金屬材料強度與溫度關系

1、金屬材料的強度預溫度的關系1.2.3.4.內容金屬材料在高溫下的力學行為特點7fR里而乂表征材料高溫力學性能的強度指標高溫強度的影響因素1 金屬材料在高溫下的力學行為特點由于高溫下原子擴散能力的增大，材料中空位數(shù) 量的增多以及晶界滑移系的改變或增加，使得材 料的高溫強度與室溫強度有很大的不同?？紤]材料的高溫強度時，除了溫度與力學這二個最基本的因素之外，還必須考慮時間及介質因素的影響。在高溫條件下材料的變形機制增多，易發(fā)生塑性 變形，表現(xiàn)為強度降低，形變強化現(xiàn)象減弱，塑 性變形增加。強度隨溫度升高而降低，塑性則隨溫度升高而增加。對于大多數(shù)碳鋼、鋸鋁鋼和奧氏體鋼，強度極限 隨溫度的變化大致上可分為

2、三個階段:初始階段、中間階段和第三階段。在初始階段溫度較低，強度極限隨著溫度的升高而明顯降低。在中間階段，強度極限隨溫度升高而緩慢下降。在溫度較高的第三階段，強度極限急劇降低。u碳鋼和某些低合金鋼（如CrMo鋼、Cr-Mo-V鋼）在中間階段強 度極限會出現(xiàn)一個升高的峰值，這是時效硬化所造成的。峰值溫度與材料的藍脆溫度相當。OOOO7 600O30020020鋼15CrMo4M18-S不銹伸15CrMo鋼-18-8不銹鋼20030040020鋼600 溫度,"C碳鋼和Cr-Mo鋼的伸長率和斷面收縮率隨溫度的變 化也可分為三個階段：初始階段、中間階段和第三階段。在初始階段，伸長率和斷面收

3、縮率隨溫度升高而逐漸下降;中間階段，伸長率和斷面收縮率達到一個最低值,然后又開始回到第三階段,隨著溫度的升高伸長率和斷面收縮率明顯升高。6020鋼& 520鋼 6 100100200300200300400溫劇c6005006007金屬材料的高溫強度在高溫條件下，應變速度對材料的強度也有明顯 的影響。應變速度越高，材料的強度也越高。盡管室溫下應變速度對強度也有影響，但在高溫下這種影響要 大得多。O30250150450°C£ =85%/min£ =10%/mine =1.0%/mine =0.1%/min£ =1.0%/min £ =0

4、.1%/min£ =10%/min25°C10203040506070金屬材料的高溫強度8應變£ %金屬材料的高溫強度#由于應變速率的這種影響，為了使高溫短時拉伸試驗的結 果能相互比較，其試驗時間必須統(tǒng)一規(guī)定。各國在試驗標準中都對此作出了嚴格的要求材料在高溫條件下，承受不同的載荷，其斷裂所需的時間也不同。不但斷裂所需的時間隨著承受的應力增加而縮短，而且斷裂的形式也會 發(fā)生改變。晶界強度與晶粒強度隨溫度增加而下降的趨勢不同,在其交點 對應溫度Ts （稱為等強溫度）以上z材料由穿晶斷裂變?yōu)檠鼐?斷裂。形變速度愈低則Ts愈低溫度小結強度隨溫度升高而降低，塑性則隨溫度升高

5、而增加。力學行為及性能與加載持續(xù)時間密切相關在高溫下即使承受應力小于該溫度下的屈服強度，隨著承載時間的增加材料也會產生緩慢而連續(xù)的塑性變形，即材料將發(fā)生蠕變。在高溫下隨承載時間的增加塑性會顯著下降，材料的缺口敏感性增加, 斷裂往往呈脆斷現(xiàn)象。溫度影響材料的微觀斷裂方式。環(huán)境介質對材料的腐蝕作用隨著溫度的升高而加劇，從而影響材料 的力學性能。因此，材料的室溫力學性能不能反映它在高溫承載時的行為, 必須進行專門的高溫性能試驗，才能確定材料的高溫力學性而溫度與時間是影響金屬高溫性能的重要因素，故研究金屬高溫力學行為必須研究溫度、應力和應變與時間的關系。2. 蠕變金屬在一定溫度、一定應力（即使小于Os

6、）作用下，隨著時間的增加而緩慢連續(xù)產生 塑性變形的現(xiàn)象稱為蠕變。蠕變在溫度較低時也會發(fā)生，但只有在溫度高于03Tf （熔點溫度）時才比較明顯。引起材料蠕變的應力狀態(tài)可以是簡單的（例如單向 拉伸、壓縮、彎曲），也可能是復雜的；可以是靜 態(tài)的,也可能是動態(tài)的。21蠕變曲線的定性分析蠕變是材料力學性能之一，材料抗蠕變的能力是蠕變強度， 用蠕變極限表ZF o材料抗蠕變斷裂的能力用持久強度表示。蠕變極限與持久強度用試驗測定，測定出的蠕變曲線可能是恒應力狀態(tài)，也可能是恒溫度狀態(tài)曲線。無論何種，典型的蠕變曲線都可以分為三個階段,不同金屬材料在不同條件下得到的蠕變曲線是不同的同一種金屬材料蠕變曲線的形狀也隨應

7、力和溫度不同而不同但一般而言，各種蠕變曲線差不多都保持著上述三個組成部分，只是各階段持續(xù)時 間長短不一3左圖表示了溫度不變時應力對蠕變曲線的影響，3右圖表示了應力不變時溫度對蠕變曲線的影響。由圖可見，應力較小或溫度較低時，蠕變第二階段即穩(wěn)定蠕變階段延續(xù)很長。 反之則第二階段可能很短甚至消失。這時蠕變只有第一階段和第三階段，材 料將在短時間內斷裂。時間時間一蠕變第一階段以晶內滑移和晶界滑移方式 進行。蠕變初期由于攀移驅動力不足，因而滑移造成的形變強化效應超過攀移造成的故變形速率不斷降低。蠕變初期可能在晶界臺階處或第二相質點附近形成裂紋核心，也可能由于晶界滑動在三晶粒 交匯處受阻而形成裂紋核心。蠕

8、變第二階段，晶內變形以位錯滑移和攀 移交替方式進行，晶界變形以晶界滑動和 遷移交替方式進行。晶內遷移和晶界滑動使金屬強化，但位錯攀移 和晶界遷移使金屬軟化，強化與軟化作用達到 動態(tài)平衡時，形變速率即保持穩(wěn)定。蠕變第二階段在應力和空位流同時作用下，裂 紋優(yōu)先在與拉應力垂直的晶界上長大，形成楔 形和孔洞形裂紋。蠕變第三階段在由第二階段后開始連接的楔形與孔洞形裂紋上進一步依靠晶界滑動、空位擴散和孔洞連接而擴展，蠕變速度加快，直至裂紋達到臨界尺寸而斷裂。在高溫嫌變條件下晶 間裂紋的形成、',飛 2二"ii一-在幾個晶粒邊界的交接處形成裂紋沿著垂直于主拉伸應分 的晶粒邊界形成空洞圖3.

9、 80取自蠕變試棒的顯微組織，顯示蠕變空洞及楔形裂紋a）裂紋起源于三重邊界，材料為7Cr14NiTi奧氏體不銹鋼。在650弋 （1202T） . 80MPa下進行3383h的蠕變試驗b）沿著晶粒邊界的串珠狀裂紋。 材料為17Cr14NiTiB奧氏體不銹429h 的蠕變試驗（引自 Henry and Horstmann 7J ）21金屬材料的高溫強度圖3. 81斷口顯微照片，顯示蠕變孔洞及楔狀裂紋a)蠕變孔洞(空洞)，形成T800r (1472T),位于晶粒邊界，材料為Nimonic 1050在-196X ( -32PF)打斷試樣時發(fā)現(xiàn)b) Inconel 625中的楔狀裂紋c) Incoloy

10、 800中的楔狀裂紋金屬材料的高溫強度(a)引自 Engel and Klingele10' b)、c)引自 Kerlins and Phillips 9* 一種理想的材料，要求它的蠕變曲線具有很小的 起始蠕變（蠕變第一階段）和低的蠕變速度（蠕變第 二階段），以便延長產生1 %總變形量所需的時間。同時也要有一個明顯的第三階段，可以預示材料 的強度正在消失，斷裂時有一定的塑性。蠕變是一個包含許多過程的復雜現(xiàn)象。比起室溫下的 力學性能來材料的蠕變性能對組織結構的變化更為敏感。所以蠕變曲線的形狀往往隨著材料的組織狀態(tài)以及蠕變過程中所發(fā)生的組織結構變化的不同而不相同。例如在高溫下會發(fā)生相變的某

11、些合金（如Fe - 20.5%W , Ni - 25.5%Mo等 廠 即使在承受拉伸載荷時z也會由于相變時的 體積變化而使試件收縮,形成所謂的負蠕變現(xiàn)象。22蠕變曲線的定量分析關于蠕變曲線的表示方式，有用蠕變過程中應變或應變速度與時間的關系來表 示，有用應變或應變速度與溫度的關系來表示, 還有用應變或應變速度與應力的關系來表示。03有些表達式可同時表達三個階段的蠕變規(guī)律，3有的只表示某階段的蠕變規(guī)律。不同的表示方式可獲得不同的關系式，目前應用較 廣的是應變或應變速度與時間的關系。2.2.1在給定溫度或應力下蠕變與時間的關系 Bailey提出適用于第一階段的公式(1/3<n<1/2

12、)(1) Mevetly提出適用于第一及第二階段的公式第二階段為線性關系，上兩式中的A、B、C、F均 為實驗待定常藪,E為應變,t為時間。高溫蠕變與低溫蠕變Graham和Walles提出第一及第二階段公式，在較低溫度和較小應力時，第一 階段蠕變公式為：稱為a蠕變或對數(shù)蠕變，也稱為低溫蠕變。當溫度較高應力較低時，公式為：稱為卩蠕變或高溫蠕變，卩是由應力和溫度決定的常數(shù)。 而第二階段的蠕變公式為：(5)稱為K蠕變。高溫蠕變和低溫蠕變并沒有嚴格區(qū)分的溫度界限，不過前者往往發(fā)生在原子 擴散速度比較大的情況下,一般以0.5 Tf作為界限,在此以上是高溫蠕變,以 下是低溫蠕變。按這個溫度區(qū)分時，低溫蠕變也

13、可能有回復現(xiàn)象發(fā)生，不過進行的不很 充分而已。也有人把蠕變第一階段看成是較低溫度下起主導作用的0( 蠕變和較高溫度的以p蠕變?yōu)橹鞯娜渥兊目偤?，合并?3) 和式(4)可得表示蠕變曲線第一階段的通式：對蠕變第三階段的表達式”研究較少。雖曾 有人提出過一些關系式，但并沒有普遍的意 義。一般認為蠕變的加速階段沒有共同的關 系式。222應力與蠕變速度的關系研究應力與蠕變速度的關系時多采用恒速 蠕變階段，因為設計時多以第二階段蠕變 速度作為指標。這樣可使研究簡化，并有 明確的工程意義。這方面的關系式主要有Garofalo和Finnie根 據(jù)他們的實驗結果提出的應力一蠕變速度 關系式：ss = Bc &a

14、mp;w =£工sinfa多2.2.3溫度與蠕變速度的關系溫度對蠕變有重要影響，進行蠕變試驗時 必須精確測量與控制溫度。隨著溫度升高,蠕變速度增大。許多人提出過溫度與恒速蠕變的變形量或蠕變速度的關系式。 Mott 式： Dorn 式： ZeneeHolloman 式:2.3金屬材料在蠕變中的組織變化口 2.3.1晶體結構0. 001700800900溫度,°CO 1 1 11 OO O6001000晶體結構不同原子自 擴散能力也不同，蠕 變速度即隨之發(fā)生變 化。純鐵在相同溫度 下體心立方的擴散能 力大于面心立方，所 以低碳鋼在溫度超過 相變點時蠕變速度會 發(fā)生突變。金剛石結

15、構的元素原子自擴散系數(shù)較小， 因此Ge、Si具有較咼的咼溫強度。除晶體結構對原子自擴散能力有影響外， 反映原子結合能力的金屬熔點對擴散也有 很大影響。高熔點金屬擴散系數(shù)小，所以高溫材料多 添加高熔點元素，如W、Mo、V、Tax Nb、 Nix Cr等。23.2亞晶多晶體的實際變形是不均勻的。試驗表明純鋁在350°C1.37MPa外加應力下經(jīng)9.5h產生的總蠕變伸長量為18.6% 但每 個晶粒的蠕變伸長量是不相同的。小的僅為15% z而大的有36%。由于蠕變過程中變形的不均勻性，到一定程度原 始晶粒會被形變交錯組成的狹窄形變帶分割成很多位向略有差異的小晶粒，即形成亞晶。蠕變的第一階段和

16、第二階段均可形成亞晶。23.2亞晶亞晶尺寸隨溫度升高和應力降低而增大， 尺寸增大到一定程度后將不再變化。亞晶 界就是位錯墻，是位錯密度很高的位錯胞 壁。亞晶的形成過程相當于在應力作用下的多邊化過程,需要位錯的交錯滑移和攀移?？趤喚П旧硎潜容^穩(wěn)定的，但是亞晶的相對 轉動會引起蠕變，因而就整個材料而言， 具有亞晶的材料比較容易變形。2.33晶粒尺寸蠕變速度與晶粒直徑的關系如下:° H低溫中等溫度高溫 T/Tf >0.5)式中：媯最小晶粒直徑，肋材料常數(shù)。(13)上式表明，低溫恒速蠕變速度與晶粒直徑成正比。隨溫度升高,晶粒不斷長大，高溫下蠕變速度與晶粒直徑成反比。晶粒尺寸對不同溫度下

17、蠕變速度的影響差異與嫦變機制有關。高溫蠕變是擴散機制，晶界原子擴散能力大于晶內，晶粒粗大晶界體 積減少，使得蠕變速度降低。234晶界室溫下晶界對滑移起阻礙作用，溫度升高阻礙作用減小。 高溫下晶界參與變形，并對總的蠕變形變量產生作用。多晶體蠕變由晶內蠕變與晶界蠕變組成。兩部分所占比例與溫度及蠕變速度有關。晶界變形量占蠕變總變形量的比例隨溫度升高和形變速度的降 低而增加，有時甚至高達40 % 50%。因此晶界參與形變的行為是蠕變變形中不可忽視的重要方面。晶界蠕變是晶界滑移引起的，晶界滑移能力與晶界結構和 位向有關。在力角度晶界范圍內，隨位向差增大晶界滑移量也增大，晶界變形量在總變形量中所占比例也越

18、大。純鐵在晶粒直徑30pm時，晶界變形可占總變形的60%。35金屬材料的高溫強度2.3.5溶質原子溶質原子尺寸、熔點等對 固溶體蠕變都有影響。溶質引起的點陣畸變越大， 位錯運動越困難，蠕變越 不容易進行。溶質熔點越高阻礙蠕變的 效應也越大。高熔點溶質的存在可能使 得固溶體熔點升高，原子 擴散激活能增大，從而使 蠕變速度降低，提高材料 的蠕變強度。鐵基合金中加入Mo、Cr、 Nk Mn等對蠕變強度的影 響見圖12。 Mo與Fe的原子半徑差最大 且Mo的熔點文高( 2625°C) #所以能顯著 提高鐵素體鋼的高溫強度。金屬材料的高溫強度300 25020015010050iIII0123

19、45溶質含量（）32236彌散相大部分耐熱鋼或耐熱合金為使材料強化在基體上常有彌散分布的離散相。這些彌散相對蠕變速度的影響見圖。適當?shù)膹浬⑾囝w粒間距是提高材料高溫強度的關鍵。3. 表征材料高溫力學性能的強度指標 3.1條件蠕變極限 3.2持久強度 3.3鋼的持久塑性 3.4鋼的應力松弛3.1條件蠕變極限為了表征材料在某一溫度條件下抵抗蠕變的能力，應當將“強度”的概念與“蠕變變形”聯(lián)系起來，這就是條件蠕變。它有二種定義方法：種是指在給定溫度下引起規(guī)定變形速度（蠕變速度）時的應力值。 此處所指的變形速度是第二階段的穩(wěn)定變形速度。如在電站鍋爐、汽輪機和燃氣輪機中,規(guī)定的變形速度一般是 1x10-5%

20、/h或1x10-4%/h,則以Q或I；代表在t溫 度下，蠕變速度為1 X 1 0 - 5% / h或1 X 1 0 - 4% / h的蠕變極限。1 %的條件蠕變極限。另一種是指在給定溫度下，在規(guī)定的使用時間內使試件發(fā)生一定量 的總變形時的應力值。表示在t溫度下,經(jīng)1 05或1 04小時后總變形量為36金屬材料的高溫強度蠕變總變形量可按（14）式計算:(14)式中：£坊總變形；W為第二階段的蠕變速度；t為時間；£0為彈性變形；為 蠕變曲線在第一階段結束時的切線在縱坐標軸上截取的長度” 一般可用蠕變 第一階段的變形£來代替，二者的數(shù)值相差不大。（參見圖7 ）上述二種蠕

21、變極限所確定的變形量，由于這個差值很小，可以略去不計，于在10叨時的總蠕變變形量為1 %o其值相差為（見圖7）。 故一個恒定的蠕變速度1 X10-5% / h就相當條件蠕變極限無法確定材料在該溫度及應力條件下發(fā)生斷裂所需的時間以及斷裂時材料的總變形量，也無法知道材料在斷裂前的整個蠕變過程。即它不能表示材料在高溫條件下的斷裂情況。因此，僅僅依靠蠕變試驗的結果作為設計高溫承載元件的強度依據(jù)是不夠的。37金屬材料的高溫強度3.2持久強度持久強度是表征材料在高溫條件下長期使用的力學性能指 標。因為材料的持久強度試驗要一直到試樣斷裂，所以它可以反映 金屬材料在高溫下長期使用至斷裂時的強度和塑性。它是以在

22、給定的溫度下，經(jīng)過一定時間而斷裂時材料所能承受的 最大應力來表示。持久強度試驗不僅能反映材料在高溫下長期工作的斷裂抗 力，通過測量試件在斷裂后的殘余伸長和截面收縮，也能 反映材料的持久塑性。許多鋼種在短時試驗時其塑性較好，但經(jīng)高溫長時加載后塑性有顯著降低的趨勢，有的持久伸長率僅1 %左右，呈現(xiàn)出蠕變脆性現(xiàn)象。3.2持久強度持久強度和蠕變極限都是反映材料高溫力學性能的重要指標。區(qū)別在 于側重點不同。蠕變極限以變形為主，如汽輪機葉片、軸等動設備在長期運行中, 只允許產生一定的變形量，在設計時就必須考慮蠕變極限。而持久強度主要考慮材料在長期使用中的破壞抗力，如高溫容器、 高溫管道等靜設備，對蠕變要求

23、不嚴，但必須保證在使用期內不 破壞，這就需要以持久強度作為設計依據(jù)。由于持久強度試驗耗時較長，因此確定持久強度的困難在于要用較短 的試驗結果去推測、估算長時期的持久強度值（例如用10牛的試驗結 果去預測105h甚至更長時間的持久強度值）。而蠕變試驗往往可以用較短的試驗時間（如2000-3000小時）測得 的蠕變第二階段的速度，就有可能達giJ10-7mm/mm.h的數(shù)量級。因 而用蠕變速度確定材料的蠕變極限時不必象確定持久強度那樣要作較 遠的外推。3.2持久強度為了外推出符合實際的持久強度值，必須研究和建立應力和使用期限 間的可靠關系。這種關系由于金屬材料在高溫下長期運行時組織結構變化等因素的

24、影 響而比較復雜。近年來，大量試驗時間很長（接近105h）的持久強度試驗數(shù)據(jù)的積累 以及理論研究的發(fā)展，為建立這一關系創(chuàng)造了有利的條件。關于高溫強度的外推方法，常用的主要有等溫線法、時間_溫度參數(shù)法、最小約束法（站函數(shù)計算法）、狀態(tài)方程法等,尤其是前二種，實際應用的比較多。等溫線法 t = A a_B A. B材料常數(shù)，（可用線性回歸方法求出） 參數(shù)法（Larson-Miller法） T ( C+log t) = P (a) T£®(k) C材料常數(shù)（奧氏體鋼取18） t試驗時間h （斷裂） P（o）應力參數(shù) o試驗應力例題 Cr-Ni奧氏體鋼高溫持久試驗的數(shù)據(jù)如下，試求:

25、應力與持久肘間的關系曲線 求出81(rc下經(jīng)受2000h的持久強度極限 求出600°C下20000h的許用應力溫度(°C)應力(Mpa)斷裂時間(h)溫度(°C)應力(Mpa)斷裂時間(h)5404801670650345955405504356503756454062011265041025540700237301201700260034532107301359534600410268730170812600480112730195344600515457302356160055024810701535365017043895810885073650205120

26、1181010513586502402248810120722650275762810135268650310198810170281000斷裂時間(h)45金屬材料的高溫強度1015171921232500IX熱強參數(shù)T(ClgT)X10-347金屬材料的高溫強度3.3鋼的持久塑性持久塑性是材料在高溫條件 下工作的重要指標之一。持久塑性降低會使材料發(fā)生 脆斷。圖14表明了幾種低合金熱強鋼的持久塑性與試驗時間 的關系。各種鋼的持久塑性都有個最低值。鋼種不同，出現(xiàn)最低&值的 時間不同。同一種鋼，試驗溫度不同， 出現(xiàn)最低6值的時間也不同。圖15為0.5M o鋼在不同溫度 時的持久塑性。金屬

27、材料的高溫強度20CrlMolVTiB鋼570°C1543100 1000 10000 100000 試驗時間,h#oo o o3 2 1o100101000 10000試驗時間,h10000044弓I起持久塑性降低的原因很多，主要仍是合金元素、金相 組織和熱處理的影響。合金元素對熱強鋼的持久塑性有著明顯的影響，凡是鋼中加入能強烈形成碳化物的元素，就會在晶內沉淀析出細小的碳化物，使持久塑性降低，匹能改善晶界強度的元素,則有利于持久塑性的提 咼。在Cr-Mo鋼和Cr-Mo-V鋼中，貝氏體組織的持久塑性最低，而鐵素體+珠光體組織有較高的持久塑性, 馬氏體組織的持久塑性在二者之間。此外，鋼

28、在高溫長期應力的作用下，組織 結構的穩(wěn)定性對持久塑性也有影響，特別 是碳化物在晶內或晶界析出對熱強鋼的持 久塑性有顯著影響?？傮w而言，關于材料高溫持久塑性的研究尚不充分，特別是長期持久塑性值很難用 短時試驗數(shù)據(jù)外推求得，必須經(jīng)高溫長期 試驗來獲得，從而為持久塑性的研究增加 了許多困難。3.4鋼的應力松弛3. 4. 1應力松弛現(xiàn)象與 其性能指標預加彈性變形后在拉應力條件下工作的零件（如緊固螺 栓），在高溫下總變形量恒定不變而應力隨時間延長而下 降的現(xiàn)象，稱為應力松弛。材料的高溫應力松弛現(xiàn)象也是由蠕變引起的。蠕變時，應力保持不變而塑性變形量和總變形量不斷增加。 但在松弛條件下，由于總變形量恒定（&

29、#163; = £彈+ £塑=常 數(shù)），則蠕變表現(xiàn)為隨時間的增加，塑性變形量（£塑） 逐漸增加，彈性變形量（2彈）卻逐漸減少。即塑性變形不斷取代彈性變形（見圖16）,從而使彈性應 力不斷下降。48金屬材料的高溫強度應力松弛過程可通過松弛試驗測定的松弛曲線描述。所謂 松弛曲線就是給定溫度和給定總變形量下應力O隨時間的 變化曲線，如圖17。松弛曲線分為二個階段，第一階段持續(xù)時間較短，o隨時 間增加迅速下降，第二階段持續(xù)時間很長，o下降緩慢并 逐漸趨于穩(wěn)定。時間材料抵抗應力松弛的能力稱為松弛穩(wěn)定性。松弛 穩(wěn)定性指標通過測定它的松弛曲線確定。晶間穩(wěn)定系數(shù)S。是松弛第一階段

30、的松弛穩(wěn)定性指 標,So定義為：(15)式中：er。為初應力；6為松弛第二階段的應力。晶內穩(wěn)定系數(shù)t°是松弛第二階段的松弛穩(wěn)定性指標, to定義為：(16)式中：a為第二階段松弛曲線與橫坐標的夾角(參見圖17 )。 S。、t°數(shù)值愈大，材料松弛穩(wěn)定性愈好。3.4.2應力松弛與蠕變的關系蠕變是在恒應力下，塑性變形隨時間的延長而不斷增加的過程松弛是在恒定總變形下，應力隨時間的延長而不斷降低的過程，此時塑性變形量的 增加與彈性變形量的減少是等量同時產生 的。這是二者之間的區(qū)別，但它們的本質是相似的,松弛可看作是在應力不斷降低肘的多級蠕變。材料的高溫應力松弛試驗和高溫蠕變試驗 通常

31、都要進行很長的時間，如果能以一種 試驗方法同時得到蠕變和松弛二方面的性 能數(shù)據(jù)，則有明顯的工程意義。但要提出一個精確的換算公式是十分困難的,也無 法用一條單一的蠕變曲線（或松弛曲線）換算或用 作圖法繪制出一條松弛曲線（或蠕變曲線）來。不過一些硏究表明，可由一組重復加載條件下的松 弛曲線繪制出一條蠕變曲線，或由一組不同應力下 的蠕變曲線繪制松弛曲線。4咼溫強度的影響因素材料的高溫強度是一個十分敏感的性能指標。化學成分、冶煉工藝、組織結構和熱處理工藝等對它 的影響程度遠大于對室溫力學性能的影響。有些室溫力學性能大致相同的材料在高溫強度方面相 差很大。口提咼材料咼溫強度的關鍵是二個方面：是使在蠕變變

32、形過程中受到阻礙而塞積的位錯不容 易因滑移和攀移而得以重新開動；另一是使晶界強化，盡量避免晶間開裂。因而,對高溫強度的影響因素也可以從這二方面來予以分析。4.1化學成分 4.1.1碳的影響碳對鋼的高溫強度隨鋼所處的溫度、應力、持續(xù)時間以及 鋼中存在的其它元素不同而異。對碳素鋼而言，含碳量V0.4%時，其高溫強度隨碳含量 增加而提高，但這種影響又隨溫度升高而減弱，在溫度 >500°C時已無明顯作用了。表2給出了 05Mo佳含碳量。在一定溫度和應力條件下提高高溫強度的最表2在不同溫度和應力下提高0.5Mo鋼的高溫強度的最佳含碳量這表明在較低溫度、較高應力時，含碳量 適當高一些對0.

33、5MO鋼的高溫強度有利而在較高溫度、較低應力時，含碳量宜適 當?shù)鸵恍τ贑rMo鋼和CrMo_V鋼也有同樣的結果因此，在高溫下使用的低合金熱強鋼宜取 偏低的含碳量，一般為0.18-0.25%,有時甚至低至0.10%左右。4.1.2其匕合金元素的影響圖21給出了一些常用合金 元素在426°C時對珠光體 鋼的蠕變強度的影響（此 處只指各合金元素單獨加 入鋼中的效應）。o O6 4o O2OOOOOOOOO 420864208 0*1 OQ IX IX IX IX TX合金元素的質量分數(shù)用這些元素在中形成合金固溶體，提高了固溶體的強度，并提高位錯滑移和攀移的阻力，從而提高了 材料的高溫強

34、度?？梢?，M。是提高珠光體鋼 高溫蠕變強度最有效的元 素，依次為Ci Mn、Sio57金屬材料的高溫強度強烈形成碳化物的元素V、 Nb、Ti在鋼中形成彌散分 布的沉淀相，它對位錯的 滑移和攀移起到明顯的阻 礙作用，因而具有良好的 強化效果。但它們對材料高溫強度的作用,往往存在著一個最金屬材料的高溫強度佳含量。由圖22可見，含V量在0.3 %時12CrMo鋼的蠕變速度 最低。E此我國大部分低合金熱強鋼都含有0.3%左右的V。 Nb的有效加入量比較小,一般 <0.2%o金屬材料的高溫強度1000O-550°C, 0=78. 5MPaX630°C, o=39. 2MPaT6

35、00°C, o =59MPagg<% 355另外，在鋼中加入微量的硼能產生明顯的晶界強化 作用。為提高輅鎧鋼的熱強性一般在Cr-Mo鋼中加入0.005%-0.01%的硼當幾種合金元素同時存在于鋼中時，它們對高溫強度的影響比較復雜，必須對具體材料作具體分析。大體而言,合金元素對金屬材料高溫強度的影響可歸納為: (1 )每種合金元素的作用均與其含量不成正比,往 往存在著一個最佳含量,而最佳含量又與其它合金元 素以及溫度、應力狀態(tài)有關。 (2)每種合金元素的含量越多,則其單位含量所起 的作用越小。因而多元素、少含量的鋼種往往具有較 好的高溫性能。4.2冶煉方法冶煉方法的影響主要表現(xiàn)為

36、鋼中氣體量、晶界處的偏析物、 雜質和顯微孔穴等缺陷的影響。這些缺陷越多，鋼的高溫性能越差。冶煉肘應盡量減少鋼中有害元素（S、P、Zn、Sn.等）的含量。這將明顯提高鋼的持久強度和持久塑性。試驗表明,高純度的Cr-Mo-V鋼的持久塑性比普通 的Cr-Mo-V鋼的持久塑性提高3倍,斷裂壽命高2倍。造成這種影響的原因是由于高純度鋼的晶界有害偏析大為 減少，因此為了進一步改善熱強鋼的冶金質量，目前多用 電爐熔煉加爐外精煉，電渣重熔或真空熔煉等技術，以提 高鋼的純凈度。59金屬材料的高溫強度43苗姑於酋岡3蘿左酋S決并滋曲M臂吉滂諭H?*超汁霄巡哥。 口峯半疥臂丹S蘿左酋(Fe3c)丘耳并知褂邸9活渝醉

37、肯 刖-sss.萌型御邇淋a”姑蘿左酋邸-妙W 臂S滂諭3溫細T®#同函23。并爸旦惡滋肝黑垛玫臭去SW前茗4母炷申踴QI-BMJ鄭麗B。100IIIIIIIII482'C,片狀珠光體|482'C,球狀碳化物1534821,碳化物聚集成大塊538'C,片狀珠光體538°C,球狀碳化物538r,碳化物聚集成大塊Bi:482C,球狀碳化物482 C,碳化物聚集成大塊二538'C,片狀珠光體H482 9C,片狀珠光體.538'C,球狀碳化物53VC,碳化物聚集成大塊此外，材料的晶粒度對高溫強度 也有影響。室溫條件下一般都希望鋼具有細 晶粒組

38、織，因為晶粒愈細小，由 于晶界強化的結果使得材料的強 度愈高，同時韌性也好。但在高溫條件下，較粗的晶粒組 織卻往往具有較高的抗蠕變能力， 這與高溫下的晶界強度下降較快 有關，參見圖6。當然晶粒過粗也會使鋼材變脆，造 成持久塑性及沖擊值下降。通常對 在高溫下工作的鍋爐與壓力容器用 鋼的晶粒度控制在37級，對在亞 高溫條件下工作的低碳鋼的晶粒度 控制在48級。也有試驗表明，對低合金熱強鋼的熱強性 的影響，關鍵不是晶粒度的大小，而是材 料中晶粒大小的不同習性，晶粒大小差異 越大則高溫強度越低。這是由于在大小晶粒交界處出現(xiàn)應力集中 和集中，裂紋容易在這里產生，引起過早 的斷裂。因此為了保證鋼材的高溫性

39、能，一般要求 在高溫高壓條件下工作的材料的晶粒度級 別差不超過3個等級。4.4熱處理方法室溫下一般不會引起材料組織結構的變化，因而所采用的 熱處理方法往往使鋼材的結構處于亞穩(wěn)定狀態(tài)，這樣可使 在室溫下工作的元件有較高的強度，但在高溫條件下，亞 穩(wěn)定的組織結構將發(fā)生變化，使材料的咼溫性能變壞。對于珠光體鋼，在采用正火+回火的熱處理工藝時，回火 溫度應比元件的工作溫度高100 °C以上，以便元件在工作 溫度下能保持材料組織的穩(wěn)定性，常用的珠光體型熱強鋼 般都采用這種方法。03但實際上由于高溫長期的作用，組織仍然有可能發(fā)生變化, 即材料發(fā)生老化，這將在下節(jié)中討論。對于奧氏體熱強鋼，常采用固

40、溶處理的方法。即將奧氏體鋼加熱到1050-1150X（后在水中或空氣中快速冷卻, 使碳化物及其它化合物溶于奧氏體，得到單一的奧氏體組織，使之具有較高的熱強性。4.5溫度波動對高溫強度的影響溫度波動對高溫強度的影響有二個方面:是溫度的波動使實際溫度高于規(guī)定溫度，從 而影響材料的高溫性能。二是由波動所產生的附加熱應力對高溫強度的影響。如果溫度變化較慢,波動幅度不超過20 40°C ,所產生的附加熱應力很小,可以忽略不計。此時主要是前者對高溫性能的影響。試驗表明在溫 度波動條件下材料的高溫強度（蠕變極限與持久強 度）相當于在溫度波動上限時材料的高溫強度,即低于在平均溫度時的高溫強度。4.6

41、長期服役后的材料老化及對高溫強度的影響老化或劣化指的是由于長期使用后材料性能發(fā)生 下降的現(xiàn)象。對于高溫下使用的材料，這種現(xiàn)象表現(xiàn)得尤為明顯。 近年來越來越受到工程部門的重視。所謂材料老化，本質是由組織結構的不穩(wěn)定所致。以往的材料老化研究多集中于使用中的球化現(xiàn)象描述, 由于球化分級只是一個半定量的組織結構老化描述， 所以無法與性能之間建立定量的關系。如何全面和定量地描述材料的老化特征，找出關 鍵的幾個特征參量，是老化規(guī)律研究的主要方面。材料在長期服役中發(fā)生的性能（通常指力 學性能）變差“老化、退化、劣化” aging Degradation由于性能滿足不了設計要求，導致失效。鋼的組織穩(wěn)定性鋼的加

42、熱溫度如果低于相變溫度，雖然不發(fā)生相變。但在高溫長期應力作用下，由于擴散過程的加劇，鋼的組織將逐漸發(fā)生變化。這種變 化會引起鋼的性能改變。在高溫長期運行過程中出現(xiàn)的組織不穩(wěn)定 現(xiàn)象有： 石墨化 球化 固溶體合金元素的貧化 在蠕變過程中碳化物相 析出類型的轉變 碳化物相在晶內和晶界 析出及其積累這些組織不穩(wěn) 定性的綜合影 響結果是造成 低合金耐熱鋼 熱強性降低和 鋼材脆化（性 能劣化）的主 要原因之一 貝氏體晶粒的再結晶石墨化口珠光體內的滲碳體分解為游離石墨低C鋼在450°C以上,0.5MO鋼在500°C長期工作會發(fā) 生石墨化，出現(xiàn)一般需要幾萬小時的時間。石墨化過程是與珠光體

43、中滲碳體球化伴隨產生的，并不是球化結束后才發(fā)生石墨化。試驗表明，20#鋼中游離石墨析出可在球化23級時 產生。凡是石墨化嚴重時,珠光體也幾乎完全球化。石墨化過程是個擴散過程，運行時的超溫或溫度變化 會加速擴散。強烈形成碳化物元素（6、V、Ti、Nb）能有效地阻 止石墨化過程。球化：珠光體組織中片狀滲碳體自發(fā)地趨向于球狀 滲碳體，并慢慢積聚長大。片狀滲碳體的自由能較球狀滲碳體高，這種 較高能量狀態(tài)會自行趨向于較小能量狀態(tài)。 因此片狀滲碳體有自行趨向于球狀的趨勢。70金屬材料的高溫強度#金屬材料的高溫強度怪1 520綱返夫6 ：用至色軟荼區(qū)涉誇工、誅光才 較灤約冬沖顔伍， 580 x71金屬材料的

44、高溫強度溫度和時間的影響球化的影 響因索式中t:到達一定球化速度所需的時間（小時）T：絕對溫度（K）b：珠光體鋼為33000A；由鋼成分和組織狀態(tài)決定的 參數(shù)72金屬材料的高溫強度73金屬材料的高溫強度合金元素的影響球化的影響因素球化以擴散為基礎凡是能形成穩(wěn)定碳化物的合金元素 和進入0C固溶體降低固溶體中原子擴 散系數(shù)的合金元素，都將阻止或減 緩球化及其積聚過程。Mo鋼 CrMo鋼5Mo-V鋼球化的影響因素其它因素晶粒度細晶粒具有較多的有利于擴散進 行的晶界滲碳體片的大小細小的滲碳體片縮短擴 散距離塑性變形程度和殘余應力晶格畸變和殘 余應力會加速擴散Q如：0.5MO鋼在500°C完全

45、球化所需的時間粗晶粒鋼24000h細晶粒鋼16000h03冷加工變形后5000h0（固溶體中合金元素的貧化在高溫長期應力作用下，a固溶體中合金元素 的貧化是組織不穩(wěn)定的形式之一。因為c（固溶體中合金元素的貧化與擴散過程有關，若鋼中加入的合金元素能延緩擴散過程, 則將有利于固溶體的穩(wěn)定化。如Nb、Ti、V 可以減緩其它合金元素在a固溶體中的擴散速 度，從而阻礙合金元素由固溶體內向碳化物 中遷移。76金屬材料的高溫強度3020運行時間小時）12伽丄MoV鋼圧不同濫度經(jīng)長期運彳亍 后碳化物中合金元素的變化時間小時）15CrlMolV備。迪時效后碳化物申的成分孌化XV/0=2 7:名一W 2.0(迸占

46、亠(遂ON10i_111_ L012345 078金屬材料的高溫強度蠕變過程中碳化物析出相類型的轉變由于珠光體組織中FesC的分解，固溶體內合金元素向碳化物相過渡以及碳在a固溶體內擴散過程的加速進行，會引起在蠕變過程中碳化物相析出類型發(fā)生變化，從而影響到鋼的熱強性。卍火回火淳火訃回火正火淬火5040302010535 36373839.4041424344454647P ：0(23 : loge)圖6-8持久強度嶼組織變化旳關系由于碳化物相是金屬材料中的主要強化相，其在鋼中的含量雖少，但影響 卻十分顯著，它對鋼的組織和性能變化均起著決定性作用。碳化物相在長 期使用中的一系列變化過程反映了材料的

47、老化過程。 一般而言，碳化物相的變化主要有以下幾個方面： (1)組織形態(tài)改變珠光體中的碳化物相在使用中逐漸變?yōu)榍驙?，即珠光體球化。這是 碳化物分布形態(tài)變化的一個基本特征,是一種蠕變條件下的常見組 織老化形式。除此之外，形態(tài)的變化形式還有晶粒變形、再結晶及更復雜的微觀 位錯結構變化等z直接與材料的老化過程相關。 (2)相成分改變鋼在長期使用中，隨著時間的延長鋼中基體內的合金元素逐漸貧乏， 而碳化物相中的合金元素逐漸增多。不光是基體中的合金元素向碳化 物相中轉移，在不同碳化物之間也存在元素的相互轉移現(xiàn)象，這種相 成分的變化也稱為相成分轉移，是材料在高溫下逐漸老化的基本特征 之一O圖24表明了 Cr

48、-Mo鋼的碳化物中Mo元素隨材料在高溫下使用時間的延 長而增加的趨勢。由圖24可知，時間越長，碳化物中Mo元素的含量越高。并且隨著運行時間的延長，其分布的范圍也越寬，誤差也增大，這與 運行中的各部分間溫度和應力的差異有關。但碳化物中的合金元素并不總是隨著使用時間延長而增加的O有試驗表明在溫度較低肘，碳化物中的Cx M。元素成分隨時間呈規(guī) 律性的單調上升變化，具有拋物線類動力學曲線特征。當溫度升高，相成分變化的速率加快，曲線變化斜率增大，說明溫 度對相成分變化有顯著影響。當溫度急劇升高到650丈以上時，相成 分的變化規(guī)律則相反，元素含量在短時間內會升高，但隨著時間延 長又很快降低。即存在碳化物相

49、成分改變的臨界溫度限，超過這一 溫度限，碳化物中的合金元素不升反降，這是碳化物相成分變化的 個特殊現(xiàn)象。研究表明，對常用的低合金鋼，該臨界溫度約在610660°C之間，不 同鋼種有所差異，合金含量高的鋼種臨界溫度也高。當使用溫度接 近這一溫度時，相成分增加不多或稍有減少。(3)碳化物相粗化鋼中的碳化物相與基體金屬的性能有很大差異， 在長期高溫下使用中，碳化物有明顯的選擇性析 出傾向，在隨后的變化過程中，碳化物顆粒尺寸 不斷增大，稱為粗化現(xiàn)象。碳化物的粗化合導致材料的逐漸軟化，是造成材料長期服役后強度(包括持久強度)下降的主要原因。另外，碳化物相的晶界聚集與粗化，也是導致蠕 變孔洞形核

50、的重要原因之一。故而研究碳化物粗化規(guī)律，可用來揭示材料老化的基本規(guī)律。(4)相結構改變在高溫環(huán)境下長期使用中，碳化物相的結 構形式也發(fā)生一系列變化，即由簡單的M3C 類碳化物逐步轉變?yōu)閺碗s結構的M23C6、 MeC等碳化物相，相結構的變化是描述材料 老化的另一重要特征。 一般情況下，MeC相在使用溫度很高時將大量析出，當運行溫度正常時，表現(xiàn)為M23C6 相的逐漸增多，而MeC相的增加趨勢不明顯。（4）相結構改變研究表明，MeC相的增多對材料長期使用后的塑性下降有 直接影響。同時，MeC相的大量出現(xiàn)，對材料的韌性影響也十分明顯。這類復雜結構碳化物的大量增加，將明顯增加材料的高溫蠕變脆性和 提高材

51、料的脆性轉變溫度（FATT）,為裂紋的形核提供條件，是 造成長時加熱脆化的主要原因。另外，復雜結構碳化物的合金含量均較高，而相對合金含 量較低的碳化物相（如M2C、m3c）的粗化和相含量減少 則將明顯降低基體強化作用，這些都是導致材料軟化的因 素，促使蠕變強度和斷裂強度的下降。碳化物相結構的變化反映了材料老化和性能劣化的程度, 但對這些老化特征參數(shù)的研究還有待深入。隨著金屬理化檢驗技術的發(fā)展，上述四個基本老 化特征均能夠定量地給出測試結果，這意味著可 以定量地掌握材料的老化程度。同時，當服役時間已知時，則可推導出材料老化 的平均速度，由此可進而估算材料的剩余壽命。另外，老化程度和老化速度的定量評定，與材料 性能的定量測試相結合，則可以給出不同材料使 用過程中的老化與性能劣化之間的關系模型，建 立綜合的狀態(tài)評估技術。高溫下的材料特點原子擴散能力增大位錯運動能力增加空位數(shù)量增多晶界參與滑移強度下降塑性變形能力增加高溫強度性能指標 高溫短時拉伸強度 蠕變、持久強度高溫短時拉伸強度高溫短時拉伸強度在高溫下用單向拉伸方法測定材料的拉伸性能 Os、Ob、5S