9Cr0.5Mo1.8WNbVN 钢相比，9Cr3W3CoBN钢650℃温度下持久强度的提升主要得益于所谓的“B冶金”强化机制（见Abe等人近年发表的技术文献）。

本发明是在“多元素复合强化”理论指导下，结合MARBN钢的研究基础，通过添加沉淀析出型元素Cu以进一步提高发明钢的强度，充分发挥B冶金强化作用，进一步提高发明钢高温下晶界的强度和韧性，同时控Ni控Al，控制B和N元素之间的配比，根据上述成分优化设计和试验结果，提出了发明钢的最佳化学成分控制范围。根据实验室研究和两轮工业试制实践，专利发明人提出了采用该发明钢制造大口径锅炉管的冶炼、热加工和制管工序，提出了最佳热加工工艺和最佳热处理工艺制度。该发明钢的钢铁研究总院企业牌号为G115钢。

发明内容

本发明的目的在于提供一种蒸汽温度超超临界火电机组用钢及制备方法，涉及一种锅炉钢的最佳化学成分范围、最佳热加工工艺和最佳热处理工艺，适用于先进超超临界火电机组的大口径锅炉管和相关管道的制造。

本发明包括三部分内容，其一为基于“多元素复合强化”理论和“热强钢晶界工程学原理”的窄范围成分匹配与精确控制技术；其二为基于大口径厚壁锅炉管工业生产的冶炼-热加工工序搭配及其最佳热加工工艺；其三为基于工业生产现场的大口径厚壁锅炉管最佳热处理工艺。上述三部分内容作为一个整体提供了一种生产迄今为止具有最高热强性能的用于650℃蒸汽温度段超超临界火电机组大口径厚壁锅炉管的方法，超越了Takashi Sato等和Fujio Abe等的研究成果，不仅在实验室而且在工业生产现场把铁素体耐热钢的使用温度上限成功地从620℃推进到650℃，在理论上和实践上均实现了创新。

本发明的650℃蒸汽温度超超临界火电机组用钢的化学成分重量百分数为：碳：0.06～0.10％；硅：0.1～0.5％；锰：0.2～0.8％；磷：≤0.004％；硫：≤0.002％；铬：8.0～9.5％；钨：2.5～3.5%；钴：2.5～3.5%；铌：0.03～0.07%；钒：0.10～0.30％；铜：0.80～1.20％；氮：0.006～0.010%；硼：0.010～0.016%；稀土铈：0.01～0.04％；镍：≤0.01％；铝：≤0.005%；钛：≤0.01%；锆：≤0.01%；余量为铁及不可避免杂质元素。

1．G115钢的窄范围成分匹配与精确控制

本发明钢的最佳化学成分控制范围（重量百分比）如表1所示:

表1 发明钢最佳化学成分控制范围(wt%)

对于主要化学成分的选取理由如下：

把铁素体耐热钢的使用温度上限从620℃推进到650℃具有非常重要的意义，但在技术尚存在非常大的困难，迄今世界范围内尚未取得重要突破。本发明钢充分挖掘“多元素复合强化”理论，以组织中无δ铁素体为主成分（Cr、W、Co、Ni）设计原则，在此基础上考虑固溶强化（Cr、W、无Mo、Co等）、沉淀析出强化（Nb、V、Cu、Ti、Zr等）、亚结构强化和位错强化对发明钢高温热强性的贡献。同时，本发明钢充分利用“热强钢晶界工程学原理”，通过B、N、Al等元素的匹配和精确控制，实现发明钢高温下晶界强化，通过提高高温下晶界强度这个“短板”，来有效提高发明钢的650℃持久强度。上述成分设计与研制的热加工和热处理工艺相结合，使本发明钢在650℃下具有优异的高温持久性能。

碳：C可以和Cr、W、V和Nb等元素形成析出物，析出碳化物可通过弥散强化等方式提高材料的持久蠕变性能。但是碳含量过高可能致使析出的碳化物过多，消耗固溶元素（如Cr、W）过多，从而对持久蠕变性能和耐蚀性能产生负面影响。另一方面，过高的C含量对焊接性能不利，因此本发明钢的C含量范围控制在0.06-0.10%。

硅：Si对提高材料基体的强度和抗蒸汽腐蚀性能有利，但过高的Si含量对材料的冲击韧性不利。经验表明材料的持久强度随着Si含量的增加而降低。因此本发明钢Si含量范围选取为0.10-0.50％。

锰：Mn既可以提高热加工性能，也可稳定P、S等。当Mn含量低于0.2%时，Mn起不到明显作用。当Mn含量高于1%时，组织中可能会出现第二相，对材料的冲击韧性有害。因此本发明钢选取Mn含量为0.2-0.8%。

磷、硫：钢中P和S的存在是难以避免的，它们对材料的性能有诸多不利的影响，其含量应尽可能低。本发明钢要求P含量低于0.004%，S含量低于0.002%。

铬：Cr是本发明钢中抗蒸汽腐蚀和抗热腐蚀最重要的元素。随着Cr含量的增加，钢的抗蒸汽腐蚀性能明显增加。但研究表明，当Cr含量过高时，钢中将产生δ铁素体，从而降低材料的高温热强度。同时相关试验研究也表明，当Cr含量为9%时，钢的持久强度最高。考虑到高温热强性是该类钢的短板，因此，本发明钢选取Cr含量范围为8.0-9.5%。

钨：W是典型的固溶强化元素，由于W的原子半径比Mo的原子半径大，W元素固溶引起的晶格畸变比Mo元素大，所以W元素的固溶强化效果比Mo元素明显。试验研究表明，在其它条件不变的情况下，随着W含量的升高， 9%Cr钢在W含量为3%左右时其10000小时持久强度具有最大峰值，当W含量超过3%时，会导致δ铁素体的产生，对钢的综合性能有非常不利的影响。所以本发明钢的W含量范围控制在2.5%到3.5%之间。

钴：由于本发明钢中含有较高的Cr-W固溶强化元素和Nb-V沉淀强化元素等铁素体形成元素，为抑制钢中δ铁素体的形成，在钢中加入奥氏体形成元素Co将在显著抑制δ铁素体形成的同时，对钢的其它性能基本没有不利影响。研究发现，在650℃条件下钢中加入3%左右的Co元素对钢的持久强度具有最有利的影响。因此本发明钢的Co含量范围控制在2.5%到3.5%之间。

铌：Nb可以与C、N结合形成细小弥散的MX型第二相析出物Nb(C,N)，该类析出物细小、弥散，尺寸基本为纳米级，在高温服役过程中组织稳定性很好，可有效提高材料的高温持久强度。当Nb含量低于0.01%时，强化效果不明显。当Nb含量高于0.2%时，正火后会有大量含Nb的未溶第二相。因此本发明钢选取Nb含量为0.03-0.07%。

钒：与Nb类似，V与C，N可以形成细小弥散的第二相析出物V(C,N)。形成的第二相尺寸在高温长时条件下保持稳定，不易粗化，可以有效的提高材料的高温持久强度。当V含量低于0.1%时，强化效果不明显。当V含量高于0.4%时，持久强度又开始下降。因此本发明钢把V含量控制在0.1-0.3%之间。

铜：Cu固溶在基体中可以牵制位错移动从而降低蠕变速率，Cu也可以在耐热钢中形成弥散分布的纳米富铜相，钉扎位错，提高耐热钢的热强性。当Cu含量低于0.5%时，Cu元素基本固溶在基体中，析出的纳米级尺寸的富铜相数量少，强化效果弱。当Cu含量高于3%时，会严重降低钢的高温塑性。因此本发明钢控制Cu含量的范围为0.8-1.2%。

氮和硼：如前所述，N可以与V，Nb形成细小弥散第二相颗粒，显著提高材料的高温持久强度。但是由于发明钢中含有较高含量的B元素，当N含量过高时，可能会与B元素结合成粗大的BN颗粒，在本身严重弱化钢的强韧性的同时，还将消耗用于晶界强化的B元素，从而严重损害钢的高温持久强度。日本金属材料研究院（NIMS）和中国钢铁研究总院（CISRI）的实验研究（见Sakura等人和包汉生等人发表的文献）已经表明，N含量与B含量之间存在一个配比区间，在该配比区间内既可以避免粗大的BN形成，同时还可以大幅度提升铁素体耐热钢在650℃温度下的长时持久强度。通过添加B来提高铁素体耐热钢乃至部分镍基耐热合金持久强度近年已获得应用，并已产生明显效果。但是B在铁素体耐热钢中的作用机理以前还没有明确描述。在本发明钢的研制过程中，发明人的定量试验研究表明B元素除在晶界析出强化晶界外，更进入铁素体耐热钢晶界及晶界附近析出的M₂₃C₆碳化物中，形成M₂₃(C_0.85B_0.15)₆碳硼化物。与M₂₃C₆碳化物相比，M₂₃(C_0.85B_0.15)₆碳硼化物在650℃长时试验中具有更好的稳定性，粗化缓慢，从而大大延缓了铁素体耐热钢晶界的弱化进程。在较高使用温度下，铁素体耐热钢的晶界是薄弱环节，是组织退化和失稳的“短板”所在，提高铁素体耐热钢的晶界稳定性就可以显著提升该类钢的高温持久性能。这就是所谓的铁素体耐热钢的“晶界工程学”问题。根据试验研究的结果，建议本发明钢的N含量范围控制在60-100ppm，B含量控制在100-160ppm。发明人的工业实践已经表明上述B和N的成分配比控制范围不容易控制，但这确是需要努力达到的目标。

钛、锆：Ti和Zr很容易与C、N形成化合物，影响V、Nb与C、N的析出强化效果。同时会形成TiN化合物，由于TiN的溶解温度高，无法通过热处理的方法进行回溶并二次析出，难以调控其尺寸。为了避免形成如TiN类析出物，本发明钢严格控制Ti和Zr的含量低于0.01%。

铝：尽管加入Al元素对提高体素体耐热钢的抗氧化性能有利，但Al与N有较强的结合倾向，对钢中N元素作用的发挥有不利的影响，因此本发明钢严格控制Al含量在50ppm以下。

镍：Ni是奥氏体形成元素，对稳定铁素体型马氏体组织有积极作用，但Ni对材料的持久强度有不利影响。在保证钢中无δ铁素体的前提下，要尽可能降低Ni元素的含量。因此本发明钢控制Ni含量在0.01%以下。

稀土元素铈：发明钢中添加Ce有助于提高钢的持久性能和改善热塑性。本发明钢中Ce含量范围控制在0.01-0.04%。

此外，五害元素越低越好，氢和氧的含量也要严格控制，使之处于尽可能低的水平。低的氢氧含量对制定生产工艺和保证大口径管最终性能具有重要作用。

本发明的工艺及其控制的技术参数如下：

（1）冶炼和热加工：可采用EAF+AOD+保护气氛ESR或VIM+保护气氛ESR工艺流程冶炼，也可以采用其他适合的工艺流程冶炼。冶炼钢锭（或电极棒）需及时退火处理，退火工艺为870℃±10℃炉冷，退火后钢锭（或电极棒）可采用包括热挤压和斜轧穿孔在内的适合的制管方法制作大口径钢管。

图1为G115钢的热加工图（应变量为0.5），图中没有失稳区。在进行应变量为0.9的试验测试中，也只是在很少一部分区间出现组织失稳，说明G115钢具有优异的热加工变形性能。推荐最佳热加工温度为1160-1180℃±10℃，最低热加工温度应高于950℃。热加工后钢管或管坯，应根据后续工艺安排及时进行适合的退火处理。

（2）热处理制度：奥氏体化+空冷/控制冷却，回火+空冷；奥氏体化温度为1100℃±10℃，保温1小时（可根据管道尺寸规格调整保温时间）后空冷（根据管壁厚可选择控制冷却）；冷却到室温后再回火，回火温度为760℃±5℃，保温3小时后空冷。

试验测得的典型G115钢的CCT曲线如图2所示，即使按图中最慢冷却速率100℃/h，G115钢的组织依然为完全马氏体组织。因此，G115钢管一般采用正火处理即可。工程上考虑到大口径管的壁厚因素，可采用控制冷却或淬火处理。

在制定奥氏体化温度时要考虑钢中析出物的回溶，如图3所示，Thermo-Calc热力学软件计算结果表明G115钢的析出相在1080℃时可完全回溶。试验结果如图4、图5、图6所示，奥氏体化温度为1040℃时，钢中有大量未回溶析出相。奥氏体化温度为1100℃时，钢中析出相已大量回溶，只有少部分未回溶。奥氏体化温度为1140℃时，钢中的析出相已完全回溶。

图7至图13为不同奥氏体化温度处理后G115钢的晶粒度照片和晶粒尺寸统计。可见，在1080-1120℃之间时，晶粒尺寸比较稳定，适宜工业生产。

不同奥氏体化温度处理+不同温度回火处理后发明钢的650℃强度和室温冲击性能如图14至图16所示，在试验温度范围内奥氏体化温度的变化对发明钢的高温强度基本影响不大，但对室温冲击性能有明显影响。

当奥氏体化温度为1100℃时，钢中的析出相大量回溶，只有少许析出物未溶，晶粒度稳定，高温强度高，冲击性能很好，所以选择确定1100℃为最佳奥氏体化温度。

表2  G115钢不同回火温度的析出相尺寸、平均间距

表3  G115钢不同回火温度下的位错密度

表4  G115钢不同回火温度下的板条宽度

图17至图24和表2、表3、表4描述和列出了740℃、760℃和780℃回火条件下本发明钢的组织性能情况，从上述组织描述和性能统计可看出，G115钢在上述研究的回火温度范围内，析出相的尺寸随着回火温度的升高而增加，平均颗粒间距减小，强化效果增强。位错密度随着回火温度的升高而降低。板条宽度随着回火温度的升高而粗化。计算表明，板条亚结构强化起着非常重要的作用。但在高温长时服役过程中板条亚结构易宽化，需要大量弥散细小的析出相钉扎才能使其稳定，因此在选择回火温度时，要综合考虑板条亚结构强化和析出相的有效钉扎。通过对比不同回火温度下的高温强度和冲击功，发现740℃回火时，冲击功过低，可能不满足实际使用要求。780℃回火时，高温强度较低，析出相尺寸较粗，位错密度低，板条宽度也较宽，初始强化效果弱。而760℃回火时，析出相数量较多，尺寸也较细，位错密度保持在较高的范围，板条宽度也较细，高温强度适中，冲击功较高，选择760℃回火为最佳回火温度。

综上所述，选择和确定1100℃±10℃*1h A.C. （可根据管道尺寸规格调整保温时间和冷却方式）+ 760℃±5℃*3h A.C.为G115钢的最佳热处理制度。

本发明钢的性能

按上述最佳成分设计、最佳加工工艺和最佳热处理工艺工业规模生产的发明钢大口径厚壁钢管的力学性能可达到：

（1）室温力学性能：试验温度为23℃时，R_p0.2 (σ_0.2) ≥600MPa，Rm(σ_b) ≥750MPa，A (δ_0.5) ≥20%，Z ( Ψ) ≥65%，HB ≤250。

（2）冲击性能：试验温度23℃时，沿管道纵向的冲击功为：一组3个试样平均值 A_kv2 ≥62J （一组3个试样最小值 ≥54J）。沿管道横向的冲击功为：一组3个试样平均值 A_kv2 ≥50J （一组3个试样最小值≥45J）。试样均为夏比V型切口A型。

（3）高温力学性能：试验温度为650℃时，R_p0.2 (σ_0.2) ≥325MPa，Rm (σ_b) ≥370MPa，A (δ_0.5) ≥20%，Z ( Ψ) ≥80%。

（4）本发明钢G115大口径厚壁管的持久性能：650℃按ASME规范外推10万小时持久强度 ≥100MPa。

对比钢P92管在GB5310标准中要求：试验温度为23℃时，R_p0.2 (σ_0.2)≥440MPa，Rm (σ_b) ≥620MPa，A (纵，δ_0.5)  ≥20%，A (横，δ_0.5) ≥16%，HB ≤250，A_kv2(纵) ≥40J，A_kv2(横) ≥27J。650℃的10万小时持久强度 ≥61MPa[该数据实际上为T92的数据，P92的实际性能数据要低于T92]。在ASME标准中P92钢的数据要求：试验温度为23℃时，R_p0.2 (σ_0.2) ≥440MPa，Rm (σ_b) ≥620MPa。

本发明钢的室温力学性能、冲击性能、高温力学性能和持久性能均远远高于GB5310和ASME标准中的P92钢，也高于日本Abe等人发明的MARBN钢管的持久强度（文献报导值）。发明的G115钢管的650℃持久强度目前居于世界领先水平。

附图说明

图1为本发明的G115钢的热加工图（应变量为0.5）。

图2为本发明的G115钢的CCT曲线 。

图3为本发明的G115钢的Thermo-Calc计算相图

图4为本发明的G115钢在1040℃奥氏体化后的组织

图5为本发明的G115钢在1100℃奥氏体化后的组织

图6为本发明的G115钢在1140℃奥氏体化后的组织

图7为本发明的G115钢在1040℃奥氏体化后的金相照片

图8为本发明的G115钢在1060℃奥氏体化后的金相照片

图9为本发明的G115钢在1080℃奥氏体化后的金相照片

图10为本发明的G115钢在1100℃奥氏体化后的金相照片

图11为本发明的G115钢在1120℃奥氏体化后的金相照片

图12为本发明的G115钢在1140℃奥氏体化后的金相照片

图13为本发明的G115钢在不同奥氏体化温度处理后的原奥氏体晶粒尺寸

图14为本发明的G115钢在不同奥氏体化温度+回火处理后的650℃抗拉强度

图15为本发明的G115钢在不同奥氏体化温度+回火处理后的650℃屈服强度

图16为本发明的G115钢在不同奥氏体化温度+回火处理后的室温冲击

图17为本发明的G115钢在740℃回火后的析出相

图18为本发明的G115钢在760℃回火后的析出相

图19为本发明的G115钢在780℃回火后的析出相

图20为本发明的G115钢在740℃回火后的板条

图21为本发明的G115钢在760℃回火后的板条

图22为本发明的G115钢在780℃回火后的板条

图23为本发明的G115钢在不同回火温度下的650℃高温强度

图24为本发明的G115钢在不同回火温度下的室温冲击

图25为本发明的G115钢实施例在650℃不同应力下的持久断裂时间

图26为本发明的G115钢实施例在650℃不同氧化时间下的氧化增重

具体实施方式

把采用上述方法（工业）试制的发明钢（管）的性能与迄今比较成熟和正在研制的最先进的同类钢种的性能进行了比较。表5列出了4种对比钢的典型化学成分，其中1#为钢铁研究总院和宝钢股份工业试制的本发明钢的大口径厚壁钢管，2#为钢铁研究总院工业试制的化学成份优化控制的本发明钢锻件，3#为日本Abe等人研制的MARBN钢，4#为P92钢。

表5 本发明钢（G115钢）对比实施例

本发明钢(G115钢)实施例的各项性能测试结果如表6-表11所示。从表中可以看出，本发明钢的室温力学性能、高温短时力学性能和长时时效后的高温力学性能均优于P92钢。本发明钢在长时时效后的冲击功与P92钢相当。本发明钢的长时持久性能明显好于P92和MARBN钢，如图25所示。本发明钢的抗蒸汽腐蚀性能优于P92和MARBN钢，如图26所示。

综上所述，本发明钢在长时持久性能明显优化的前提下，室温力学性能、高温短时力学性能和长时时效后的高温力学性能均得到优化，并且抗蒸汽腐蚀性能和长时时效后的冲击功均不低于当前同类耐热钢。因此，本发明钢是在既有铁素体耐热钢基础上的又一次进步，把铁素体耐热钢的使用温度上限成功地从620℃推进到650℃。

表6 本发明钢(G115钢)实施例的室温力学性能

表7 本发明钢(G115钢)实施例的650℃高温短时力学性能

表8 本发明钢(G115钢)实施例在650℃时效后的室温冲击功(J)

表9 本发明钢(G115钢)实施例在650℃时效后的650℃高温短时力学性能

表10 本发明钢(G115钢)实施例在650℃不同应力下的持久断裂时间(h)

表11 本发明钢(G115钢)实施例在650℃不同氧化时间下的氧化增重(mg/cm²)

Claims (3)

1.一种蒸汽温度超超临界火电机组用钢，其特征在于，化学成分重量百分数为：碳：0.06～0.10％；硅：0.1～0.5％；锰：0.2～0.8％；磷：≤0.004％；硫：≤0.002％；铬：8.0～9.5％；钨：2.5～3.5%；钴：2.5～3.5%；铌：0.03～0.07%；钒：0.10～0.30％；铜：0.80～1.20％；氮：0.006～0.010%；硼：0.010～0.016%；稀土铈：0.01～0.04％；镍：≤0.01％；铝：≤0.005%；钛：≤0.01%；锆：≤0.01%；余量为铁及不可避免杂质元素。

2.根据权利要求1所述的蒸汽温度超超临界火电机组用钢，其特征在于，

室温力学性能：R_p0.2 (σ_0.2) ≥600MPa，Rm (σ_b)≥750MPa，A (δ_0.5) ≥20%，Z ( Ψ) ≥65%，HB≤250。

室温冲击性能：沿管道纵向的冲击功为：平均值 A_kv2≥62J ，最小值≥54J；沿管道横向的冲击功为：平均值 A_kv2≥50J最小值≥45J）；试样均为夏比V型切口A型。

高温力学性能：试验温度为650℃时，R_p0.2 (σ_0.2) ≥325MPa，Rm (σ_b)≥370MPa，A (δ_0.5) ≥20%，Z ( Ψ) ≥80%。

3.一种制备权利利要求1所述的超超临界火电机组用钢的方法，其特征在于，工艺及其控制的技术参数为：

（1）冶炼和热加工：采用EAF+AOD+保护气氛ESR或VIM+保护气氛ESR工艺流程冶炼，或者采用其他适合的工艺流程冶炼；冶炼钢锭或电极棒，需及时退火处理，退火工艺为870℃±10℃炉冷，退火后钢锭或电极棒采用热挤压和斜轧穿孔的制管方法制作钢管；

（2）热处理制度：奥氏体化+空冷/控制冷却，回火+空冷；奥氏体化温度为1100℃±10℃，保温1小时后空冷；冷却到室温后再回火，回火温度为760℃±5℃，保温3小时后空冷。

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