马氏体耐热钢的性能和制造工艺

马氏体耐热钢的性能和制造工艺

摘要：马氏体耐热钢是一种具有热强性耐热钢，其中C和Cr含量较高，通常含铬量为10-13%，可以通过弥散强化机理假如第二相获得蠕变强度高的马氏体耐热钢，少量的镍、钼、钒等合金元素来进行合金化处理，铬、硅主要提高钢的抗氧化性，而镍、钼、钨、钒、锰等则用以提高钢的高温强度。因此，马氏体耐热钢具有高的蠕变强度、耐蚀性和热强性，是火力发电厂设备制造的主要材料。

本文从马氏体耐热钢的性能、成分、热处理工艺、脆性等方面做了简单介绍。关键字：马氏体耐热钢、火力发电厂、高温脆性.

Abstract: The martensitic steel is a kind of intensity of heat resistant steel, in which C and Cr content is high, usually chromium content of 10-13%, dispersion strengthening mechanism can be obtained if the creep strength of the second phase high martensitic steel, a small amount of nickel, molybdenum, vanadium alloys for alloying elements, chromium, silicon, mainly to improve the oxidation resistance of steel, and nickel, molybdenum, tungsten, vanadium, manganese, etc. are used to improve high temperature strength of steel. Therefore, the martensitic steel has high creep strength, corrosion resistance and thermal strength, and is a major power plant equipment manufacturing materials.

In this paper, the performance of martensitic steel, composition, heat treatment, brittle and so do a brief introduction.

Keywords: martensitic steel, power plants, high temperature brittleness.

目录

1.马氏体耐热钢概述 (2)

2. 马氏体耐热钢及化学成分 (3)

2.1常用马氏体耐热钢的化学成分 (4)

2.2新型马氏体耐热钢的化学成分 (4)

3 马氏体耐热钢组织结构分析 (5)

3.1 常规马氏体耐热钢 (5)

3.2 新型马氏体耐热钢 (6)

3.3 马氏体的形态和分类 (7)

3.4 马氏体相变过程和在回火过程中的组织转变 (8)

4 新型马氏体耐热钢的强化机理和在火力发电厂中的应用 (9)

4.1 新型马氏体耐热钢的强化机理 (9)

4.2 马氏体耐热钢在火力发电厂中的应用 (10)

5.马氏体耐热钢的基本性能 (11)

5.1马氏体耐热钢的抗氧化性 (11)

5.2马氏体耐热钢的高温强度 (11)

6.马氏体耐热钢的回火脆性 (12)

6.1低温回火脆性 (12)

6.2高温回火脆性 (13)

6.3影响回火脆性的因素 (13)

7.热处理工艺（电站用12%Cr耐热钢） (14)

1.马氏体耐热钢概述

马氏体耐热钢在火力发电厂中的应用比较普遍，一般多用于主蒸汽、高压旁路、再热蒸汽热段、导汽管等高温蒸汽管道和锅炉本体过热器、再热器、连通管等部件，汽轮机叶片也大多采用马氏体耐热钢。特别是进入21 世纪，T/P91、T/P92 等新型马氏体耐热钢引入我国以后，使其应用更加广泛。

传统的低铬系列和铬钼系列电站锅炉用钢，其工作温度和高温强度比较低，不能适应现代电站中高温高压部件的需要。在机组提高了运行参数之后，若仍用原来的几种耐热钢，设计受压件的计算壁厚将显著增加，大大增加钢材的用量和受压件的重量，增加电站锅炉的造价，增加高温运行的热应力，给电站锅炉的安全运行带来危害。因此，必须开发新型耐高温高压、抗腐蚀的电站锅炉用钢，这就是要在现代电站锅炉中大量采用综合性能优良的高铬马氏体耐热钢的根本原因。

我国于20世纪70年代初开始应用 9%～12%Cr 耐热钢，是世界上采用 9%～12%Cr耐热钢比较早的国家之一。它们主要用来制造电站锅炉过热器、再热器、高温蒸汽集箱、蒸汽管道。9%～12%Cr 钢属于高铬马氏体耐热钢，具有比较高的蠕变断裂强度、高温抗氧化及抗腐蚀性能。电站锅炉制造中最初采用的高铬耐热钢是合金成分比较简单的马氏体耐热钢，如国内电站锅炉制造中早已采用的A213-T9、HT-7、1Cr9Mo1、F11（X20CrMoWV121）、F12（X20CrMoV121）、HT-9 等普通型高铬耐热钢。虽然早期高铬耐热钢的工作温度和高温强度都比传统的低铬和铬钼系列钢有所提高，已经在电站锅炉制造中广泛应用，但是提高工作温度和压力的幅度还不够大，还不能满足超临界、超超电站锅炉的要求。通过人们不断地研究和实践发现，在上述耐热钢中，借助现代冶金工业的高科技以及高纯净冶炼、控轧、控冷加工等技术，适当添加 V、Nb、W、B、N 等强化合金元素之后，就可以开发出来新型的耐热、耐高温的高强度耐热钢。

2. 马氏体耐热钢及化学成分

2.1常用马氏体耐热钢的化学成分

2.2新型马氏体耐热钢的化学成分

3 马氏体耐热钢组织结构分析

3.1 常规马氏体耐热钢

马氏体耐热钢是由于在钢中加入了含量较多的能将等温转变 C 曲线向右推移的合金元素，使得临界冷却速度低于空冷速度（正火冷却速度），钢在奥氏体状态下空冷至室温时，避免了 A→P（B）的高中温转变，而是直接在 Ms 点以下转变为马氏体。

常规马氏体耐热钢即电厂早期使用的马氏体钢以 Cr13、9Cr-Mo、9Gr-1Mo-V

等系列为主，典型的钢号有：1Cr5Mo 、1Cr13、2Cr13、SA213-T9、1Cr9Mo1(X12CrMo91)、1Cr9Mo2(HCM9M)、F11（X20CrMoWV121）、F12（X20CrMoV121）、HT-7、HT-9等其强化机理以固溶强化、碳化物相的沉淀强化和晶界强化为主，材料的使用温度一般不大于560℃，它们基本能满足亚临界以下机组的（高压和超高压机组）锅炉用钢材的需求。

3.2 新型马氏体耐热钢

新型马氏体耐热钢研究和应用可以追溯到上世纪70 年代。那时我国已成立了汽轮机锅炉研究所（即现在的上海发电设备成套设计研究所），针对高压机组用材，他们引领着我国广大材料工作者展开了大规模的科研工作。几十年以来，我国在引进苏联材料并进行复核工作的同时，还根据国内资源特点，先后研究试制并生产出了高压发电机组使用的全套材料，并迅速掌握了生产与应用技术。其中包括12Cr3MoVSiTiB、12Cr2MoWVTiB、п11、102 钢12MoVWBSiXt和无铬 8 号等具有世界水平的无铬或少铬的中低合金珠光体或贝氏体热钢以及一些马氏体热强钢；为生产高压发电机组提供了材料保证。

自 1975 年以后,低碳微合金化设计思想，由于其节能和节省资源,并能利用新的炼钢技术使低碳微合金化钢种具有高强度和高韧塑性等优异的综合性能，因而得到了飞速发展。近十几年来,电力、石油、化工、汽车、造船等行业又对材料提出了更为苛刻的强韧性及焊接性能等要求，而随着冶金工业的技术进步，高纯净冶炼、控轧控冷加工、热处理等工艺的进一步发展，生产多种强化机制结合（板条马氏体强化、界面强化、位错强化、颗粒弥散沉淀强化与固溶强化的复合）的新型马氏体耐热钢已经得以实现，这些新型耐热纲将必然替代老钢种，为人类造福。现代冶炼技术显著降低了钢中各种杂质的浓度,加入的微合金化元素通过细化晶粒、改变相变动力学、借助于过饱和状态的脱溶及时效过程,可改变传统的加工和热处理方式,使钢的强度、韧性、工艺性和物理化学性能得到良好的匹配,从而能大幅度地调整材料的性能，还使这些钢的焊接性要求也能得到相应的满足。以T91、P91钢为例，这种钢材除了固溶强化和沉淀强化外，还通过微合金化，控轧、形变热处理及控冷获得高密度位错和高度细化的晶粒，在调质状态下获得回火马氏体，这种钢由于降低了C、S 和 P等杂质的含量，使焊接裂纹的敏感性明显降低，焊接性得到提高。

新型马氏体耐热钢中的合金马氏体，基本上类似于低碳马氏体结构，其基体组织仍为铁素体，但所不同的是板条状马氏体晶内，由于马氏体相变形成了大量的亚晶并孕育了较为完整的位错网络；晶间和晶界弥散分布着合金碳化物，碳化物主要是 M23C6型和 MC型，碳化物粒子在板条界或板条内析出,多呈短条形。高温回火热处理之后，其正常组织为细的回火板条马氏体,马氏体板条在高温回火时并不发生板条解体的再结晶，而是仅仅发生高温回复转变。

3.3 马氏体的形态和分类

马氏体的形态可分为板条状马氏体和针片状马氏体两大类。板条马氏体（如图 1）一般形成于低碳钢或中碳钢中，又由于板条马氏体的亚结构（更为精细的亚晶粒结构）主要是由高密度缠结的位错所组成，固又称为位错马氏体（如图 2、图 3）。金相形态的特点是每一个马氏体单元呈细长的板条状，这样一些尺寸大致相同的马氏体单元定向地相互平行地排列在一起，构成一个个马氏体群（束），同一个马氏体群内相邻的板条基本上具有相同的位向，它们之间的界面一般为小角度晶界。

图 1 BHW-35 钢焊接接头熔合区（a）及热影响区（b）组织

图 2 T/P91 钢高温回复后的马氏体板条

图 3 马氏体板条

片状马氏体一般出现在中、高碳钢中，它的金相特征是呈针片状或竹叶状，中间较厚，两端渐小。金相磨面显示的为针状或双凸透镜截面状，相邻的马氏体片一般互不平行，成一定的角度。在一个奥氏体晶内，先形成的第一片马氏体贯穿整个奥氏体晶粒，并将其分为两半，使后来形成的马氏体长度受到限制，先后形成的马氏体片的尺寸相差悬殊，越来越小，马氏体周围总或多或少地存在着一点残留奥氏体。片状马氏体的亚结构特点是由很多平行的细小孪晶所组成，故又称其为孪晶马氏体。马氏体的其它形态还有蝴蝶状马氏体、箭状马氏体等，但不常见。

3.4 马氏体相变过程和在回火过程中的组织转变

钢中马氏体转变是一个复杂的过程，淬火时过冷奥氏体在 Ms 点以下转变为马氏体时原子的扩散能力很微弱，因此马氏体转变属于无扩散（切变）型转变，其产物必然是不稳定的。加上它是一种很硬而脆的相，所以只有经过回火才能使其成为我们所希望的高硬度高强度而不易脆断的组织。

所谓回火就是将淬火时已经转变为马氏体的钢加热到低于 Ac1 的某一温度，保温一定的时间以后以适当的方式冷却到室温的热处理过程。其目的减小钢的内应力，降低硬脆性，提高塑性和韧性以及组织稳定性，获得钢所需要的综合性能。马氏体和残留奥氏体在回火时发生一系列转变，钢的性能也因此大大改变。回火过程的变化包括：①马氏体的分解；②碳化物的形成和变化；③残留奥氏体的分解；④α相的回复与再结晶。

回火过程首先发生的是马氏体的分解。马氏体中单个位错的周围以及板条马氏体胞状结构的应力场，是一种低能量的缺陷位置；处于过饱和状态下的马氏体中的碳原子若占据这些位置，比它在马氏体正常点阵间隙位置更为有利。所以马

氏体分解前，首先发生的是碳原子偏聚，处于受挤压状态的碳原子有从晶格间隙位置脱溶出来的自发趋势。碳原子短程扩散偏聚到这些位置，可减小缺陷周围的应力场并降低马氏体晶格的弹性畸变能。与碳原子偏聚的同时，马氏体中还陆续析出ε碳化物（密排六方点阵的Fe2.4C 碳化物），这种ε碳化物在成分和结构上与Fe3C 都有很大差别，在马氏体的分解过程中这种ε相的质点极细小而均匀地分布在α相上，并与α相保持共格关系，此种组织称为回火马氏体。

随着回火温度的提高，在马氏体继续分解的同时，残留奥氏体开始分解，这是因为马氏体分解为回火马氏体后使体积缩小，减小了对残留奥氏体的压力，为残留奥氏体的分解提供了条件。残留奥氏体的分解产物与过冷奥氏体在同一温度下的分解产物具有相同组织，都是过饱和的α固溶体与ε碳化物，因此，硬度低的残留奥氏体也分解为回火马氏体。

回火温度的再提高，马氏体和残留奥氏体会继续分解，由于碳原子扩散能力的增强，已形成的与α相保持共格的ε碳化物会变化成为稳定的细粒状渗碳体（Fe3C）。与此同时，马氏体即开始回复和再结晶，α相中的含碳量下降，点阵畸变消失。亚结构发生碎化并重新长大，铁素体再结晶形成多边形的铁素体晶粒，这种铁素体与细粒状渗碳体的混合物，一般即称为回火屈氏体。在此阶段也将使淬火时点阵歪扭畸变造成的内应力消失。若继续提高回火温度，碳化物就会发生聚集和长大并继续产生回复和再结晶。高温回火时，金相组织为多边形铁素体基体和分布于其上的较大的渗碳体颗粒，称其为回火索氏体。

4 新型马氏体耐热钢的强化机理和在火力发电厂中的应用

4.1 新型马氏体耐热钢的强化机理

了解了马氏体相变过程和在回火过程中的组织转变之后，对新型马氏体耐热钢的组织特点也就迎刃而解了。以 T/P91为例，它们的组织特点是细小的回火板条马氏体，马氏体板条在高温回火时并不发生令板条解体的再结晶，而是只发生高温回复，马氏体相变时在板条内形成的亚晶已发育了较为完整的位错网络，碳化物主要是 M23C6 型和 MC 型，碳化物粒子在板条界或板条内析出，多呈短条形；热处理后为回火板条马氏体组织。

T/P91 钢的复合强化机理可以表述如下：

①组织强化（即生成马氏体的过饱和固溶强化）；②晶界强化（晶粒的细化和

板条马氏体的胞状细晶以及亚结构增加了晶界面提高了强度）；③位错强化（板条内形成的亚晶发育了较完整的位错网络，提高了钢的抗变形能力）；④弥散强化（即回火过程中生成的 M23C6 型和 MC型碳化物，稳定、细小、弥散分布在马氏体的α-Fe基体上，碳化物颗粒数量越多，间距越小时，钉扎作用就越大，形变时位错运动所遇到的阻力就越大，强化作用越大，这是它热强性能高的主要因素）；⑤沉淀强化（T/P91 钢主要通过改变析出物的类型和数量来提升强度，一方面，M23C6｛（Cr、Fe、Mo）23C6｝在亚晶界析出，并阻止亚晶界长大；另一方面，T/P91 中加入有强碳化物形成元素 V、Nb、N，也能形成 MX型碳化物｛（V、Nb）（C、N）｝沉淀，并在亚晶界上析出，起到钉扎自由位错的作用，同时阻止Mo、Cr 向碳化物中转移而延缓Ostwald 熟化（即第二相颗粒的聚集长大）进程。

新型马氏体耐热钢其理想的组织结构和精心设计的复合强化，决定了它优异的力学性能。从金属学冶金理论和组织结构学来评价，可以说这些钢以近似完美的化学成分设计和高科技精益求精的炼钢技术，较好地实现了板条马氏体强化、晶界强化、位错强化、颗粒强化与固溶强化的结合。火力电站机组之所以选择马氏体耐热钢材料正是由于这类钢具有优异的高温持久强度和良好的高温抗氧化及耐腐蚀性能。马氏体钢与抗氧化性能更好的奥氏体不锈钢相比，其优势在于具有低的热膨胀系数和高的热传导率，这将会在温度变化时降低热应力，因此可以提高抗热疲劳性能。在火力发电厂运行期间，这意味着机组启停或改变出力时的加热、冷却速率对材料的影响程度减小。

4.2 马氏体耐热钢在火力发电厂中的应用

马氏体耐热钢（尤其是新型马氏体耐热钢）在现代火力发电厂尤其是超（超）临界中的应用较广。例如主蒸汽管道、高压旁路管道、再热蒸汽热段管道、高中压导汽管等，已普遍使用 P91 或P92钢，替代了尚未退役机组中的10CrMo910（贝氏体钢）的使用领域；一些原本使用 12Cr1MoV 或 P22 等材料的高温蒸汽联通管道和集箱，由于机组温度和压力参数的提高，设计人员也开始选用了马氏体耐热钢；锅炉高温过热器管、高温再热器管更是大量采用了马氏体钢，种类有SA213-T9、T91、T92 、T122等；除此之外，汽轮机叶片也大多采用马氏体耐热钢。

超临界锅炉由于蒸汽参数的提高，其钢材的工作环境更为恶劣，要求钢材具有更高的热强度、更高的抗高温烟气氧化腐蚀和抗高温汽水介质腐蚀的特性、良好的焊接性和加工工艺性能。对其钢材性能要求的原则是：

（1）满足部件工作温度的需要，相对低的材料价格；

（2）工作温度下具有很高的持久强度、蠕变强度或抗松弛性能；

（3）金相组织稳定，无常温脆性和长期时效脆性；

（4）抗蒸汽氧化、烟气腐蚀及应力腐蚀；

（5）良好的焊接性并易于冷、热加工。

5.马氏体耐热钢的基本性能

5.1马氏体耐热钢的抗氧化性

钢在高温时抵抗氧化气氛腐蚀作用的性能称为抗氧化性。碳钢在570"C以上加热时，形成三层氧化膜：外层是Fe：0，，中层是Fe，0。，里层(即与金属邻接)为FeO，其含氧量由表至里逐渐减少。其中Fe20，最薄，Fe30．次之，leO最厚。FeO是缺位固溶体，晶体结构不致密，氧原子容易通过晶格空隙进行扩散，因而氧化速度急剧增加，所以碳钢的抗氧化性很差。当钢中加入Cr、Si、Al等元素时，由于这些合金元素比铁容易氧化，在钢的表面形成一层致密而稳定的氧化膜，使氧和金属原子在氧化膜中不易扩散，氧化过程被抑制，从而提高了钢的抗氧化性。

零件的工作温度越高，保证钢具有高抗氧化性的含铬量也越高。从图中还可以看出，钢中单独加入18％Cr、3％Si或3％A1，都能提高钢在1000℃左右的抗氧化性。但在一般情况下都不单独加入一种元素。例如在铬钢中加入2％Cr或2％A1，既可提高钢的抗氧化性，还可以改善钢的热强性及工艺性。

评定耐热钢的抗氧化性主要是用称重法，郎用单位时间、单位面积上增加或减少的重量来表示。因为耐热钢表面的氧化物不易脱落，故整个过程表现为增重。

5.2马氏体耐热钢的高温强度

钢在高温时抵抗塑性变形及破断的能力称为钢的高温强度。评定高温强度的指标很多，其中主要的指标是蠕变极限和持久强度。可以通过加入合金元素和热处理来提高钢的高温强度，合金元素对钢的高温强度有很大的影响，其强化作用主要有以下几个方面：

(1)基体的固溶强化。加入Cr、w、Mo、Si等合金元素提高钢基体原子间的结合力和再结晶温度，从而提高钢的抗蠕变能力。同时，加入一种或多种合金元素如Ni、‰等使钢成为单相的奥氏体。因为，，相铁原子排列比较致密，原子问结合力较强，故奥氏体型耐热钢比铁素体型耐热钢的高温强度高。

(2)晶界强化。高温下晶界的强度比晶粒低，并且晶界原子排列不规则，扩散易于进行，因此粗晶粒比细晶粒具有更高的高温强度．例如在钢中加硼能填充晶界的空位，使扩散受到阻碍，从而使晶界强化。

(3)沉淀强化。因合金碳化物或金属化合物在高温下不易聚集和长大，因此可以使钢强化。例如在奥氏体型耐热钢或耐热合金中通过(w、Mo、Cr)。c。或(V、Nb)．C。等碳化物的沉淀强化，可提高基体的高温强度。

6.马氏体耐热钢的回火脆性

6.1低温回火脆性

通常将在200～400"C回火后发生的脆性称为低温回火脆性，即第一类回火脆性。其主要特点是：(1)所有淬火钢，只要在250～400℃温度范围回火后，都会不同程度的出现脆性；(2)回火脆性的出现与回火方式和回火后的冷却速度无关，凡是在此温度范围回火，无论快冷还是慢冷，都会出现脆性Ⅲ；(3)具有不可逆性，即如果将己产生该脆性的钢置于更高温度回火后，其脆性逐渐消失，再置于250～400℃回火后，脆性也不会重新出现，所以这种回火脆性也称为不可逆回火脆性。产生这种回火脆性的原因，一般认为是由于马氏体分解时，沿着马氏体条或片的界面析出碳化物薄片所引起的，这种硬而脆的碳化物薄片显著的降低了氏体界面的断裂强度，因而使钢的脆性明显增加。此外，回火过程中残余奥氏体的转变也加重了这种回火脆性。

在低于250"C回火时，由于不发生碳化物析出，故不会引起冲击韧性急剧下降。当回火温度高于400℃时，碳化物开始聚集和球化，对基体的割裂作用减少，因而钢的冲击韧性又重新升高。而在250～400℃回火后，正是由于析出了碳化物薄片，故产生回火脆性。低温回火脆性对于钢件强度与韧性的最佳配合不利。但目前尚未找到有效的江苏大学硕士学论文方法完全消除这种回火脆性，只能尽量避免在这个温度范围回火，或采用等温淬火代替。在钢中加入I～3％Si，可以使碳化物的析出移向较高温度进行，从而使脆性产生的温度范围升高，这对改

善钢回火后的冲击韧性有利。

6.2高温回火脆性

在450～650"C回火后出现的脆性，通常称为高温回火脆性，或称第二类回火脆性。这种回火脆性的主要特点是：(1)回火脆性主要在含有cr、Ni、Mn、si 等元素的合金结构钢中出现。(2)回火脆性的出现与回火后的冷却速度有关，通常回火后快冷不出现回火脆性。(3)具有可逆性。如果把已经出现这种回火脆性的钢重新加热到脆性区温度回火，再快冷到室温，其回火脆性即可消除。已经消除了回火脆性的钢，如果重新加热到脆性区温度回火，随后缓慢冷却到室温，则脆性又会出现。因此这种回火脆性具有可逆性，也称为可逆回火脆性。(4)其断口呈晶间断裂。

多数人认为高温回火脆性产生的主要原因，是在450～650"C回火时微量杂质元素(P、Sb、sn、As等)或合金元素向原来的奥氏体晶界偏聚或析出，削弱了晶粒之『自J的结合强度，从而使钢出现脆性。它可以用来解释一些高温回火脆性的现象，例如：这种脆性的出现是由于晶界变脆引起的[81，所以回火脆性试样的断口为晶间断裂。又如，杂质元素在晶界的偏聚是在一定的温度和条件下产生的，也可以在另外的温度、时问条件下消除，因此这种回火脆性是可逆的。再如，晶粒越粗，晶界越少，杂质元素在晶界偏聚的浓度越高，故粗晶粒钢比细晶粒钢的回火脆性严重。

6.3影响回火脆性的因素

影响回火脆性的因素可以分成以下三个方面，即钢的化学成分、热处理工艺和组织状态。

钢的化学成分

成分是影响回火脆性的最根本的因素。例如碳钢，它不含合金元素，便没有这类脆性。根据钢中成分对回火脆性的作用，大体可以把它们分为三类：①包括铬，镍、锰、碳等．它们都有不同程度促进回火脆性的作用。当单独加入时，其作用大小按锰、铬、镍、硅、碳的顺序递减。但这类元素促进脆性的作用必须有磷、锡、锑、砷等杂质存在才能表现出来。如不含上述杂质的高纯镍钢就不显示回火脆性。当两种和两种以上这类元素同时加入时。其促进脆性的能力会大于单独加入时两者的作用之和。②包括磷、硫、锡、砷、硼等杂质。它们也具有促

进回火脆性的作用，但这类元素只有与①类元素共存时，才能引起回火脆性，所以碳钢中虽含有以上某峰杂质，却不存在回火脆性。从试验的结果看，磷和锑是两个影响最大的杂质元素。其余的影响较小：一般来说，含量在lOppm数量级，影响较小，但如果含量在lOOppm以上，则认为是高含量。并往往会引起明显的回火脆性。⑨包括钨、钼、钒，钛等，对回火脆性有抑制作用，其中以钼的作用最为明显，钨次之。研究表明，钼量有一个最佳值，高于或低于这个值，都不能很好地抑制回火脆性。据统计，最佳含钳量在0．5％左右，随钢的化学成分不同可能在0．2％～0．7％间变化，当加入的钨量为钼的2倍左右时，大约能达到与钼相同的抑制效果。

热处理工艺

若在回火脆化温度范围内回火。或在更高的温度回火并慢冷通过此温度区间，均会导致回火脆性。当然，不同的钢这一温度范围有所不同。回火后的冷速对出现回火脆性有很大的影响，脆化后的钢可用脱脆处理加以改善。

组织状态

这里主要指的是回火前的组织状态。不论钢材具有什么原始组织(珠光体、贝氏体、马氏体)。经脆化处理后都出现回火脆性。对镍铬钢而言，马氏体回火时脆性最严重，贝氏体次之，珠光体最轻。原奥氏体晶粒大小对回火脆性也有明显的影响。一般来说，原奥氏体晶粒越租大，钢的脆化程度也越大，其原因可能是粗大的奥氏体晶粒使单位体积内晶界面积减小，因而增大了弓l起回火脆性的碳化物和杂质元素在晶界上的浓度，从而促进了晶问断裂。钢在热处理后的硬度对回火脆性也有影响。硬度高的比硬度低的具有较大的回火脆化倾向。

7.热处理工艺（电站用12%Cr耐热钢）

对电站用12％Cr型马氏体耐热钢不同工艺热处理的组织性能研究表明，正火(1 020 1 070℃×1 h)+回火(760℃×2 h)或高温退火(1 050℃×1 h)+回火(760℃×2 h)工艺热处理后的组织为板条马氏体，硬度在CSN 417134—1977要求范围内；等温退火(1 050℃×1 h一670℃、750℃、870℃)+回火(760℃×2 h)工艺热处理后的组织为板条马氏体+珠光体，硬度在标准要求范围内；不完全退火(850℃、870℃)工艺热处理后会得到深浅二区域组织，其中深色区域为颗粒状珠光体，浅色区域为铁素体+碳化物，并且试样的硬度低于标准要求的下限值。

试样经正火、高温退火和等温退火后均得到马氏体组织，随着冷却速度降低，组织中出现沿晶界分布的颗粒状珠光体、马氏体板条宽度增大；

随着正火温度升高，晶粒长大，碳化物溶解充分，高温奥氏体的稳定性增加；

750℃等温退火后的金相组织中存在少量自由铁素体，而670℃与870℃的等温退火和高温退火后的金相组织中均没有自由铁素体，表明CSN 17134钢高温奥氏体化后随后缓冷不易生成自由铁素体，而在两相区等温有可能生成自由铁素体，如试样R8；

不完全退火工艺均得到深浅二区域组织，深色区域为颗粒状珠光体，浅色区域为铁素体+碳化物。随着不完全退火温度升高、保温时间延长，碳化物颗粒尺寸变大。

12％Cr型马氏体耐热钢CSN 17134(X20CrMoVl21)经正火(1 020～1 070℃×1 h)+回火(760℃X 2 h)或高温退火(1 050℃×1 h)+回火(760℃X2 h)工艺热处理后，组织为板条马氏体，硬度在CSN 417134—1977要求范围内；经等温退火(1 050℃×1 h一670℃、750℃、870℃)+回火(760℃X 2 h)工艺热处理后，组织为板条马氏体+珠光体，硬度在CSN 417134—

1977要求范围内；经不完全退火(850℃、870℃)工艺执热处理后，会得到深浅二区域组织其中深色区域为颗壁粒状珠光体，浅色区域为铁素体+碳化物，并且试样的蒸硬度低于标准要求的下限值；不宜在两相区等温退火，研两相区等温退火有可能生成自由铁素体。

参考文献：朱立新马氏体耐热钢的组织与强化机理分析及其在火力发电厂中的应用综述

陈继志、王嘉敏 07Crl2NiMoYNb耐热钢回火脆性研究