火电厂金属材料讲解课件

火电厂金属材料

电力行业第11期焊接专业技术人员取证班2013-11火电厂金属材料电力行业第11期焊接专业技术人员取证班1第一章火电机组用钢的特点和钢的分类第二章金属材料基本知识第三章钢的热处理第四章钢的力学性能和微观组织第五章电站锅炉用钢的现状及发展趋势第六章部件失效案例第七章火力发电厂金属技术监督

第一章火电机组用钢的特点和钢的分类2第一章火电机组用钢的特点和钢的分类1钢铁材料在火电机组中的应用特点1.1用量大火电机组基本是由钢铁材料制成的。以锅炉为例，不同蒸发量锅炉的用钢重量见表1.1。表1.1锅炉蒸发量与用钢重量之间的关系蒸发量(t／h)第一章火电机组用钢的特点和钢的分类31.2钢种多

火电机组用钢钢种很多，它包括碳素钢、低合金钢、中合金钢、高合金钢、不锈钢、铸钢等。1.3规格多

火电机组用钢的规格有板材、管材、棒材、型材、锻件、铸件等。1.4要求高

由于火电机组有的部件在高温、高压下运行，有的在高速旋转下工作，有的伴随有腐蚀的环境，其服役条件苛刻，故对电站大多数用钢有相应的标准，钢材的检验项目也较多，如工艺性能、力学性能、无损检测等。

1.2钢种多42钢铁材料的分类2.1按化学成分分（1）碳素钢

低碳钢（碳含量≤0.25%）中碳钢（碳含量0.25%～0.60%）高碳钢（碳含量>0.60%）（2）合金钢

低合金钢（合金元素含量≤5%）中合金钢（合金元素含量5%～10%）高合金钢（合金元素含量>10%）

2钢铁材料的分类52.2按用途分（1）结构钢：碳素结构钢、合金结构钢（2）耐热钢：低合金耐热钢、中合金耐热钢、耐热不锈钢（3）弹簧钢（4）轴承钢（5）耐酸不锈钢（6）工具钢2.2按用途分62.3按金相组织分（1）铁素体钢:一般为钢在退火状态下获得的组织,典型的为铁素体不锈钢（2）珠光体钢:钢中合金元素含量较低,在空气中冷却,可得到珠光体（3）马氏体钢:钢中合金元素含量较高,在空气中冷却,可得到马氏体（4）贝氏体钢:钢中合金元素含量较低,在空气中冷却,可得到贝氏体（5）奥氏体钢:钢中合金元素含量很高,在空气中冷却,奥氏体到室温仍不转变

注：按照国际惯例珠光体钢、贝氏体钢、马氏体耐热钢统称为铁素体耐热钢（引自新型耐热钢焊接编著杨富等第13页）。2.3按金相组织分72.4按品质分（1）普通钢（磷含量≤0.045%，硫含量≤0.055%；或磷、硫含量均≤0.050%）（2）优质钢（磷、硫含量均≤0.040%）（3）高级优质钢（磷含量≤0.035%，硫含量≤0.030%）高级优质钢——A超级优质钢——C特级优质钢——E2.5按冶炼方法分（1）平炉钢（酸性平炉钢、碱性平炉钢）（2）转炉钢（酸性转炉钢、碱性转炉钢）（3）电炉钢（电弧炉钢、电渣炉钢、感应炉钢、真空感应炉钢、真空自耗炉钢、电子束炉钢）2.4按品质分8第二章金属材料基本知识1晶体学基本知识(简略介绍)

固态物质可分为晶体和非晶体两类。晶体中原子排列是有序的，即原子按某种特定方式在三维空间内周期性地规则重复排列。金属是一种晶体物质。非晶体内部原子的排列是无序的，更严格的讲，是不存在长程的周期排列（即在微观尺度上可能存在有序的原子团）。1.1三种典型的晶体结构

金属最常见的典型晶体结构是体心立方、面心立方和密排六方结构。第二章金属材料基本知识91.2晶体缺陷

实际晶体中存在着偏离理想的结构，晶体缺陷就是指实际晶体中与理想的点阵结构发生偏差的区域。这些区域的存在并不影响晶体结构的基本特性，仅是晶体中少数原子的排列特征发生了变化。相对于晶体结构的周期性和方向性而言，晶体缺陷易受外界条件的影响（如温度、载荷、辐照等）而变化，它们的数量及分布对材料的性能起着十分重要的作用。

根据缺陷在空间的几何图象，将晶体缺陷分为三大类：即点缺陷、线缺陷、面缺陷。

1.2晶体缺陷101.2.1点缺陷定义：如空位、间隙原子和异类原子等。作用：

①任何一种点缺陷的存在，都破坏了原有原子间的作用力平衡，产生晶格畸变或应变，对应着晶体内能的升高。②点缺陷还可造成金属物理性能和力学性能的变化。最明显的是引起电阻增加。③室温下平衡浓度的点缺陷对材料的力学性能影响不大，但在高温下空位的浓度很高，空位的存在及其运动是晶体高温下发生蠕变的重要原因之一。1.2.1点缺陷111.2.2线缺陷定义：亦称为一维缺陷，在两个方向上尺寸很小，主要是位错。位错分类：晶体中的位错基本类型为刃型位错和螺型位错，实际位错往往是两种类型的复合，称之为混合位错。

位错密度：略位错理论的应用：略①对晶体变形滑移的解释；略

②强化效应，位错密度的增加以及增殖和交互作用又会使金属进一步形变困难，促使强度提高；③裂纹的产生1.2.2线缺陷121.2.3面缺陷定义：亦称为二维缺陷，在空间一个方向上尺寸很小，另外两个方向上尺寸较大的缺陷，如晶界、相界、表面等。

晶界特点：原子排列不规则，偏离平衡位置，晶格畸变大，晶界上原子平均能量高于晶内原子平均能量，故有自发向低能状态转化的趋势（晶粒长大、晶界平直化）。

①室温下晶界是一个高能区，可阻碍位错运动，故多晶体具有较高的形变抗力和形变硬化率。晶粒越细，强度越高；高温下晶界易于相对滑移，高温蠕变总是先从晶界开始，故对高温下运行的部件，较粗的晶粒有利于提高蠕变强度。1.2.3面缺陷13②由于晶界上原子平均能量高于晶内原子平均能量，原子排列不规则和溶质原子在偏聚，因之在晶界上易于满足相变的能量起伏、相起伏和浓度起伏，故新相往往在晶界上优先生核。③由于晶界上原子排列不规则又有多的空位，因此，原子沿晶界扩展速度比晶内快得多。④晶界易遭到腐蚀。⑤晶界要自发的趋向能量最低的状态，这就使晶界向平直化和三叉交角趋向120°，使晶界减少；晶界在一定的温度下将发生晶界迁移，晶粒长大的过程就是晶界趋向能量较低的状态。⑥晶界熔点低。

②由于晶界上原子平均能量高于晶内原子平均能量，原子排列不142Fe-Fe3C相图2.1铁与碳的特性铁和碳的作用

•形成一系列的化合物：例如Fe3C、Fe2.2C；

•碳溶解在α—Fe、δ—Fe和γ—Fe中形成间隙固溶体。2.2Fe－Fe3C相图分析（图2.1）（1）同素异构转变(注：从一种晶体转变成另一种晶体）δ（体心立方）γ（面心立方）α－Fe（体心立方）（2）共析转变

0.77％C的钢，在727℃由一个固相分解为两个固相的转变叫共析转变。（3）共晶转变由液态转变成固态2Fe-Fe3C相图15图2.1Fe－Fe3C合金平衡状态图

图2.1Fe－Fe3C合金平衡状态图162.3Fe-Fe3C相图的应用2.3.1制定热加工工艺冶炼、浇注、锻造、热处理等。2.3.2偏离平衡组织分析除了钢的退火接近平衡状态下的组织外，其余组织均偏离平衡组织。（1）偏析成分偏析、组织偏析

•

长程偏析（区域偏析）——溶质在凝固界面析出，引起先凝固和后凝固的固体之间成分的显著不同，这种偏析往往在较大的距离出现，故叫长程偏析。例如大轴内外壁成分的不同。

2.3Fe-Fe3C相图的应用17

•

短程偏析（显微组织偏析）——指树枝晶之间和晶粒之间的显微短距离之内成分的不一致。这是由于凝固时溶质析出浸入液体，在接近推进面形成液体富集溶质层所造成的，树枝晶间偏析是一种短程偏析。树枝主干生成后，由于溶质倾向扩散进入树枝晶分叉之间，而造成树枝晶中心和外围成分的差别。偏析可通过高温（980℃）长时间扩散退火来消除。

成分偏析会导致组织偏析

•短程偏析（显微组织偏析）——指树枝晶之间和晶粒之间的18（2）伪共析组织

在共析点附近的合金，从奥氏体迅速过冷到阴线区域，此时从奥氏体来不及析出铁素体时，而得到完全的珠光体共析组织。这种不是共析成分的合金而由于过冷度大而得到完全的共析组织叫伪共析组织。在共析线两端头以外而邻近端头的的合金，平衡冷却是不出现共析组织的，但在快速冷却下组织中将有少量的共析组织，这部分共析组织也叫伪共析组织。类似的有伪共晶组织（2）伪共析组织19（3）魏氏组织

0.2～0.6％C范围内，若原γ—Fe晶粒较粗大，以一定的冷却速度（相当于空冷或正火）转变，那麼得到的组织将不是平衡状态下的颗粒状铁素体和珠光体，而是沿一定方位分布的针状铁素体+珠光体，这种组织叫魏氏组织。魏氏组织奥氏体晶粒粗大，铁素体沿晶界分布，珠光体片层加厚。使冲击韧性下降。（3）魏氏组织202.3.3焊接接头各区域的组织分析

焊接过程是一个在焊接热源作用下，局部、快速、不平衡的连续加热和凝固过程。焊接接头是一个物理、化学、组织、性能不均匀体，并由不同特点的区域构成。不同的母材、不同的焊材会得到不同的成分、组织和性能。（1）低碳钢焊接接头各个区域组织和性能

20钢、20g、20G：水冷壁管、中温中压管道、汽包、除氧器等图2.2为低碳钢焊接接头各个区域所处的温度区域、加热时发生的变化和冷却到室温所得到的金相组织。2.3.3焊接接头各区域的组织分析21图2.2低碳钢焊接接头不同区域的温度、组织变化

图2.3钢中的魏氏组织

图2.2低碳钢焊接接头不同区域的温度、组织变化图2.322

由图可见：低碳钢焊接接头的热影响区可分为过热区、正火区、部分相变区、再结晶区和蓝脆区。

焊缝——铁素体＋珠光体（少量）。铁素体沿原奥氏体边界析出，晶粒较粗大，呈柱状晶，有时有魏氏组织特征。魏氏组织的特征是铁素体在奥氏体晶界呈网状析出，或从奥氏体内部沿一定方向析出，形成长短不同的针状或片条状，有时甚至直接插入珠光体晶粒中（图2.3）。由图可见：低碳钢焊接接头的热影响区可分为过热区、正火23

同一化学成分的低碳钢，由于冷却速度、过热度以及承受的热过程不同，也会使焊缝的组织发生明显的变化。冷却速度大，焊缝组织中珠光体量多、组织细小、硬度高；过热度大，促进魏氏组织的形成；

多层焊或热处理后的焊缝，组织为细小的铁素体＋珠光体（少量），且使焊缝的柱状晶遭到破坏。

同一化学成分的低碳钢，由于冷却速度、过热度以及承受的24

过热区——处于1100℃～固相线之间的高温部位。温度远高于相变温度，奥氏体晶粒急剧长大，冷却后成为粗大的过热组织，甚至产生魏氏组织。魏氏组织的塑性、韧性相对于母材降低约25％～30％。

过热区是焊接接头的最危险区域，其性能最差。

正火区——Ac3～1100℃。加热时铁素体、珠光体全部转变成奥氏体。由于加热时间很短，奥氏体来不及长大，冷却后获得细小的珠光体组织。

焊接热循环对这部分金属的影响相当于热处理中的正火工艺，冷却后的组织比母材金属细小，力学性能也高于原金属，故正火区是焊接接头组织和性能最佳的部位。

过热区——处于1100℃～固相线之间的高温部位。温度远25

部分相变区（不完全重结晶区）——Ac1～Ac3之间。加热过程，珠光体转变为奥氏体，铁素体部分溶入奥氏体，随着温度的升高，奥氏体量增多，铁素体量减少；冷却过程奥氏体转变为细小的珠光体和铁素体，未溶铁素体不发生转变。可见重结晶过程不完全。

部分相变区金属随着温度的升高晶粒略有长大，晶粒大小不均且相互混杂，成为焊接接头强度最低的部位。

部分相变区（不完全重结晶区）——Ac1～Ac3之间。加26

再结晶区——500℃～Ac1。对经过冷塑性变形而产生碎晶和晶格歪扭的金属，在该区域加热会产生再结晶过程。再结晶结果是晶粒稍有长大，塑性稍有改善。对无冷塑性变形的金属，则不发生再结晶。

蓝脆区——200℃～500℃。无组织变化。特别在200℃～300℃的金属部分，强度稍有提高，而塑性急剧下降，金属表面发生蓝脆现象。（2）合金钢焊接接头各个区域组织和性能

1）淬硬倾向较小的普通低合金钢16Mn16MnR16Mng15MnV14MnMoV：各区域组织和性能与低碳钢相近。

2）淬硬倾向较大的合金钢可分为：焊缝、淬火区、不完全淬火区和回火区

再结晶区——500℃～Ac1。对经过冷塑性变形而产生碎27

焊缝——贝氏体（上贝氏体或下贝氏体）、索氏体（珠光体）、铁素体、少量马氏体（板条马氏体或针状马氏体）。

淬火区——高于1100℃以上的金属部位。冷却时，高碳当量的奥氏体转变为贝氏体＋少量马氏体。

不完全淬火区——Ac1～Ac3之间。冷却时，部分高碳当量的奥氏体转变为贝氏体＋少量马氏体，未转变的铁素体保留下来。室温下是贝氏体＋少量马氏体和粗大的铁素体。

回火区——Ac1以下温度并紧邻Ac1线。无相变，焊接时相当于回火处理。室温下组织为回火索氏体或回火屈氏体。

易淬硬合金钢焊接接头出现的淬硬组织对焊接性能不利，故焊接过程中需采取予热和焊后热处理，消除淬硬组织，改善接头的力学性能。

焊缝——贝氏体（上贝氏体或下贝氏体）、索氏体（珠光体）28（3）9％～12％Cr钢（F11、F12、T91、P91）焊接接头各个区域组织和性能

焊缝——马氏体＋铁素体（极少量）

过热区——粗晶马氏体

热影响区——细晶马氏体

（4）不锈钢焊接接头各个区域组织和性能

奥氏体不锈钢焊接接头：焊缝、过热区、σ相脆化区、敏化区

铁素体不锈钢焊接接头：焊缝、过热区、σ相脆化区、474℃脆性区

（3）9％～12％Cr钢（F11、F12、T91、P91）焊29

焊缝——奥氏体＋少量δ铁素体（少于5％）；单一铁素体。

过热区——1100℃～1500℃。不锈钢在加热和冷却过程中不发生相变，故该区域在高温或室温下均为奥氏体或铁素体。该区温度高，接近钢熔点，晶粒长大严重，材料的塑性和韧性降低。

σ相脆化区——650℃～850℃。在这一温度范围内若停留时间长，铁素体不锈钢和奥氏体不锈钢均可能析出σ相。结果材料的塑性和韧性降低严重，抗腐蚀能力也有所下降。

焊缝——奥氏体＋少量δ铁素体（少于5％）；单一铁素体。30

敏化区——450℃～850℃。材料在这一温度范围内停留一定时间后，奥氏体不锈钢中的Cr和C在晶界形成碳化鉻（Cr23C6），使奥氏体晶界处贫鉻，失去抗晶间腐蚀的能力。

474℃脆性区——400℃～600℃。材料在这一温度范围内停留一定时间后，铁素体不锈钢的硬度显著提高，冲击韧性显著下降。

不锈钢的σ相脆化区、敏化区、474℃脆性区是在一定条件下（焊接热循环）出现的，只要控制好焊接规范则可避免。关键在于控制温度的保持时间，希望越短越好。故需要采用小规范、快速冷却等工艺措施，焊接中避免工件温度过高。

敏化区——450℃～850℃。材料在这一温度范围内停留一313Fe－C合金的相和组织3.1相

相是指合金中成分、结构及性能相同组成部分。一个相与另一个相之间有明确的界面分开，由一个相通过相界面抵达另一个相时，其成分、组织结构和物理、化学性质发生了变化。例如水和油的系统中，水和油分层存在，水是一个相，油是另一个相。两者的物理、化学性质不同，水和油之间有明确的界面分开。3Fe－C合金的相和组织323.2组织在显微镜下作金相检验时，具有共同的特征、相同的组成部分叫“组织”或组织组成体。例如：奥氏体、珠光体、铁素体等。一种组织可是单相组成，如奥氏体、铁素体，也可是多相组成，如珠光体。（1）铁素体（α或F）

碳在α－Fe中的间隙固溶体。碳溶解在α－Fe中，不改变α－Fe的点阵类型，碳原子处于铁原子点阵间隙之中，成为均匀的单相固溶体，叫间隙固溶体。其形态可为等轴状、块状、网状或针状。3.2组织33（2）奥氏体（γ或A）

碳在γ－Fe中的间隙固溶体。碳钢在高温下存在，奥氏体钢在室温下存在。（3）珠光体（P）、屈氏体、索氏体奥氏体在723℃（726℃）发生共析反应的产物，由铁素体和滲碳体片层交替构成一个组织组成体，为两相（F＋C）混合组织。片层间距与冷却速度有关，冷却速度快，片层间距小（屈氏体、索氏体）。（2）奥氏体（γ或A）34（4）滲碳体（C或Fe3C）

铁和碳的化合物，含碳量为6.67％，具有复杂结构的间隙化合物，极硬而脆。但当它们以细小片状或颗粒状分布在铁素体基体上却起到了强化作用。其显微组织形态花样较多，随碳含量的不同、结晶条件的不同和热处理条件的不同有大片状、点状、网状、细片状和粒状。熔点：1227℃

高于540℃发生分解

Fe3C3Fe＋C（石墨）铸铁和20＃钢石墨化的依据（5）石墨可在结晶过程中产生，也可由Fe3C在高温下分解而出现。根据成分、铸造和结晶条件的不同，石墨有片状、团絮状和球状。

（4）滲碳体（C或Fe3C）35（6）贝氏体（B）贝氏体介于珠光体和马氏体转变温度之间的转变，其组织由过饱和的α固溶体和碳化物组成，按其形态可分为上贝氏体、下贝氏体和粒状贝氏体。

B上——形成于贝氏体转变温度区间上部的组织，是一群多半由晶界开始向晶内平行生长的扁平状的α－Fe铁素体，并在其间夹着断续的颗粒状或板条状滲碳体的复相组织。光学显微镜下呈羽毛状。在铁素体上碳化物呈颗粒状或棒状分布。上贝氏体强度高，韧性差。

B下——形成于贝氏体转变温度区间下部的组织，是从晶界开始或者在奥氏体晶粒内部沿着若干晶面单独或成堆地长成针状的α－Fe铁素体，并在α－Fe铁素体基体上沉淀着很多微细的碳化物的复相组织。光学显微镜下很象回火马氏体。下贝氏体强度高，塑性适中，韧性和耐磨性好。

（6）贝氏体（B）36（7）马氏体（M）

碳在α－Fe中的过饱和固溶体。低碳马氏体：板条马氏体。特征是每一个基本单元的形状呈窄而细长的板条，他们总是成群的、相互平行的连在一起，成为一束马氏体，一束之内相邻的板条以小角度晶界分开，一个原始奥氏体晶粒内可形成几个束，而束与束之间具有较大的位向差。高碳马氏体：针状马氏体，也叫片状马氏体。显微镜下观察到许多以一定角度互相交接的不同厚度的针叶状。马氏体晶体的长大往往受晶界、第二相或另一片马氏体的障碍而停止，故马氏体的尺寸大小决定于奥氏体晶粒尺寸、第二相质点的多少和分布状况、马氏体生成的先后等。加热温度高，奥氏体晶粒粗大，马氏体便愈粗大。粗大的马氏体，其强度、塑性和韧性均较低。

（7）马氏体（M）374金属的缺陷4．1母材缺陷(1)表面缺陷——在金属加工、储存或使用期间产生的缺陷，如凹坑、划痕、麻点、折叠、裂纹、磨蚀等。P91钢管遭受海水而腐蚀。（2）夹层——钢板轧制时，由于钢锭中存在气泡、大块的非金属夹杂物和未完全切除的残余缩孔而引起的与钢板表面平行或基本平行的钢板分层，亦称离层。50～60年代有些汽包钢板存在严重的夹层。（3）发纹——沿钢坯或钢材的轴向裂开的细长的裂纹。通过塔形试样检查可发现，在横断面上是黑色极小的点子，在纵断面上是发纹。4金属的缺陷38（4）白点——钢材组织内部存在的细小裂纹，在平行于钢材压延方向的断口上表面为椭圆形银色白斑，亦称鱼眼或鳞片（图2.12）。（5）疏松——由于金属的凝固收缩，在铸件最后凝固区域出现的多孔区，在铸件横截面上呈现出密集或分散分布的微细孔隙，孔隙多呈不规则多边形或圆形（图2.13）。（6）偏析——钢中化学成分或杂质分布不均匀而聚集在某一区域的现象（照片图2.14）。（7）夹杂物——主要指钢中的非金属夹杂物：硫化物、氧化物、硅酸盐等（图2.15）。（4）白点——钢材组织内部存在的细小裂纹，在平行于钢材压延方39（8）脱碳——钢材在高温加热及保温时，因所含的Fe3C或石墨与介质中的O2、CO2、H2O、H2等化合而使含碳量降低的现象。（9）过热——由于加热温度过高，致使金属或合金的晶粒过分长大，从而导致金属的力学性能显著下降的现象。（10）过烧——金属或合金的加热温度接近状态图的相线温度时，晶界发生氧化或部分熔化的现象，通常首先发生在晶界。（11）内氧化——工件加热时，介质中的氧沿工件表层的晶界向内扩散，发生晶界合金元素氧化的过程。（8）脱碳——钢材在高温加热及保温时，因所含的Fe3C或404.2焊接缺陷焊接过程中在焊接接头中产生的金属不连续、不致密或连接不良的现象。（1）未焊透。焊接时接头根部未完全熔透的现象。对于对接焊缝也指焊缝深度未达到设计要求的现象。（2）未熔合。焊道与母材之间或焊道与焊道之间，未完全熔化结合的部分。（3）夹渣。焊后残留在焊缝中的焊渣。（4）夹杂物。由于焊接冶金反应产生的，焊后残留在焊缝金属中的微观非金属杂质（如氧化物、硫化物等）。

4.2焊接缺陷41（5）气孔。焊接时，熔池中的气泡在凝固时未能逸出而残留下来所形成的空穴。气孔可分为密集气孔、条状气孔和针状气孔等。（6）咬边。由于焊接参数选择不当，或操作方法不正确，沿焊趾的母材部位产生的沟槽或凹陷。（7）焊瘤。焊接过程中，熔化金属流淌到焊缝之外未熔化的母材上所形成的金属瘤。（8）烧穿。焊接过程中，熔化金属自坡口背面流出，形成穿孔的缺陷。（9）下塌。单面熔化焊时，由于焊接工艺不当，造成焊缝金属过量透过背面，而使焊缝正面塌陷，背面凸起的现象。（5）气孔。焊接时，熔池中的气泡在凝固时未能逸出而残留下来所42（10）焊接裂纹。在焊接应力及其它致脆因素共同作用下，焊接接头中局部地区的金属原子结合力遭到破坏而形成的新界面所产生的缝隙。它具有尖锐的缺口和大的长宽比的特征。（11）热裂纹。焊接过程中，焊缝和热影响区金属冷却到固相线附近的高温区产生的焊接裂纹。包括结晶裂纹、多边化裂纹和液化裂纹等。（12）结晶裂纹。在焊缝金属结晶后期，由于低熔点共晶形成的液态薄膜削弱了晶粒间的联结，在稍高于固相线的温度区间产生的沿奥氏体晶界开裂的裂纹。（13）多边化裂纹。在固相线以下再结晶温度区间，由晶格缺陷发生移动和聚集而形成的二次边界处于低塑性状态，在焊接应力作用下产生的沿奥氏体晶界开裂的裂纹。（10）焊接裂纹。在焊接应力及其它致脆因素共同作用下，焊接接43（14）液化裂纹。在焊接热循环峰值温度作用下，在焊接热影响区和多层焊的层间发生重熔，在固相线以下稍低温度和焊接应力作用下产生的沿晶裂纹。（15）弧坑裂纹。引弧或息弧时在弧坑中产生的热裂纹。（16）冷裂纹。焊接接头冷却到较低温度下（对于钢来说在MS温度以下）时产生的焊接裂纹。包括延迟裂纹、淬硬脆化裂纹及低塑性脆化裂纹等。（17）延迟裂纹。焊接接头冷却到室温后，在淬硬组织、氢和拘束应力作用下，并经一定时间（几小时、几天、甚至十几天）后才能出现的焊接冷裂纹。（14）液化裂纹。在焊接热循环峰值温度作用下，在焊接热影响区44（18）淬硬脆化裂纹。主要由淬硬组织和焊接应力作用下产生的裂纹。（19）低塑性脆化裂纹。在较低温度下（约400℃以下），由于被焊材料的塑性储备不足而产生的裂纹。（20）焊根裂纹。沿应力集中的焊缝根部所形成的焊接冷裂纹。（21）焊趾裂纹。沿应力集中的焊趾处所形成的焊接冷裂纹。（22）焊道下裂纹。在靠近堆焊焊道的热影响区内所形成的焊接冷裂纹。

（18）淬硬脆化裂纹。主要由淬硬组织和焊接应力作用下产生的裂45（23）再热裂纹。厚钢板焊接结构，于600℃～700℃进行消除应力热处理时，在热影响区的粗晶区产生的沿晶裂纹。（24）消除应力裂缝。焊件在一定温度范围内再次加热时，由于高温及残余应力共同作用而产生的晶间裂纹。（25）层状撕裂。焊接时，在焊接构件的热影响区附近，沿钢板轧层形成的呈阶梯状的一种裂纹。

（23）再热裂纹。厚钢板焊接结构，于600℃～700℃进行消465合金元素在钢中的存在状态和作用5.1合金元素在钢中的存在状态合金元素加入钢中之后的存在形式和分布有以下4种方式：与铁形成固溶体；金属间化合物；氧化物、硫化物等；游离状态。

5合金元素在钢中的存在状态和作用47（1）固溶体

一个组元在固态时溶解到另一组元中形成单一均匀相称为固溶体。(组元--组成合金的独立的最基本的物质)•

间隙固溶体——原子半径很小的非金属元素（C、N、B）溶入过渡族金属中，由于溶质和溶剂原子半径之差大于15％，此时溶质原子进入溶剂点阵的间隙之中，这样的固溶体叫间隙固溶体。•

置换固溶体——溶质溶解到溶剂中，溶质原子置换溶剂点阵中的溶剂原子，这种固溶体叫置换固溶体。置换固溶体可形成完全互溶固溶体或连续固溶体，例如Fe-Cr、Cu-Ni、W-Mo系。大多数合金系形成的置换固溶体，溶质在溶剂中的溶解度是有限的。

（1）固溶体48（2）金属间化合物

金属间化合物——合金组元形成介于固溶体和化合物之间的相，叫金属间化合物或中间相。

•

碳化物、氮化物和硼化物合金元素在钢中与碳结合形成碳化物，此外有氮化物和硼化物。C、N、B、H与过渡族元素形成的金属化合物具有一个共同的特点：即原子半径较小，进入晶体点阵的间隙，这样的金属间化合物称为间隙化合物或间隙相。间隙化合物与间隙固溶体不同点在于间隙化合物的点阵与溶剂不同，而间隙固溶体的点阵保持溶剂的点阵类型。（2）金属间化合物49

间隙相的点阵结构，如以M表示金属元素，C表示非金属元素，那麽，间隙相的不同组成，具有不同的点阵结构。例如，M3C、M23C6、MC、M2C

间隙相的组元可被代替，成为复合间隙相。例如，M3C型有Fe3C、（Fe、Mn）3C、Fe3（C、B）等。（注：组元是组成合金最基本的、独立的物质）合金元素与碳形成碳化物的强弱程度见下所示TiZrNbVWMoCrMnFe高碳化物稳定度低间隙相的点阵结构，如以M表示金属元素，C表示非金属元50•Laves相—在含Ti、Nb、Ta、W和Mo的钢中（例如P91），会出现一种叫Laves相的金属间化合物。它是当二元合金两组元的原子直径比为1.2：1形成的，组成为AB2。例如：MoFe2NbFe2低于600℃在晶界析出，使钢的脆性增加。•σ相—高Cr钢中的FeCr、FeMo、FeTi化合物叫σ相（例如不锈钢中），向钢中加入Mn、Si、Mo等元素促使σ相形成。σ相在基体上的形状和分布对钢的性能有很大的影响，一般认为σ相使不锈钢的变脆，是有害相。•NiAl、Ni3Al、Ni3Ti、Ni3Nb——Ni基合金中的强化相•Laves相—在含Ti、Nb、Ta、W和Mo的钢中（例如51（3）形成氧化物、硫化物等例如：MnS、FeS、Al2O3、SiO2、FeO

不同的氧化物还会相互结合起来形成复合氧化物。例如FeO•Al2O3

、MnO•SiO2不锈钢表面形成致密而牢固的Cr2O3

、Al2O3及SiO2薄膜使钢具有抗蚀性。（4）游离状态这类合金元素非常少，只有铅或超过0.8％的铜可在钢中形成游离态。在锅炉用钢中铅或铜一般以杂质元素的形式存在，当铜作为合金元素时一般均在0.8％以下。铜可增加锅炉用钢的抗蚀性及引起时效强化。

（3）形成氧化物、硫化物等525.2合金元素在钢中的作用(1)C（碳）

扩大A（奥氏体）区，增大过冷奥氏体的稳定性，提高钢的淬透性。碳含量增加，钢的常温、中、高温拉伸强度、硬度提高，塑性、韧性下降。但随着温度的提高，碳的这种影响亦减弱。碳含量增加，钢的焊接性能劣化，热影响区产生淬硬组织；冷变形性能变差；但碳含量增加可降低钢的时效敏感性，故也不宜过低。5.2合金元素在钢中的作用53(2)Cr（鉻）

缩小A（奥氏体）区，使A冷却转变曲线（C曲线）右移，提高钢的淬透性。空淬，T91、F12等。提高钢的抗氧化能力和耐蚀性，Cr2O3薄膜。高鉻钢中形成σ相，脆性的9～12％Cr钢中形成Laves脆性相。由于鉻能提高钢的淬透性，在焊缝及热影响区易出现淬硬组织，甚至引起焊接裂纹，故含鉻量高的钢可焊性差。此外，高鉻钢易产生晶间腐蚀。(2)Cr（鉻）54（3）Mo（钼）

缩小A（奥氏体）区，使A冷却转变曲线（C曲线）右移，提高钢的淬透性，但效果没有Cr显著。提高钢的室温、中温强度，抑制钢的热脆性和回火脆性。钼钢在高温长期运行过程中有石墨化倾向。（3）Mo（钼）55（4）V（钒）缩小A（奥氏体）区，钒溶于奥氏体中会抑制奥氏体向珠光体的转变，利于贝氏体的形成。强碳化物形成元素，形成稳定的VC、V4C3，可细化晶粒，使钢得以强化。降低钢的过热敏感性；弥散、稳定的碳化物，使钢具有较高的组织稳定性；提高钢的抗回火软化性能，降低钢的时效敏感性。提高钢的室温、中温强度。降低碳化物球化速度，减缓其他合金元素从铁素体中向碳化物中转移速度，故提高了钢的热强性、组织稳定性和松弛稳定性。改善低碳低合金钢的焊接性能，钒可细化焊缝金属的铸态组织，减少焊缝热影响区的过热敏感性，防止热影响区内靠近熔合线的金属晶粒的过分长大和粗化。钒钢对热处理冷却速度和回火温度较敏感，故在对锅炉钢板、钢管热处理时由于各部分实际冷却速度的不同而产生组织不均匀，影响冲击韧性，甚至相差很大。例如：12Cr1MoV、15123.9、12CrMoV等钢。（4）V（钒）56（5）W（钨）与Cr对Fe的作用相同，缩小A（奥氏体）区，当W量达到6％时完全封闭γ区，完全形成α区。使珠光体转变曲线显著右移，贝氏体转变区明显突出，连续冷却时易得到贝氏体组织。

W的原子半径大于Fe，溶于α－Fe、γ－Fe后使固溶体晶格严重畸变，强化固溶体。碳化物形成元素，弱于V、Nb、Ti而强于Mo，形成的碳化物类型为：WC和W2C。W可部分溶于铁素体而使其得到强化，提高钢的强度。

W元素可与Mo元素在钢的强化中可相互替代，通常两份W的含量相当于一份Mo的效应，例如P91与P92钢的强化机理。（5）W（钨）57（6）Ni（镍）

扩大A（奥氏体）区，与γ－Fe无限互溶形成稳定的奥氏体，不形成碳化物，提高钢的淬透性。

Ni可细化晶粒，在提高强度的同时，使钢的韧性、塑性保持良好，提高钢的抗疲劳能力，减小钢的缺口敏感性，有效地降低钢的时效敏感性。增加钢的组织稳定性，提高钢的蠕变抗力和耐腐蚀性。（7）Mn（锰）弱碳化物形成元素，扩大A（奥氏体）区，与γ－Fe形成无限固溶体，对铁素体和奥氏体均有较强的强化作用。显著提高钢的淬透性。提高钢的室温、中温强度，当Mn含量小于1％时，可提高钢的冲击韧性。低合金钢中当Mn量高时，使钢的冲击韧性下降，并有明显的回火脆性倾向。对过热较敏感，晶粒易粗化，焊接性能变差。（6）Ni（镍）58（8）Nb（铌）缩小A（奥氏体）区，显著提高钢的相变点，减小钢的淬硬倾向。强碳化物形成元素，碳化铌沉淀强化了铁素体，细化了晶粒，对屈服点和抗拉强度提高的效果很大，但同时塑性和韧性有所下降。铌可防止过热，减小钢的时效敏感性，改善钢的焊接性能。提高钢的室温、中温强度和热强性。提高钢的耐蚀性、抗氧化性，防止晶间腐蚀。

（8）Nb（铌）59（9）Ti（钛）

缩小A（奥氏体）区，显著提高钢的相变点，减小钢的淬硬倾向。极强碳化物形成元素，在普通低合金钢和低合金耐热钢中加入Ti，主要是通过形成碳化物起沉淀强化作用，以此提高钢的室温、中温强度和热强性。

Ti可减小钢的过热倾向、时效敏感性，改善钢的焊接性能。提高钢的耐蚀性、抗氧化性，防止钢的石墨化。（9）Ti（钛）60（10）Al（铝）、Si（硅）缩小A（奥氏体）区，在钢中不形成碳化物，是促进石墨化元素。硅可强化固溶体提高钢的强度；但含量高时会降低钢的韧性，使焊接性能变坏。铝可细化晶粒，在低碳钢中加入微量铝，能起到脱氧定氮的作用，从而抑制钢的时效应变脆化倾向，降低脆性转变温度。铝、硅比铁更易氧化，可生成稳定而致密的Al2O3和SiO2氧化膜，因此可提高钢的抗氧化性能。铝与氧、氮，硅与氧的结合能力很强，炼钢时常用作脱氧剂加入钢中。（10）Al（铝）、Si（硅）61（11）B（硼）缩小A（奥氏体）区，在α－Fe、γ－Fe中的最大溶解度分别不大于0.008%和0.02%。微量硼可提高钢的淬透性。这是由于硼原子大小合适，易与空位结合形成硼—空位对子，增加了硼向晶界偏聚的倾向，使钢的晶界能量水平相应降低，从而抑制铁素体晶核的形成，导致奥氏体分解转变孕育期增长，因而使钢的淬透性提高。硼可提高钢的常温强度和热强性。在低合金Cr-Mo-V钢中加入0.005～0.01%的硼可显著提高钢的持久强度，特别是Nb-B、Ti-B、Zr-B的复合加入能显著提高钢的热强性，并能改善持久塑性，降低钢的持久缺口敏感性。硼的强化机理：硼与钢中的空位结合，可对空位起一定的固锁作用，抑制了空洞的产生和晶界裂纹的萌生；硼在晶界及附近的偏聚，改变了晶界的滑移速度和晶界与基体的相对强度；硼游离于固溶强化元素W、Mo等更多的进入固溶体，在一定程度上起着间接的改善固溶强化的效果；由于硼参与碳化物反应，从而对碳化物的成分、数量、大小及其稳定性均会产生有利的作用。

（11）B（硼）62（12）Cu（铜）扩大A（奥氏体）区，但不无限互溶。主要作用是改善普通低合金钢的抗大气腐蚀性能。可提高钢的强度。当铜含量较高时，由于改善了钢液的流动性，会给焊接带来困难，增加钢的脆性倾向；对热加工带来不利的影响。（13）Zr（鋯）缩小A（奥氏体）区，在α－Fe、γ－Fe中的最大溶解度分别为0.3%和0.7%。强碳化物、氮化物形成元素，其作用仅次于Ti。钢中加入微量的鋯，对钢的热强性、持久塑性及组织稳定性均会产生有益的作用。Cr-Mo-V钢中加入0.03%Zr对热强性产生最佳效果。当钢中Zr含量较高时，会使钢变脆。（12）Cu（铜）636钢的强化机理(1)固溶强化向钢或合金中加入合金元素形成间隙固溶体或置换固溶体，从而使钢或合金得以强化。固溶体中的合金元素可增大晶格畸变，增强固溶体原子键引力，提高再结晶温度，提高固溶体的稳定性。对位错起锁锚作用。(2)沉淀强化过饱和固溶体在长期保温过程中发生时效，析出弥散分布的碳化物、氮化物或金属间化合物的小质点。它们在高温下不易聚集，阻止了位错运动，从而提高钢和合金的室温强度、蠕变极限和持久强度。沉淀强化的效果取决于沉淀相的类型、形状、分布、大小、数量、弥散度、稳定性。

6钢的强化机理64（3）晶界强化晶界部位自由能较高、大量的缺陷和空位。低温下，晶界强度高于晶内；高温时，晶界强度低于晶内。

1）净化晶界

Nb、Zr等元素与晶界低熔点夹杂物作用生成稳定而难熔化合物，减少晶界夹杂物的含量，提高晶界原子间的结合力。

2）填充晶界空位向钢中加入一些微量的表面活性元素，如B、Ti、Zr和稀土元素产生内吸附，自发向晶界聚集，填充境界空位，改善晶界性质，阻止了合金元素沿晶界的扩散、晶界碳化物和空位的聚集长大，使钢的蠕变极限和持久强度显著提高。如珠光体耐热钢12Cr2MoWVTiB，即利用硼的晶界强化作用。（3）晶界强化653）晶界沉淀强化在晶界沉淀出不连续的强化相，使塑性变形时沿晶界的滑移和裂纹沿晶界扩展受阻，提高钢的热强性。4）晶粒细化

略

3）晶界沉淀强化66（4）马氏体强化钢经淬火而得到马氏体。（5）形变强化通过变形而增加钢的强度。工件使用温度低于200℃。护环的变形强化。机理：钢中的位错增殖；亚晶细化；点阵畸变增加。（4）马氏体强化67（6）冶金强化通过钢的冶炼工艺以提高钢的强度。冶炼工艺：二次炼钢法（炉外精炼真空处理），尽可能的降低钢中的H2、O2、N、S、P和微量残余元素含量；控制夹杂物形态；减少非金属夹杂物含量；保证钢液的纯净度；改善钢的各向异性、减少偏析、降低回火脆性。浇注：定向结晶。（7）综合强化即采用上述强化方法中的两种或两种以上方法进行钢的强化。（6）冶金强化68第三章钢的热处理1热处理基本知识采用适当的方式对金属材料或工件进行加热、保温和冷却，以获得预期的微观组织与性能的工艺。1.1基本概念（1）相变。当外界约束条件改变时，引起相的数目或性质的变化。（2）临界点。钢加热和冷却时发生相变的温度。Fe-C相图中的A1和A3线加热转变时称Ac1和Ac3，冷却转变时称Ar1和Ar3。（3）奥氏体化。钢材加热到Ac1或Ac3以上获得部分或全部奥氏体组织的过程。

第三章钢的热处理691.2过冷奥氏体转变（1）过冷奥氏体等温转变曲线。过冷奥氏体在不同温度恒温保持时，温度、时间与奥氏体转变产物的类型及其所占的百分数（转变开始及转变终止）之间的关系曲线。由于等温转变曲线通常呈C形或S形状，故又称C曲线或S曲线(见下页图3.1)。（2）过冷奥氏体连续冷却转变曲线。工件奥氏体化后连续冷却过程中，过冷奥氏体开始转变及终止转变的时间、温度及转变产物与冷却速度之间的关系曲线，又称为CCT曲线(见下页图3.2)。

1.2过冷奥氏体转变70图3.112Cr2MoG（P22）钢的等温转变曲线图3.212Cr2MoG（P22）钢的连续冷却转变曲线化学成分(%):CSiMnCrMo化学成分(%):CSiMnCrMo0.150.440.362.240.850.150.440.362.240.85

奥氏体化温度:975℃,30min奥氏体化温度:950℃

图3.112Cr2MoG（P22）钢的等温转变曲线712

退火2.1定义将钢加热到临界点以上30℃～50℃，保温一定时间，然后缓慢冷却（一般随炉冷却）的一种热处理操作过程。根据不同的目的，可采用不同的退火工艺。2.2退火目的（1）降低钢的强度、硬度，便于切削加工；（2）提高塑性，利于冷变形加工；（3）改善或消除毛坯在铸、锻、焊接时造成的成分或组织不均（如偏析、带状组织等），以提高其工艺性能和使用性能；（4）细化晶粒，改善高碳钢中碳化物的分布和形态，消除内应力，为最终热处理做好准备，同时也有利于减小工件淬火时产生的变形和开裂倾向。

2

退火722.3退火工艺（1）完全退火。将钢件加热到A区（Ac3线以上30～50℃），完全奥氏体化后缓慢冷却，获得接近平衡组织的一种退火。（2）扩散退火。将钢件加热到A区（Ac3线以上200～300℃），并经长时间保温（约10～15小时），使元素扩散均匀以减轻或消除化学成分及显微组织（枝晶）偏析，达到均匀化目的的一种退火，又称为均匀化退火。（3）去应力退火。也叫低温退火、人工时效。为去除工件塑性变形加工、切削加工或焊接造成的内应力及铸件内存在的残余应力，将钢加热到Ac1线以下某一温度（约500～650℃）经保温后随炉缓慢冷却的退火。2.3退火工艺73（4）再结晶与再结晶退火。将经冷加工变形后的工件加热到再结晶温度以上，经一定时间保温后，通过再结晶使冷变形过程中产生的晶体学缺陷基本消失，重新成为均匀的等轴晶粒，以消除变形强化和残余应力的退火。（5）防白点退火。为防止工件在热加工后的冷却过程中，因氢呈气态析出而形成发裂（白点），在形变加工完结后直接进行的退火，其目的是使氢扩散到工件之外。例如大锻件的退火。（6）脱氢处理。在工件组织不发生变化的条件下，通过低温加热、保温使工件内的氢向外扩散进入大气中的退火。（7）中间退火。为消除工件的形变强化效应，改善塑性，便于实施后续工序而进行的工序间退火。（8）稳定化退火。为使工件中微细的显微组成物沉淀或球化的退火。例如某些不锈钢在850℃附近进行稳定化退火，沉淀出TiC、NbC、TaC以防止耐晶间腐蚀性能的降低。（4）再结晶与再结晶退火。将经冷加工变形后的工件加热到再结晶743正火3.1定义将钢加热到AC3或ACm以上30℃～50℃,使钢全部奥氏体化，并保温一定时间，随后在空气中冷却的热处理过程。3.2正火目的正火的目的与退火相近，但由于冷却速度较大，金属的强度和硬度比退火条件下高，故也用于有些工件的最终热处理（如水冷壁管），而锅炉及压力容器用钢基本上采用正火＋回火工艺。

3正火754淬火4.1定义将钢件加热到A区（Ac3线以上30～50℃），保温一定时间，随后在水、油等介质（有的材料在空气中）中快速冷却以获得马氏体或贝氏体组织的操作过程。

大多数汽轮机部件经淬火＋回火（称调质）处理。4.2淬火目的淬火的目的是使钢获得马氏体组织，增加钢的强度和硬度。4淬火764.3淬火工艺（1）单液淬火

将钢件加热到临界温度以上保持一定时间后，在一种淬火剂中冷却的热处理操作过程。（2）等温淬火工件加热奥氏体化后，快冷到贝氏体转变温度区间恒温保持，使奥氏体转变为贝氏体的淬火，亦称为贝氏体等温淬火。（3）表面淬火将工件表面迅速加热到临界温度以上，然后用水或乳状液喷射到工件表面的淬火。其中包括：感应淬火、火焰淬火、电子束淬火、激光淬火等。4.3淬火工艺775

回火5.1定义

将淬火后的工件重新加热到Ac1线以下某一温度，经保温一定时间，随后在空气或油中冷却到室温的一种热处理操作过程。5.2回火目的（1）改善工件的塑性和韧性，同时还能保持一定的强度和硬度。（2）部分或全部消除工件淬火引起的宏观内应力，使片状马氏体中的显微裂纹部分愈合。（3）稳定组织，对于精密部件来说即稳定尺寸。5

回火785.3回火工艺（1）低温回火将淬火或正火后的工件重新加热到150～250℃，并保温一定时间，随后在空气或油中冷却，组织为回火马氏体。（2）中温回火将淬火或正火后的工件重新加热到250～500℃，并保温一定时间，随后在空气或油中冷却。这时马氏体中的过饱和碳大部分或全部脱溶，析出的碳化物开始聚集长大，基体马氏体开始恢复，组织为回火屈氏体。（3）高温回火将淬火或正火后的工件重新加热到500～650℃，并保温一定时间，随后在空气或油中冷却。组织为回火索氏体。

5.3回火工艺796

奥氏体不锈钢热处理6.1固溶处理（不锈钢淬火）

将工件加热到适当温度并经充分保温一定时间后，使过剩相(碳化物)充分溶解，然后快速冷以获得合金元素充分固溶均一的奥氏体组织。例如耐热钢1Cr18Ni9Ti和1Cr19Ni11Nb等。6.2稳定化处理

稳定化处理是将钢加热到高于Cr23C6的溶解温度,而低于TiC、NbC的溶解温度,促使Cr23C6向TiC、NbC转变，1Cr18Ni9Ti

钢稳定化处理温度为850～900℃。

稳定化处理的目的是防止奥氏体不锈钢的晶间腐蚀。6奥氏体不锈钢热处理807时效工件经固溶处理或淬火后，在室温或高于室温的适当温度下保温，以达到沉淀硬化的目的一种热处理操作过程。耐热钢或耐热合金制的高温部件在长期运行过程中，从过饱和固溶体内析出一些强化相质点而使金属的性能（主要是力学性能和蠕变极限等）随时间发生变化的现象，也称时效。（1）自然时效将工件长时期（半年至一年或更长时间）放置在室温或露天发生的时效。（2）人工时效 将钢加热到0℃～200℃并长期保温（10h～20h）后随炉或取出在空气中冷却到室温的时效。

7时效818表面热处理8.1钢的化学表面热处理（1）渗碳为提高工件表层的含碳量并形成一定的碳含量梯度，将工件在渗碳介质中加热、保温，使碳原子渗入工件表层的化学热处理工艺。（2）渗氮在一定温度和一定介质中使氮原子渗入工件表层的化学热处理工艺，亦称氮化。（3）渗铝为提高工件的抗氧化性能，将铝渗透入工件表层的热处理工艺。8表面热处理828.2喷丸利用喷丸器或喷嘴将钢丸高速射向工件表面，以清除工件表面的氧化皮和粘附物的一种操作。如果抛射速度足够大，可在工件表面形成压应力，达到提高工件疲劳强度的目的。8.2喷丸83第四章钢的力学性能和微观组织1拉伸性能及试验1.1拉伸性能典型的拉伸曲线见图4.1第四章钢的力学性能和微观组织84

（1）屈服强度有明显屈服现象的材料试样在拉伸试验过程中力不增加（保持恒定）仍能继续伸长（变形）时的应力，用ReH表示。或试样标距部分的非比例伸长达到规定原始标距百分比时的应力，表示此应力的符号应附以角注说明所规定的百分比。例如：RP0.2表示规定非比例伸长率为0.2%时的应力。RP0.2(σs

、σ0.2）RP0.2＝P0.2／Fo式中P0.2——载荷，kN；Fo——试样截面积，mm2。（1）屈服强度85（2）抗拉强度试样拉断前承受的最大标称拉应力。对于塑性材料，它表征材料最大均匀塑性变形的抗力；对于没有（或很小）均匀塑性变形的脆性材料，它反映了材料的断裂抗力。符号为Rm

，单位为MPa。

Rm（σb）

Rm（σb）＝Pmax／FO式中Pmax

——拉伸曲线上的最大载荷，kN；

Fo——试样截面积，mm2。

（2）抗拉强度86（3）延伸率试样拉断后，标距的伸长与原始标距的百分率，用A表示。

A＝（Lf－L0）／L0×100%

式中Lf——试样拉断后标距部分的长度；

L0——试样标距部分的长度。

（3）延伸率87（4）断面收缩率Z（ψ）

试样拉断后，缩颈处横截面的最大缩减量与原始横截面积的百分比。

Z（ψ）＝（FO－Ff）／FO

×100%

式中Ff——试样拉断后断口的面积；

FO——试样标距内原始横截面积。

（4）断面收缩率Z（ψ）882.2拉伸试验方法GB／T228—2002金属材料室温拉伸试验方法GB/T4338—1995金属材料高温拉伸试验方法GB3652——金属管材高温拉伸试验方法GB2652——焊缝（及堆焊）金属拉伸试样方法GB2651——焊接接头拉伸试验法3硬度及试验3.1硬度定义材料抵抗局部变形，特别是塑性变形、压痕或划痕的抗力,是衡量金属软硬的判据。2.2拉伸试验方法893.2常用的几种硬度值（1）布氏硬度值用球面压痕单位面积上所承受的平均压力表示的硬度值,符号为HB。（2）里氏硬度值用规定质量的冲击体在弹力作用下以一定速度冲击试样表面，用冲头在距试样表面1mm处的回弹速度与冲击速度的比值计算硬度值。3.3试验方法GB／T231.1—2002金属布氏硬度试验第1部分:试验方法GB／T231.2—2002金属布氏硬度试验第2部分:硬度计的检验与校准GB／T231.3—2002金属布氏硬度试验第3部分:标准硬度块的标定GB/T17394—1998金属里氏硬度试验方法3.2常用的几种硬度值904冲击试验(1)冲击吸收功(冲击功)：规定形状和尺寸的金属试样在冲击试验力一次作用下折断时所吸收的功，用Akv

、Aku来表示，单位为J。

4冲击试验91（2）冲击韧性——冲击试样缺口底部单位横截面积上的冲击吸收功，用akvaku来表示，单位为J／cm2。

akv＝Akv／FO

式中Akv

——试样的冲击吸收功，J；

Fo—--—试样截面积，cm2。（3）冲击功与冲击韧性的关系

ak表示缺口试样单位截面积断裂时吸收的能量。由于缺口截面上应力分布不均匀，塑性变形主要集中在缺口附近，试样所吸收的冲击功也主要消耗于缺口附近，因此ak的物理意义并不明确，故目前国内外均采用冲击总功Ak表示材料的韧性。（2）冲击韧性——冲击试样缺口底部单位横截面积上的冲击吸收92（4）韧脆转变温度在一系列不同温度的冲击试验中，冲击吸收功急剧变化或断口断裂形貌急剧转变的温度区域。材料的韧脆转变温度可用冲击吸收功与温度区的关系表示，也可用断口脆性面积比与温度关系表示（FATT）。对于锅炉钢板，则常用无塑性转变温度（NDT）表示。（4）韧脆转变温度93◆能量准则法定为冲击吸收功（AK）降到某一规定值的温度。例如，取0.4AKmax(上平台)所对应的温度（图4.3）。

◆能量准则法94◆断口形貌转变温度FATT（FractureApperanceTransitionTemperature），FATT50、FATT20，下标表示脆性断面与断口总面积的面积比。规定以断口上纤维区与结晶区相对面积达到一定比例时所对应的温度（图4.4）。例如取结晶区面积占总面积50％时所对应的温度，以FATT50表示。

图4.4用FATT表示的材料的脆性转变温度脆性断裂面积50%温度-21度◆断口形貌转变温度FATT（Fracture图4.4用95◆试验方法

GB/T229—1994金属夏比缺口冲击试验方法

GB/T12778—金属夏比冲击断口测定方法5疲劳（略）6材料的断裂力学特性（略）

◆试验方法967金属材料的高温长期性能7.1金属材料的高温蠕变强度（1）蠕变——一定温度下，金属受持续应力的作用而产生缓慢的塑性变形现象（2）蠕变断裂——在这种持续应力作用下，蠕变变形逐渐增加，最终导致断裂。金属材料典型的蠕变曲线见图4.5

7金属材料的高温长期性能97（3）蠕变强度——在规定的蠕变条件下（一定的温度、一定的时间内，达到一定的蠕变变形或蠕变速度）材料保持不失效的最大承载能力。工程中有两种表示方法：σTδ/τ——规定的时间内达到规定的变形量的蠕变强度，一般用于需要提供总蠕变变形的构件设计。T—温度δ—变形量τ—时间例：σ5500.2/1000

表示在550℃下，经1000小时的运行试样的应变δ为0.2％下的应力水平。σTv——稳态蠕变速度达到规定值时的蠕变强度，一般用于受蠕变变形控制的运行时间较长的构件。T—温度v—蠕变速度例：表示在540℃下，试样的蠕变速率v＜1×10-5％时的应力水平。（3）蠕变强度——在规定的蠕变条件下（一定的温度、一定的时间98（4）持久强度——在规定的蠕变条件下（一定的温度、一定的时间内）材料保持不失效的最大承载能力。电站金属监督中常用，工程中的表示方法：σTτ

例：、、（5）试验方法GB／T2039-1997—金属拉伸蠕变及持久试验方法

（4）持久强度——在规定的蠕变条件下（一定的温度、一定的时间997.2金属材料蠕变及持久试验数据的处理7.2.1蠕变强度蠕变强度的获得有很多种方法，最常用的Norton准则ε=kσm

式中k、m分别为与材料、温度有关的常数图4.6为12Cr1MoV钢多炉次580℃下的蠕变曲线。7.2金属材料蠕变及持久试验数据的处理1007.2.2持久强度

（1）等温线外推法σ=k（tr）m

式中σ——试样的加载应力，MPa；

tr——试样的断裂时间，h；

k、m—分别为与材料、温度有关的常数下页图为12Cr1MoV钢多炉次580℃下的持久强度曲线。

7.2.2持久强度101

持久强度试验数据的外推：中国：外推最长试验点的10倍。美国、英国等：外推最长试验点的3倍。持久强度试验数据的外推：中国：外推最长试验点的10倍。102

（2）等应力外推法

T=k´(tr)m´

式中T——试样的试验温度；

tr——试样的断裂时间，h；

k´、m´——分别为与材料、温度有关的常数材料典型的温度-断裂时间（T-t）关系曲线见下图。（2）等应力外推法103（3）Larson-Miller（L-M）参数法P(σ)=T(lgtr+C)(4.9)式中T——试验温度，KC——材料常数材料典型的L-M参数曲线见图4.9和图4.10。7.2.3修正θ法（略）7.3高温下材料的应力松弛（略）

（3）Larson-Miller（L-M）参数法104图4.910CrMo910钢的L-M参数曲线图4.1012Cr1MoV钢的L-M参数曲线

图4.910CrMo910钢的L-M参数曲线1057.4部件高温长期运行下材料微观组织与力学性能的变化(1)金属损伤—

金属材料长期在高温、应力作用下引起的微观组织的老化和力学性能劣化的综合表现，金属损伤通常有蠕变损伤、疲劳损伤等。(2)微观组织的变化

20G、15Mo钢石墨化；

12CrMo、15CrMo钢的珠光体中碳化物的分散球化；

12Cr1MoV、10CrMo910钢的珠光体中碳化物的分散球化、蠕变孔洞的产生；碳化物结构和成分变化；

9～12％Cr钢主要表现为亚结构（在每一个晶粒内存在着位向差很小的小晶块，称亚结构或嵌镶块）的改变，马氏体亚结构的粗化，位错密度下降，沉淀相粗化，Laves相的析出。7.4部件高温长期运行下材料微观组织与力学性能的变化106（3）组织变化对性能的影响

钢的石墨化和珠光体中碳化物的分散球化，晶界碳化物的聚集、长大引起晶界的弱化，使钢的冲击韧性明显下降；合金元素从固溶体中析出，引起固溶体强化效应下降，其他力学性能指标也明显下降；屈强比上升（即形变强化能力下降）——材料脆性增加所致；固溶体强化效应下降和晶界的弱化，导致材料高温长期强度（蠕变强度和持久强度）下降。

（3）组织变化对性能的影响1078材料的工艺性能（1）焊接接头的弯曲试验根据试样的几何尺寸,选取相应的跨距和弯曲心轴,按三点弯曲加载至规定的弯曲角（图4.11），检查背面是否有裂纹的试验，目的在于检验焊缝的变形能力。对于焊接接头来说，通常进行横弯（图4.12）、侧弯（图4.13）和纵弯（图4.14）试验。试验标准：GB／T232金属材料弯曲试验方法

8材料的工艺性能108（2）压扁试验根据管样壁厚和外径，横向压扁至规定的高度，检查长轴外弧面是否有裂纹的试验，目的在于检验管材的变形能力。试验标准：GB246金属管压扁试验方法。（3）扩孔试验根据管样壁厚和外径，选取锥度30°、45°或60°的顶心，压至规定的高度，检查管口是否有裂纹的试验，目的在于检验管材的变形能力。试验标准：GB242金属管扩口试验方法。（2）压扁试验109第五章电站锅炉用钢的现状及发展趋势1锅炉参数的发展高温：450℃510℃540℃566℃580℃600℃620℃700℃高压：10MPa(14～16)MPa(17～21)MPa (24～27)MPa (30)Mpa2锅筒（汽包）2.1对材料的要求高的高温强度：拉伸、疲劳高的抗汽水腐蚀能力良好的塑性和韧性良好的工艺性能：热、冷加工性能及焊接性能第五章电站锅炉用钢的现状及发展趋势1102.2材料种类

20g、22g低合金钢两类：C-Mn钢系列：以美国、日本为代表SA299、SB49低合金高强度钢：欧洲各国。如德国、法国、英国、前苏联等。

BHW35、BHW38、19Mn5、19Mn6、16ГНМ、18MD4-05国产：18MnMoNb

2.2材料种类1113超超临界锅炉新型水冷壁管材料3.1对材料的要求高的高温强度：拉伸、蠕变、持久强度、持久塑性、疲劳高的抗氧化腐蚀性高的组织稳定性良好的工艺性能：热、冷加工性能及焊接性能3.2材料的种类T23和T24。T23和T24钢管在550℃具有高的蠕变强度、在焊态下的硬度较低，是制造水冷壁部件的潜力品种材料。一些主要的锅炉制造厂还用其制造过热器。3超超临界锅炉新型水冷壁管材料112（1）材料的化学成分与合金化特点合金化特点：T23钢在T22的基础上，通过添加1.6%的W、降低Mo含量（0.20%）与C含量（0.04～0.10%）、同时添加少量的V、Nb、N与B。控制含C量在0.1%以