(耐热钢和耐热合金)课件

第7章耐热钢和耐热合金第7章耐热钢和耐热合金17.1耐热钢和合金的工作条件及性能耐热钢和耐热合金：在高温下工作并具有一定强度和抗氧化、耐腐蚀的金属材料。1、工作条件：高温下工作的动力机械，如火电厂的蒸汽锅炉，航空工业的喷气发动机，以及航天、舰船、石油和化工等工业部门的高温工作部件。一、工作条件及性能要求7.1耐热钢和合金的工作条件及性能耐热钢和耐热合金：在高温2高温下表面急剧氧化、腐蚀要求抗氧化性（耐热不起皮）高温应力、高温强化机制变化材料发生蠕变要求：高温下抗蠕变性；热强性；抗热松弛和热疲劳性；高温下表面急剧氧化、腐蚀要求抗氧化性（耐热不起皮）高温应力、3高温组织变化要求：高温下的组织稳定性强化机制在高温下的有效性高温下要有大的热传导性，小的热膨胀性高温组织变化要求：高温下的组织稳定性强化机制在高温下的有效性4二、耐热钢的高温性能指标

金属在高温下长时间承受载荷时，可能出现两种情况的失效：在工作应力<<σb的情况下，σb和塑性会随载荷时间的增长显著降低，产生断裂；在工作应力<σs的情况下，工件连续而缓慢地发生塑性变形而失效。二、耐热钢的高温性能指标金属在高温下长时间承受载荷时，可能5蠕变——金属在一定的温度和静载荷长时间的作用下，缓慢地发生塑性变形的现象。碳钢T>300℃，低合金钢T>400℃，在一定的静载荷的长期作用下都有蠕变现象。温度越高，应力越大，蠕变的速度也就越快。（1）蠕变及蠕变极限蠕变——金属在一定的温度和静载荷长时间的作用下，缓慢地发生塑6蠕变强度——在某温度下，在规定时间达到规定变形（如0.1%）时所能承受的应力,用σC表示，σC0.1/1000700℃

钢和合金中的组织变化是蠕变的内因。表示高温强度的指标有三种：蠕变强度、持久强度、持久寿命。主要针对使用过程中不允许有稍大变形的尺寸精确的零件，如高温高压工作的钢管、蒸汽涡轮叶片。蠕变强度——在某温度下，在规定时间达到规定变形（如0.1%）7(2)持久强度持久强度——在规定温度和规定时间断裂所能承受的应力,

。用在设计使用时间不太长（100-几千小时）就可更换的零件或尺寸要求不太精确，但不允许断裂的长期工作零件。(2)持久强度持久强度——在规定温度和规定时间断裂所能承受的8蠕变强度考虑变形为主，表征材料高温下对塑性变形的抗力。持久强度主要考虑材料在长期使用下的断裂破坏抗力。蠕变强度和持久强度都是反映材料高温性能的重要指标。蠕变强度考虑变形为主，表征材料高温下对塑性变形的抗力。蠕变强9（3）持久寿命（4）应力松弛高温下工作的紧固件，在力的作用方向和零件尺寸不改变的条件下，工作零件中应力自发降低的过程称为应力松弛现象。简称为松弛。钢材的抗松弛稳定性，是选用高温状态下的弹簧及紧固件等零部件材料的技术指标之一。指在一定温度和规定应力作用下，从作用开始到断裂的时间。（3）持久寿命（4）应力松弛高温下工作的紧固件，在力的作用方10（5）高温疲劳强度高温疲劳指温度高于0.5Tm或在再结晶温度以上时的疲劳现象。通常把在某一规定的循环次数（一般为107~108次）下发生断裂的最大应力作为疲劳极限。（5）高温疲劳强度高温疲劳指温度高于0.5Tm或在再结晶温度11提高热强性的途径耐热钢的高温强度主要取决于固溶体的强度、晶界强度和碳化物的强度。提高热强性的基本原理：在于提高金属和合金基体的原子结合力，具有对抗蠕变有利的组织结构。提高热强性的途径耐热钢的高温强度主要取决于固溶体的强度、晶界12熔点越高，金属间原子结合力越强；铁基、镍基、钼基耐热合金的熔点依次升高；铁基合金，fcc的原子结合力较强，所以A型钢比F型钢、M型钢、P型钢的蠕变抗力高；（1）强化基体影响金属间原子结合力的因素：金属的熔点、晶格类型和合金化等。熔点越高，金属间原子结合力越强；铁基、镍基、钼基耐热合金的熔13加入Me，以增加原子之间的结合力，可使固溶体强化。外来原子溶入固溶体使晶格畸变，提高强度；有些元素能提高再结晶温度，延缓再结晶过程的进行，增加组织的稳定性，提高强度。合金化可提高固溶体的原子结合力。Mo、Cr、Mn、Si可显著提高钢的蠕变极限。加入Me，以增加原子之间的结合力，可使固溶体强化。合金化可提14（2）强化晶界晶界强度在高温时降低的速度较快。晶界强度降低后，晶界易产生裂纹以致断裂破坏。净化晶界加入微量的B或RE，优先与P、S等杂质元素化合，可提高晶界强度。填充晶界空位B元素等在晶界偏聚，既可降低体系的能量，又能填充晶界空位，可大大减弱扩散过程，提高蠕变抗力。（2）强化晶界晶界强度在高温时降低的速度较快。晶界强度降低后15（3）弥散相强化金属基体上分布的细小的第二相质点，能有效阻止位错运动，从而提高强度。第二相质点的弥散强化，主要取决于弥散相质点的性质、大小、分布及在高温下的稳定性。获得弥散相的方法有直接加入难溶质点和时效析出两种。（3）弥散相强化金属基体上分布的细小的第二相质点，能有效阻止16加入难溶的弥散化合物、氧化物、硼化物、氮化物、碳化物等，可将金属材料的使用温度提高到(0.8~0.85)Tm。在镍基耐热合金中加入Co，能提高强化相Ni3（Al、Ti）的析出温度，延缓弥散相聚集长大的过程。时效析出的弥散相大多是各种类型的K和金属间化合物。在Mo钢、V钢中加入少量的Nb和Ta元素，可使Mo2C、V4C3的成分复杂化，稳定性更好，使强化效果保持到更高的温度。加入难溶的弥散化合物、氧化物、硼化物、氮化物、碳化物等，可将17（4）热处理P耐热钢进行热处理既可获得需要的晶粒度，又可改善强化相的分布状态，调整基体与强化相的成分。钢的显微组织对P热强钢的蠕变强度有很大影响。通过热处理来改善P热强钢的组织，是提高蠕变和持久强度的主要途径。（4）热处理P耐热钢进行热处理既可获得需要的晶粒度，又可改善18三、高温化学稳定性:1、氧化膜与氧化规律Fe的氧化物FeOFe2O3Fe3O4→结构疏松，原子容易扩散通过FeO层；冷却时FeO要分解，发生相变，有一定的应力；和基体结合力弱，氧化皮易脱落。→结构较致密，和基体有较好的结合，有较好的保护作用。三、高温化学稳定性:1、氧化膜与氧化规律Fe的氧化物FeOF19575℃以上，表层Fe2O3,中间层Fe3O4，内层FeO。Fe与氧形成氧化膜的结构与温度有关，575℃以下，氧化膜由Fe2O3和Fe3O4组成；当FeO出现时，钢的氧化速度剧增。FeO为Fe的缺位固溶体，Fe2+有很高的扩散速率，FeO层增厚最快，Fe2O3和Fe3O4层最薄。575℃以上，表层Fe2O3,中间层Fe3O4，内层FeO20氧化膜的生成依靠铁离子向表层扩散，氧离子向内层扩散，氧化膜的生成主要依靠铁离子向外扩散。要提高钢的抗氧化性，首先要阻止FeO出现。加入Me，形成稳定而致密的氧化膜，能使铁离子和氧离子通过膜的扩散速率减慢，并使膜与基体牢固结合，可提高钢和合金在高温下的化学稳定性。氧化膜的生成依靠铁离子向表层扩散，氧离子向内层扩散，氧化膜的212、提高钢抗氧化性的途径①要求氧化膜比较致密,不利于铁原子在氧化膜中的扩散;②要求氧化膜与金属基体有较好的结合,不容易破坏和脱落。钢的抗氧化性能要求：氧化膜必须满足三个条件：连续、致密和牢固。2、提高钢抗氧化性的途径①要求氧化膜比较致密,不利于铁原子22提高钢抗氧化性能的途径（1）加入Cr、Al、Si等Me，提高氧化膜的稳定性；Cr、Al、Si氧化物的点阵结构接近Fe3O4，且Cr、Al、Si的离子半径比Fe小，使FeO形成区缩小甚至消失，↑FeO的形成温度。1.03%Cr使FeO在600℃出现；1.5%Cr使FeO在650℃出现；1.14%Si使FeO在750℃出现；1.1%Al+0.4%Si使FeO在800℃出现；提高钢抗氧化性能的途径（1）加入Cr、Al、Si等Me，提23（2）加入Cr、Al、Si、Ti等Me，形成致密、稳定的氧化膜。Cr、Al、Si等元素的氧化物较稳定，随着铁离子的氧化消耗，氧化物底层逐渐形成稳定氧化物的膜层，形成以Me氧化物为主的氧化膜。Cr2O3或Al2O3；FeO-Cr2O3或FeO-Al2O3等尖晶石氧化物膜；Fe2SiO4氧化膜（2）加入Cr、Al、Si、Ti等Me，形成致密、稳定的氧化24Cr是提高抗氧化能力的主要元素，Al也能单独提高钢的抗氧化能力。Si由于增加钢的脆性，加入量受到限制，只能作辅加元素。其他元素对钢抗氧化能力影响不大。Cr是提高抗氧化能力的主要元素，Al也能单独提高钢的抗氧化能25RE或碱土金属提高钢的抗氧化能力，特别在1000℃以上，使高温下晶界优先氧化的现象几乎消失。W或Mo降低钢和合金的抗氧化能力。氧化膜内层贴着金属生成含W和Mo的氧化物，而MoO3和WO3具有低熔点和高挥发性，使抗氧化能力变坏。RE或碱土金属提高钢的抗氧化能力，特别在1000℃以上，使高26高于400℃的水蒸气能使钢氧化。3Fe+4H2O=Fe3O4+2H2当H扩散到钢中将引起脱C，生成甲烷，并在晶界析出，引起裂缝，即氢腐蚀。H降低化学稳定性。高于400℃的水蒸气能使钢氧化。H降低化学稳定性。27耐热钢和耐热合金抗氧化和气体腐蚀级别

腐蚀速度≤0.1mm／年：完全抗氧化；腐蚀速度＜0.1-1.0mm／年：为抗氧化；腐蚀速度＜1.0–3.0mm／年：为次抗氧化；腐蚀速度＞3.0~10.0mm／年：为弱抗氧化。

腐蚀速度＞10.0mm／年：为不抗氧化。

耐热钢和耐热合金抗氧化和气体腐蚀级别腐蚀速度≤0.1mm28耐热钢根据显微组织分为F型和A型耐热钢两大类。7.2、铁素体型耐热钢F型耐热钢包括F-P、F、M耐热钢，一般在350~650℃工作。一、F-P耐热钢F-P耐热钢的特点：C含量较低，Me总量不超过5%，使用状态的显微组织为P+F。耐热钢根据显微组织分为F型和A型耐热钢两大类。7.2、铁素体29W、Mo、Cr——固溶强化；W、Mo溶于基体，能↑基体原子间结合强度，↑再结晶温度，能↑↑基体的蠕变抗力。<0.5%Cr，强化基体作用较强；再增加强化作用增加很少.

固溶强化和形成稳定的弥散相，提高钢的性能。合金化：W、Mo、Cr、V、Ti、NbW、Mo、Cr——固溶强化；W、Mo溶于基体，能↑基体原子间30K沉淀强化作用以MC型(V，Nb，Ti)最高，它不易聚集长大；M2C型(W,Mo)的沉淀强化作用次之，M6C型(W，Mo)又次之；M7C3型(Cr)聚集长大速度高，降低蠕变强度。V、Ti、Nb的加入量以全部形成K而没有多余量进入固溶体为宜。K沉淀强化作用以MC型(V，Nb，Ti)最高，它不易聚集长大31定比C：当V/C=4，Nb/C=8,Ti/C=3时Me与C形成的MC型K最多，且蠕变强度最高。当其比例小于各自的数值时，有剩余C存在，会与W、Mo形成M2C或M6C型K，强化效果差，同时减少W、Mo的固溶强化作用。当其比例超过各自的数值时，过剩V降低基体的蠕变抗力；Nb或Ti形成AB2相，对蠕变强度不利。Cr、Si：提高钢在600℃抗氧化和气体腐蚀的能力。定比C：当V/C=4，Nb/C=8,Ti/C=3时Me与C32显微组织对F-P耐热钢的蠕变强度有很大影响。如12Cr1MoV钢：980℃加热后炉冷—F+P组织空冷—（粒状B+少量F+少量M）组织—高温回火（740℃）淬火—M-高温回火（740℃）高温回火（740℃）-回火T-S组织持久强度：M高温回火＞粒状B高温回火＞F+P；持久塑性：F+P＞M高温回火＞粒状贝B高温回火显微组织对F-P耐热钢的蠕变强度有很大影响。如12Cr1Mo33通过热处理来改变F-P耐热钢的组织，是提高蠕变和持久强度的主要途径。12Cr1MoV钢淬火或空冷后经740℃回火得到的强化组织在600℃或低于600℃使用时，有足够的组织稳定性，能保持较高的持久强度，可制作580℃的高压过热蒸汽管及超高压锅炉锻件。通过热处理来改变F-P耐热钢的组织，是提高蠕变和持久强度的主34F-P耐热钢在400-580℃长期运转后易发生高温回火脆性。典型钢种：15CrMo、12Cr1MoV等。新钢种：12Cr2MoWSiVTiB钢中杂质P、Sn、Sb、As等在晶界偏聚；虽然含有Mo，但长时间过热后的脆性也难以避免。N元素增加脆化倾向。F-P耐热钢在400-580℃长期运转后易发生高温回火脆性。35Cr和Si提高抗氧化性；B起强化晶界作用。12Cr2MoWVSiTiB：V，Ti主要起沉淀强化作用；大部分Cr、Mo、W溶入α相中起固溶强化作用，能显著提高基体的蠕变抗力；Cr和Si提高抗氧化性；B起强化晶界作用。12Cr2MoWV36P型钢的组织不稳定现象①片状P逐渐球化和K的聚集长大。试验证明，12Cr1MoV钢完全球化后，持久强度降低约1/3。钢的持久强度下降后，其承载能力就相应的减少。在火电厂中，因锅炉钢管严重球化所引起的爆管事故，时有发生。球化的危害:钢中的K球化后，钢的蠕变极限和持久强度会下降。球化现象越严重，高温性能就越差。P型钢的组织不稳定现象①片状P逐渐球化和K的聚集长大。试验37C呈游离状态聚集于钢中，由于石墨的强度和塑性几乎等于零，故游离状态的石墨析出后，钢中便如出现了孔洞和裂缝，造成钢材内部应力集中，使钢材的硬度和塑性明显著下降，脆性增加。在高温和应力长期作用下，C钢和含Mo的低合金耐热钢组织中的Fe3C易分解为Fe和G，这个过程称为石墨化。②K的石墨化C呈游离状态聚集于钢中，由于石墨的强在高温和应力长期作用下38③Me的重新分配在高温和应力的长期作用下，耐热钢由于原子扩散能力增加，将导致Me在固溶体基体和K之间的重新分配。Me重新分配的特点：因溶体中Me的含量逐渐减少，而K中Me的含量逐渐增加，于是出现固溶体中Me逐渐贫化的现象。固溶体中Me贫化后，钢的蠕变极限和持久强度将要降低。③Me的重新分配在高温和应力的长期作用下，耐热钢由于原Me39二、马氏体耐热钢低C的Cr13型

M不锈钢有高的抗氧化性和耐蚀性，但组织稳定性差，只能做450℃以下的汽轮机叶片等。在低C的Cr13型

M不锈钢基础上加入W,Mo,V,Nb,N,B等综合合金化，发展了Cr12型M耐热钢。可作570℃汽轮机叶片、转子。并可用于593℃蒸汽压3087MPa的超临界压力大功率火力发电机组。二、马氏体耐热钢低C的Cr13型M不锈钢有高的抗氧化性和耐40Cr13型M热强钢中的K大都是铬的K，弥散强化效果较差，而且在高温和应力的长期作用下，铬的K的稳定性也较低。加入Mo、W、V、Nb、Ti、B等元素进行综合强化。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;Mo、W：Mo和W溶入固溶体，可有效地提高固溶强化；Cr12型M耐热钢的合金化：Cr13型M热强钢中的K大都是铬的K，弥散强化效果较差，而且41V、Nb、Ti：形成复合碳化物(V,Nb,Ti)C，比Cr23C6型K更加稳定，同时V、Nb、Ti的加入还有利于Mo、W进入固溶体，进一步提高了钢的热强性和使用温度；B：可以强化晶界，降低晶界扩散，有利于提高热强性。V、Nb、Ti：形成复合碳化物(V,Nb,Ti)C，比Cr2422Cr12MoV和2Cr12WMoV钢：主要强化相是M23C6型K，固溶有W、Mo、V，提高了稳定性，高于650℃才开始显著长大。适合制造500~580℃工作温度的大型热力发电设备中大口径厚壁高压锅炉蒸汽管道、汽轮机转子和涡轮叶片等。钢中W、Mo的比例影响钢的强度和韧性。W高Mo低，有高的韧性和塑性，但蠕变强度低；反之，有高的蠕变强度而韧性和塑性较低。2Cr12MoV和2Cr12WMoV钢：主要强化相是M23C431Cr9W2MoVNbNB钢：采用多元合金复合合金化，强化相有：MC、MN、M23C6和M6C。可作为高蠕变强度的高压锅炉用耐热钢。1Cr9W2MoVNbNB钢：采用多元合金复合合金化，强化相447.3工业炉用耐热钢

工业炉用耐热钢构件，工作时承受的负荷不大，要求耐化学腐蚀，一般采用简单的A型耐热钢。一、Fe-Al-Mn系炉用耐热钢Al：提高钢抗氧化和抗渗碳性能；C、Mn：扩大γ相区和稳定A。C、Mn、Al适当配合，可得到A或A+少量δ铁素体组织。7.3工业炉用耐热钢工业炉用耐热钢构件，工作时承受的负荷45Si、Al：有效的抗氧化元素。Si>3%：引起脆性，很难靠单独用Si来获得所要求的抗氧化性能；Al：高的抗氧化性，但Al和Fe的合金是bcc结构，高温强度很低，为了使钢具有足够高的高温强度，应使钢具有A组织，然后再对这个基体用Al来进行抗氧化的合金化。C>0.85%，在晶界发生不连续沉淀，并发生部分P转变，使钢脆化，C=0.65~0.85%。Si、Al：有效的抗氧化元素。Si>3%：引起脆性，很难靠单46Mn：含量太多对抗氧化不利，所以在γ相区中获得全A的前提下，应该使用下限Mn含量，上限Al含量。Fe-Al-Mn系抗氧化钢在熔炼浇铸中要尽可能减少夹杂，严格控制浇注温度，防止Al的氧化。铸件冷凝过程中，因线收缩较大，还易产生裂纹，故对铸件结构的截面突变应加以限制。Mn：含量太多对抗氧化不利，所以在γ相区中获得全A的前提下，47RE：≤0.1%，提高抗氧化性和钢液流动性，改善铸件表面质量，降低热裂倾向。工作温度在900℃以下的热处理炉构件，为获得单一A，保持较高的高温强度，Al可选下限，7~7.5%，如6Mn28Al7TiRE钢。950℃以下工作的热处理炉构件，Al可选8~8.5%的6Mn28Al8TiRE钢。RE：≤0.1%，提高抗氧化性和钢液流动性，改善铸件表面质量48二、Cr-Mn-C-N炉用耐热钢以C、N、Mn来代替Ni的节Ni钢。典型钢种：3Cr19Mn12Si2N，2Cr20Mn9Ni2Si2N和Fe-Al-Mn系钢相比，大量的Cr，保护性氧化膜是Cr和Si的氧化物，使用温度850~1000℃。为防止钢中出现氮气泡，钢中氮的溶解度主要取决于钢中氮化物形成元素Cr和Mn的含量。N=（Cr+Mn）/100N=0.2~0.3%。二、Cr-Mn-C-N炉用耐热钢以C、N、Mn来代替Ni的节49700-900℃工作时，析出大量的氮化物和K，并产生时效脆性，使钢的室温韧性下降，但高温下仍有较高的韧性。2Cr20Mn9Ni2Si2N钢：Ni，进一步稳定A，提高Cr含量上限，提高抗氧化性，改善工艺性能。高温下有较高的持久强度，除做铸件外，还可制作锻件和连续加热炉的传送带。700-900℃工作时，析出大量的氮化物和K，并产生时效脆性50三、Cr-Ni奥氏体炉用耐热钢可在1000-1200℃长期工作，为提高钢的抗氧化性能，需加入2%的Si。为提高钢液的流动性，可适当提高C含量到0.3%左右。为改善铸件的性能，采用1100~1150℃固溶处理，使K溶解，消除δ铁素体，得到均匀的A组织，改善钢的抗氧化性和高温蠕变强度。常用的钢：3Cr18Ni25Si2、1Cr25Ni20Si2。三、Cr-Ni奥氏体炉用耐热钢可在1000-1200℃长期工51为降低成本，节约Ni，用C、N部分代替Ni的高Cr低Ni钢。4Cr22Ni4N钢可在1050℃以下代替3Cr18Ni25Si2钢，3Cr24Ni7N钢可用到1100℃。1Cr25Ni20Si2钢Cr含量高，可用于1200℃工作温度。为降低成本，节约Ni，用C、N部分代替Ni的高Cr低Ni钢。527.4奥氏体耐热钢具有BCC的F型耐热钢，在600-650℃温度条件下的蠕变强度明显下降。具有FCC结构的A型耐热钢，在650℃或更高温度（750℃)下有较高的高温强度。铁的γ晶型原子间结合力比α晶型大，且再结晶温度高（γ-Fe的T再＞800℃，α-Fe的T再为450~600℃）；γ-Fe中铁和其它元素原子扩散系数小。7.4奥氏体耐热钢具有BCC的F型耐热钢，在600-6553奥氏体型耐热钢可分为三类:Cr18Ni9型奥氏体不锈钢;固溶强化型奥氏体耐热钢;沉淀强化型奥氏体耐热钢。

奥氏体型耐热钢可分为三类:Cr18Ni9型奥氏体不锈钢;54一、Cr18Ni9型奥氏体不锈钢：1Cr18Ni9Ti是应用最为广泛的A耐热钢，抗氧化工作温度可达700-900℃，在600℃左右具有较高的持久强度，可用来制作600℃左右工作的锅炉和汽轮机和锻件。一、Cr18Ni9型奥氏体不锈钢：1Cr18Ni9Ti是应用55二、固溶强化型奥氏体耐热钢1Crl4Ni9W2NbB、1Cr18Ni14Mo2Nb：在具有良好耐蚀性的A基体中，添加Mo、W、Nb等，提高γ固溶体的原子间结合力，强化固溶体；Nb：形成部分NbC，强化晶界。制造在600~700℃下工作的蒸汽过热器和动力装置的管路，680℃以下的燃气轮机叶片及其他锻件。二、固溶强化型奥氏体耐热钢1Crl4Ni9W2NbB、1Cr56※三、碳化物沉淀强化型奥氏体耐热钢沉淀强化相：MC型K，并含有W、Mo等固溶强化元素。4Cr13Ni13Co10Mo2W3Nb3：以NbC为沉淀强化相的钢。※三、碳化物沉淀强化型奥氏体耐热钢沉淀强化相：MC型K，并含57VC析出最高速度的温度在670-700℃，在此温度时效后，钢具有最高的沉淀硬化。4Cr13Mn8Ni8MoVNb(GH36)钢：以Mn部分代Ni。强化相：(V,Nb)C，以VC为主，溶有部分Nb。另一种K是复合的(Cr,Mn,Mo,Fe,V)23C6，但不能成为沉淀强化相。Nb≥0.6%，钢中才会单独出现NbC相，溶有不多的V和Mo。M23C6型在较低温度析出量很少，其最高析出温度在900℃。VC析出最高速度的温度在670-700℃，在此温度时效后，钢58为了获得沉淀强化效果，一般采用固溶淬火和时效沉淀的热处理。温度：1140℃加热，保温1.5~2h后水冷，防止冷却过程中析出VC相，造成时效时沿截面内外性能不均。GH36的固溶处理：为了获得沉淀强化效果，一般采用固溶淬火和时效沉淀的热处理。温59两次时效处理：第一次：670℃时效16h，使VC细小弥散析出，强度提高，但塑韧性较低，且具有缺口敏感性。第二次：760-800℃时效14-16h，空冷。弥散的VC适当长大，这种组织在低于750℃有很好的稳定性。可用于650-700℃长期工作的零件，如涡轮盘件。两次时效处理：第一次：670℃时效16h，使VC细小弥散析出60γ’-Ni3(Ti,Al)点阵常数与γ基体相近，二者仅稍有差别，当γ’相析出时，能形成共格，产生沉淀强化。※四、金属间化合物沉淀强化耐热钢主要沉淀强化相：时效过程中析出的Ti、Al的金属间化合物γ’-Ni3(Ti,Al).γ’-Ni3(Ti,Al)点阵常数与γ基体相近，二者仅稍有差61典型钢种：GH132（A-286）钢其主要成分：C<0.08%，Cr：13.5-16%，Ni：24-27%，Mn：1-2%，Mo：1-1.5%，Ti：1.75-2.30%，Al<0.40%。

制造喷气发动机部件，有较高的高温强度，可以在650-700℃使用，对要求抗氧化而强度要求不高的零件，可以在850℃长期工作。它还具有好的热加工性和切削加工性能。典型钢种：GH132（A-286）钢其主要成分：C<0.062Cr：提高钢的化学稳定性，15%左右；Mo：固溶强化；Ni：与F形成元素相平衡，以获得稳定的A组织；形成γ’-Ni3(Ti,Al)，总Ni量为25%。Ti,Al：形成γ’-Ni3(Ti,Al)，时效处理产生沉淀强化；Cr：提高钢的化学稳定性，15%左右；Mo：固溶强化；N63Fe-15Cr-25Ni钢时效沉淀相的相区与铝钛含量的关系

Ti>1.4%,才产生γ’相。Fe-15Cr-25Ni钢时效沉淀相的相区与铝钛含量的关系64含Ti高而含Al极低时，析出的γ’相不稳定，会逐渐转变成简单六方结构的η-Ni3Ti（胞状沉淀）。Al主要用来稳定含Ti的γ’相的FCC结构，保持强化作用。Al含量过高，除形成γ’外，还出现Ni2AlTi相，其稳定性差，易聚集长大，不能作为沉淀强化相。

当Ti的含量增加至2.15%，可获得最大的沉淀强化；含Ti高而含Al极低时，析出的γ’相不稳定，会逐渐转变成简单65当Ti的含量过高时,易产生缺口敏感性，除加入Mo改善外，还需加入V和B才能消除。B：产生晶界强化,并能提高持久塑性，B=0.001-0.01%。Si：0.4~1%。含Si量在上限时，钢中出现G相（Ni14Ti9Si6），呈粗粒状，无沉淀强化作用，同时从钢中抽走Ni，提高形成σ相和Fe2Ti的倾向。Si、Mn稍高时，出现以Fe2Ti为基的(Fe,Cr,Mn,Si)2(Ti,Mo)相.C、Si和Mn要控制在下限，B控制在中下限。当Ti的含量过高时,易产生缺口敏感性，除加入Mo改善外，还需66为了使金属间化合物相γ′-Ni3(Al,Ti)产生较好的强化效果，需要进行适当的热处理。GH132（A-286）钢的热处理固溶处理：980-1000℃：可获得合适的晶粒度，成分均匀，具有较高的伸长率、成型性和焊接性。时效：700-760℃，沉淀强化效果最好。γ’以极小的球状颗粒分布在基体上，与基体共格。为了使金属间化合物相γ′-Ni3(Al,Ti)产生较好的强化67冷变形加速γ′相的沉淀，随着变形量的增加，时效后达到最大硬度的温度移向低温，而且冷变形后钢的结构稳定性较差，为此，冷变形后的时效通常采用两次时效，即第一次为760℃，16h，第二次为704℃，16h，以增加组织结构的稳定性和硬度的均匀性。对GH132合金配以冷变形时效，则强化效果将进一步增强。注意：变形量必须避免临界变形量（2%）导致再结晶晶粒的异常长大，通常冷变形量必须超过6%，热变形量必须超过10%。冷变形加速γ′相的沉淀，随着变形量的增加，时效后达到最大硬度68用W、Mo、Ti、Al进一步强化的铁基耐热合金如GH35（Cr15Ni35W2Mo2Ti2Al2.5）等，合金的热性能和耐热温度都将进一步提高，可在700-750℃工作。增加Mo、W、Ti、Nb等强化元素的同时，提高Ni的含量，以稳定A，使用温度可提高到750~800℃。这类元素都是F形成元素，增加这些元素的含量，将导致A基体不稳定，并容易析出脆性金属间化合物σ相和χ相等。用W、Mo、Ti、Al进一步强化的铁基耐热合金如GH35（C69GH130、GH135与GH132相比，可提高使用温度50~100℃，有时还可代替镍基高温合金使用。GH302（Cr14Ni40W4Mo2Ti2.5Al2）等可在800℃工作，以取代镍基合金。GH130、GH135与GH132相比，可提高使用温度50~707.5镍基耐热合金Fe基耐热合金的最高工作温度只能达到750-850℃，在更高温度下使用的是Ni基耐热合金。一．合金化Ni基合金是在Cr20Ni80基础上加入大量强化元素如W、Mo、Ti、Al、Nb、Co、Ta等。沉淀强化相：金属间化合物γ’-Ni3(Ti,Al)相。7.5镍基耐热合金Fe基耐热合金的最高工作温度只能达到71相界面能低，在高温下长期停留时聚集长大速度小；γ’-Ni3(Ti,Al)相与Ni基固溶体有相同的点阵类型和相近的点阵常数，与基体形成共格；且γ’-Ni3(Ti,Al)相本身具有较好的塑性，是理想的沉淀强化相。相界面能低，在高温下长期停留时聚集长大速度小；γ’-Ni3(72γ’-Ni3(Ti,Al)相对合金的强化表现在两方面：1）共格强化；2）反相畴界强化。Ni基合金时效时，析出γ’相与γ固溶体保持共格，γ’相的点阵常数稍大于γ固溶体，形成共格界面时存在匹配度差，因而在γ’相周围的γ固溶体中产生畸变应力。匹配度差越大，畸变应力也越大。这种畸变应力场阻碍位错运动，提高了屈服强度，强化了合金。γ’-Ni3(Ti,Al)相对合金的强化表现在两方面：1）共73W、Mo、Cr：提高原子间结合力，固溶强化Cr：提高抗氧化性。杂质元素特别是低熔点金属，如Pb、Sn、Bi等，强烈降低晶界的强度、高温冲击韧性和高温塑性。W、Mo、Cr：提高原子间结合力，固溶强化Cr：提高抗氧化性74这些杂质元素有强的晶界偏聚倾向，富集于晶界，降低了晶界原子扩散激活能，使镍基合金的持久强度强烈降低。加入晶界强化元素，如B、La、Ce、Zr、Ca、Ba，它们可提高低熔点元素在晶界的扩散激活能，提高晶界软化温度，另外可与低熔点金属形成难熔化合物。RE和碱土金属：良好的净化作用，去H、O、S、N，有效地改善持久塑性和热塑性。这些杂质元素有强的晶界偏聚倾向，富集于晶界，降低了晶界原子扩75二．牌号镍基合金的牌号有GH33，GH37，GH49，GH128，K3，K17等.可长期在800-1000℃工作。三.热处理

采用二次固溶处理，比采用一次固溶处理可得到较高的持久强度和持久塑性。采用双重时效处理，可提高其持久塑性。二．牌号镍基合金的牌号有GH33，GH37，GH49，GH1767.6新型耐热合金一、定向凝固耐热合金大多数耐热合金的蠕变裂纹产生在垂直于主应力方向的晶界上。定向凝固柱晶叶片和单晶叶片的目标：消除横向晶界，进而消除全部晶界。定向凝固柱晶较常规合金提高25℃，而单晶合金至少提高50℃以上。7.6新型耐热合金一、定向凝固耐热合金大多数耐热合金的蠕77定向凝固方法：将合金熔液注入壳型，在底部首先遇到水冷铜板，当即形成激冷薄层。热流通过已经结晶层流向水冷铜板，在结晶层前沿合金熔液存在正向温度梯度。对立方系金属及合金，在结晶过程中择优取向于<100>方向长大，排斥了激冷薄层中其他结晶取向的晶粒。只要冷却条件下变，择优晶粒继续沿<100>方向生长，就会在整个叶片上形成柱晶。定向凝固方法：将合金熔液注入壳型，在底部首先遇到水冷铜板，当78许多普通铸造高温合金都可用定向凝固法获得定向结晶或单晶。如In-100(2Cr10C015Mo3Ti4.7Al5V)、B-1900(1Cr8Co10Mo6Ta4Al6Ti)等，由于单晶没有晶界，不必添加强化晶界元素如B，Hf，Zr等。两相共晶是经一步工艺制成的复合材料。两相是在控制定向凝固条件下，沿着热流方向规则排列起来。两相中，一相是固溶体，另一相是高强度相，目前主要以增强纤维方式存在于定向共晶中，如Ni3Ta,Ni3Nb,TaC,NbC等。新型共晶合金定向凝固技术得到发展。许多普通铸造高温合金都可用定向凝固法获得定向结晶或单晶。如I79定向共晶合金的优点：具有很高的持久强度，且温度愈高，其性能的优越性愈显示出来。由于增强纤维的定向生长，提高了冲击韧性，其性能高于铸造镍基合金，并且有较好的疲劳性能。但定向共晶叶片的生产工艺在控制上有一定难度，尚需解决。定向共晶合金的优点：具有很高的持久强度，且温度愈高，其性能的80二、粉末高温合金耐热合金工作温度越高，合金中加入的强化元素量也越高，合金的成分越复杂。这导致合金的热加工性变差，只能在铸态使用。由于成分复杂，凝固后偏析严重，造成组织和性能的不均匀。采用粉末冶金工艺生产高温合金，就能完全克服上述缺点。因为粉末颗粒小，制粉时凝固快，消除了偏析，改善了热加工性，把本来只能铸造的合金变成可热加工的形变高温合金。二、粉末高温合金耐热合金工作温度越高，合金中加入的强化元素量81预制合金粉末的方法：惰性气体雾化法；旋转电极法等。惰性气体雾化法：在真空装置中熔化合金，经注口流下熔融合金液体，在高速高压惰性气氛中雾化成粉末，再经筛分成-150目可用合金粉。旋转电极法：在真空装置中将原料合金棒作为旋转自耗电极，以固定W极起电弧，连续熔化自耗电极。旋转电极端部熔化的合金液滴在离心力作用下甩出，形成细小的颗粒状粉末。预制合金粉末的方法：惰性气体雾化法；旋转电极法等。惰性气体雾82粉末高温合金己用于先进型号发动机上的涡轮盘、压气机盘等重要零件上。粉末高温合金显著提高了室温和中温的强度和疲劳强度。三、氧化物弥散强化（ODS）高温材料采用机械方法加入氧化物Y2O3颗粒，同金属间化合物γ’相共同强化镍基合金。它综合利用了固溶强化、定向晶粒强化、沉淀强化和氧化物弥散强化等方式，得到优异的综合强化效果。目前，这种材料广泛应用的障碍是工艺较复杂，成本过高，需要改进制作工艺。粉末高温合金己用于先进型号发动机上的涡轮盘、压气机盘等重要零83第7章耐热钢和耐热合金第7章耐热钢和耐热合金847.1耐热钢和合金的工作条件及性能耐热钢和耐热合金：在高温下工作并具有一定强度和抗氧化、耐腐蚀的金属材料。1、工作条件：高温下工作的动力机械，如火电厂的蒸汽锅炉，航空工业的喷气发动机，以及航天、舰船、石油和化工等工业部门的高温工作部件。一、工作条件及性能要求7.1耐热钢和合金的工作条件及性能耐热钢和耐热合金：在高温85高温下表面急剧氧化、腐蚀要求抗氧化性（耐热不起皮）高温应力、高温强化机制变化材料发生蠕变要求：高温下抗蠕变性；热强性；抗热松弛和热疲劳性；高温下表面急剧氧化、腐蚀要求抗氧化性（耐热不起皮）高温应力、86高温组织变化要求：高温下的组织稳定性强化机制在高温下的有效性高温下要有大的热传导性，小的热膨胀性高温组织变化要求：高温下的组织稳定性强化机制在高温下的有效性87二、耐热钢的高温性能指标

金属在高温下长时间承受载荷时，可能出现两种情况的失效：在工作应力<<σb的情况下，σb和塑性会随载荷时间的增长显著降低，产生断裂；在工作应力<σs的情况下，工件连续而缓慢地发生塑性变形而失效。二、耐热钢的高温性能指标金属在高温下长时间承受载荷时，可能88蠕变——金属在一定的温度和静载荷长时间的作用下，缓慢地发生塑性变形的现象。碳钢T>300℃，低合金钢T>400℃，在一定的静载荷的长期作用下都有蠕变现象。温度越高，应力越大，蠕变的速度也就越快。（1）蠕变及蠕变极限蠕变——金属在一定的温度和静载荷长时间的作用下，缓慢地发生塑89蠕变强度——在某温度下，在规定时间达到规定变形（如0.1%）时所能承受的应力,用σC表示，σC0.1/1000700℃

钢和合金中的组织变化是蠕变的内因。表示高温强度的指标有三种：蠕变强度、持久强度、持久寿命。主要针对使用过程中不允许有稍大变形的尺寸精确的零件，如高温高压工作的钢管、蒸汽涡轮叶片。蠕变强度——在某温度下，在规定时间达到规定变形（如0.1%）90(2)持久强度持久强度——在规定温度和规定时间断裂所能承受的应力,

。用在设计使用时间不太长（100-几千小时）就可更换的零件或尺寸要求不太精确，但不允许断裂的长期工作零件。(2)持久强度持久强度——在规定温度和规定时间断裂所能承受的91蠕变强度考虑变形为主，表征材料高温下对塑性变形的抗力。持久强度主要考虑材料在长期使用下的断裂破坏抗力。蠕变强度和持久强度都是反映材料高温性能的重要指标。蠕变强度考虑变形为主，表征材料高温下对塑性变形的抗力。蠕变强92（3）持久寿命（4）应力松弛高温下工作的紧固件，在力的作用方向和零件尺寸不改变的条件下，工作零件中应力自发降低的过程称为应力松弛现象。简称为松弛。钢材的抗松弛稳定性，是选用高温状态下的弹簧及紧固件等零部件材料的技术指标之一。指在一定温度和规定应力作用下，从作用开始到断裂的时间。（3）持久寿命（4）应力松弛高温下工作的紧固件，在力的作用方93（5）高温疲劳强度高温疲劳指温度高于0.5Tm或在再结晶温度以上时的疲劳现象。通常把在某一规定的循环次数（一般为107~108次）下发生断裂的最大应力作为疲劳极限。（5）高温疲劳强度高温疲劳指温度高于0.5Tm或在再结晶温度94提高热强性的途径耐热钢的高温强度主要取决于固溶体的强度、晶界强度和碳化物的强度。提高热强性的基本原理：在于提高金属和合金基体的原子结合力，具有对抗蠕变有利的组织结构。提高热强性的途径耐热钢的高温强度主要取决于固溶体的强度、晶界95熔点越高，金属间原子结合力越强；铁基、镍基、钼基耐热合金的熔点依次升高；铁基合金，fcc的原子结合力较强，所以A型钢比F型钢、M型钢、P型钢的蠕变抗力高；（1）强化基体影响金属间原子结合力的因素：金属的熔点、晶格类型和合金化等。熔点越高，金属间原子结合力越强；铁基、镍基、钼基耐热合金的熔96加入Me，以增加原子之间的结合力，可使固溶体强化。外来原子溶入固溶体使晶格畸变，提高强度；有些元素能提高再结晶温度，延缓再结晶过程的进行，增加组织的稳定性，提高强度。合金化可提高固溶体的原子结合力。Mo、Cr、Mn、Si可显著提高钢的蠕变极限。加入Me，以增加原子之间的结合力，可使固溶体强化。合金化可提97（2）强化晶界晶界强度在高温时降低的速度较快。晶界强度降低后，晶界易产生裂纹以致断裂破坏。净化晶界加入微量的B或RE，优先与P、S等杂质元素化合，可提高晶界强度。填充晶界空位B元素等在晶界偏聚，既可降低体系的能量，又能填充晶界空位，可大大减弱扩散过程，提高蠕变抗力。（2）强化晶界晶界强度在高温时降低的速度较快。晶界强度降低后98（3）弥散相强化金属基体上分布的细小的第二相质点，能有效阻止位错运动，从而提高强度。第二相质点的弥散强化，主要取决于弥散相质点的性质、大小、分布及在高温下的稳定性。获得弥散相的方法有直接加入难溶质点和时效析出两种。（3）弥散相强化金属基体上分布的细小的第二相质点，能有效阻止99加入难溶的弥散化合物、氧化物、硼化物、氮化物、碳化物等，可将金属材料的使用温度提高到(0.8~0.85)Tm。在镍基耐热合金中加入Co，能提高强化相Ni3（Al、Ti）的析出温度，延缓弥散相聚集长大的过程。时效析出的弥散相大多是各种类型的K和金属间化合物。在Mo钢、V钢中加入少量的Nb和Ta元素，可使Mo2C、V4C3的成分复杂化，稳定性更好，使强化效果保持到更高的温度。加入难溶的弥散化合物、氧化物、硼化物、氮化物、碳化物等，可将100（4）热处理P耐热钢进行热处理既可获得需要的晶粒度，又可改善强化相的分布状态，调整基体与强化相的成分。钢的显微组织对P热强钢的蠕变强度有很大影响。通过热处理来改善P热强钢的组织，是提高蠕变和持久强度的主要途径。（4）热处理P耐热钢进行热处理既可获得需要的晶粒度，又可改善101三、高温化学稳定性:1、氧化膜与氧化规律Fe的氧化物FeOFe2O3Fe3O4→结构疏松，原子容易扩散通过FeO层；冷却时FeO要分解，发生相变，有一定的应力；和基体结合力弱，氧化皮易脱落。→结构较致密，和基体有较好的结合，有较好的保护作用。三、高温化学稳定性:1、氧化膜与氧化规律Fe的氧化物FeOF102575℃以上，表层Fe2O3,中间层Fe3O4，内层FeO。Fe与氧形成氧化膜的结构与温度有关，575℃以下，氧化膜由Fe2O3和Fe3O4组成；当FeO出现时，钢的氧化速度剧增。FeO为Fe的缺位固溶体，Fe2+有很高的扩散速率，FeO层增厚最快，Fe2O3和Fe3O4层最薄。575℃以上，表层Fe2O3,中间层Fe3O4，内层FeO103氧化膜的生成依靠铁离子向表层扩散，氧离子向内层扩散，氧化膜的生成主要依靠铁离子向外扩散。要提高钢的抗氧化性，首先要阻止FeO出现。加入Me，形成稳定而致密的氧化膜，能使铁离子和氧离子通过膜的扩散速率减慢，并使膜与基体牢固结合，可提高钢和合金在高温下的化学稳定性。氧化膜的生成依靠铁离子向表层扩散，氧离子向内层扩散，氧化膜的1042、提高钢抗氧化性的途径①要求氧化膜比较致密,不利于铁原子在氧化膜中的扩散;②要求氧化膜与金属基体有较好的结合,不容易破坏和脱落。钢的抗氧化性能要求：氧化膜必须满足三个条件：连续、致密和牢固。2、提高钢抗氧化性的途径①要求氧化膜比较致密,不利于铁原子105提高钢抗氧化性能的途径（1）加入Cr、Al、Si等Me，提高氧化膜的稳定性；Cr、Al、Si氧化物的点阵结构接近Fe3O4，且Cr、Al、Si的离子半径比Fe小，使FeO形成区缩小甚至消失，↑FeO的形成温度。1.03%Cr使FeO在600℃出现；1.5%Cr使FeO在650℃出现；1.14%Si使FeO在750℃出现；1.1%Al+0.4%Si使FeO在800℃出现；提高钢抗氧化性能的途径（1）加入Cr、Al、Si等Me，提106（2）加入Cr、Al、Si、Ti等Me，形成致密、稳定的氧化膜。Cr、Al、Si等元素的氧化物较稳定，随着铁离子的氧化消耗，氧化物底层逐渐形成稳定氧化物的膜层，形成以Me氧化物为主的氧化膜。Cr2O3或Al2O3；FeO-Cr2O3或FeO-Al2O3等尖晶石氧化物膜；Fe2SiO4氧化膜（2）加入Cr、Al、Si、Ti等Me，形成致密、稳定的氧化107Cr是提高抗氧化能力的主要元素，Al也能单独提高钢的抗氧化能力。Si由于增加钢的脆性，加入量受到限制，只能作辅加元素。其他元素对钢抗氧化能力影响不大。Cr是提高抗氧化能力的主要元素，Al也能单独提高钢的抗氧化能108RE或碱土金属提高钢的抗氧化能力，特别在1000℃以上，使高温下晶界优先氧化的现象几乎消失。W或Mo降低钢和合金的抗氧化能力。氧化膜内层贴着金属生成含W和Mo的氧化物，而MoO3和WO3具有低熔点和高挥发性，使抗氧化能力变坏。RE或碱土金属提高钢的抗氧化能力，特别在1000℃以上，使高109高于400℃的水蒸气能使钢氧化。3Fe+4H2O=Fe3O4+2H2当H扩散到钢中将引起脱C，生成甲烷，并在晶界析出，引起裂缝，即氢腐蚀。H降低化学稳定性。高于400℃的水蒸气能使钢氧化。H降低化学稳定性。110耐热钢和耐热合金抗氧化和气体腐蚀级别

腐蚀速度≤0.1mm／年：完全抗氧化；腐蚀速度＜0.1-1.0mm／年：为抗氧化；腐蚀速度＜1.0–3.0mm／年：为次抗氧化；腐蚀速度＞3.0~10.0mm／年：为弱抗氧化。

腐蚀速度＞10.0mm／年：为不抗氧化。

耐热钢和耐热合金抗氧化和气体腐蚀级别腐蚀速度≤0.1mm111耐热钢根据显微组织分为F型和A型耐热钢两大类。7.2、铁素体型耐热钢F型耐热钢包括F-P、F、M耐热钢，一般在350~650℃工作。一、F-P耐热钢F-P耐热钢的特点：C含量较低，Me总量不超过5%，使用状态的显微组织为P+F。耐热钢根据显微组织分为F型和A型耐热钢两大类。7.2、铁素体112W、Mo、Cr——固溶强化；W、Mo溶于基体，能↑基体原子间结合强度，↑再结晶温度，能↑↑基体的蠕变抗力。<0.5%Cr，强化基体作用较强；再增加强化作用增加很少.

固溶强化和形成稳定的弥散相，提高钢的性能。合金化：W、Mo、Cr、V、Ti、NbW、Mo、Cr——固溶强化；W、Mo溶于基体，能↑基体原子间113K沉淀强化作用以MC型(V，Nb，Ti)最高，它不易聚集长大；M2C型(W,Mo)的沉淀强化作用次之，M6C型(W，Mo)又次之；M7C3型(Cr)聚集长大速度高，降低蠕变强度。V、Ti、Nb的加入量以全部形成K而没有多余量进入固溶体为宜。K沉淀强化作用以MC型(V，Nb，Ti)最高，它不易聚集长大114定比C：当V/C=4，Nb/C=8,Ti/C=3时Me与C形成的MC型K最多，且蠕变强度最高。当其比例小于各自的数值时，有剩余C存在，会与W、Mo形成M2C或M6C型K，强化效果差，同时减少W、Mo的固溶强化作用。当其比例超过各自的数值时，过剩V降低基体的蠕变抗力；Nb或Ti形成AB2相，对蠕变强度不利。Cr、Si：提高钢在600℃抗氧化和气体腐蚀的能力。定比C：当V/C=4，Nb/C=8,Ti/C=3时Me与C115显微组织对F-P耐热钢的蠕变强度有很大影响。如12Cr1MoV钢：980℃加热后炉冷—F+P组织空冷—（粒状B+少量F+少量M）组织—高温回火（740℃）淬火—M-高温回火（740℃）高温回火（740℃）-回火T-S组织持久强度：M高温回火＞粒状B高温回火＞F+P；持久塑性：F+P＞M高温回火＞粒状贝B高温回火显微组织对F-P耐热钢的蠕变强度有很大影响。如12Cr1Mo116通过热处理来改变F-P耐热钢的组织，是提高蠕变和持久强度的主要途径。12Cr1MoV钢淬火或空冷后经740℃回火得到的强化组织在600℃或低于600℃使用时，有足够的组织稳定性，能保持较高的持久强度，可制作580℃的高压过热蒸汽管及超高压锅炉锻件。通过热处理来改变F-P耐热钢的组织，是提高蠕变和持久强度的主117F-P耐热钢在400-580℃长期运转后易发生高温回火脆性。典型钢种：15CrMo、12Cr1MoV等。新钢种：12Cr2MoWSiVTiB钢中杂质P、Sn、Sb、As等在晶界偏聚；虽然含有Mo，但长时间过热后的脆性也难以避免。N元素增加脆化倾向。F-P耐热钢在400-580℃长期运转后易发生高温回火脆性。118Cr和Si提高抗氧化性；B起强化晶界作用。12Cr2MoWVSiTiB：V，Ti主要起沉淀强化作用；大部分Cr、Mo、W溶入α相中起固溶强化作用，能显著提高基体的蠕变抗力；Cr和Si提高抗氧化性；B起强化晶界作用。12Cr2MoWV119P型钢的组织不稳定现象①片状P逐渐球化和K的聚集长大。试验证明，12Cr1MoV钢完全球化后，持久强度降低约1/3。钢的持久强度下降后，其承载能力就相应的减少。在火电厂中，因锅炉钢管严重球化所引起的爆管事故，时有发生。球化的危害:钢中的K球化后，钢的蠕变极限和持久强度会下降。球化现象越严重，高温性能就越差。P型钢的组织不稳定现象①片状P逐渐球化和K的聚集长大。试验120C呈游离状态聚集于钢中，由于石墨的强度和塑性几乎等于零，故游离状态的石墨析出后，钢中便如出现了孔洞和裂缝，造成钢材内部应力集中，使钢材的硬度和塑性明显著下降，脆性增加。在高温和应力长期作用下，C钢和含Mo的低合金耐热钢组织中的Fe3C易分解为Fe和G，这个过程称为石墨化。②K的石墨化C呈游离状态聚集于钢中，由于石墨的强在高温和应力长期作用下121③Me的重新分配在高温和应力的长期作用下，耐热钢由于原子扩散能力增加，将导致Me在固溶体基体和K之间的重新分配。Me重新分配的特点：因溶体中Me的含量逐渐减少，而K中Me的含量逐渐增加，于是出现固溶体中Me逐渐贫化的现象。固溶体中Me贫化后，钢的蠕变极限和持久强度将要降低。③Me的重新分配在高温和应力的长期作用下，耐热钢由于原Me122二、马氏体耐热钢低C的Cr13型

M不锈钢有高的抗氧化性和耐蚀性，但组织稳定性差，只能做450℃以下的汽轮机叶片等。在低C的Cr13型

M不锈钢基础上加入W,Mo,V,Nb,N,B等综合合金化，发展了Cr12型M耐热钢。可作570℃汽轮机叶片、转子。并可用于593℃蒸汽压3087MPa的超临界压力大功率火力发电机组。二、马氏体耐热钢低C的Cr13型M不锈钢有高的抗氧化性和耐123Cr13型M热强钢中的K大都是铬的K，弥散强化效果较差，而且在高温和应力的长期作用下，铬的K的稳定性也较低。加入Mo、W、V、Nb、Ti、B等元素进行综合强化。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;Mo、W：Mo和W溶入固溶体，可有效地提高固溶强化；Cr12型M耐热钢的合金化：Cr13型M热强钢中的K大都是铬的K，弥散强化效果较差，而且124V、Nb、Ti：形成复合碳化物(V,Nb,Ti)C，比Cr23C6型K更加稳定，同时V、Nb、Ti的加入还有利于Mo、W进入固溶体，进一步提高了钢的热强性和使用温度；B：可以强化晶界，降低晶界扩散，有利于提高热强性。V、Nb、Ti：形成复合碳化物(V,Nb,Ti)C，比Cr21252Cr12MoV和2Cr12WMoV钢：主要强化相是M23C6型K，固溶有W、Mo、V，提高了稳定性，高于650℃才开始显著长大。适合制造500~580℃工作温度的大型热力发电设备中大口径厚壁高压锅炉蒸汽管道、汽轮机转子和涡轮叶片等。钢中W、Mo的比例影响钢的强度和韧性。W高Mo低，有高的韧性和塑性，但蠕变强度低；反之，有高的蠕变强度而韧性和塑性较低。2Cr12MoV和2Cr12WMoV钢：主要强化相是M23C1261Cr9W2MoVNbNB钢：采用多元合金复合合金化，强化相有：MC、MN、M23C6和M6C。可作为高蠕变强度的高压锅炉用耐热钢。1Cr9W2MoVNbNB钢：采用多元合金复合合金化，强化相1277.3工业炉用耐热钢

工业炉用耐热钢构件，工作时承受的负荷不大，要求耐化学腐蚀，一般采用简单的A型耐热钢。一、Fe-Al-Mn系炉用耐热钢Al：提高钢抗氧化和抗渗碳性能；C、Mn：扩大γ相区和稳定A。C、Mn、Al适当配合，可得到A或A+少量δ铁素体组织。7.3工业炉用耐热钢工业炉用耐热钢构件，工作时承受的负荷128Si、Al：有效的抗氧化元素。Si>3%：引起脆性，很难靠单独用Si来获得所要求的抗氧化性能；Al：高的抗氧化性，但Al和Fe的合金是bcc结构，高温强度很低，为了使钢具有足够高的高温强度，应使钢具有A组织，然后再对这个基体用Al来进行抗氧化的合金化。C>0.85%，在晶界发生不连续沉淀，并发生部分P转变，使钢脆化，C=0.65~0.85%。Si、Al：有效的抗氧化元素。Si>3%：引起脆性，很难靠单129Mn：含量太多对抗氧化不利，所以在γ相区中获得全A的前提下，应该使用下限Mn含量，上限Al含量。Fe-Al-Mn系抗氧化钢在熔炼浇铸中要尽可能减少夹杂，严格控制浇注温度，防止Al的氧化。铸件冷凝过程中，因线收缩较大，还易产生裂纹，故对铸件结构的截面突变应加以限制。Mn：含量太多对抗氧化不利，所以在γ相区中获得全A的前提下，130RE：≤0.1%，提高抗氧化性和钢液流动性，改善铸件表面质量，降低热裂倾向。工作温度在900℃以下的热处理炉构件，为获得单一A，保持较高的高温强度，Al可选下限，7~7.5%，如6Mn28Al7TiRE钢。950℃以下工作的热处理炉构件，Al可选8~8.5%的6Mn28Al8TiRE钢。RE：≤0.1%，提高抗氧化性和钢液流动性，改善铸件表面质量131二、Cr-Mn-C-N炉用耐热钢以C、N、Mn来代替Ni的节Ni钢。典型钢种：3Cr19Mn12Si2N，2Cr20Mn9Ni2Si2N和Fe-Al-Mn系钢相比，大量的Cr，保护性氧化膜是Cr和Si的氧化物，使用温度850~1000℃。为防止钢中出现氮气泡，钢中氮的溶解度主要取决于钢中氮化物形成元素Cr和Mn的含量。N=（Cr+Mn）/100N=0.2~0.3%。二、Cr-Mn-C-N炉用耐热钢以C、N、Mn来代替Ni的节132700-900℃工作时，析出大量的氮化物和K，并产生时效脆性，使钢的室温韧性下降，但高温下仍有较高的韧性。2Cr20Mn9Ni2Si2N钢：Ni，进一步稳定A，提高Cr含量上限，提高抗氧化性，改善工艺性能。高温下有较高的持久强度，除做铸件外，还可制作锻件和连续加热炉的传送带。700-900℃工作时，析出大量的氮化物和K，并产生时效脆性133三、Cr-Ni奥氏体炉用耐热钢可在1000-1200℃长期工作，为提高钢的抗氧化性能，需加入2%的Si。为提高钢液的流动性，可适当提高C含量到0.3%左右。为改善铸件的性能，采用1100~1150℃固溶处理，使K溶解，消除δ铁素体，得到均匀的A组织，改善钢的抗氧化性和高温蠕变强度。常用的钢：3Cr18Ni25Si2、1Cr25Ni20Si2。三、Cr-Ni奥氏体炉用耐热钢可在1000-1200℃长期工134为降低成本，节约Ni，用C、N部分代替Ni的高Cr低Ni钢。4Cr22Ni4N钢可在1050℃以下代替3Cr18Ni25Si2钢，3Cr24Ni7N钢可用到1100℃。1Cr25Ni20Si2钢Cr含量高，可用于1200℃工作温度。为降低成本，节约Ni，用C、N部分代替Ni的高Cr低Ni钢。1357.4奥氏体耐热钢具有BCC的F型耐热钢，在600-650℃温度条件下的蠕变强度明显下降。具有FCC结构的A型耐热钢，在650℃或更高温度（750℃)下有较高的高温强度。铁的γ晶型原子间结合力比α晶型大，且再结晶温度高（γ-Fe的T再＞800℃，α-Fe的T再为450~600℃）；γ-Fe中铁和其它元素原子扩散系数小。7.4奥氏体耐热钢具有BCC的F型耐热钢，在600-65136奥氏体型耐热钢可分为三类:Cr18Ni9型奥氏体不锈钢;固溶强化型奥氏体耐热钢;沉淀强化型奥氏体耐热钢。

奥氏体型耐热钢可分为三类:Cr18Ni9型奥氏体不锈钢;137一、Cr18Ni9型奥氏体不锈钢：1Cr18Ni9Ti是应用最为广泛的A耐热钢，抗氧化工作温度可达700-900℃，在600℃左右具有较高的持久强度，可用来制作600℃左右工作的锅炉和汽轮机和锻件。一、Cr18Ni9型奥氏体不锈钢：1Cr18Ni9Ti是应用138二、固溶强化型奥氏体耐热钢1Crl4Ni9W2NbB、1Cr18Ni14Mo2Nb：在具有良好耐蚀性的A基体中，添加Mo、W、Nb等，提高γ固溶体的原子间结合力，强化固溶体；Nb：形成部分NbC，强化晶界。制造在600~700℃下工作的蒸汽过热器和动力装置的管路，680℃以下的燃气轮机叶片及其他锻件。二、固溶强化型奥氏体耐热钢1Crl4Ni9W2NbB、1Cr139※三、碳化物沉淀强化型奥氏体耐热钢沉淀强化相：MC型K，并含有W、Mo等固溶强化元素。4Cr13Ni13Co10Mo2W3Nb3：以NbC为沉淀强化相的钢。※三、碳化物沉淀强化型奥氏体耐热钢沉淀强化相：MC型K，并含140VC析出最高速度的温度在670-700℃，在此温度时效后，钢具有最高的沉淀硬化。4Cr13Mn8Ni8MoVNb(GH36)钢：以Mn部分代Ni。强化相：(V,Nb)C，以VC为主，溶有部分Nb。另一种K是复合的(Cr,Mn,Mo,Fe,V)23C6，但不能成为沉淀强化相。Nb≥0.6%，钢中才会单独出现NbC相，溶有不多的V和Mo。M23C6型在较低温度析出量很少，其最高析出温度在900℃。VC析出最高速度的温度在670-700℃，在此温度时效后，钢141为了获得沉淀强化效果，一般采用固溶淬火和时效沉淀的热处理。温度：1140℃加热，保温1.5~2h后水冷，防止冷却过程中析出VC相，造成时效时沿截面内外性能不均。GH36的固溶处理：为了获得沉淀强化效果，一般采用固溶淬火和时效沉淀的热处理。温142两次时效处理：第一次：670℃时效16h，使VC细小弥散析出，强度提高，但塑韧性较低，且具有缺口敏感性。第二次：760-800℃时效14-16h，空冷。弥散的VC适当长大，这种组织在低于750℃有很好的稳定性。可用于650-700℃长期工作的零件，如涡轮盘件。两次时效处理：第一次：670℃时效16h，使VC细小弥散析出143γ’-Ni3(Ti,Al)点阵常数与γ基体相近，二者仅稍有差别，当γ’相析出时，能形成共格，产生沉淀强化。※四、金属间化合物沉淀强化耐热钢主要沉淀强化相：时效过程中析出的Ti、Al的金属间化合物γ’-Ni3(Ti,Al).γ’-Ni3(Ti,Al)点阵常数与γ基体相近，二者仅稍有差144典型钢种：GH132（A-286）钢其主要成分：C<0.08%，Cr：13.5-16%，Ni：24-27%，Mn：1-2%，Mo：1-1.5%，Ti：1.75-2.30%，Al<0.40%。

制造喷气发动机部件，有较高的高温强度，可以在650-700℃使用，对要求抗氧化而强度要求不高的零件，可以在850℃长期工作。它还具有好的热加工性和切削加工性能。典型钢种：GH132（A-286）钢其主要成分：C<0.0145Cr：提高钢的化学稳定性，15%左右；Mo：固溶强化；Ni：与F形成元素相平衡，以获得稳定的A组织；形成γ’-Ni3(Ti,Al)，总Ni量为25%。Ti,Al：形成γ’-Ni3(Ti,Al)，时效处理产生沉淀强化；Cr：提高钢的化学稳定性，15%左右；Mo：固溶强化；N146Fe-15Cr-25Ni钢时效沉淀相的相区与铝钛含量的关系

Ti>1.4%,才产生γ’相。Fe-15Cr-25Ni钢时效沉淀相的相区与铝钛含量的关系147含Ti高而含Al极低时，析出的γ’相不稳定，会逐渐转变成简单六方结构的η-Ni3Ti（胞状沉淀）。Al主要用来稳定含Ti的γ’相的FCC结构，保持强化作用。Al含量过高，除形成γ’外，还出现Ni2AlTi相，其稳定性差，易聚集长大，不能作为沉淀强化相。

当Ti的含量增加至2.15%，可获得最大的沉淀强化；含Ti高而含Al极低时，析出的γ’相不稳定，会逐渐转变成简单148当Ti的含量过高时,易产生缺口敏感性，除加入Mo改善外，还需加入V和B才能消除。B：产生晶界强化,并能提高持久塑性，B=0.001-0.01%。Si：0.4~1%。含Si量在上限时，钢中出现G相（Ni14Ti9Si6），呈粗粒状，无沉淀强化作用，同时从钢中抽走Ni，提高形成σ相和Fe2Ti的倾向。Si、Mn稍高时，出现以Fe2Ti为基的(Fe,Cr,Mn,Si)2(Ti,Mo)相.C、Si和Mn要控制在下限，B控制在中下限。当Ti的含量过高时,易产生缺口敏感性，除加入Mo改善外，还需149为了使金属间化合物相γ′-Ni3(Al,Ti)产生较好的强化效果，需要进行适当的热处理。GH132（A-286）钢的热处理固溶处理：980-1000℃：可获得合适的晶粒度，成分均匀，具有较高的伸长率、成型性和焊接性。时效：700-760℃，沉淀强化效果最好。γ’以极小的球状颗粒分布在基体上，与基体共格。为了使金属间化合物相γ′-Ni3(Al,Ti)产生较好的强化150冷变形加速γ′相的沉淀，随着变形量的增加，时效后达到最大硬度的温度移向低温，而且冷变形后钢的结构稳定性较差，为此，冷变形后的时效通常采用两次时效，即第一次为760℃，16h，第二次为704℃，16h，以增加组织结构的稳定性和硬度的均匀性。对GH132合金配以冷变形时效，则强化效果将进一步增强。注意：变形量必须避免临界变形量（2%）导致再结晶晶粒的异常长大，通常冷变形量必须超过