渭师院金属材料学课件06耐热钢

Chap.6耐热钢6.1耐热钢的工作条件及性能指标在高温条件下，具有抗氧化性和足够的高温强度以及良好的耐热性能的钢称作耐热钢。包括：抗氧化钢：不起皮钢；热强钢：指在高温下具有良好的抗氧化性能并具有较高的高温强度的钢。工作条件：有很多动力机械和设备是在高温下工作的，例如火力发电用的蒸汽锅炉、蒸汽涡轮、航空发动机以及工业加热炉构件等。构成这些机械和设备的材料除需要承受不同的载荷（如拉伸、弯曲、扭转、疲劳等）外，还与高温蒸汽、空气或燃气接触，表面要发生高温氧化或燃气腐蚀。在高温下工作过程中，钢内部将发生原子扩散过程，从而可能造成组织变化，这与在常温和低温下工作时完全不同。高温下金属材料力学性能特点

在室温下，钢的力学性能与加载时间无关，但在高温下钢的强度及变形量不但与时间有关，而且与温度有关，这就是耐热钢所谓的热强性。热强性系指耐热钢在高温和载荷共同作用下抵抗塑性变形和破坏的能力。由此可见在评定高温条件下材料的力学性能时，必须用热强性来评定。热强性包括材料高温条件下的瞬时性能和长时性能。

瞬时性能是指在高温条件下进行常规力学性能试验所测得的性能指标。如高温拉伸、高温冲击和高温硬度等。其特点是高温、短时加载，一般说来瞬时性能只是钢热强性的一个侧面，所测得的性能指标一般不作设计指标，而是作为选择高温材料的一个参考指标。

长时性能是指材料在高温及载荷共同长时间作用下所测得的性能、常见的性能指标有：蠕变极限、持久强度、应力松驰高温疲劳强度和冷热疲劳等。影响耐热钢热强性的因素

随着温度的升高，耐热钢抵抗塑性变形和断裂的能力不断降低，这主要是由以下两个因素造成的：

(1)影响耐热钢的软化因素。随着温度的升高、钢的原子间结合力降低，原子扩散系数增大，从而导致钢的组织由亚稳态向稳定态过渡，如第二相的聚集长大、多相合金中成分的变化、亚结构祖化及发生再结晶等这些因素都导致钢的软化。

(2)形变断裂方式的变化。金属材料在低温下形变时一般都以滑移方式进行，但随着温度的升高，载荷作用时间加长，这时不仅有滑移，而且还有扩散形变及晶界的滑动与迁移等方式。扩散形变是在金属发生变形但看不到滑移线的情况下提出的。这种变形机制是高温时金属内原子热运动加剧，致使原子发生移动，但在无外力作用时原子的移动无方向性，故宏观上不发生变形；当有外力作用时，原子移动极易发生且有方向性，因而促进变形。当温度升高时，在外力作用下晶界也会发生滑动和迁移，温度越高，载荷作用的时间愈长，晶界的滑动和迁移就越明显。常温下金属的断裂在正常情况下均属穿晶断裂，这是由于晶界区域晶格畸变程度大、晶内强度低于晶界强度所致。但随温区升高，由于晶界区域晶格畸变程度小，使原子扩散速度增加，晶界强度减弱。温度越高，载荷作用时间越长，则金属断裂方式更多地呈晶间断裂。提高钢的热强性途径

提高钢的热强性主要途径：基体强化、第二相强化、晶界强化。

(1)基体强化：主要出发点是提高基体金属的原子间结合力、降低固溶体的扩散过程。从钢的化学成分来说，凡是熔点高、自扩散系数小、提高钢的再结晶温度的合金元素固溶于基体后都能提高钢的热强性。如高温合金中主要的固溶强化元素Mo、W、Co和Cr等。从固溶体的晶格类型来说，奥氏体基体比铁素体基体的热强性高。这是由于奥氏体的点阵排列较铁素体致密，扩散过程不易进行。如在铁基合金中，Fe、C、Mo等元素在g中的扩散系数显著低于在a中的扩散系数，这就使回复和再结晶过程减慢，第二相聚集速度减慢，从而使钢在高温状态下不易软化。

(2)第二相强化。要求第二相稳定，不易聚集长大，在高温下长期保持细小均匀的弥散状态，因此对第二相粒子的成分和结构有一定的要求。耐热钢大多用难熔合金碳化物作强化相，如MC、M2C、M6C等。为获得更高的热强性，可用热稳定性更高的全属间化合物，如Ni3(TiAl)，Ni3Ti，Ni3Al等作为基体的强化相。(3)晶界强化。为减少高温状态下晶界的滑动，主要有下列途径：

①减少晶界、适当控制钢的晶粒度。晶粒过细晶界多，虽然阻碍晶内滑移，但晶界滑动的变形量增大、塑变抗力降低。晶粒过大，钢的脆性增加，所以要适当控制耐热钢的晶粒度，一般在2～4级晶粒度时能得到较好的高温综合性能。

②净化晶界。钢中的S和P等低熔点杂质易在晶界偏聚，并和铁易于形成低熔点共晶体，从而削弱晶界强度，使钢的热强性下降。钢中加入B、稀土等元素，可形成高熔点的稳定化合物，在结晶过程中可作为晶核，使易熔杂质从晶界转入晶内，从而使晶界得到净化，强化了晶界。

③填补晶界上空位、晶界处空位较多，使扩散易于进行，是裂纹易于扩展的位置。加入B、Ti、Zr等表面活化元素，可以填充晶界空位，阻碍晶界原子扩散，提高蠕变抗力。

④晶界的沉淀强化。如果在晶界上沉淀出不连续的强化相，将使塑性变形时沿晶界的滑移及裂纹沿晶界的扩展受阻，使钢的热强性提高。对耐热钢使用性能的基本要求：足够高的高温强度、高温疲劳强度和与之相适应的塑性；足够高的化学稳定性；良好的工艺性能；低的应力松弛性能（紧固件，如螺钉等）钢和合金在温度和应力作用下将发生连续而缓慢的变形，即蠕变。蠕变的内因是钢和合金中的组织变化。表示高温强度的指标有：

蠕变强度－在某一温度下，在规定时间达到规定变形量（如

0.1%）时所能承受的应力，，（t：规定的时间；d：规定的变形量；T：试验温度）；

持久强度―在规定温度、规定时间断裂所能承受的应力，，（t：规定的时间；T：规定的试验温度）；

持久寿命－规定温度和规定应力作用下拉断的时间要求耐热钢有足够高的高温强度实际上就是要求钢具有高的蠕变强度和持久强度。钢在高温下与空气接触时将发生氧化，表面膜的结构随温度和合金的化学成分的不同有着不同的化学稳定性。

575℃以下：钢的表面从外到里生成Fe2O3和Fe3O4层；

575℃以上：FeO层开始形成，氧化膜从表到里依次为Fe2O3，Fe3O4和与钢接触的FeO。FeO为铁的缺位固溶体，Fe离子在其内有高的扩散系数，因此，FeO层会不断快速增厚，即钢快速被氧化。

为提高钢的抗氧化性，必须阻止FeO形成。钢中加入Cr、Al、Si可以提高FeO出现的温度，改善钢的高温化学稳定性。例如，加入1.03%Cr可以使FeO在750℃以上才出现，而加入1.1%Al和0.4%Si使FeO开始形成的温度提高到800℃。这时因为加入Cr和Al后在钢表面形成FeO·Cr2O3或FeO·Al2O3，当Cr和Al含量高时形成Cr2O3或Al2O3保护膜。加入Si时形成Fe2SiO4保护膜，但是，Si加入钢中会增加钢的脆性，所以只能作为辅加元素并限定在3%以下。少量碱土金属或稀土金属的加入可以提高耐热钢的抗氧化性，特别是在1000℃以上时更有效。其它元素对钢的抗氧化性影响不大。合金元素的作用

Cr、Al、Si：铁素体形成的元素，在高温下能促使金属表面生成致密的氧化膜，防止继续氧化，是提高钢的抗氧化性和抗高温气体腐蚀的主要元素。但铝和硅含量过高会使室温塑性和热塑性严重恶化。铬能显著提高低合金钢的再结晶温度。

Ni、Mn：形成和稳定奥氏体。镍能提高奥氏体钢的高温强度和改善抗渗碳性。锰虽然可以代镍形成奥氏体，但损害耐热钢的抗氧化性。

Ti、Nb、V：强碳化物形成元素，能形成细小弥散的碳化物，提高钢的高温强度。Ti、Nb与碳结合还可防止奥氏体钢在高温下或焊后产生晶间腐蚀。

C、N：扩大和稳定奥氏体，从而提高耐热钢的高温强度。钢中含铬、锰较多时，可显著提高氮的溶解度，并可利用氮合金化以代替价格较贵的镍。

B、RE：均为耐热钢中的微量元素。硼溶入固溶体中使晶体点阵发生畸变，晶界上的硼还能阻止元素扩散和晶界迁移，从而提高钢的高温强度；稀土元素能显著提高钢的抗氧化性，改善热塑性。高于400℃的水蒸汽能使钢氧化并产生氢腐蚀。这是因为高温水蒸汽使钢氧化的同时产生了H原子，氢原子扩散到钢中并在晶界处结合成氢分子H2，H2产生的压力会引起裂缝，即氢腐蚀。氢原子还会与钢中的C结合形成CH4，造成钢的脱碳。耐热钢抗氧化性和气体腐蚀能力分为5级：氧化腐蚀速度≤0.1mm/年为完全抗氧化；＜1.0mm/年为抗氧化；＜3.0mm/年为次抗氧化；＜10.0mm/年为弱抗氧化；＞10.0mm/年为不抗氧化。耐热钢按组织不同分为两类，即铁素体型和奥氏体型。铁素体型耐热钢：包括铁素体－珠光体耐热钢、马氏体耐热钢和铁素体耐热钢，在350~650℃范围内工作。奥氏体型耐热钢：是在奥氏体不锈钢基础上进一步经Si、Al抗氧化合金化而发展起来的，在600~870℃范围工作。6.2铁素体型耐热钢6.2.1铁素体型耐热钢（抗氧化钢）

成分特点：是在铁素体不锈钢基础上加入Si、Al抗氧化元素而形成的钢钟，含Cr较高，无相变，具有单相铁素体基体。韧性较低，抗氧化性强，还可耐含硫气氛的腐蚀。（1）Cr13型铁素体型耐热钢：主要用于使用温度在800℃~850℃的构件。典型的钢种如0Cr13Al、00Cr12、Cr13Si等。（2）Cr18型铁素体型耐热钢：主要用于使用温度在1000℃左右的构件。典型的钢种如1Cr17、1Cr19Al3等。（3）Cr25型铁素体型耐热钢：主要用于使用温度在1050℃~1100℃左右的构件。典型的钢种如2Cr25N、Cr25Si2等。6.2.2铁素体－珠光体耐热钢（热强钢）这类钢中合金元素的总量不超过5%，退火后的组织为铁素体＋珠光体。多用于锅炉蒸汽管道，在450~620℃蒸汽介质中长期运转。通过热处理来改变铁素体－珠光体耐热钢的组织，是提高蠕变强度和持久强度的主要途径。实验表明：马氏体高温回火后的组织（索氏体）具有最高的持久强度，粒状贝氏体组织次之，铁素体＋珠光体组织的持久强度最低，而铁素体＋粒状贝氏体组织的持久强度介于粒状贝氏体和铁素体＋珠光体组织的持久强度之间。所以，铁素体－珠光体耐热钢的最终热处理为淬火＋高温回火，其强化途径为加入合金元素强化a相基体（固溶强化）和增加回火时析出的碳化物的稳定性，使其在高温下保持弥散强化的效果（沉淀强化）。考虑到钢的热处理工艺、强化途径以及对抗氧化性能的要求等，铁素体－珠光体耐热钢的主要合金化元素为Cr、Mo、W、V、Ti、Si、B。Cr：提高钢的抗氧化性，增加钢的淬透性，且由于自身在a相中的扩散速度较慢并增加铁的自扩散激活能，因而在高温下对a基体能起到固溶强化的作用。≤0.5%时强化基体的作用较强，＞0.5%时，随着含量的增加强化效果增加很少；Mo和W：固溶强化a基体，能增强基体原子间结合强度，提高再结晶温度，因而能显著提高基体的蠕变抗力。其作用效果是Mo>W>Cr；此外，它们还能在回火时形成M2C型碳化物起弥散强化作用，淬火加热时溶入奥氏体中增加钢的淬透性；V和Ti：淬火加热时溶入奥氏体中，淬火后高温回火时自马氏体中以MC型碳化物析出，起弥散强化作用。Si：主要是为了提高钢的抗氧化性；B：微量B偏聚在晶界，能够起到强化晶界的作用；增加淬透性。铁素体－珠光体耐热钢中碳化物形成规律：

碳化物沉淀强化作用以MC型最高，不易聚集长大；M2C型碳化物的沉淀强化作用次之；M6C型弱于M2C；M7C3型由于聚集长大速度很快，降低钢的蠕变强度。Cr：在钢中含量低时，出现合金渗碳体(Fe,Cr)3C；当含量超过

2~3%时，出现(Cr,Fe)7C3碳化物；W、Mo：在钢中形成M2C型W2C、Mo2C和M6C型Fe3W3C、

Fe3Mo3C；V、Ti、Nb：当加入量满足V/C=4或Ti/C=3或Nb/C=8时，几乎全部C和V、Ti、Nb形成MC型碳化物，蠕变强度将提高。当其比例小于各自的数值时：碳剩余，将与W、Mo形成

M2C或M6C型碳化物，聚集速度较大，强化效果减弱，同时降低W、Mo在基体中的固溶强化作用；当其比例大于各自的数值时：过剩的V降低基体的蠕变抗力，过剩的Ti或Nb形成AB2相Fe2Ti或Fe2Nb，聚集长大速度较大，对蠕变强度不利。最终热处理：由于使用状态下的组织对钢的高温强度有很大影响，所以这类钢的最终热处理采用淬火＋高于使用温度100~150℃的温度下高温回火，以使得到的组织在高温长期使用过程种具有高的稳定性，从而保证使用性能的稳定性，淬火得到马氏体或贝氏体组织，高温回火得到铁素体基体上分布着较稳定细小粒状碳化物的组织（回火索氏体组织）。典型的铁素体－珠光体耐热钢钢种有12Cr1MoV、15CrMo和2.25Cr1Mo（外国钢号，含2.25%Cr、1%Mo）、12Cr2MoWVSiTiB。12Cr1MoV用于540℃的导管或580℃的过热蒸汽管；12Cr2MoWSiVTiB用于600℃~620℃的过热器管。例如，12Cr1MoV：采用980~1020℃奥氏体化，空冷得到马氏体或贝氏体组织，然后在720~760℃回火2~3小时后空冷，得到回火索氏体组织。12Cr2MoWVSiTiB：采用1010~1030℃奥氏体化，在1000～700℃之间以平均冷速大于20℃/min的速度冷却以抑制先共析铁素体的形成，空冷后得到粒状贝氏体组织，然后在750℃回火3小时。值得注意的是，铁素体－珠光体耐热钢在400~650℃长期工作过程中将发生碳化物形成元素在a相和碳化物之间的重新分布，碳化物形成元素倾向于富集到碳化物中，并伴随各类碳化物之间相对量的变化。此外，在400~580℃之间长期工作过程中，钢可能会发生回火脆性，并且是难以避免的。所以，降低杂质元素P、S、Sn、As等的含量非常重要。6.2.3马氏体耐热钢这类钢是在低碳Cr13型马氏体不锈钢基础上发展起来的。Cr13型马氏体不锈钢经过热处理后，在大气、蒸气中具有较高的机械性能和良好的耐蚀性。

Cr13型马氏体热强钢的热处理工艺通常采用1000℃~1150℃油淬，650℃~750℃高温回火，得到回火屈氏体和回火索氏体组织，以保证在使用温度下组织和性能的稳定。

Cr13型不锈钢虽然具有较高的抗氧化性和耐蚀性，但是组织稳定性差，一般只能用于制造使用温度低于450℃的汽轮机和燃气轮机的叶片等。如前级叶片温度较高，可选用1Cr13；后级温度略低，冲刷磨损增加，故选用2Cr13。Cr13型马氏体热强钢中的碳化物大都是铬的碳化物，弥散强化效果较差，而且在高温和应力的长期作用下，铬的碳化物的稳定性也较低。可向这类钢中添加Mo、W、V、Nb、Ti、B等，进一步提高这类钢的合金化程度，以提高其热强性。由此发展出了一系列可在650℃以下工作的马氏体耐热钢。添加Mo、W可以使钢中的两种主要碳化物Cr23C6、Cr7C3

变为(Cr,Mo,W,Fe)23C6，产生一定的弥散强化作用，同时添加的Mo和W溶入固溶体，可以有效地提高固溶强化效果；添加V、Nb、Ti等更强的碳化物形成元素，则在钢中形成复合碳化物(V,Nb,Ti)C，它比Cr23C6

型碳化物更加稳定，同时V、Nb、Ti的加入还有利于Mo、W进入固溶体，这就进一步提高了钢的热强性和使用温度；添加B则可以强化晶界，降低晶界扩散，有利于提高热强性。Mo、W、V、Nb、Ti这些铁素体形成元素的加入容易导致在淬火时出现d铁素体，10~20%的d铁素体对焊接性能有利，但d铁素体量超过20%时，会降低钢的蠕变强度并在高温长期工作过程中引起脆化。为了消除d

铁素体，还需加入1%Ni~2%Ni以扩大g相区，保证淬火时得到单相奥氏体组织；将Cr含量降低到12%或11%，也可减少d铁素体形成的倾向。钢中加入少量N也可以起到这种作用，同时还会增加沉淀相数量，起沉淀强化作用。钢的成分范围为：0.11~0.25%C；9~13%Cr；0.5~2.0%Mo；0.5~4.0%W；0.1~0.35%V；0~0.6%Nb；0~0.15%Ti。此外，有的钢中还含有1~2%Ni，0.05~0.1%N，0.003%左右的B。合金元素在钢中的作用与铁素体－珠光体耐热钢中基本相同。典型钢种有：

2Cr12WMoV，1Cr12Mo2VNb，1Cr9W2MoVNbB2Cr12WMoV钢：主要强化相是溶解有W、Mo和少量V的

M23C6型碳化物；1Cr12Mo2VNb钢：主要强化相为MC型碳化物，M23C6型碳化物很少；1Cr9W2MoVNbB钢：强化相包括MC、M23C6和M6C三种类型的碳化物，W、Mo强化a基体，B强化晶界，因此在600~650℃温度范围有很高的蠕变强度。热处理为淬火后在高于使用温度120~150℃的温度回火2~3小时，具体热处理条件视钢的成分和使用条件而定。6.3奥氏体型耐热钢6.3.1奥氏体型抗氧化钢（1）Fe-Al-Mn系热稳定钢Al在Fe中含量增加能使钢具有高的抗氧化性，但Al和Fe的合金是体心立方结构，高温强度很低；Mn为了使钢具有足够高的高温强度，应使钢具有奥氏体组织。但Mn含量太多对抗氧化不利。要获得抗氧化和具有高温强度（800℃~900℃）的全奥氏体，可根据Fe-Al-Mn三元相图的等温截面分析设计钢的成分。在g相区中获得全奥氏体的前提下，应该使用Mn下限含量，Al上限含量。（2）Cr-Mn-N系热稳定钢

如Cr19Mn12Si2N和Cr20Mn9Ni2Si2N。Cr-Mn-N系奥氏体型热稳定钢和Fe-Al-Mn系钢相比，由于还保留了大量的Cr，所以保护性氧化膜是Cr和Si的氧化物，使用温度可从850℃~1100℃。

在Cr20Mn9Ni2Si2N钢中保留了少量的Ni，能进一步稳定奥氏体，使钢中的Cr含量上限提高，从而提高钢的抗氧化性，同时也改善了的工艺性能。这类钢在高温下有较高的持久强度，除做铸件外，还可以制作锻件。可用作连续加热炉的传送带。6.3.2奥氏体型热强钢由于g-Fe原子排列致密，原子间结合力较强，再结晶温度高。因此，FCC结构的奥氏体耐热钢比BCC结构的铁素体－珠光体钢和马氏体钢具有更高的热强性和抗氧化性。最高工作温度可达850℃使用温度越高，差别越明显。固溶强化型奥氏体耐热钢这类钢是在1Cr18Ni9Ti奥氏体不锈钢的基础上发展起来的。1Cr18Ni9Ti奥氏体不锈钢可制作在600℃左右工作的锅炉和汽轮机管件和锻件，有较好的高温强度。但是，由于Ni含量低，往往会出现一定量的d铁素体，降低钢的持久强度。同时，长期在该温度工作会析出s相，使钢产生脆化倾向。增加Ni含量提高奥氏体稳定性，清除d铁素体，钢的强度会得到提高。在此基础上，添加2~3%Mo或者W来固溶强化奥氏体基体，钢的持久强度会进一步提高。例：1Cr18Ni12Ti、1Cr18Ni12Mo2Ti

沉淀强化型奥氏体耐热钢根据沉淀强化相的不同，沉淀强化型奥氏体不锈钢分为金属间化合物强化型和碳化物强化型。（1）金属间化合物沉淀强化型奥氏体耐热钢以g’-Ni3Ti或g’-Ni3(Ti,Al)为主要强化相，析出的g’相和奥氏体基体共格，产生沉淀强化。以GH132钢为例，其化学成分为＜0.08%C，13.5~16%Cr，24~27%Ni，1.0~1.5%Mo，1.75~2.3%Ti，≤0.4%Al和少量的V及微量的B。可以制作在650~700℃长期工作的部件，如喷气发动机部件。合金元素的作用：Cr：约15%，可保证钢具有良好的化学稳定性；Ni：约25%，是为了获得奥氏体组织（约需要15%Ni），并保证能够形成足够量的沉淀强化相g’-Ni3(Ti,Al)；Ti：2.15%，是为了保证形成足够量的沉淀强化相g’-Ni3(Ti,Al)。如果Ti含量过高，含在奥氏体晶界形成胞状h-Ni3Ti（简单六方结构），致使钢的高温缺口敏感性增大，持久塑性降低。Al：≤0.4%，使g’-Ni3Ti变成g’-Ni3(Ti,Al)，稳定性提高，消除h-Ni3Ti在奥氏体晶界胞状析出。Al过高，还会出现Ni2AlTi相，稳定性差，易聚集长大，不能做沉淀强化相。Mo：通过固溶强化基体，提高持久强度，同时还能改善持久塑性和缺口敏感性；V：当Ti含量在上限时，少量V可以阻止M23C6型碳化物的形成；B：微量B偏聚在晶界，使M23C6和h-Ni3Ti在晶界形核困难，阻止了它们在晶界连续析出，从而消除钢的缺口敏感性。B还可以强化晶界，提高持久强度。但是B加入量过高，会在晶界形成低熔点硼化物，因此一般控制在0.001~0.01%以内；Si、Mn：钢中的残存元素，含量高时会形成无强化作用的粗粒状G相（Ni14Ti9Si6）和AB2相(Fe,Cr,Mn,Si)2(Ti,Mo)，降低钢的持久强度和寿命，应该控制在最低限。GH132钢的热处理工艺：980~1000℃固溶处理，采用油冷以防止冷却过程中心部析出粗大的g’相。固溶温度不能过高，以防止晶粒长大。固溶处理后在700~760℃时效，使g’相以极细小的颗粒析出在奥氏体基体上。g’相为细球状，与基体共格。值得注意的是：固溶处理前的变形对固溶处理时晶粒长大有很大影响。小于5%的冷变形会使固溶处理时的再结晶晶粒异常长大，特别是在临界变形量（2%）时尤为严重。所以，如果需要变形，冷变形是必须超过6%，热变形必须超过10%。时效前的变形对性能有显著影响。冷变形加速时效时g’相析出，使时效后的硬度峰值温度向低温方向移动，组织稳定性变差。所以，通过采用二次时效，即在760℃时效16小时以获得稳定的组织，然后再在704℃时效16小时以获得均匀的硬度。（2）碳化物沉淀强化型奥氏体耐热钢通过在奥氏体基体上弥散析出MC型稳定碳化物而强化，同时可附以Mo、W的固溶强化。例如：4Cr13Ni13Co10Mo2W3Nb3钢：添加13%Ni和10%Co保证钢为奥氏体基体，13%Cr保证钢有足够的抗氧化能力，2%Mo和3%W可以对基体产生明显的固溶强化，3%Nb保证与0.4%C按照定比碳原则（Nb/C=8）形成足够量的MC型碳化物，起沉淀强化作用。MC型碳化物是以NbC为主的含有一定量Mo、W的复合型碳化物，即（Nb,Mo,W）C。4Cr13Mn8Ni8MoVNb钢：8%Mn和8%Ni保证钢为奥氏体基体，13%Cr保证钢有足够的抗氧化性，Mo起固溶强化作用，而V和Nb可以形成MC型碳化物（V,Nb）C起沉淀强化作用。合金化特点：以Cr保证钢的固溶强化，以Ni、Co、Mn保证钢的基体为奥氏体，通过W、Mo的固溶强化，V、Nb碳化物的析出强化来保证钢具有足够的高温强度，且V、Nb的添加量按照定比碳原则，即V/C=4、Nb/C=8，以保证几乎全部的碳原子都形成MC型碳化物，产生最高的强化效果。热处理：固溶强化＋高温时效。例如，4Cr13Mn8Ni8MoVNb钢在1140℃保温1.5~2小时后水冷，以防止冷却时析出VC而造成大截面零件在时效时内外组织和性能的不均匀性。固溶处理后670℃时效4~16小时＋760~800℃时效14~16小时，空冷。第一次时效温度较低，VC析出呈细小而弥散分布，钢的强度高，但塑性韧性低，具有缺口敏感性；第二次时效温度高于工作温度，弥散分布的VC颗粒适当长大，在低于750℃有很好的稳定性，改善了一级时效后钢在性能上的缺陷。这类钢可在650~700℃范围内使用，制作涡轮盘件。6.4工业炉用耐热钢工业加热炉和热处理炉的大量构件是用耐热钢做的，它们一般承受的载荷并不大，但要求构件抗介质的化学腐蚀。加热炉和高温固溶处理炉一般在1000~1200℃工作，而淬火、退火、正火等热处理炉在≤950℃的温度工作。根据工作温度范围不同，工业炉用耐热钢大体分为四类。Fe-Al-Mn系炉用耐热钢

Fe-Cr-Mn-C-N炉用耐热钢

Fe-Cr-Ni奥氏体炉用钢

Fe-Cr-Al合金6.4.1Fe-Al-Mn系炉用耐热钢成分范围为0.65~0.85%C、25~30%Mn、6~10%Al、1.0~1.5%Si、≤0.1%RE。Al和Si是为了提高钢的抗氧化性，C和Mn主要是为了扩大g相区，稳定奥氏体。适当的C、Mn、Al比例可以保证得到单相奥氏体或奥氏体加少量d铁素体组织。C>0.85%时碳化物在奥氏体晶界不连续沉淀并发生部分珠光体转变，钢明显变脆。Mn含量过高对钢的抗氧化性不利。Si：提高钢的抗氧化性，但Si含量增高会增加钢的脆性。RE：能提高钢的抗氧化性，同时提高钢液的流动性，改善铸件表面质量，降低热裂倾向。含Al高有良好的抗渗碳性能。在冶炼和铸造过程中由于Al含量高易发生二次氧化。Mn、Al含量高也使钢的膨胀系数变大，铸件冷却过程中易开裂。因此，需要控制浇铸温度，设计上尽量减少构件截面的突然变化。这类钢主要用作铸件。6.4.2Fe-Cr-Mn-C-N炉用耐热钢C、N含量分别为0.3%和0.26%。合金化元素除Cr、Mn外还加入约2%Si，以提高抗氧化性，有时还加入适量的Ni。控制C、N、Mn、Ni等奥氏体形成元素和Cr、Si等铁素体形成元素的含量，可以保证得到单相奥氏体。典型钢种有Cr19Mn12Si2N和Cr20Mn9Ni2Si2N。由于钢中含有较高的C、N，在700~900℃温度范围使用过程中会析出Cr的碳化物和氮化物，明显降低钢的室温韧性，为此加入一定量的Ni。这类钢可用作铸件和锻件。6.4.3Fe-Cr-Ni奥氏体炉用钢工作温度高于1000℃的工业炉构件，特别是要求使用期长、比较耐久的构件，一般使用高Cr-Ni奥氏体炉用钢，例如Cr20Ni20，3Cr18Ni20Si2或1Cr25Ni20Si2。Cr保证钢的抗氧化性，2~3%Si进一步提高钢的抗氧化性，但超过3%Si会降低钢的热塑性和室温韧性。高Ni保证了钢具有奥氏体组织。这类钢主要用作铸件，可在900~1200℃使用。生产铸件时，为提高钢液的流动性，C含量可提高到0.2~0.4%。为改善铸件的抗氧化性和蠕变强度，对铸件进行固溶处理，使碳化物溶解，并消除d铁素体，得到均匀的单相奥氏体。固溶处理的加热温度为1060~1150℃，保温5~7小时后水冷。6.4.4Fe-Cr-Al合金加入足够量的Cr和Al，保证钢有良好的抗氧化性，使用过程中不起皮。例如，Cr25Al5合金，可以在1350℃下工作，主要用于电加热元件（电阻丝）。Fe-Cr-Al合金为铁素体组织，蠕变强度低，高温下晶粒长大倾向较大，长期使用会使晶粒粗化而引起脆化。铸锭具有粗大的柱状晶结构，高温塑性差。加入微量稀土元素可以细化铸锭晶粒，减小柱状晶区。6.5耐热钢的冶金特点6.5.1杂质元素和特殊添加剂对耐热钢高温性能的影响

Pb、Sb、Sn、S等杂质存在与铸锭的初生树枝状晶界及变形后的晶界，对与晶界有关的性能，如可锻性、持久强度、持久塑性、脆性等都有极大影响。Ni含量越高，杂质对持久强度的影响越严重。其中Pb的危害最大，Sb次之，S的影响最小。低熔点杂质在树枝状晶界的含量超过一定量时，就容易产生热变形裂纹，并沿晶界扩展。加入碱土金属Ca和Ba，稀土金属Ce和La以及Zr、B等微量元素，由于它们能与低熔点杂质元素Pb、Sb、Sn、S形成高熔点化合物，可以减轻或消除低熔点杂质的有害作用，同时还可降低钢中的气体，细化铸锭中的粗大柱状晶组织，因而提高钢的热塑性，改善持久塑性。6.5.2耐热钢的冶炼特点为了使钢净化，消除杂质元素和夹杂物对性能的有害影响，耐热钢的冶炼采用双联工艺，即增加了精炼工艺，如真空冶炼和电渣重熔。真空冶炼降低钢中O、N、H的含量，减少氧化物及硅酸盐夹杂物，部分低熔点杂质因蒸发而除去。电渣重熔可以脱硫，去除夹杂物和O、H等气体，但是不能除去N气，因为N与Ti、Nb形成稳定的氮化物。电渣重熔还能改善钢锭的结晶组织，减少偏析，使钢锭致密度提高，成分均匀。这些都提高钢的高温塑性，高温疲劳强度和持久强度以及持久塑性。6.5.3耐热钢的热加工特点耐热钢，特别是马氏体耐热钢和奥氏体耐热钢，由于含有较高的合金元素，导热率低，钢锭有许多组织缺陷，如穿透的粗大柱状晶及严重的成分偏析。在高温下锻造时，由于枝晶间偏析，很容易沿初生树枝状晶界形成裂纹。加入稀土金属可以得到初生晶粒较细的铸锭，并使柱状晶区缩小，是改善热塑性的有效方法。电渣重熔钢锭的组织较均匀，碳化物、氮化物的带状分布减轻，增加了钢的热塑性。为了防止锻造时开裂，应该合理选择锻造温度范围和锻造加热次数。6.6Ni基耐热合金在Cr20Ni80的基础上加入大量强化元素，如W、Mo、Ti、Al、Nb、Co、Ta等，工作温度高于铁基耐热合金750~850℃的最高工作温度。以金属间化合物为沉淀强化相，主要是g’-Ni3(Al,Ti)相。

g’-Ni3(Al,Ti)相