在合金鋼和鑄鐵中，添加鉬，可以高效而經濟地獲得以下優勢：
優勢
改善淬透性
降低回火脆性
耐氫腐蝕和硫化物應力腐蝕開裂
提高高溫強度
改善焊接性能尤其是低合金高強度鋼（HSLA) 的焊接性
其最終用途涵蓋以下領域的全部工程產品：
汽車、造船、航空航天
鉆探、采礦、加工
發電設備包括鍋爐、汽輪機和發電機
容器、儲罐和熱交換器
化工和石化
海上油氣、石油專用管材（OCTG）
這些領域的工程材料大都需要鉬來滿足高端應用的性能要求，而添加少量的鉬即可獲得所需的特性。實際上，除了高速鋼和馬氏體時效鋼之外，鉬含量一般在0.2-0.5%之間，很少超過1%。
鉬的冶金學作用
碳鋼中添加合金元素如鉻、鉬、鎢等可改善硬度、強度和韌性等性能。提高低合金鋼強度的經典方法包括：固溶強化、調質處理、析出強化和控制軋制。
在所有這些方法中，鉬都是有效的強化元素。
大多數低合金鋼都經過調質處理即淬火+回火 (Q+T)
硬化
鋼在加熱之后淬火的目的是硬化，即在工件的全部橫截面產生硬化的顯微組織。
當一個圓鋼棒從高達900°C的溫度淬火時，其表面部位將比中心部位冷卻更快。
圖1 圓棒淬火
在實驗室采用末端淬火試驗進行模擬 (Jominy 試驗)。將標準試樣加熱，然后一端進行水淬。樣品的冷卻速率在噴水冷卻的一端最高，相對的另一端最低。樣品冷卻后，打磨表面，獲得硬度分布數據。沿試樣方向硬度的變化反映了不同冷卻速率帶來的金相組織的變化。
圖2 鋼斷面的模擬冷卻
圖3的曲線比較了不同合金含量的鋼的硬度分布。不含鉬的碳錳鋼僅在靠近樣品淬火端的部位硬化，遠離淬火端的部位硬度下降很快。增加鉬含量，則遠離淬火端的部位也可保持較硬的金相組織，這意味著對于較高鉬含量的鋼，可采用較慢的冷卻速率來硬化，淬透性得到改善。淬透性表示鋼材淬硬層的深度。
圖3 喬米尼淬透性曲線：淬透性隨Mo含量增加而提高
標準的調質鋼常常采用一系列合金元素包括錳、鉻、鉬、鎳和硅的組合。
鋼硬化是基于鐵存在兩種晶體結構這一事實：
溫度在912°C以下及1394°C至熔點時，鐵為體心立方晶體結構，叫做鐵素體。較低溫度范圍的鐵素體也被稱為 α 鐵，在較高溫度范圍為 δ鐵。
溫度為912°C至 1394°C時，鐵為面心立方結構，叫做 γ 鐵或奧氏體。將純鐵加熱到 912°C 以上，其結構從鐵素體轉變為奧氏體。當鐵從奧氏體化區域冷卻到912°C以下，不管冷卻速度如何，會形成體心立方結構。
純鐵不能被硬化處理。
添加碳使鐵轉變為可硬化的鋼 (合金元素如錳、鉬和鉻提高了鋼的淬透性)。
碳在鐵中以固溶體和碳化物形式存在。值得注意的是，面心立方結構奧氏體的各個面比體心立方結構鐵素體的各個面大約25%，因此碳在奧氏體中的溶解度明顯大于其在鐵素體中的溶解度。
當碳含量為0.4%的鋼加熱到鐵素體-奧氏體 (α -γ 鐵）轉變溫度之上時，碳和其它合金元素進入寬敞的奧氏體面心立方結構的固溶體中。隨后的冷卻經過γ-α 轉變溫度，進入狹窄的鐵素體結構，它沒有足夠的空間使碳留在固溶體中。
所以，如果冷卻速率低，則在與轉變相關的過程中形成碳化物。因此，室溫下的金相組織由鐵素體和滲碳體組成，鐵素體和滲碳體的片層狀結構叫做珠光體，見圖4。關鍵因素是，有足夠的時間使碳原子移動穿過晶格形成滲碳體，結果形成了較軟的鐵素體和珠光體組織。
圖4 鐵素體-珠光體金相組織 -- 較軟有韌性
metallograph.de提供照片
逐步加快冷卻速率減少了滲碳體的形成。水淬的冷卻速率很快，它完全壓制了滲碳體的形成。在這種情形下，碳被迫進入鐵素體結構的狹窄空間，由此形成的金相組織叫做馬氏體。這是最硬和最脆的鋼，見圖5。
圖5 馬氏體金相組織--硬且脆
metallograph.de提供照片
在普通碳鋼中，僅在靠近淬火表面的區域可達到形成馬氏體所需要的高冷卻速率，而工件內部結構仍然較軟。較大的斷面進行水淬也會有淬火開裂的危險。
這就是鉬和其它合金元素發揮作用的地方。合金元素減慢了碳原子擴散進入鐵晶格的速度，延遲了奧氏體向鐵素體的轉變。因為馬氏體可在較慢的冷卻速度下形成，因此提高了鋼的淬透性。如圖6所示，鉬在這方面的作用非常有效。
圖6 淬透性放大系數表示淬硬深度隨合金元素百分比增加的速度
而且，在中等冷卻速率下，較大橫斷面的鋼尤其是含鉬合金鋼中會形成貝氏體結構。此時，在冷卻過程中發生奧氏體-鐵素體轉變之前，已出現一些碳化物的形核。
在實踐中，調質鋼部件金相組織的成分兼有馬氏體和貝氏體。
回火
淬硬鋼必須進行回火處理即再次加熱，原因有兩個：首先，部件邊部和核心冷卻速率不同造成的內應力必須消除；其次，為避免脆裂，高硬度的馬氏體和貝氏體必須進行軟化處理。
軟化處理必然帶來延展性的改善，強度的損失，碳鋼尤為明顯。而合金元素的重要功能則是延遲回火軟化。
借助鉬形成碳化物的能力，鉬與鉻、釩的精心組合可十分有效地延遲回火過程中強度的喪失并改善斷裂韌性，所產生的回火馬氏體結構，強度非常高且韌性尚可。
圖7顯示了鉬含量對碳含量為0.35%的碳鋼回火處理后硬度的影響。鉬大大延遲了鋼的軟化，當鉬含量足夠高時，硬度曲線甚至會隨著回火溫度的升高而上升，這叫做二次硬化。
圖7 鉬含量對回火軟化的影響
回火二次硬化效應是鉬在高速鋼和某些工具鋼及模具鋼中發揮的重要作用。
回火脆性
當鋼回火后慢速通過450 - 550°C溫度區間時，可能出現回火脆性。這是因為雜質如磷、砷、銻和錫等在晶界的偏析。與其它合金元素和雜質相比，鉬原子非常大，它有效地阻礙了這些元素的遷移，因此可抗回火脆性。
圖8顯示了兩個鋼的韌性-脆性轉變溫度，表示鋼使用溫度的低限而不發生脆性失效。
圖8 兩個回火鋼的韌脆轉變溫度與回火后冷卻速率的關系
兩個鋼，一個不含鉬，一個含0.15%鉬，如果回火后水淬，則具有基本相同的韌性-脆性轉變行為（轉變溫度-50°C)，但是，如果鋼回火后在爐子里慢慢冷卻，情況就不一樣了。鉻鋼的韌脆轉變溫度變成+25°C，而鉻-鉬鋼仍然保持在 -50°C。緩慢的冷卻速率沒有使含鉬鋼脆化，因此，含鉬鋼不太容易發生回火脆性。
氫脆
氫脆和硫化物應力開裂
正如前面所描述的，調質鋼所獲得的強度水平主要是基于馬氏體的高強度，馬氏體金相組織的特征是高密度位錯和高內應力。
遺憾的是，正是這些條件增強了氫在鋼中的擴散，造成氫脆。回火雖然降低了內應力和馬氏體的位錯密度，因而減少了氫的擴散，但是強度也下降到不足的水平。而鉬通過固溶強化作用和與其它合金元素如鉻和鈮共同形成復合碳化物兩種方式有效地減輕了這種影響。
在以硫化氫為氫的主要來源的情況下，氫脆現象被稱為硫化物應力開裂。鉬所具有的抗硫化物應力開裂能力對于開發石油專用管材（OCTG）所需的各類鋼種起了關鍵作用，它們廣泛用于化工、石化和油氣工業。
高溫氫腐蝕
在溫度大約200°C 以上的氫腐蝕環境（對于石油蒸餾和催化重整等工藝是常見的工況條件），碳鋼的使用受到嚴重限制。擴散進鋼中的氫與鋼中的碳結合形成甲烷和其它物質，其結果首先是脫碳，隨后是由于局部氣體壓力大導致的裂紋。
圖9 比較了暴露在540°C的加壓氫氣環境中，各類鋼斷裂強度的損失。未添加合金元素的碳鋼，強度損失明顯，暴露不到50小時，損失原來強度的50%以上；添加0.5%Mo或1%Cr-0.5%Mo之后略有改善，但對于此工況條件還是不夠的。而2.25%Cr + 1% Mo 的合金含量可提供如下程度的保護：經過500小時的暴露之后，原先的斷裂強度絲毫沒有降低。
圖9 鋼的成分和暴露時間對鋼的強度的影響，540°C，63巴加壓氫氣環境
過去將Cr+Mo在這方面的積極作用解釋為碳化物的形成，現在認為是這些元素降低了晶界的能量。無論如何，加入適當含量的Mo和Cr，鋼可抗氫腐蝕，避免脫碳、裂紋和強度損失。
可熱處理工程用鋼
可熱處理鋼的應用貫穿機械工程的全部領域，特別是涉及動態應力的場合。應用實例包括：
汽車部件如曲軸、半軸、轉向部件；
機車建造、造船和重型發動機的軸；
機床和一般機械工程部件；
電廠的汽輪機和發電機軸；
油氣工業的部件和配件；
緊固件如高強度螺栓；
飛機起落裝置和控制部件；
油氣勘探工具等。
表1 標準熱處理工程鋼
鋼種的選擇應針對應用環境，選擇滿足性能要求的牌號。
隨著對較高強度和韌性的需求不斷增長，要求材料提高合金含量以改善淬透性：
非合金鋼的碳含量整體從0.22%提高到0.55%；
然后是一系列 1%Cr 和 1%Cr/0.25%Mo 鋼，碳含量再次從0.25%提高到0.55%；
對于較高應力的部件，采用Cr-Ni-Mo 鋼，Ni和Cr含量均增加至1%-2%之間；
在Ni-Cr-Mo 鋼中，NI含量可高達4%，Mo含量可高達0.7%，以確保部件如發電機軸的完全硬化；
在Cr-Mo-V鋼中，一部分碳被合金元素Mo取代以獲得良好的焊接性能或額外的高韌性，Mo含量可達到0.9%。
對于這些鋼種，鉬最重要的作用是提高淬透性，并且促使在材料的全部橫斷面形成均勻的硬化顯微組織。這從以下系列鋼種可以看出：
表2 非合金化 1Cr、1Cr0.25Mo鋼
添加1%Cr使屈服強度提高了大約50%，再添加0.25%的Mo進一步提高了強度，且完全硬化部分直徑從100mm延長到500mm。
圖1 添加Cr 和 CrMo 元素對調質鋼屈服強度的影響
添加1%Cr 將韌性提高了15%，再添加 0.25% Mo將這一優異的韌性延伸到直徑500mm的橫截面（DIN EN17201對各類幾何形狀熱處理直徑的確定進行了標準化）
圖2 添加Cr 和 CrMo 對調質鋼斷裂韌性的影響
圖3 說明了對于不同的碳含量，添加Cr 和 CrMo 對力學性能的影響。高強度和高缺口沖擊功的良好組合位于曲線圖的右上部分。普通碳鋼中添加1%Cr后，使性能數據向好的方向移動。通過添加0.25%Mo，則使高強度和足夠的韌性進一步得到提升。
圖3 添加Cr 和 CrMo 對力學性能的影響
鉬與高強度低合金鋼
高強度低合金鋼（HSLA）原本是在20世紀60年代為大口徑油氣管道而開發的。油氣項目所用的管線材料，要求比低碳鋼更高的強度和韌性，同時具有低碳鋼良好的焊接性。
油氣工業目前仍然是高強度低合金鋼最重要的應用領域，但汽車行業、海上與陸上工程結構領域目前也大量使用高強度低合金鋼。
目前的高強度低合金鋼金相組織有傳統的鐵素體-珠光體、貝氏體、馬氏體和多相組織。每一種都有熱軋和冷軋產品。當今的高強度低合金鋼的屈服強度從260MPa 到1000 MPa以上不等。
當要求屈服強度必須超過550MPa，或要求特殊的金相組織時，需要在高強度低合金鋼中添加鉬。鉬對于貝氏體（針狀鐵素體）和多相組織（常見于雙相鋼、復相鋼或TRIP 相變誘導塑性鋼中）的形成特別有利。
熱機械軋制工藝及鈮（Nb）、釩（V）和鈦（Ti）微合金化元素的采用這兩項技術進步，使HSLA鋼在大口徑管道中的成功使用成為可能。由于這些技術進展，可以生產制造出更高強度的鋼而不需要成本高昂的額外熱處理。 早期的HSLA管線鋼管通常依靠減少珠光體 - 鐵素體金相組織來使管線鋼達到X60和X65。 但是更高強度的管線鋼需要采用新的工藝路線和新的化學成分等不同的方法來實現。 20世紀70年代和80年代早期的廣泛研究，采用各種Mo-Nb組合的化學成分，成功地開發出比X70更高的強度。 隨著加速冷卻等新工藝技術的引入，可以通過更簡潔的無鉬鋼種設計，開發出更高的強度的鋼種。
主流HSLA管線鋼通常碳含量為0.05-0.09％，錳含量高達2％，及少量（通常最多0.1％）的鈮，釩和鈦的組合。該材料的優選生產路線是熱機械軋制，最大程度使晶粒細化，從而改善機械性能。 晶粒細化是唯一同時提高強度和韌性的強化機制。
然而，由于許多軋鋼廠終軋后無法采用所要求的冷卻速度，甚至沒有所需要的加速冷卻設備，唯一可行的解決方案是選用合金元素如Mo來獲得所希望的材料性能（見表1 和2）。并且，隨著X70成為現代管線項目的材料主力和螺旋焊管的日益普及，在過去的幾年中，對爐卷軋機（Steckel軋機）或傳統的帶鋼熱軋機（HSM）所生產的高性價比厚鋼板和熱軋卷的需求顯著增長。因此，許多鋼廠為滿足當今日益增長的管線需求，重新引入并利用1970年代取得的冶金學成果，采用鉬合金化。
表1 含Mo的X70-80管線鋼
表2 含Mo X70和X80管線鋼的典型化學成分
未來長距離輸氣管道一個明顯趨勢是向更高輸送壓力方向發展，這要求鋼材具備X80的特性或更高的性能。 鋼鐵生產商正在這方面取得良好進展，特別是對于厚斷面熱軋帶鋼。 這里鉬的回歸發揮了重要作用，添加0.1％--0.3％的鉬，不僅有助于生產晶粒度非常細的結構，而且還大大增強了微合金元素所帶來的析出硬化效果。 此外，鉬合金化幫助促進屈服曲線的連續并避免所謂的包辛格效應，這對于采用基于應變的設計規范很重要。
圖1 19mm熱軋鋼板的抗拉強度與鉬含量的關系
中國已建成的第二條西氣東輸油氣管道橫跨近5000公里，大規模采用了具有針狀鐵素體金相組織的X80級管線鋼。 大部分管線采用熱軋厚（18.4 mm）鋼帶制成的螺旋焊管。 管道材料為低C（<0.07％）、含Nb（0.07-0.10％）和Mo（0.2-0.3％）鋼。 即使合金含量很低，最終的成品管道也含有大約10,000噸的鉬。
有一種觀點認為鉬合金化會導致成本劣勢，但經過全面的成本效益分析，可以證明這種觀點是錯誤的。將常用的NbV微合金化X70鋼與當今先進的低碳 NbMo鋼相比較，后者的合金元素成本確實更貴。 但是，由于后者生產工藝效率更高，質量成本更低，因此基于熱軋帶鋼的NbMo鋼制造總成本更低。 此外，NbMo合金鋼的加工制造如同X80。 在項目中使用X80而不是X70，需要的鋼材更少，可以大大節省成本（參見圖2和圖3），因為材料成本約占管道項目總成本的30％。
圖2 X70和X80管坯的生產成本結構（基于2007年平均鐵合金價格）
圖3 在固定輸送壓力下，長250公里、直徑48英寸管道的鋼材消耗量與強度等級的關系。
結構鋼板的應用十分多樣化，其整體趨勢是向強度更高的厚板或特厚板發展。這樣的話，即便最強大的冷卻裝置也可能會達到極限，因此鉬合金化在此變得意義重大。如今，屈服強度高達700MPa 的厚板采用熱機械軋制來生產，取代了較傳統和昂貴的淬火-回火工藝。根據不同的強度和韌性要求，必須采用不同的冷卻方式如加速冷卻（ACC）、強化加速冷卻（HACC）或直接淬火和自回火（DQST）。在這種復雜的鋼中，鉬與其它合金元素如Cr和Ni、以及微合金化元素 Nb, Ti 及B等結合，形成貝氏體或針狀鐵素體等具有極細晶粒尺寸的金相組織。有了高強度鋼，可以采用較薄的板制造結構部件，這樣可節約材料，降低運輸、吊裝和焊接成本。
傳統的高強度低合金結構鋼在常溫下有良好的強度，但在高溫下會嚴重地軟化，因此它們不適合在比環境溫度高得多的溫度下使用。當建筑發生火災時就會出問題。如果火災下鋼結構軟化，則結構會在其自重下坍塌。所以耐火鋼必須能抵抗大約400-700°C 溫度區間的熱激活變形（蠕變）長達若干小時。
在日本，鋼在600°C時必須保持強度最低為所規定室溫屈服強度的2/3，才被認為具有耐火性能。與普通碳鋼相比，添加了Nb、Mo、 V和/或 Ti 的HSLA鋼在高溫下具有較高的強度，其中，MoNb合金鋼（Mo含量高達0.6%）表現最佳。Mo通過鐵素體的固溶強化和 Mo2C 顆粒的二次析出使鋼強化。Nb 使晶粒細化，形成NbC析出相，進一步增加強度。此外，Mo 在NbC與基體界面偏聚可抑制NbC析出物的粗化。
與其它行業相比，汽車工業對輕量化的追求要強烈得多，這帶動了鋼鐵行業前所未有的創新，以便能生產出具有高強度和良好冷成形性的合金材料。當今，乘用車的車身采用高強度鋼的比例可高達80％，其中大部分是傳統的（鐵素體，鐵素體 - 珠光體或貝氏體）高強度低合金鋼，多相鋼的比例不斷增加。成熟鋼種的抗拉強度可達1500MPa，新開發的牌號可達到2000MPa。在屈服強度超過700MPa的汽車用鋼中，Mo合金化有其重要作用。Mo促進了貝氏體金相組織的形成，其具有比鐵素體- 珠光體金相組織更高的強度。這些貝氏體鋼對于結構加固件，車輪，底盤零件和卡車車架特別有用。 Mo與Nb和Ti等微合金化元素的協同作用也引領了超高強度鐵素體鋼的發展，這些鋼的強度是通過大量沉淀硬化獲得的。Mo在這些鋼中的作用是多方面的：
Mo在熱機械軋制期間延遲了微合金化元素的析出；
Mo在熱軋過程中通過晶界的溶質拖曳延遲了再結晶；
Mo延遲了從奧氏體到鐵素體的轉變，從而產生更細的晶粒尺寸；
Mo可防止鐵素體中析出的細小NbC或TiC顆粒的粗化（奧斯特瓦爾德熟化）（圖4）
圖4 添加Mo對鐵素體中Ti/Nb碳化物析出的抗粗化作用
多相鋼如DP（雙相）、TRIP（相變誘導塑性）和CP（復相）鋼可以直接利用軋制熱量或通過采用額外的熱處理（通常在冷軋后）來生產。 后者通常是汽車用鋼常規的做法。 Mo合金化的主要作用是改變CCT曲線中的相區，相區規定了轉變冷卻速率的處理窗口，從而最大程度地減少了最終帶材產品的性能變化。
對于軋制態的雙相鋼，在最終淬火將剩余的富碳奧氏體轉變成馬氏體之前，冷卻模式必須能夠形成足夠的先共析鐵素體基體而不使珠光體成核。 這通常在兩步冷卻過程中實現。 Mo對珠光體“鼻子”有明顯的影響，非常有效地延緩了珠光體的形成。 它對先共析鐵素體反應的延遲作用小得多，因此大大增加了所允許冷卻速率的窗口區間并使生產過程更加穩健。
對于冷軋帶鋼，可通過Ar1和Ar3溫度之間的臨界區退火來調節多相顯微組織中的鐵素體量。 新形成的奧氏體部分在處理期間富含碳，之后在連續退火線（CAL）或連續鍍鋅線（CGL）中，在足夠高的冷卻速率下轉變成馬氏體。 Mo合金化降低了產生完全馬氏體轉變所需的臨界冷卻速率。 因此，仍然可以使用并非專門用于生產DP鋼的CGL，這樣，鋼廠對生產的規劃和安排具有更大的靈活性。
TRIP鋼臨界區退火之后并不立即淬火至馬氏體轉變溫度以下，而是在中間溫度下形成不含碳化物的貝氏體。 在該溫度下保持一段時間后，不含碳化物的貝氏體轉變成殘余奧氏體和貝氏體鐵素體。 鉬使這種貝氏體轉變極為緩慢。 如果保溫時間較長的話，可以獲得TRIP輔助的DP鋼。 減少貝氏體區域的保持時間可得到DP鋼，這是優先轉變成馬氏體的結果。 添加Mo有助于在加工后獲得較高的馬氏體和較低的殘留奧氏體含量，由此顯著地提高了抗拉強度，且不會對焊接性能造成太大的影響（就碳當量而言）。
當無碳化物的貝氏體分解成殘余奧氏體，馬氏體和貝氏體鐵素體等若干組織成分時，則獲得了復相（CP）鋼的顯微組織。 馬氏體組織提高了抗拉強度，貝氏體鐵素體提高屈服強度，殘余奧氏體組織提高延伸率。
通常的Mo合金化HSLA鋼表現出優異的冷成形性能，下圖為測試樣品表現及利用了上述優良性能的汽車部件。其中左上為多次彎曲（“手帕”）測試， 右上為擴孔試驗。左下為高度變形的懸架臂， 右下為成型車輪。
耐熱鋼--牌號與應用
大型汽輪機需要抗蠕變鋼，以確保安全，經濟的運行
圖1 運行條件對發電廠效率和排放的影響
抗蠕變鐵素體鋼目前仍然是全球電廠，煉油廠和石油化工廠的常用材料。這類鋼分為CMn鋼，Mo鋼，低合金CrMo鋼和9-12％Cr鋼。由于各類鋼有很多不同的鋼種，表1僅列出每類鋼的幾個代表性牌號。
不同合金鋼之間化學成分的變化帶來了金相組織的復雜性，導致合金之間的不同強化機制，以及蠕變斷裂強度在數量級上的不同。
P235鋼種及其Nb-微合金化衍生牌號P355是典型的CMn鋼，具有鐵素體 - 珠光體金相組織。碳和錳是對這些鋼的強度影響最為強烈的的合金元素。與P235相比，P355中添加Nb，細化了晶粒尺寸并具有更高的屈服強度，但蠕變斷裂強度的增加很有限，如圖2a所示。兩種鋼的使用溫度限值為400°C。
在Mo鋼中，0.3％鉬帶來的固溶硬化是蠕變斷裂強度增加的主要原因，見圖2a。9NiCuMoNb5-6-4，即廣為人知的牌號WB36，比16Mo3的屈服強度大幅增加，部分原因是由于鈮的晶粒細化效應。銅析出帶來的額外硬化效應也提高了屈服強度。
圖2 耐熱鋼的蠕變-斷裂強度（MPa）
由于蠕變塑性隨著鉬含量的增加而明顯下降，因此鉬強化作用的潛能未被充分利用。Mo鋼另一個應用局限是500℃以上碳化鐵的分解--被稱為石墨化。這兩個問題的解決方案是采用鉻和鉬兩元素組合的合金化。實際上，CrMo鋼是第一個允許發電廠的蒸汽溫度超過500°C的鋼。經典CrMo鋼13CrMo4-5（T/P11）和11CrMo9-10（T/P22）的性能如圖2b所示。這些鋼的蠕變斷裂強度顯著優于簡單的Mo鋼(圖2a)。CrMo鋼可形成碳化鉻，在500°C以上較穩定，可防止石墨化。鉻也提高了抗氧化性。新開發的7CrMoVTiB10-10（T/P24）和T/P23具有極高的強度性能（見圖2b）。這些鋼基于并具有類似于T/P22的顯微金相組織。在T/P24基礎上添加鈦，釩和硼，在T/P23中添加鎢，釩，鈮和硼，可以顯著提高它們的強度。
圖3 發電廠主蒸汽管道的材料
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