DLT438-2009“火力发电厂金属技术监督规程”解读

201109中国成都第九届电站金属材料学术年会1DL/T4382009“火力发电厂金属技术监督规程”解读李益民1赵彦芬2梁军3严苏星4蔡文河5林介东61西安热工研究院有限公司；2苏州热工研究院有限公司3神华国华（北京）电力研究院有限公司；4陕西电力科学研究院5华北电力科学研究院有限责任公司；6广东电网公司电力科学研究院摘要对DL/T4382009的修订背景、修订基本原则做了简要介绍，重点介绍了取消低合金钢碳化物、蠕变孔洞的检测监督、蒸汽管道不强制进行蠕胀检测的技术背景和912CR钢制高温部件检验监督技术判据的技术依据。关键词DL/T438金属监督碳化物蠕变孔洞蠕胀检测912CR钢1“火力发电厂金属技术监督规程”的历程1983年由原水利电力部首次颁布SD10783“火力发电厂金属技术监督规程”，为我国电力行业金属监督的第一个标准，1991年第一次修订，由原能源部颁布，标准号改为DL438。2000年第二次修订，由原国家经贸部颁布DL4382000，2009年第三次修订，由国家发展和改革委员会能源局颁布DL/T4382009。2标准属性SD10783、DL43891和DL4382000标准号中均无“/T”，DL/T4382009标准号中加上“/T”。“/T”意为推荐性标准。根据中华人民共和国标准化法、中华人民共和国标准化法实施条例中的规定凡保障人民生命、财产安全、人身健康，环境保护和公共利益的标准，法律、行政法规规定强制执行的标准，是强制性标准。其它为推荐性标准。此后，我国所有的技术标准号中均加上“/T”。中华人民共和国“工程建设标准强制性条文电力工程部分2006”（中华人民共和国建设部发）中涉及电力建设的有三篇“第一篇火力发电工程、第二篇水力发电及新能源工程、第三篇电气输变电工程”，其中“第一篇火力发电工程”中的强制性条文涉及到DL438、DL869“火力发电厂焊接技术规程”、DL/T820“管道焊接接头超声波检验技术规程”、DL/T821“钢制承压管道对接焊接接头射线检验技术规程”中诸多条款。这表明在电力建设阶段相关的金属监督条款为强制性条文。强制性条文具有法规属性，不执行就是违法。强制性条文的法律地位表现主要在以下两点一是明确了强制性条文是参与建设活动各方执行工程建设强制性标准和政府对执行情况实施监督的依据；二是明确了列入强制性条文的所有条款都必须严格执行。3修订的背景和依据原规程DL4382000的修订是依据“中国电力企业联合会部门文件标综20057号文关于转发国家发改委2005年行业标准项目计划电力行业的通知”，修订主要考虑以下情况2000年后颁布了50多个与电力金属检验监督相关的国家、电力、机械、冶金新规程。2000年后颁布了几十个国外相关新标准（ASME、ASTM、DINEN、BSEN）。超临界、超超临界机组新型耐热钢的应用。近几年,我国的超临界、超超临界机组发展迅猛。目前在建及投运的600MW及以上超超临界机组已达200台以上，此类机组的温度、压力高达605左右和26MPA。在如此高的温度和压力下，必然采用一些新的耐热钢。对这些新的耐热钢部件的检验监督是电厂金属工作者一个突出的新问题。目前，国内外对这些新型耐热钢的力学性能、焊接及热处理特性进行了大量的研究，为此类机组的金属监201109中国成都第九届电站金属材料学术年会2督提供技术依据。机组状态检修技术的开展。机组态检修的模式有基于设备风险评估的维修（RISKBASEDMAINTENANCERBM）；可靠性维修（RELIABILITYCENTEREDMAINTENANCERCM）；预知性维修（PREDICTIVEMAINTENANCEPDM）；预防性维修（PREVENTIVMAINTENANCEPM）等。国内目前开展的以机组高温关键部件状态评估和寿命评估为基础的设备状态检修，必然要对机组，特别是机组的关键部件，例如汽轮机转子、汽缸、发电机转子、护环、发电机绝缘、锅炉汽包、汽水分离器，高温联箱、蒸汽管道、高温过热器、高温再热器管的质量状况、材质状态作出评估。4修订的基本原则2006年7月，项目组第一次会议确定了以下修订的基本原则（1）将原规程的“1范围”与“3总则”合并并删减有关内容。（2）引用标准采用最新的版本。（3）取消对高温部件，特别是低合金耐热钢的碳化物检测监督（因为其规律性较差）。（4）取消对高温部件，特别是低合金耐热钢的蠕变孔洞的检验监督（因为在未爆裂的蒸汽管道、高温联箱中，即使运行30多万小时，在光学显微镜下也未检测到确切的蠕变空洞）。（5）不强制要求对新建机组主蒸汽管道、高温再热蒸汽管道进行蠕胀检测。（6）增加对912CR钢制高温部件的检验监督内容。（7）将联箱分为高温联箱和低温联箱，高温联箱监督为独立章节；低温联箱与主给水管道合并写。原来规程将联箱与主给水管道作为一个章节。（8）对喷水减温器联箱的检验监督内容进行增加。（9）原规程将汽轮机与发电机作为一个章节，修订的规程将汽轮机与发电机作为独立章节。（10）取消对发电机中心孔的检验。因为发电机中心孔内有线棒等装置，而可检测的区段很小。（11）对高温螺栓的检验监督与DL439相一致。（12）由于20号钢、碳钢、15CRMO和12CR1MOV、10CRMO910已颁布了相应的球化、石墨化标准，故取消原规程中的附录D、E和F。对所有监督的部件强调制造、安装和机组运行的全过程检验监督。5有关重要条款的修订说明51取消对高温部件，特别是低合金耐热钢碳化物的检测监督火力发电厂高温部件在长期高温运行过程中，金属材料不但会发生珠光体球化（在珠光体钢中）、石墨化（碳钢和钼钢），钢中合金元素还会发生在碳化物与基体间的重新分配，即基体中的合金元素会向碳化物中转移，基体中合金元素出现贫化。另一方面，碳化物的结构类型、数量和分布也会发生变化，变化的结果是力求使碳化物变为更稳定的碳化物类型，并使其分布处于更稳定的状态。上述过程的发生是由于高温下合金元素原子扩散的结果。钢中合金元素在碳化物与基体间的重新分配、碳化物结构类型的变化过程与钢的化学成分、原始组织状态、运行条件（温度和时间）等因素有关。基体中合金元素向碳化物中的转移导致了基体中合金元素的贫化，使钢的基体强度、硬度以及蠕变强度和持久强度下降。所以，原规程736条中有对低合金钢制主蒸汽管道和再热蒸汽管道碳化物中MO含量的规定，但大量的试验检测结果表明碳化物中合金元素的含量规律性较差。表1四川地区火电厂蒸汽管道用钢运行不同时间后碳化物中合金元素含量的测试统计。由表1201109中国成都第九届电站金属材料学术年会3可见无论是同一管道相近两点的试验数据还是相同运行历程的管道不同点处的测试数据，都存在较大的差异。例如，成都热电厂5号炉12CRMO钢制主蒸汽管道，在510下运行60000H三个测点的碳化物中CR、MO元素占基体中该合金元素含量百分比相差一倍以上，而运行170000H的2号炉主蒸汽管道（与5号炉主蒸汽管道运行参数相同）的MO元素含量与运行60000H的相近，无法判断运行时间对MO元素占基体中该合金元素含量的影响。江油电厂3号炉主蒸汽管道与5号至6号炉主汽母管均在540下运行100000H，其CR、MO元素占基体中该合金元素含量百分比也相差一倍以上。而豆坝电厂1号炉主汽管监督段，在540下运行120000H后，不同测点的CR元素含量相差近一倍，MO元素含量相差达33。这表明低合金耐热钢经不同时间运行后，碳化物中合金元素含量占基体中合金元素含量的百分比的数值还比较散乱。在其它的研究报告中也发现过类似的现象。上述试验是在现场用电解法萃取碳化物，然后在实验室进行分析，试验中已排除了管道表面脱碳的影响。表1四川地区一些火电厂蒸气管道用钢不同时间运行后碳化物中合金元素的含量1碳化物中合金元素/基体中合金元素管道名称测点号材料运行时间/温度CRMOV测点113672093测点217184231成都热电厂5号炉主汽管测点312CRMO60000H51026573256成都热电厂2号炉主汽管12CRMO170000H51041294172测点156440829715测点2116949549965豆坝电厂1号炉主汽管监督段测点312CR1MOV120000H54061633339391江油电厂3号炉主汽管10CRMO910100000H54043664018测点229167937江油电厂5号至6号炉主汽母管测点310CRMO910100000H54023647470测点17283375测点211793596重庆电厂31号炉主汽管测点310CRMO91010799H54011024947图1显示了12CRMO和15CRMO钢在高温下运行不同时间后碳化物中MO元素含量占基体中MO元素的百分比。由图1可见数据分散性很大，随着运行时间的增长，分散性更大。（A）12CRMO钢（B）15CRMO钢图1低合金钢运行不同时间后碳化物中MO元素含量2表2列出了淮北电厂2号机组10CRMO910钢制主蒸汽管道经不同时间运行后碳化物中合金元素含量与蠕变强度、持久强度和拉伸强度的变化3。由表2可见随着钢中合金元素从基体向碳化物201109中国成都第九届电站金属材料学术年会4中的转移，钢的蠕变强度和持久强度有所下降，但从61597小时到108471小时，钢的拉伸强度没有变化。表210CRMO910钢不同运行时间后碳化物中合金元素含量与强度的关系碳化物中合金元素/基体中合金元素管样状态运行时间CRMO02MPABMPA5401MPA第一次割管35132H151562441纵508纵892第二次割管61597H142612274纵294横515纵529横862第三次割管108471H1181659295横522横859资料4综述了对1CR05MO和225CR1MO（10CRMO910）钢在高温下碳化物结构衍化的研究结果，表明1CR05MO钢在高温时效过程的开始阶段，基体中的合金元素含量快速减少，晶格参数发生明显变化；随着时效时间的延长，M23C6/M3C的比值增加。其研究结果虽有一定的趋势，但数据的分散度无法建立这些参数与时效历程的定量关系。对225CR1MO钢的碳化物衍化研究结果表明M6C的量占钢中碳化物总量的百分比随着时间的延长和温度的升高而增加，借助于LARSONMILER参数建立的LMP与M6C的关系曲线见图2。由图可见M6C的量随着LMP的增加而增加，但几条曲线差异很大，图中同时显示了钢中磷含量对M6C量的显著影响。图728LMP与M6C的关系曲线23图2LMP与M6C的关系曲线4由前所述可见关于合金元素在碳化物与基体间的重新分配与碳化物结构随运行时间的延长而变化，有的试验结果有一定的规律性，但有的试验结果无明显的规律性，而这些结果与部件的安全运行寿命更无明确的规律，所以对低合金耐热钢在高温长期运行下的碳化物中合金元素的含量和结构的变化规律还需进一步研究，积累数据。鉴于此种状态，在新修订的DL/T4382009火力发电厂金属技术监督规程中取消了原DL/T4382000中对低合金碳化物的检测监督。52取消对低合金耐热钢的蠕变孔洞的检验监督新修订的DL438取消对高温部件，特别是低合金耐热钢的蠕变孔洞的检验监督。金属部件在高温下长期运行产生蠕变孔洞，在镍基合金和奥氏体不锈钢中有显著的特征。但对低合金耐热钢的蠕变孔洞的检测，目前国内外有三种观点。在蠕变第一阶段末第二阶段开始即出现蠕变孔洞；在蠕变第二阶段末第三阶段开始出现蠕变孔洞；低合金耐热钢在蠕变断裂前才出现蠕变孔洞。201109中国成都第九届电站金属材料学术年会5（1）1983年德国学者NEUBAUER和WEDEL研究低合金耐热钢的蠕变孔洞，认为在蠕变曲线第二阶段末、第三阶段初出现蠕变孔洞（见图3），且将蠕变孔洞划分为A、B、C、D四个级别。图3资料5提供的蠕变孔洞分级示意图（2）资料6对安大略水电局火电机组的P11、P22钢制主蒸汽管道、再热蒸汽管道的蠕变损伤进行了长期的研究，表明低合金耐热钢在蠕变第阶段开始就可检测出亚微观尺度的孔洞，也将蠕变孔洞划分为A、B、C、D四个级别（见图4），在A级中又划分为三个小的级别。A级独立的蠕变孔洞个别孔洞在复型面积的25内发现孔洞，孔洞密度小于300NMM2少量空洞在近复型面积50内发现孔洞，孔洞密度在300N1000NMM2密集孔洞孔洞密度大于1000NMM2B级带有位向的蠕变孔洞C级微裂纹D级宏观裂纹图4资料6提供的蠕变孔洞分级示意图（3）1977年瑞士学者ROSSELET，A和英国学者WICKENS，A1980年发表的论文表明7、8对于低合金耐热钢来说，在蠕变断裂前的短时间内才会观察到蠕变孔洞，意味着在蠕变的第、阶段观察不到蠕变孔洞。（4）国内对低合金耐热钢蠕变孔洞的检查结果国内电站金属工作者对12CRMO、15CRMO、12CR1MOV、10CRMO910等低合金耐热钢的蠕变孔洞进行了大量的试验研究。除了在爆裂管裂纹尖端附近发现有确切的蠕变孔洞外，在远离爆口的区段和201109中国成都第九届电站金属材料学术年会6运行中割管样品中均未发现确切的蠕变孔洞，这种爆裂管裂纹尖端附近的蠕变孔洞主要由裂纹尖端的应力集中有关。资料9、10对两个电厂前苏联建造机组运行308万540和385万510小时的121和12钢制主蒸汽母管进行了现场复型金相检查和割管取样试验，在光学显微镜下均未发现确切的蠕变孔洞。图5显示了运行385万510小时的12钢的金相组织形貌。图512取样弯管外弧侧外壁的微观组织400X资料11对几个经长期运行后的蠕变破裂的15CRMO、12CRMO和12CR1MOV钢制主蒸汽管道弯头进行了微观蠕变损伤的研究，结果表明失效管道试样按常规的金相检测方法在显微镜下观察，组织清晰，晶界上有大量的碳化物，在晶界上观察不到蠕变孔洞；将试样抛光腐蚀12次后，在光学显微镜下仍观察不到蠕变孔洞，但在扫描电子显微镜下可见晶界上碳化物与基体有微裂纹；再将试样抛光腐蚀34次后，在光学显微镜和扫描电子显微镜下可观察到沿晶界分布的蠕变“孔洞”形貌（图6），“孔洞”形状与碳化物形状相似，尺寸稍大于碳化物。该“孔洞”实际上是试样经多次抛光腐蚀而使碳化物剥落的痕迹，并非蠕变损伤理论中所述的孔洞。这一研究结果也表明在低合金耐热钢中几乎也未发现蠕变损伤理论中所述的孔洞。图615CRMO钢制蒸汽管道材料多次抛光腐蚀在光学显微镜下观察的蠕变“孔洞”32低合金耐热钢蠕变孔洞的检测关于蠕变孔洞的检查。对于在役的蒸汽管道、高温联箱等部件，主要通过复型金相技术来检测蠕变孔洞，复型金相技术检测蠕变孔洞的原理见图7。复型材料一般为醋酸纤维纸或有机玻璃片。复型技术反映部件金属表面蠕变损伤的准确性与下列因素有关复型材料。有机玻璃片或醋酸纤维纸；与醋酸纤维纸的厚度也有关。根据图7，若采用较厚的醋酸纤维纸，则不能与金相磨面紧密贴合，故不能精确反映部件金属表面蠕变损伤；与磨面抛光后的光洁度有关，光洁度越高，越能精确反映部件金属表面蠕变损伤；与腐蚀工艺有关。资料11对低合金耐热钢制主蒸汽管道弯201109中国成都第九届电站金属材料学术年会7头，将试样抛光腐蚀12次后在光学显微镜下观察不到蠕变孔洞，再将试样抛光腐蚀35次后，才可在光学显微镜观察到沿晶界分布的蠕变“孔洞”形貌。图7复型金相检测原理外壁内壁横截面图8立方体小试样对于从部件上割取的试样，则直接在实验室进行金相检测，在实验室进行的微观组织损伤检查也与检验人的技术水平有关。资料9曾对运行308万小时的121钢制蒸汽管道（运行温度540，压力98MPA）进行了微观组织的损伤检查。对取自弯管外弧侧的同一个立方体小试样的三个面图8，在不同的实验室让不同的检验人员进行金相检验，检验要求各自按其常规进行金相检验的方法进行。图9为某高校实验室在管道外壁进行的金相检验结果，经腐蚀的磨面在扫描电镜下晶界可见明显的蠕变“孔洞”，根据此照片，加之管道已运行308万小时，判断管道的微观蠕变损伤相当严重。由于外壁是管道的外弧面，通常认为蠕变损伤最为严重，故选内壁面在另一实验室进行检查，在光学显微镜下未观察蠕变孔洞（图10），随后，又对试样侧面（管道横截面，包括内外壁面）进行金相检查，其微观组织的形貌与图10相似，鉴于内壁、侧面检查均未见明显的蠕变孔洞，故对外壁面重新进行抛光腐蚀，然后在光学显微镜下观察，其微观组织的形貌也与图10相似。由此排除了晶界的蠕变孔洞。当然，这里未考虑光学显微镜与扫描电镜对晶界蠕变孔洞观察的差异，但试样均为按常规金相制样的工艺进行。图9金相试样A面在扫描电镜下的形貌图10金相试样B面在光学显微镜的形貌对运行308万小时的121钢制蒸汽管道在直段和弯管部位进行了大量的复型金相检查。图11（A）为用较薄的醋酸纤维纸复型后，对复膜直接在光学显微镜直接观察的形貌，其形貌与晶201109中国成都第九届电站金属材料学术年会8界的蠕变孔洞非常相似。若将复膜粘贴在玻璃片上在光学显微镜下观察，则观察不到与图11（A）相似的形貌（见图11（B）。这是由于磨面上晶界碳化物的硬度远高于基体，晶界碳化物的高度高于基体（见图7），较薄的醋酸纤维纸与磨面贴合紧密，若复膜不粘贴在玻璃片上则呈现不平，复膜上较低的部位恰好是磨面上碳化物较高的部位，所以在光学显微镜下观察，晶界碳化物呈现黑色的类似晶界蠕变孔洞的形貌。当复膜粘贴在玻璃片上后，由磨面上碳化物与基体高度差导致的复膜的高度差被展平，所以观察不到晶界黑色的链状“孔洞”。（A）复型膜的直接观察形貌（B）复型膜置于玻璃片上的观察形貌图11121弯管外弧侧外壁的复型金相组织400X综上所述，低合金耐热钢蠕变孔洞的论述有三种观点一种认为在蠕变曲线第阶段末、第阶段初出现蠕变孔洞；一种表明在蠕变第阶段开始就可检测出亚微观尺度的孔洞；一种表明在蠕变断裂前的短时间内才会观察到蠕变孔洞。对运行308万小时的121钢制主蒸汽管道蠕变损伤的研究未发现明显的蠕变孔洞；对15CRMO、12CRMO和12CR1MOV钢制主蒸汽管道爆破弯头的蠕变孔洞的检测表明试样抛光腐蚀35次后观察到的蠕变“孔洞”形貌，实际上是试样经多次抛光腐蚀而使碳化物剥落的痕迹，并非蠕变损伤理论中所述的孔洞。基于此，在新修订的DL/T4382009“火力发电厂金属技术监督规程”中对DL/T4382000中的附录C“蠕变损伤的评级”的内容取消了蠕变孔洞的评判。另外，原国家发展和改革委员会2005年第45号公告已废止了DL/T5511994“低合金耐热钢蠕变孔洞检验技术工艺导则”，表明该工艺导则不能准确检验低合金耐热钢的蠕变孔洞。53关于蒸汽管道的蠕胀检测新修订的DL/T4382009中719条对“对新建机组蒸汽管道，不强制要求安装蠕变变形测点；对已安装了蠕变变形测点的蒸汽管道，则继续按照DLT441进行检验”。根据国内几十年来对蒸汽管道的蠕胀检测，鲜有周向蠕变应变达到1。西固电厂运行308万540小时的12CR1MOV钢制主蒸汽母管，其最大周向蠕变应变仅为07，户县电厂运行385万510小时的12MX钢制主蒸汽母管，其最大周向蠕变应变仅为0264。另外，电厂金属监督人员普遍反映，蒸汽管道的蠕胀检测误差较大，特别是对300MW以上机组的再热蒸汽管道，用很大的千分尺测量，其零点位置由于千分尺的自重会变化，故测量误差更大。而引进的一些国外机组，在管道设计上就无蠕胀检测。从金属材料高温蠕变的规律来讲，在较低应力下随着运行时间的延长，材料会发生蠕变延性耗竭，即塑性越来越降低，蠕变应变量越来越小，甚至未达到1蠕变应变时材料会发生脆化。最终管道的失效可能不是由于蠕变应变超标，而可能是脆性断裂。所以检测管道的周向蠕变应变并不能预防管道的脆性断裂，而主要由材料微观组织的老化程度和力学性能的劣化来判断。201109中国成都第九届电站金属材料学术年会954关于912CR钢制高温部件的检验监督对于超（超）临界机组912CR钢制高温部件的检验监督，除了控制表面质量、内部缺陷、几何尺寸之外，重要的检验控制金相组织与硬度。大量的试验表明此类钢在高温下长期运行，除非组织老化十分严重，一般运行10万H左右其金相组织的变化在光学显微镜下很难分辨，。资料12研究了P92钢在110MPA、600下试验60628小时后微观组织的变化（图12（B），与原始管样的组织形貌相比（图12（A），两者无明显差异。这表明在光学显微镜下难以观察运行时间不长的P92钢的组织变化。故对此类钢强调硬度检测监督。（A）P92原始管组织形貌（B）P92钢管试验60628H断裂试样的金相组织图12P92钢管蠕变后的微观组织形貌（600C,110MPA，距断裂面10MM）表3示出了P91钢不同硬度与拉伸强度的关系。由表3可见硬度偏低（168HB）的90区域材料的拉伸强度不满足ASTMA335规范的要求；硬度为180HB的135的区域材料的拉伸强度略高于标准下限。表3管段不同硬度区域材料的室温拉伸试验结果13试样编号抗拉强度RM/MPA屈服强度RP02/MPA便携式硬度计测量平均值/HB台式硬度计测量平均值/HB15703552565350ZW90357537015016845653505570350HW90656535015016876605058660505ZN9096555001851911066551511650505HN13512665515177180SA335585415注Z为纵向；H为横向；W为外壁；N为内壁。表4示出了P91钢不同硬度焊缝的室温拉伸强度和冲击功。由表4可见低硬度焊缝接头的拉伸屈服强度已接近母材下限；高硬度焊缝的拉伸强度较高，但冲击功远低于GB53102008和EN10216大于40J的要求。表4P91钢不同硬度焊缝的室温拉伸强度和冲击功14201109中国成都第九届电站金属材料学术年会10硬度/HB冲击功AKV/J试样名称WRLHAZWRLHAZRP02/MPARM/MPA母材216、216166164147（纵向）185179182（横向520500510685680680低硬度焊接接头1911941991791861749194117130921201809185420425420625630620高硬度焊接接头2742852092192352201818223319179810190490495490665675670SA335对母材要求415585文献14还对P91主蒸汽管道焊缝的硬度与室温断裂韧度进行了试验研究，结果表明对低硬度焊缝来说，获得的表观启裂韧度和条件启裂韧度分别为0050186MM和020322MM；对高硬度焊缝来说，由图13的不同硬度焊缝的载荷位移（PV）曲线可见，曲线在直线段最大载荷点时突然断裂，无裂纹扩展区段，呈现明显的脆断。因而只能测定裂纹扩展量A02时的脆性失稳裂纹张开位移值CTOD，其最小值和平均值分别为UMIN0015和UP002。试验结果表明，低硬度焊缝具有较高的断裂韧度，高硬度焊缝的断裂韧度则很低。图13不同硬度焊缝的PV曲线根据以上试验结果和有关硬度与材料拉伸强度的标准，新修订的DL/T4382009对此类钢直管段母材的硬度要求应均匀，且控制在180HB250HB，同根钢管上任意两点间的硬度差不应大于30HB；安装前检验母材硬度小于160HB时，应取样进行拉伸试验。对于公称直径大于150MM或壁厚大于20MM的管道，100进行焊缝硬度检验；其余规格管道的焊接接头按5抽检；焊后热处理记录显示异常的焊缝必须进行硬度检验；焊缝硬度应控制在180HB270HB。华能企业标准规定焊缝硬度应控制在180HB250HB。正在修订的DL/T869“火力发电厂焊接技术规程（报批稿）附录F规范性附录）912CR马氏体型耐热钢焊接技术特殊要求”，硬度合格指标为180HB270HB。美国ASMESA335规范中对P91钢只规定了硬度上限值，即小于等于250HB，但无下限值规定。但美国ASME与CSEE（中国电机工程学会）2010年6月在西安举行的超（超）临界火电机组P91/P92钢技术研讨会上，ASME介绍其对912CR钢的最新技术要求，原材料硬度要求为195250HB，考虑到后续加工（例如焊后热处理），要求最小值增加到200210HB。焊前进行硬度检验201109中国成都第九届电站金属材料学术年会11（焊缝2侧，每个截面4点），不小于195HB；焊接热处理后硬度若低于190HB，检查金相组织，重新正火回火；焊接热处理后焊缝硬度高于280HB要重新回火；要求焊缝硬度低于250HB，母材高于190HB。对在役运行的912CR钢制部件,硬度高于190HB可以接受，若低于190HB则要进行金相组织检查；对于硬度为170185HB中间的材料尚不能明确的确定好与坏15。低的硬度除导致T/P91的拉伸强度降低外，还会导致钢的持久强度明显下降。图14和图15示出了硬度对T/P91钢持久强度的影响。由图14可见当硬度低于192HV时，持久强度即有明显降低；当硬度低于162HV时，持久强度的降低则更为严重。由图15可见当硬度为180HB时,持久强度即有明显降低,当硬度为160HB时,持久强度则显著降低。图14硬度对T/P91钢持久强度的影响15图15硬度对T/P91钢持久强度的影响16201109中国成都第九届电站金属材料学术年会126结论对DL/T4382009的修订背景、修订基本原则做了简要介绍，重点介绍了取消低合金钢碳化物、蠕变孔洞的检测监督、蒸汽管道不强制进行蠕胀检测的技术背景和912CR钢制高温部件检验监督技术判据的技术依据。参考文献1樊雪峰，碳化物相成分作为电厂金属技术监督和寿命预测数据的研究，全国第三届电站金属构件失效分析与寿命管理学术会议，1991年4月于张家界2吴非文，火力发电厂高温金属运行，水利电力出版社，3凌德新何军，淮北发电厂2号机组10CRMO910钢主汽管运行108万H材质试验分析及使用期限预测，全国第五届电站构件失效分析与寿命管理学术会议论文集，1997年10月，井冈山4RVISWANATHAN,LIFEASSESSMENTTECHNOLOGYFORFOSSILPOWERPLANTS,PROCEEDINGSOFTHEAMERICANPOWERCONFERENCE,VOLUME57,57THANNUALMEETING,1995,CHICAGO5DRINGBNEUBAUER，CREEPDAMAGEEVOLUTION