| 详细介绍：
0.15~0.55%Si,
0.27~0.63%Mn,
P≤0.02%,Ni≤0.43%,
7.9%~9.6%Cr,
0.8%~1.1%Mo,
0.16%~0.27%V,
0.25%~0.11%Nb,
Al≤0.04%,0.029%N
1Cr9Mo1VNbN碳是钢中固溶强化作用最明显的元素，随含碳量的增加，钢的短时强度上升，塑性、韧性下降，对1Cr9Mo1VNbN这类马氏体钢而言，含碳量的上升会加快碳化物球化和聚集速度，加速合金元素的再分配，降低钢的焊接性、耐蚀性和抗氧化性，故耐热钢一般都希望降低含碳量，但含碳太低，钢的强度将降低。
1Cr9Mo1VNbN钢与12Cr1MoV钢相比，含碳量降低20%，这是综合考虑上述因素的影响而决定的。
1Cr9Mo1VNbN钢中含微量氮，氮的作用体现在两个方面。一方面起固溶强化作用，常温下氮在钢中的溶解度很小，1Cr9Mo1VNbN钢焊后热影响区在焊接加热和焊后热处理过程中，将先后出现VN的固溶和析出过程：焊接加热时热影响区内已形成的奥氏体组织由于VN的溶入，氮含量增加，此后常温组织中的过饱和程度提高，在随后的焊后热处理中有细小的VN析出，这增加了组织稳定性，提高了热影响区的持久强度值。另一方面，1Cr9Mo1VNbN钢中还含有少量A1，氮能与其形成A1N，A1N在1 100℃以上才大量溶入基体，在较低温度下又重新析出，能起到较好的弥散强化效果。加入铬主要是提高耐热钢的抗氧化性、抗腐蚀能力，含铬量小于5%时，600℃开始剧烈氧化，而含铬量达5%时就具有良好的抗氧化性。12Cr1MoV钢在580℃以下具有良好的抗氧化性，腐蚀深度为0.05 mm/a，600℃时性能开始变差，腐蚀深为0.13 mm/a。1Cr9Mo1VNbN含铬量提高到9%左右，使用温度能达到650℃，主要措施就是使基体中溶有更多的铬。
钒与铌都是强碳化物形成元素，加入后能与碳形成细小而稳定的合金碳化物，有很强的弥散强化效果。加入钼主要是为了提高钢的热强性，起到固溶强化的作用。
1Cr9Mo1VNbN的最终热处理为正火+高温回火，正火温度为1040℃，保温时间不少于10 min，回火温度为730～780℃，保温时间不少于1h，最终热处理后的组织为回火马氏体。
1Cr9Mo1VNbN钢的常温抗拉强度≥585 MPa，常温屈服强度≥415 MPa，硬度≤250 HB，伸长率(50 mm标距的标准圆形试样)≥20%，许用应力值［σ]650℃=30 MPa。
编辑本段焊接性能
按照国际焊接学会推荐的碳当量公式算得1Cr9Mo1VNbN的碳当量为
可见1Cr9Mo1VNbN的焊接性较差。1Cr9Mo1VNbN的临界冷却速度低，奥氏体稳定性很大，冷却
时不易发生正常的珠光体转变，从而冷却到较低温度时发生了马氏体转变。正由
于此，1Cr9Mo1VNbN的淬硬和冷裂倾向很大。
由于热影响区的各种组织具有不同的密度、膨胀系数和不同的晶格形式，在
加热和冷却过程中必然会伴有不同的体积膨胀和收缩；另一方面，由于焊接加热
具有不均匀和温度高的特点，故而1Cr9Mo1VNbN焊接接头内部应力很大。
对于1Cr9Mo1VNbN，奥氏体十分稳定，要冷却到较低温度(约400℃)才能变为
马氏体。粗大的马氏体组织脆而硬，接头又处在复杂应力状态下。同时，焊缝冷
却过程中氢由焊缝向近缝区扩散，氢的存在促使了马氏体脆化，其综合作用的结
果，很容易在淬硬区产生冷裂纹。
焊接热循环对焊接头热影响区的晶粒长大有重大的影响，特别是紧邻加热温
度达到最高的熔合区。当冷却速度较小时，在焊接热影响区会出现粗大的块状铁
素体和碳化物组织，使钢材的塑性明显下降；冷却速度大时，由于产生了粗大的
马氏体组织，也会使焊接接头塑性下降。
1Cr9Mo1VNbN钢在调质状态下焊接，热影响区产生软化层不可避免，而且比珠
光体耐热钢的软化更为严重。当用加热和冷却速度均较缓慢的规范时，软化程度
较大。另外，软化层的宽度和它离熔合线的距离，不仅与焊接的加热条件及特点
有关，还与预热、焊后热处理等有关。
可以看出，1Cr9Mo1VNbN钢焊缝热影响区产生的软化现象比较严重，而
且接头的回火温度越高，软化程度越严重，接头强度利用系数大大下降。
1Cr9Mo1VNbN钢在焊后热处理之前，冷却温度一般不低于100℃，如果在室温
下冷却，而环境又比较潮湿时，容易出现应力腐蚀裂纹。德国规定：在焊后热处
理之前必须冷却至150℃以下。在工件较厚、有角焊缝存在及几何尺寸不好的情况
下，冷却温度不低于100℃。如果在室温下冷却，严禁潮湿，否则容易产生应力
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