9Cr铁素体/马氏体耐热钢不仅具有良好的室温和高温强度，还因具有较高的热导率、较低的热膨胀系数和较低的辐照肿胀率^[1]，在火电和核电领域得到了广泛应用，其中核电领域主要用于堆芯、包壳和换热管等结构部件的制备^[2,3]。随着先进核电系统的发展，结构材料在服役时所面临的服役环境变得更加苛刻。比如在采用液态Pb (Pb-Bi)作为冷却剂的铅冷快堆中，结构材料除了要经受高温和辐照外，还需要直接接触流动的液态金属，因此还要求结构材料具有优良的耐液态金属腐蚀的性能^[4,5]。然而传统的9Cr铁素体/马氏体钢与液态金属的兼容性较差，研究^[6~8]表明，与液态金属接触后其表面生成疏松多孔的氧化膜，不能有效阻碍合金元素穿过氧化膜，导致氧化膜快速生长，造成9Cr铁素体/马氏体钢面临失效的风险。Si因与O有较强的结合能力，且生成的致密氧化物对合金元素的扩散具有良好的阻碍作用，因此常通过提高铁素体/马氏体钢中的Si含量，来提高其耐液态金属腐蚀性能。如Wang等^[9]的研究表明，随着Si含量的增加，9Cr铁素体/马氏体钢在Pb-Bi共晶溶液中氧化层的厚度逐渐减小，原因在于Si含量增加后，内氧化区生成的SiO₂层的连续性和致密性增加，其阻碍原子扩散的能力也得到了提升，从而显著提高了合金钢的耐腐蚀性能。然而值得注意的是，Si作为较强的铁素体形成元素，加入Si会对铁素体/马氏体钢的微观组织和力学性能产生影响。比如Chen和Rong^[10]发现在低活化铁素体/马氏体钢中增加Si含量后，提高了铁素体向奥氏体转变的温度，从而细化了原始奥氏体晶粒，提高了合金钢的室温拉伸强度。Zhang等^[11]对不同Si含量的9Cr铁素体/马氏体钢进行550℃时效后，发现当Si含量达到1.0% (质量分数)时，调质态合金钢中会出现δ铁素体，且时效后析出的Laves相数量会随Si含量的增加而增加；Si含量的增加会提高调质态9Cr铁素体/马氏体钢的室温拉伸强度，且时效后析出的Laves相也会在一定程度上提高合金钢的拉伸强度。周军等^[12]研究了不同Si含量9Cr铁素体/马氏体钢经600℃时效后冲击功变化，发现调质态合金钢的室温冲击功随Si含量的增加先增加后降低，而时效后高硅合金钢由于析出了数量较多的Laves相，因此冲击功显著下降。综上可知，Si虽然可以显著提升9Cr铁素体/马氏体钢的耐液态金属腐蚀性能，但对合金钢的微观组织和力学性能等都会产生较大影响。

针对铅冷快堆中换热管用耐液态Pb-Bi腐蚀耐热钢的研发需求，前期工作在ASME标准中P91钢成分的基础上，结合Cr、Ni当量的计算，对其成分进行了优化调整，研制开发了一种Si增强型的9Cr铁素体/马氏体钢(记为H-Si钢)。研究结果表明，H-Si钢的耐Pb-Bi腐蚀性能明显优于P91钢。作为可能应用于铅冷快堆建设的结构材料，H-Si钢除了增加Si含量外，还对Ni、Mn、Mo元素含量进行了调整，但元素含量调整对合金钢的微观组织和力学性能(尤其是长时时效后)的影响尚不清楚。本工作选用H-Si和P91合金钢作为研究对象，通过对比回火态和550℃时效3000 h 2种状态下合金钢微观组织和力学性能的变化，揭示元素含量调整后(尤其是Si含量)对Si增强型9Cr铁素体/马氏体钢显微组织和力学性能的影响机制，为耐Pb-Bi腐蚀9Cr铁素体/马氏体钢的研制开发提供理论指导。

本实验冶炼制备了2种成分的9Cr铁素体/马氏体钢，其中P91为ASME标准成分，主要用于对比研究。而Si增强型的9Cr铁素体/马氏体钢是在P91钢成分基础上，提高了Si、Ni、Nb等元素含量，同时对Mo、Mn等元素含量进行了微调，该高硅型合金钢记为H-Si钢。合金钢采用真空感应炉熔炼，浇铸成25 kg的钢锭。铸锭先进行均质化处理，均质化温度为1150℃，保温12 h后空冷至室温。然后将钢锭在1150℃保温2 h后进行锻造，再将锻造后的锻坯在1150℃保温1 h后进行轧制。终锻与终轧温度均不低于900℃，最终轧制的板材厚度为12 mm。从轧板上取样进行热处理，其中正火工艺为：1050℃保温0.5 h，然后空冷至室温。回火工艺为：760℃保温1.5 h，然后空冷至室温。铁素体/马氏体钢在核电服役过程中将面临高温环境，为了考察Si增强后合金钢在高温长时间保温后的组织稳定性和力学性能变化，将回火态合金钢放置在烘箱中进行时效处理，时效温度为550℃，保温3000 h后取出，然后进行组织观察和力学性能测试。

沿着回火态和时效态板材的轧制方向分别取拉伸和冲击试样，每种状态下均取2个平行试样进行力学性能的测试，测试结果取其平均值。拉伸实验采用圆棒试样，其尺寸为：螺纹段直径10 mm，平行段直径5 mm、长30 mm，室温拉伸实验在AK-1000KNG拉伸试验机上进行，拉伸速率为0.5 mm/min (屈服前)和3.5 mm/min (屈服后)。冲击实验采用标准Charpy-V型缺口试样，其尺寸为10 mm × 10 mm × 55 mm，室温冲击实验在RKP450冲击试验机上进行。

金相样品分别从铸锭、回火态和时效态板材上取样，经过机械研磨、抛光后，用Vilella试剂(1 g C₆H₃N₃O₇ + 5 mL HCL + 95 mL C₂H₅OH)进行腐蚀，然后在GX51型金相显微镜(OM)上进行微观组织观察，并用线性截距法(GB/T 6394—2017)统计原始奥氏体晶粒尺寸。使用配备Ultim MaxN硅漂移型能谱仪(EDS)的MIRA3型场发射扫描电镜(FESEM)进行微观组织观察，并用Image-Pro Plus软件对FESEM像中的析出相尺寸进行统计，每种析出相的统计照片不少于10张。电子背散射衍射(EBSD)样品经过机械研磨、振动抛光后，用MERLIN Compact FESEM中集成的Nordlys F⁺系统进行数据收集，基体和断口截面进行数据收集时采用的步长分别为0.03 和0.05 μm，再使用HKL Channel 5软件进行数据分析。透射电镜(TEM)样品经机械研磨至厚度为50 μm的薄片，然后冲孔成直径3 mm的圆片，最后进行双喷电解减薄(双喷液为10% (体积分数)的高氯酸酒精溶液、电解温度为-20℃、电压为20 V)，最后使用F200X TEM进行观察。

表1给出了回火态和时效态P91和H-Si合金钢的室温拉伸性能对比。可见，回火态下P91钢的屈服强度(YS)和抗拉强度(UTS)分别为560和714 MPa。Si增强后的H-Si钢强度均有增加，其YS和UTS分别提高到628和759 MPa。时效后，P91钢的强度变化不明显，YS和UTS分别为554和716 MPa。而H-Si钢的强度则有所增加，其YS和UTS分别为644和782 MPa，分别较回火态提高了16和23 MPa，增加幅度较小。因此，时效后H-Si钢的强度仍高于P91钢。回火态2种合金钢的延伸率(A)和断面收缩率(Z)均相同，其中A为23.5%，Z为74%。时效处理后2种合金钢的A和Z均出现了一定程度的下降，但2种合金钢之间并没有明显差异。表1还列出了回火态和时效态2种合金钢的室温冲击功对比。回火态P91和H-Si钢的室温冲击功基本相同，分别为216和211 J。冲击功较高，说明回火态2种合金钢均具有较好的冲击韧性。经过550℃、3000 h时效处理后，2种合金钢的冲击功均出现了下降，此时P91和H-Si钢的冲击功分别为163和114 J。与回火态相比，2种合金钢的冲击功分别下降了25%和46%，说明Si增强后的H-Si钢冲击韧性下降幅度更大。值得注意的是，虽然时效后2种合金钢的冲击功出现了下降，但冲击功均高于100 J，说明时效后2种合金钢仍具有较好的冲击韧性。由此可见，与P91钢相比，Si增强型H-Si钢的强度有一定程度的增加，但塑性和韧性基本保持不变。经550℃长时时效后，Si增强型H-Si钢的强度略有增加，其强度显著高于P91钢；塑性则有不同程度的下降，但延伸率和断面收缩率均与P91钢相当，而冲击功则明显低于P91钢。

图1所示为P91和H-Si合金钢的铸态组织和均质化后H-Si钢显微组织的OM像。可见，在铸态P91钢中未观察到有δ铁素体的存在(图1a)。而Si增强后的H-Si钢中则出现了一定数量的δ铁素体(图1b)，其形状不规则，呈弥散分布，含量约为3.9% (体积分数)。对9Cr铁素体/马氏体钢而言，δ铁素体属于有害相，因此需要避免出现或者将其消除。本工作对含有δ铁素体的H-Si钢铸锭采用均质化处理，以期消除δ铁素体。由图1c可见，均质化处理后H-Si钢中未观察到δ铁素体，说明铸态时存在的δ铁素体已被完全消除。由此可见，虽然Si增强后会在铸态组织中引入一定量的δ铁素体，但采用均质化处理可以将其完全消除，从而获得了不含δ铁素体的H-Si钢。

对均质化处理后的钢锭进行热锻、热轧，然后采用正火和回火处理。图2所示为回火态P91和H-Si合金钢显微组织的OM像。由图可见，回火处理后2种合金钢均为典型的回火马氏体组织，同时可以观察到析出了数量较多的第二相。值得注意的是，在合金钢中均未观察到δ铁素体的存在。由图还可以看出，合金钢的原始奥氏体晶界清晰可见，其中P91钢的晶粒尺寸为24 μm，H-Si钢的晶粒尺寸为17 μm。

为了进一步观察第二相的析出特征和马氏体亚结构，对回火态的P91和H-Si合金钢进行了SEM观察，并利用EDS对第二相进行成分分析，如图3所示。由图可见，2种合金钢中都可以清晰观察到原始奥氏体晶界和马氏体板条(图3a和b)，且在界面(包括原始奥氏体晶界和板条界)和基体内均析出了大量的第二相，其中沿界面析出的数量更多。值得注意的是，原始奥氏体晶界上析出相的数量虽然较多，但析出相与析出相之间仍有间隙，并未成串分布。从高倍SEM像(图3c和d)可以看出，2种合金钢中的析出相类型相同，均存在2类第二相：一种第二相为外形为短杆状或椭球状的析出相，其数量较多，除了在基体内大量析出外，沿界面析出数量更多，通过EDS分析可知，这是一种富Cr的碳化物(图3e)；另一种第二相尺寸较大，外形为近球状，主要分布在基体内部，EDS分析表明其为富Nb的析出相(图3f)。对比2种合金钢中析出相的尺寸可知，P91钢中富Cr析出相尺寸明显大于H-Si钢，2种合金钢中富Nb析出相的尺寸则基本相近。对回火态的2种合金钢进行了TEM观察，如图4所示。由图可见，2种合金钢中存在数量较多的析出相，且明显看出有沿板条析出的特征。多数析出相为短杆状，这种析出相的尺寸较小。与此同时还存在数量较少、尺寸较大的近球状析出相，这与SEM观察到的2类析出相结果相一致。通过选区电子衍射(SAED)分析可知，尺寸较小的析出相为fcc结构的M₂₃C₆ (图4b右上角)，结合SEM结果可知为富Cr的碳化物。而尺寸较大的析出相为fcc结构的NbC (图4b左下角)。由此可见，2种回火态合金钢内均存在大量的碳化物，分别为主要分布在界面处的M₂₃C₆ (短杆状、椭球状)和基体内部的NbC (近球状)，2种合金钢中NbC的尺寸相近，但P91钢中M₂₃C₆尺寸大于H-Si钢。

图5所示为时效态P91和H-Si合金钢的SEM像。可见，时效处理后2种合金钢仍保持典型的板条马氏体结构特征，其板条和原始奥氏体晶界清晰可见，P91和H-Si钢的原始奥氏体晶粒尺寸分别为25和22 μm，其尺寸与回火态差别不大。由此可见，550℃时效处理3000 h后合金钢的基体组织保持稳定，且在界面和基体中同样都析出了大量的第二相。值得注意的是，与回火态晶界析出相不连续相比，时效后2种合金钢晶界处析出相数量明显增多，部分晶界处的析出相成串分布，说明时效处理促进了第二相的析出。从高倍SEM像(图5c和d)可以清晰观察到该现象，晶界处析出相之间基本没有间隙，出现了相互连接的现象。与回火态合金钢相比可以发现，2种时效态合金钢中析出相均发生了粗化。

对时效态P91和H-Si合金钢进行了TEM观察，如图6所示。可以清楚地观察到原始奥氏体晶界、板条界和基体内部都分布着大量的析出相，且界面处析出相的数量明显多于基体内部。与回火态合金钢的TEM像相比，可以发现时效后2种合金钢板条界面上的析出相数量明显增多，部分界面处析出相成串分布(图6a、b)，与SEM观察结果一致。界面上的析出相主要为短杆状和椭球状，对其进行面扫描可以发现，这些析出相为富Cr的碳化物(图6c)，应为富Cr的M₂₃C₆。值得注意的是，在个别富Cr的区域附近，还存在富Mo、Si的现象(图6c)，且这2种元素的富集与Cr的富集并不完全重叠，这说明有新的第二相析出。与M₂₃C₆对比可以发现，该富Mo、Si的析出相衬度较暗，其尺寸较大且形状不规则(图6b)。SAED花样(图6b插图)表明，该富Mo、Si的第二相为hcp结构的Laves相。该相衬度较暗是因为原子质量较大的Mo含量较高。Laves相在其他位置也有分布(图6b)，但其数量相对较少，主要在晶界上分布，且在Laves相附近通常有衬度较浅的M₂₃C₆。与H-Si钢相比，在时效态P91钢中也同样发现了大量的M₂₃C₆和少量的Laves相，其中Laves相的存在形式与H-Si钢一样。值得注意的是，H-Si钢中Laves相的尺寸明显大于P91钢，且其数量也较多。这从时效态P91和H-Si合金钢的EBSD相分布结果(图7)可以看出，H-Si钢中Laves相尺寸明显更大，其含量约为0.22% (体积分数)，明显高于P91钢中Laves相的含量(0.13%)。值得注意的是，这种Laves相的形态并不都是规则的棒状或球状，往往具有尖角或棱角(图6a和b)，这对合金钢的韧性不利。通过TEM观察，在时效态合金钢中也观察到NbC的存在(图6b)，其尺寸和外形都与回火态合金钢相一致，说明NbC比较稳定，不容易粗化长大。

Si是一种较强的铁素体形成元素，增加Si含量会提高铁素体/马氏体钢中δ铁素体的析出倾向。铁素体/马氏体钢中δ铁素体的析出倾向可用Cr当量(Cr_eq)来表征，其公式如下^[13]：

式中，[M]为元素M的质量分数。Cr_eq的值越大，δ铁素体的析出倾向越强。一般认为当Cr_eq > 10时，在铁素体/马氏体钢中就会析出δ铁素体。本工作中的H-Si钢采用了Si增强的设计，由上式可知Si含量的提高明显会增大Cr_eq，因此在合金化设计时主要通过同时提高Ni含量，以达到适当降低Cr_eq的目的。通过计算可知，P91和H-Si合金钢的Cr_eq分别为9.24和10.92。显然Si增强后合金钢的Cr_eq超过了临界值10，从而导致铸态H-Si钢中析出了δ铁素体(图1b)。δ铁素体作为一种有害相，需要将其含量减少或者完全消除。利用Thermo-Calc计算了P91和H-Si合金钢平衡态下的相组成，如图8所示。可见，高温液相在冷却过程中首先会析出高温铁素体(即δ铁素体)，随着温度的下降，δ铁素体完全转变成奥氏体，随后又完全转变成铁素体。说明平衡态下，2种合金钢均不会出现δ铁素体。实际钢锭在浇铸凝固冷却过程中，冷速相对较快，往往δ铁素体来不及析出，温度已经进入奥氏体温度区间，从而观察不到δ铁素体的存在，比如本工作中的P91钢。然而由于Si含量的增加，导致H-Si钢中高温铁素体存在的温度区间扩大，随着在该温度区间停留时间的延长，显然会增加δ铁素体的析出倾向，这也是本工作中铸态H-Si钢存在少量δ铁素体的原因。然而Si增强后H-Si钢仍存在完全奥氏体温度区间，为880~1180℃，说明在该温度区间δ铁素体会发生溶解。因此本工作选用的均质化温度为1150℃，保温一定时间后达到了完全消除δ铁素体的目的。此外，本工作H-Si钢选取的锻造、轧制和正火温度分别为1150、1150和1050℃，均不在δ铁素体的析出温度区间内，不会发生δ铁素体析出的现象，因此可以获得完全无δ铁素体的回火态H-Si钢。

由图8还可以看出，增加Si含量仅改变了各基体组织(δ铁素体、奥氏体和铁素体)的相转变温度，H-Si钢仍可以通过常规的正火处理获得奥氏体高温相，然后空冷获得亚结构丰富的板条马氏体组织。然而，Si含量增加后对合金钢的第二相析出有较大影响。表2所示为回火态和时效态P91和H-Si钢中析出相尺寸的统计结果。可见，2种合金钢中NbC的尺寸基本相同，均约为510 nm，且时效后未发生明显的粗化，表明该碳化物有着较高的稳定性。一般而言，固溶后回火过程中析出的NbC较小，其尺寸在20~50 nm^[14]。而本工作观察到的NbC尺寸明显较大，比回火过程中析出的M₂₃C₆尺寸还大。这是因为本工作合金钢中出现的NbC属于一次碳化物，是在铸锭凝固时从液态金属中直接析出的，在高温液相中由于元素扩散速率较快，因此析出的NbC尺寸较大，类似的现象在文献[15,16]中也有报道。一次析出的NbC在轧制和热处理过程中能够有效钉扎晶界从而细化晶粒^[17]，这也是本工作2种合金钢晶粒尺寸较细的原因。与P91钢相比，H-Si钢中Nb含量较高，导致其析出的NbC数量较多，从而使得H-Si钢晶粒尺寸相对较小。

与NbC不同，一方面回火态P91钢中M₂₃C₆的尺寸要明显大于H-Si钢，分别为106和82 nm。另一方面，时效处理后2种合金钢中M₂₃C₆均发生了粗化，尺寸分别为135和98 nm，与回火态相比分别增长了27%和20%，显然P91钢中M₂₃C₆的粗化更明显。2种合金钢中M₂₃C₆的这种差异，一方面与H-Si钢中Nb含量较高有关，因为Nb是一种强碳化物形成元素，优先在凝固过程中析出的NbC将会占据较多的C，从而使得正火固溶的C含量减少，最终导致回火过程中析出的M₂₃C₆尺寸较小。相同的现象在9CrWVTi钢中也被观察到，Ti通过与C结合形成TiC从而细化了M₂₃C₆的尺寸^[18]；另一方面与H-Si钢中Si含量的增加有关。图9所示为回火态H-Si钢界面处M₂₃C₆的TEM像及其EDS面扫描和线扫描元素分析结果。可见，界面上析出了若干碳化物，从形貌可以判断其为M₂₃C₆型碳化物(图9a)，EDS面扫描结果也证实了这一点。值得注意的是，在该碳化物的周围存在着明显的富Si层，呈现出富Si层包裹M₂₃C₆的现象(图9b)。从EDS成分线扫结果可以清晰地观察到，在中间富Cr的碳化物两边，Si呈现明显的富集(图9c)。采用同样的方法对回火态P91钢中的M₂₃C₆进行了EDS面扫元素分析，如图10所示。可见，在P91钢中界面处M₂₃C₆的四周并未观察到富Si现象(图10b)。Si不是碳化物形成元素，因此并不参与M₂₃C₆的析出，所以M₂₃C₆生长过程中会发生往外排Si的现象^[19]，由于Si在铁素体中的扩散速率较慢，因此来不及扩散的Si元素会在M₂₃C₆与基体的界面处富集，并最终形成Si包裹M₂₃C₆的现象。显然，这种Si包裹碳化物的行为，阻碍了元素的扩散，从而有效地阻碍了M₂₃C₆的粗化长大，这也是回火态H-Si钢中M₂₃C₆尺寸较小的原因。值得注意的是，这种Si在M₂₃C₆周边富集的行为，在时效过程中也会起到2方面的作用，其一是该现象同样会阻碍元素扩散，并减缓M₂₃C₆的粗化长大。这是本工作H-Si钢时效3000 h后，M₂₃C₆粗化相对较慢的原因；其二，这种Si在碳化物周边富集的行为，为Laves相的析出创造了有利条件。Laves相的成分主要为Fe₂Mo，且Laves相的析出需要有Mo的富集才能完成形核然后长大^[20,21]。而550℃下Mo原子在铁素体/马氏体钢中的扩散速率相对较慢，因此Laves相的形核往往需要较长的孕育期^[11,22]，所以通常都在较长时间时效后Laves相才析出。有研究^[21,23]表明，当铁素体/马氏体钢中存在Si的富集后，Laves相形核所需Mo含量下降，从而有利于Laves相的析出。本工作中回火态H-Si钢中由于M₂₃C₆周边存在Si的显著富集，促进了Laves相的析出。因此与P91钢相比，在H-Si钢中观察到的Laves相尺寸较大、数量较多。值得注意的是，实验中观察到的Laves相多在晶界上的M₂₃C₆旁边分布，这是由于晶界能量较高，合金元素通过晶界扩散相对更容易。同时紧邻M₂₃C₆形核可以提高形核率，降低临界形核功^[11]，因此对Laves相的形核和长大更有利。

与P91钢相比，Si增强后的H-Si钢强度明显提高，而延伸率、断面收缩率和冲击功变化不大。时效3000 h后，H-Si钢的强度略有上升，而P91钢的强度变化不大，时效后2种合金钢的延伸率和断面收缩率均略有下降，但冲击功下降较明显。值得注意的是H-Si钢的冲击功下降幅度更大。由此可见，Si增强后合金钢的力学性能发生了较大的变化。合金钢的力学性能主要取决于其成分、组织和第二相等。由组织观察和分析可知，Si增强后合金钢的基体组织并未发生改变，均为板条马氏体结构，且合金钢的晶粒尺寸变化不大，显然基体组织不是造成力学性能变化的原因。与P91钢相比，Si增强型H-Si钢主要提高了Si、Ni含量，并微调了Nb、Mo和Mn等合金元素，而C、Cr等元素并未调整。可见，元素含量变化较大的为Si和Ni等元素，其中Ni的固溶强化作用相对较弱，且Ni的调整并不影响第二相的析出行为，因此Ni对力学性能的影响可以不考虑。显然，Si含量的增加对合金钢力学性能的变化起主导作用：一方面，Si具有较强的固溶强化作用，增加Si含量会提高固溶强化作用^[10,11]，对合金钢的强度有利；另一方面，Si的加入改变了析出相(包括M₂₃C₆和Laves相)的析出行为，从而影响了合金钢的力学性能。合金钢的析出强化效果可用下式表示^[24]：

式中，Δσ_ps为析出相强化增量；G为剪切模量(76 GPa^[24])；b为Burgers矢量模(2.85 × 10^-10 m^[24])；d_p为析出相尺寸；f_v为析出相体积分数。从 式(2)可知，Δσ_ps与d_p成反比，与fv成正比。NbC是一种较稳定的析出相，本工作回火态和时效态2种合金钢中，NbC尺寸基本相同，故不会造成强度的差异。因此合金钢的析出强化主要与M₂₃C₆和Laves相的变化有关。2种合金钢中Cr和C含量相同，可以认为2种合金钢中M₂₃C₆体积分数相当。而回火态下H-Si钢中M₂₃C₆的尺寸较小，故其产生的析出强化作用高于P91钢。因此，由于Si的固溶强化和M₂₃C₆的析出强化等共同提高，最终使得回火态H-Si钢的强度明显高于P91钢。时效后2种合金钢中的M₂₃C₆均发生了粗化，但H-Si钢的M₂₃C₆粗化速率相对较慢，其尺寸相对较小，因此根据 式(2)可知时效态H-Si钢中M₂₃C₆的析出强化要高于P91钢。此外，时效后2种合金钢均析出了Laves相，均产生了一定的析出强化作用。P91钢由于M₂₃C₆粗化较快，其析出强化作用下降，从而抵消了Laves相析出产生的强化作用，因此时效后P91钢的强度基本保持不变。而时效态H-Si钢中M₂₃C₆粗化较慢，其析出强化作用降低幅度较小，因此H-Si钢时效后强度略有增加。2种回火态合金钢的延伸率和断面收缩率基本相同，这是由于2种合金钢的微观组织均为回火马氏体组织，虽然Si含量增加后细化了M₂₃C₆，但并不改变合金钢的变形方式，均为塑性断裂，因此2种合金钢具有相同的塑性。时效后2种合金钢均析出了Laves相，Laves相作为一种脆性相，在拉伸变形过程中容易在其附近形成位错塞积^[25]，从而导致2种合金钢的塑性略有下降。

与塑性类似，由于2种回火态合金钢具有相近的微观组织，因此2种合金钢均具有较好的冲击韧性，且均为韧性断裂，而时效后2种合金钢的冲击韧性均下降。图11所示为时效态P91和H-Si合金钢冲击断口形貌的SEM像。可以发现，P91钢冲击断口呈现的是纤维状断口形貌(图11a)，说明发生的仍是韧性断裂。而H-Si钢的冲击断口则为混合断裂模式，除了纤维区之外，还存在较大比例的解理区(图11b虚线所示)，呈现典型的河流花样(图11b插图)。这也说明时效处理后H-Si钢的冲击韧性不如P91钢，与2种合金钢冲击功的测试结果相一致(表1)。时效后H-Si钢冲击功的下降和冲击断裂模式的改变，主要与Si含量增加引起的Laves相析出有关。对时效态P91和H-Si合金钢的室温冲击断口截面进行了观察，如图12所示。可以发现，P91钢断口附近存在一定数量的连续性孔洞，而在孔洞上往往都存在着球状碳化物(图12a)，结合前文的组织观察结果(图3c)，可知该碳化物为NbC。NbC由于尺寸较大，在冲击变形过程中容易引起应力集中^[26]，当应力集中到一定程度就会形成孔洞，孔洞相互连接从而形成裂纹。2种回火态合金钢只含有M₂₃C₆和NbC 2种析出相，在受力过程中较大尺寸的NbC则成为萌生裂纹的裂纹源。时效态H-Si钢断口截面附近则存在明显的二次裂纹(图12b)，表明其冲击韧性较低，显然NbC并不是造成该合金钢冲击时出现二次裂纹的原因。图12b 插图为时效态H-Si钢冲击断口截面中二次裂纹尖端的EBSD相分布图，可以观察到裂纹周围往往存在大尺寸的Laves相。与近球状的NbC相比，Laves相不仅是脆性相，而且外形不规则，带有锐利尖角(图6a和b)，这种相与基体的结合力较差，在冲击变形受力过程中不仅易于裂纹萌生，且裂纹会沿着脆性相快速扩展^[25,27]，从而导致合金钢的冲击韧性急剧下降，其断裂模式也由韧性断裂转变成混合断裂模式。值得注意的是，时效态P91钢中虽然也出现了Laves相，但其断裂模式仍为韧性断裂，说明该合金钢中的Laves相并未造成断裂模式的改变。仅因为Laves相的出现增加了裂纹集中的位置，从而导致了冲击功的下降。造成这种现象的原因可能与Laves相的尺寸有关，Lee等^[28]在P92钢的蠕变实验中就发现当Laves相尺寸大于某一临界值(130 nm)时，合金钢会发生韧性断裂向脆性断裂的转变。本工作中时效态H-Si钢中Laves相的尺寸明显大于P91钢，推测该合金钢中Laves相也存在某一临界尺寸，当实际Laves相大于临界尺寸时，将会发生韧性断裂向脆性断裂的转变。值得注意的是，时效态H-Si钢中Laves相尺寸为129 nm，与文献[28]报道的临界尺寸130 nm接近，这说明对于本工作合金钢冲击过程而言Laves相的临界尺寸较小，这可能与冲击断裂过程中变形速率较快有关。变形速率越快，对脆性相的尺寸越敏感，因此冲击实验下使断裂模式发生转变的Laves相临界尺寸可能会小于130 nm。

(1) Si含量增加后，扩大了δ铁素体存在的温度区间，增加了δ铁素体的析出倾向，从而导致H-Si钢铸态组织中出现了少量δ铁素体。这些δ铁素体可通过均质化处理完全消除。Si含量的增加并未改变合金钢的基体组织，对合金钢的晶粒尺寸基本没有影响，因此回火处理后可以获得没有δ铁素体的完全马氏体H-Si钢。

(2) Si增强后会在M₂₃C₆周边形成富Si层，从而阻碍了M₂₃C₆的长大，使得回火态H-Si钢中M₂₃C₆的尺寸小于P91钢。这种M₂₃C₆周围富集的Si，在时效过程中也会起到限制M₂₃C₆粗化的作用，使得M₂₃C₆的粗化速率小于P91钢；同时也为Laves相的形核生长提供了有利条件，使得H-Si钢中Laves相的尺寸较大且数量较多。

(3) 回火态H-Si钢一方面因增加了Si含量，提高了固溶强化作用，另一方面因其M₂₃C₆尺寸更小，析出强化作用更明显，从而其强度明显高于P91钢，但塑性、韧性与P91钢相当。时效处理后，因Laves相析出导致H-Si钢的强度增加，而延伸率和断面收缩率均下降。同时2种合金钢时效过程中析出的Laves相都造成了合金钢冲击功的下降，但因H-Si钢中Laves相的尺寸较大、数量更多，导致其冲击断裂时发生了部分解理断裂，从而造成冲击功下降更显著。