近年来，随着我国电力和锅炉行业的快速发展，对锅炉管坯的需求持续增长。10Cr9Mo1VNb是一种马氏体型不锈钢，具有高抗氧化性和耐高温蒸汽腐蚀性，良好的冲击韧性和持久塑性，可用于亚临界、超临界锅炉壁温620℃高温石油裂解装置炉管、过热器、再热器钢管、高温容器、蒸汽管道、核电换热器等。我厂近期发现钢材锻造回火过程中出现爆裂现象，有时甚至出现贯穿整个钢坯的长爆裂现象。根据对锻造开裂原因的了解和总结，现从退火炉加热、不同热处理体系的控制情况以及钢材的微观组织与性能关系等方面进行分析研究。

1. 技术要求

1.1 化学成分（冶炼分析）

1.2 制造方法

采用电炉冶炼、炉内精炼和真空脱气处理，钢锭必须进行锻造，锻造比大于 3。

2. 生产过程

热钢锭到达锻钢厂后，应尽快装入冷却坑并加盖，以避免钢锭冷却过快。待慢速冷却时间到位后，转入备用炉，炉温650~750℃，保温8小时。加热温度为1180~1200℃，并尽可能施加较大的压力。由于锻造和回火等原因，不允许延长装炉时间，装炉时间为40分钟。

3. 爆炸原因的抽样分析

在锻造点火过程中，对 160786 号炉号的 10Cr9Mo1VNb 管坯（炉号分别为 160760、160786、161170）进行取样分析和鉴定。

3.1 10Cr9Mo1VNb管坯爆破低功率测试

管坯断裂形式包括光滑裂纹和全长裂纹。裂纹深度已超过裂纹半径，未发现其他冶金缺陷。

3.2 金相分析和试验验证

对锻件样品进行了微观组织分析，并对3个样品和1个未开裂的普通10Cr9Mo1VNb样品进行了硬度测试。结果表明，边缘、半半径和芯部硬度值均达到>HB 380，而普通样品的硬度值为HB 170。

正常样本组织：扩散脱氢680℃退火组织为铁素体和粒状碳化物；SA-335/SA-335M标准称为10Cr9Mo1VNb铁素体合金钢，其点火状态应为

铁素体组织。测试表明，20mm×10mm的样品在1050℃下绝缘50分钟后，空冷的正常组织为马氏体片状组织。

组织基本相同，样品经1050℃正常淬火、780℃空冷回火、马氏体分解，但仍具有方向性。

根据金相检验结果，爆破试验钢试样的组织为马氏体，而普通10Cr9Mo1VNb钢在退火状态下的组织并非马氏体。因此，进行验证试验：分别采用1080℃保温1.5 h水冷、空冷，以及1080℃保温1.5 h后分别进行650℃、680℃、710℃保温20 h炉冷，并进行组织和硬度测试，结果如表2所示。

组织观察和硬度测试表明，水冷、空冷样品完全形成马氏体，650℃绝缘体没有铁素体+碳化物转变，与空冷组织状态相同，硬度相似，680℃绝缘体部分变成铁，大部分或马氏体组织（见图1），710℃绝缘体基本变成铁+碳化物（见图2）。

4. 原因分析

由于10Cr9Mo1VNb钢含有大量的Cr、Mo、V、Nb等合金元素，使得焊道转变曲线右移，临界冷却速度较低，奥氏体稳定性较好，MS点也得到改善。根据10Cr9Mo1VNb钢的连续冷却曲线，其Ms点应接近40℃，A到F+C转变曲线的最低温度接近680℃。可以认为，680℃以上的退火组织为铁素体+碳化物，而A到F+C的转变只能保持奥氏体状态，并在后续冷却过程中形成马氏体组织。我们的实验也证明，710℃保温20小时可完全转变为铁素体+碳化物，而680℃保温20小时则无法完全转变。由于时间不足，仅部分转化为铁素体，大部分组织为马氏体，A 到 F + C 的转变根本没有发生。

我们目前的热处理系统是：锻造后材料在600℃下加热，然后在680℃下保温70小时，最后以30℃/h的速率升温至150℃。正常情况下，显微组织应为铁素体+碳化物，硬度为HB 180至HB 200。而爆裂试样的组织为马氏体，硬度为HB 385。经生产现场调查发现，有4块爆裂钢片被放置在炉子的低温区。

通过以上分析可知：由于退火炉温度不均匀，导致单块钢材的保温温度远低于680℃；尽管保温时间延长，但仍无法在奥氏体向铁素体+碳化物转变的保温阶段发生相变，只能保持奥氏体状态；在随后的冷却过程中，虽然冷却速度较慢，温度也很低，但仍会发生马氏体转变。因此，冷却后存在较大的残余应力。由于冷却速度较慢，热应力应能得到充分释放，残余应力主要由组织应力构成，即核心部分承受切向压应力，表面承受切向拉应力；当残余应力超过抗拉强度时，就会发生爆裂。

5. 结论

（1）10Cr9Mo1VNb管坯因回火温度低而开裂。

（2）热处理炉温度不均匀，导致在远低于隔热温度的区域加热的管坯在冷却时形成马氏体组织，并产生较大的残余应力爆发。

6. 改进措施

（1）提高锻造退火温度，并使用炉温更均匀的退火炉。

（2）适当提高退火温度，以补偿炉内温度不均匀的情况。