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由于温室气体排放造成的环境问题压力日益加剧，化石燃料的供应以及价格经常受到国际环境的影响，使得世界上许多国家又把发展清洁能源的注意力又转移到核能中来。目前，我国核电蒸汽发生器传热管用管材仍然依靠进口。故本文研究核电用电蒸汽发生器传热管试验钢800H合金，以及在800H合金基础上添加AI元素Cr20Ni30NbAI(HDG-A)合金的成分、组织、力学性能等特性。
本文采用光学显微镜、X射线衍射仪和扫描电子显微镜等分析手段，对核电用800H合金和HDG-A合金固溶后的显微组织进行研究，测试了这两种合金钢的冲击、室温拉伸和高温短时拉伸力学性能，并观察了断口形貌。显微组织分析表明，800H合金和HDG-A合金两种材料的基体组织为奥氏体，800H合金第二相主要有两种，一种是形状规则数量较少的Ti的氮化物，另一种是呈长条状或斑状主要分布在晶界的Cr的C化物。HDG-A合金的第二相除了Cr的C化物还有Nb的C化物。对两种材料进行了力学性能试验，800H合金和HDG-A合金的室温抗拉强度分别为551Mpa和620Mpa，都远高于ASME标准规定的最低值（标准中最低值为:≥450），尤其是HDG-A，高出规定值40％，延伸率也满足规定值;进行了600℃及700℃高温短时力学性能试验，600℃时，抗拉强度上800H合金和HDG-A合金分别为443Mpa和476Mpa，700℃时，抗拉强度上800H合金和HDG-A合金分别为324Mpa和446Mpa，基本达到或超过SpecialMetalsCorporation给出值，而HDG-A合金均远高于给出值;高温拉伸断口形貌主要为韧窝，深度与室温拉伸断口相比韧窝变大。
为了可在生产中实现产前力学性能预测，确定化学成分、组织、晶粒尺寸的最佳组合，作者和所在的团队在理论研究和试验研究的基础上，结合各研究者实验数据和作者的大量研究结果，用EET理论计算了HDG-A合金的常温拉伸强度。
通过EET理论计算了HDG-A合金的抗拉强度和屈服强度。利用相最强键上的共用电子对数的统计值和相界面电子密度差的统计值计算了该高合金钢固溶后在各种强化机制下的强化增量。奥氏体不锈钢的强化机制包括固溶强化、弥散强化、及晶粒细化。奥氏体不锈钢不存在γ→α→γ相变，所以相的相对数量容易计算。奥氏体不锈钢的强度取决于相及相界面的强度。相的强度与相的键络强弱有关，相界面的强度与相界的应力有关。相的键络强弱可用键上的共用电子数表征，相界的应力可用相界面的电子密度差表征。因此，利用相及相界面的电子结构参数便可计算相应强化机制下得强度增量，从而计算奥氏体不锈钢固溶后的强度。本文就这种新型铁铬镍奥氏体不锈钢进行了计算。高合金钢部分元素含量很高，改变了γ-Fe基体，所以并不存在γ-Fe/γ-Fe-M和γ-Fe/γ-Fe-C-M界面强化;经过分析，计算的强化权重必须乘以此种元素与Fe的含量比值，才能得出高合金中真实的强化权重。通过计算得出，HDG-A的抗拉强度为647.35989MPa、屈服强度为362.70769Mpa，与试验值相比(抗拉强度为620Mpa、屈服强度为341Mpa)比较吻合，由文中的分析可知有部分由于冶炼过程产生纯Nb相存在，可以理解为这就是我们的计算结果略高于试验值得原因。