金属材料强度与温度的关系

1、.,1,金属材料的强度预温度的关系,.,2,内 容,金属材料在高温下的力学行为特点 蠕变 表征材料高温力学性能的强度指标 高温强度的影响因素,.,3,1.金属材料在高温下的力学行为特点,由于高温下原子扩散能力的增大，材料中空位数量的增多以及晶界滑移系的改变或增加，使得材料的高温强度与室温强度有很大的不同。 考虑材料的高温强度时，除了温度与力学这二个最基本的因素之外，还必须考虑时间及介质因素的影响。 在高温条件下材料的变形机制增多，易发生塑性变形，表现为强度降低，形变强化现象减弱，塑性变形增加。 强度随温度升高而降低，塑性则随温度升高而增加。,.,4,对于大多数碳钢、铬钼钢和奥氏体钢，强度极限随

2、温度的变化大致上可分为三个阶段： 初始阶段、中间阶段和第三阶段。 在初始阶段温度较低，强度极限随着温度的升高而明显降低。 在中间阶段，强度极限随温度升高而缓慢下降。 在温度较高的第三阶段，强度极限急剧降低。 碳钢和某些低合金钢（如Cr-Mo钢、Cr-Mo-V钢）在中间阶段强度极限会出现一个升高的峰值，这是时效硬化所造成的。 峰值温度与材料的蓝脆温度相当。,.,5,碳钢和Cr-Mo钢的伸长率和断面收缩率随温度的变化也可分为三个阶段： 初始阶段、中间阶段和第三阶段。 在初始阶段，伸长率和断面收缩率随温度升高而逐渐下降； 中间阶段，伸长率和断面收缩率达到一个最低值，然后又开始回升； 到第三阶段，随着

3、温度的升高，伸长率和断面收缩率明显升高。,.,6,在高温条件下，应变速度对材料的强度也有明显的影响。 应变速度越高，材料的强度也越高。 尽管室温下应变速度对强度也有影响，但在高温下这种影响要大得多。,.,7,由于应变速率的这种影响，为了使高温短时拉伸试验的结果能相互比较，其试验时间必须统一规定。 各国在试验标准中都对此作出了严格的要求,.,8,材料在高温条件下，承受不同的载荷，其断裂所需的时间也不同。 不但断裂所需的时间随着承受的应力增加而缩短，而且断裂的形式也会发生改变。 晶界强度与晶粒强度随温度增加而下降的趋势不同，在其交点对应温度TS（称为等强温度）以上，材料由穿晶断裂变为沿晶断裂。 形

4、变速度愈低则TS愈低,Ts,.,9,小结,强度随温度升高而降低，塑性则随温度升高而增加。 力学行为及性能与加载持续时间密切相关 在高温下即使承受应力小于该温度下的屈服强度，随着承载时间的增加材料也会产生缓慢而连续的塑性变形，即材料将发生蠕变。 在高温下随承载时间的增加塑性会显著下降，材料的缺口敏感性增加，断裂往往呈脆断现象。 温度影响材料的微观断裂方式。 环境介质对材料的腐蚀作用随着温度的升高而加剧，从而影响材料的力学性能。 因此，材料的室温力学性能不能反映它在高温承载时的行为，必须进行专门的高温性能试验，才能确定材料的高温力学性能 而温度与时间是影响金属高温性能的重要因素，故研究金属高温力学

5、行为必须研究温度、应力和应变与时间的关系。,.,10,2. 蠕 变,金属在一定温度、一定应力（即使小于s）作用下，随着时间的增加而缓慢连续产生塑性变形的现象称为蠕变。 蠕变在温度较低时也会发生，但只有在温度高于0.3Tf（熔点温度）时才比较明显。 引起材料蠕变的应力状态可以是简单的（例如单向拉伸、压缩、弯曲），也可能是复杂的；可以是静态的，也可能是动态的。,.,11,2.1蠕变曲线的定性分析,蠕变是材料力学性能之一，材料抗蠕变的能力是蠕变强度，用蠕变极限表示。 材料抗蠕变断裂的能力用持久强度表示。 蠕变极限与持久强度用试验测定，测定出的蠕变曲线可能是恒应力状态，也可能是恒温度状态曲线。 无论何

6、种，典型的蠕变曲线都可以分为三个阶段，,.,12,不同金属材料在不同条件下得到的蠕变曲线是不同的 同一种金属材料蠕变曲线的形状也随应力和温度不同而不同 但一般而言，各种蠕变曲线差不多都保持着上述三个组成部分，只是各阶段持续时间长短不一 左图表示了温度不变时应力对蠕变曲线的影响， 右图表示了应力不变时温度对蠕变曲线的影响。 由图可见，应力较小或温度较低时，蠕变第二阶段即稳定蠕变阶段延续很长。反之则第二阶段可能很短甚至消失。这时蠕变只有第一阶段和第三阶段，材料将在短时间内断裂。,.,13,蠕变第一阶段以晶内滑移和晶界滑移方式进行。 蠕变初期由于攀移驱动力不足，因而滑移造成的形变强化效应超过攀移造成

7、的回复软化效应，故变形速率不断降低。 蠕变初期可能在晶界台阶处或第二相质点附近形成裂纹核心，也可能由于晶界滑动在三晶粒交汇处受阻而形成裂纹核心。,.,14,蠕变第二阶段，晶内变形以位错滑移和攀移交替方式进行，晶界变形以晶界滑动和迁移交替方式进行。 晶内迁移和晶界滑动使金属强化，但位错攀移和晶界迁移使金属软化，强化与软化作用达到动态平衡时，形变速率即保持稳定。 蠕变第二阶段在应力和空位流同时作用下，裂纹优先在与拉应力垂直的晶界上长大，形成楔形和孔洞形裂纹。,.,15,蠕变第三阶段在由第二阶段后开始连接的楔形与孔洞形裂纹上进一步依靠晶界滑动、空位扩散和孔洞连接而扩展，蠕变速度加快，直至裂纹达到临界

8、尺寸而断裂。,.,16,.,17,.,18,一种理想的材料，要求它的蠕变曲线具有很小的起始蠕变（蠕变第一阶段）和低的蠕变速度（蠕变第二阶段），以便延长产生1总变形量所需的时间。 同时也要有一个明显的第三阶段，可以预示材料的强度正在消失，断裂时有一定的塑性。 蠕变是一个包含许多过程的复杂现象。比起室温下的力学性能来材料的蠕变性能对组织结构的变化更为敏感。 所以蠕变曲线的形状往往随着材料的组织状态以及蠕变过程中所发生的组织结构变化的不同而不相同。 例如在高温下会发生相变的某些合金（如Fe20.5W，Ni25.5Mo等），即使在承受拉伸载荷时，也会由于相变时的体积变化而使试件收缩，形成所谓的“负蠕变

9、现象”。,.,19,2.2蠕变曲线的定量分析,关于蠕变曲线的表示方式， 有用蠕变过程中应变或应变速度与时间的关系来表示， 有用应变或应变速度与温度的关系来表示， 还有用应变或应变速度与应力的关系来表示。 有些表达式可同时表达三个阶段的蠕变规律， 有的只表示某阶段的蠕变规律。 不同的表示方式可获得不同的关系式，目前应用较广的是应变或应变速度与时间的关系。,.,20,2.2.1在给定温度或应力下蠕变与时间的关系,Bailey提出适用于第一阶段的公式 （1/3n1/2 ） （1） Mevetly提出适用于第一及第二阶段的公式 （2） 第二阶段为线性关系，上两式中的A、B、C、F均为实验待定常数，为应

10、变，t为时间。,.,21,高温蠕变与低温蠕变,Graham和Walles提出第一及第二阶段公式，在较低温度和较小应力时，第一阶段蠕变公式为： .（3） 称为蠕变或对数蠕变，也称为低温蠕变。 当温度较高应力较低时，公式为： .（4） 称为蠕变或高温蠕变，是由应力和温度决定的常数。 而第二阶段的蠕变公式为： （5） 称为K蠕变。 高温蠕变和低温蠕变并没有严格区分的温度界限，不过前者往往发生在原子扩散速度比较大的情况下，一般以0.5 Tf作为界限，在此以上是高温蠕变，以下是低温蠕变。 按这个温度区分时，低温蠕变也可能有回复现象发生，不过进行的不很充分而已。,.,22,也有人把蠕变第一阶段看成是较低温

11、度下起主导作用的蠕变和较高温度的以蠕变为主的蠕变的总和，合并式（3）和式（4）可得表示蠕变曲线第一阶段的通式： .（6） 对蠕变第三阶段的表达式，研究较少。虽曾有人提出过一些关系式，但并没有普遍的意义。一般认为蠕变的加速阶段没有共同的关系式。,.,23,2.2.2应力与蠕变速度的关系,研究应力与蠕变速度的关系时多采用恒速蠕变阶段，因为设计时多以第二阶段蠕变速度作为指标。这样可使研究简化，并有明确的工程意义。 这方面的关系式主要有Garofalo和Finnie根据他们的实验结果提出的应力蠕变速度关系式：,.,24,2.2.3 温度与蠕变速度的关系,温度对蠕变有重要影响，进行蠕变试验时必须精确测量

12、与控制温度。随着温度升高，蠕变速度增大。许多人提出过温度与恒速蠕变的变形量或蠕变速度的关系式。 Mott式： Dorn式： Zener-Holloman式：,.,25,2.3金属材料在蠕变中的组织变化,2.3.1晶体结构 晶体结构不同原子自扩散能力也不同，蠕变速度即随之发生变化。纯铁在相同温度下体心立方的扩散能力大于面心立方，所以低碳钢在温度超过相变点时蠕变速度会发生突变。,.,26,金刚石结构的元素原子自扩散系数较小，因此Ge、Si具有较高的高温强度。 除晶体结构对原子自扩散能力有影响外，反映原子结合能力的金属熔点对扩散也有很大影响。 高熔点金属扩散系数小，所以高温材料多添加高熔点元素，如W

13、、Mo、V、Ta、Nb、Ni、Cr等。,.,27,2.3.2亚晶,多晶体的实际变形是不均匀的。 试验表明纯铝在3501.37MPa外加应力下经9.5h产生的总蠕变伸长量为18.6，但每个晶粒的蠕变伸长量是不相同的。小的仅为15，而大的有36。 由于蠕变过程中变形的不均匀性，到一定程度原始晶粒会被形变交错组成的狭窄形变带分割成很多位向略有差异的小晶粒，即形成亚晶。 蠕变的第一阶段和第二阶段均可形成亚晶。,.,28,2.3.2亚晶,亚晶尺寸随温度升高和应力降低而增大，尺寸增大到一定程度后将不再变化。亚晶界就是位错墙，是位错密度很高的位错胞壁。 亚晶的形成过程相当于在应力作用下的多边化过程，需要位错

14、的交错滑移和攀移。 亚晶本身是比较稳定的，但是亚晶的相对转动会引起蠕变，因而就整个材料而言，具有亚晶的材料比较容易变形。,.,29,2.3.3晶粒尺寸,蠕变速度与晶粒直径的关系如下： （13） 式中：d为最小晶粒直径，k为材料常数。 上式表明，低温恒速蠕变速度与晶粒直径成正比。随温度升高，晶粒不断长大，高温下蠕变速度与晶粒直径成反比。 晶粒尺寸对不同温度下蠕变速度的影响差异与蠕变机制有关。 高温蠕变是扩散机制，晶界原子扩散能力大于晶内，晶粒粗大晶界体积减少，使得蠕变速度降低。,.,30,2.3.4晶界,室温下晶界对滑移起阻碍作用，温度升高阻碍作用减小。 高温下晶界参与变形，并对总的蠕变形变量产

15、生作用。 多晶体蠕变由晶内蠕变与晶界蠕变组成。 两部分所占比例与温度及蠕变速度有关。 晶界变形量占蠕变总变形量的比例随温度升高和形变速度的降低而增加，有时甚至高达4050%。 因此晶界参与形变的行为是蠕变变形中不可忽视的重要方面。 晶界蠕变是晶界滑移引起的，晶界滑移能力与晶界结构和位向有关。 在小角度晶界范围内，随位向差增大晶界滑移量也增大，晶界变形量在总变形量中所占比例也越大。 纯铁在晶粒直径30m时，晶界变形可占总变形的60。,.,31,2.3.5溶质原子,溶质原子尺寸、熔点等对固溶体蠕变都有影响。 溶质引起的点阵畸变越大，位错运动越困难，蠕变越不容易进行。 溶质熔点越高阻碍蠕变的效应也越

16、大。 高熔点溶质的存在可能使得固溶体熔点升高，原子扩散激活能增大，从而使蠕变速度降低，提高材料的蠕变强度。 铁基合金中加入Mo、Cr、Ni、Mn等对蠕变强度的影响见图12。 Mo与Fe的原子半径差最大，且Mo的熔点又高（2625），所以能显著提高铁素体钢的高温强度。,.,32,2.3.6弥散相,大部分耐热钢或耐热合金为使材料强化在基体上常有弥散分布的离散相。 这些弥散相对蠕变速度的影响见图。 适当的弥散相颗粒间距是提高材料高温强度的关键。,.,33,3. 表征材料高温力学性能的强度指标,3.1 条件蠕变极限 3.2 持久强度 3.3钢的持久塑性 3.4钢的应力松弛,.,34,3.1 条件蠕变极

17、限,为了表征材料在某一温度条件下抵抗蠕变的能力，应当将“强度”的概念与“蠕变变形”联系起来，这就是条件蠕变。 它有二种定义方法: 一种是指在给定温度下引起规定变形速度（蠕变速度）时的应力值。此处所指的变形速度是第二阶段的稳定变形速度。 如在电站锅炉、汽轮机和燃气轮机中，规定的变形速度一般是1105h或1104h，则以 或 代表在t温度下，蠕变速度为1105h或1104h的蠕变极限。 另一种是指在给定温度下，在规定的使用时间内使试件发生一定量的总变形时的应力值。 如 或 表示在t温度下，经105或104小时后总变形量为1的条件蠕变极限。,.,35,蠕变总变形量可按（14）式计算： .（14） 式

18、中：t为总变形；2为第二阶段的蠕变速度；t为时间；0为弹性变形；为蠕变曲线在第一阶段结束时的切线在纵坐标轴上截取的长度，一般可用蠕变第一阶段的变形来代替，二者的数值相差不大。（参见图7） 上述二种蠕变极限所确定的变形量，其值相差为 （见图7）。由于这个差值很小，可以略去不计，故一个恒定的蠕变速度110-5h就相当于在105小时的总蠕变变形量为1。,条件蠕变极限无法确定材料在该温度及应力条件下发生断裂所需的时间以及断裂时材料的总变形量，也无法知道材料在断裂前的整个蠕变过程。即它不能表示材料在高温条件下的断裂情况。因此，仅仅依靠蠕变试验的结果作为设计高温承载元件的强度依据是不够的。,.,36,3.

19、2持久强度,持久强度是表征材料在高温条件下长期使用的力学性能指标。 因为材料的持久强度试验要一直做到试样断裂，所以它可以反映金属材料在高温下长期使用至断裂时的强度和塑性。 它是以在给定的温度下，经过一定时间而断裂时材料所能承受的最大应力来表示。 持久强度试验不仅能反映材料在高温下长期工作的断裂抗力，通过测量试件在断裂后的残余伸长和截面收缩，也能反映材料的持久塑性。 许多钢种在短时试验时其塑性较好，但经高温长时加载后塑性有显著降低的趋势，有的持久伸长率仅1%左右，呈现出蠕变脆性现象。,.,37,3.2持久强度,持久强度和蠕变极限都是反映材料高温力学性能的重要指标。区别在于侧重点不同。 蠕变极限以

20、变形为主，如汽轮机叶片、轴等动设备在长期运行中，只允许产生一定的变形量，在设计时就必须考虑蠕变极限。 而持久强度主要考虑材料在长期使用中的破坏抗力，如高温容器、高温管道等静设备，对蠕变要求不严，但必须保证在使用期内不破坏，这就需要以持久强度作为设计依据。 由于持久强度试验耗时较长，因此确定持久强度的困难在于要用较短的试验结果去推测、估算长时期的持久强度值（例如用104h的试验结果去预测105h甚至更长时间的持久强度值）。 而蠕变试验往往可以用较短的试验时间（如20003000小时）测得的蠕变第二阶段的速度，就有可能达到10-7mm/mm.h的数量级。因而用蠕变速度确定材料的蠕变极限时不必象确定

21、持久强度那样要作较远的外推。,.,38,3.2持久强度,为了外推出符合实际的持久强度值，必须研究和建立应力和使用期限间的可靠关系。 这种关系由于金属材料在高温下长期运行时组织结构变化等因素的影响而比较复杂。 近年来，大量试验时间很长（接近105h）的持久强度试验数据的积累以及理论研究的发展，为建立这一关系创造了有利的条件。 关于高温强度的外推方法，常用的主要有 等温线法、 时间温度参数法、 最小约束法（站函数计算法）、 状态方程法等， 尤其是前二种，实际应用的比较多。,.,39,等温线法 t = A -B A、B 材料常数，（可用线性回归方法求出） 参数法（Larson-Miller法） T

22、( C+log t ) = P (） T温度（k） C材料常数（奥氏体钢取18） t 试验时间h（断裂） P（）应力参数 试验应力,.,40,例题,Cr-Ni奥氏体钢高温持久试验的数据如下，试求： 应力与持久时间的关系曲线 求出810下经受2000h的持久强度极限 求出600下20000h的许用应力,.,41,.,42,.,43,3.3钢的持久塑性,持久塑性是材料在高温条件下工作的重要指标之一。 持久塑性降低会使材料发生脆断。 图14表明了几种低合金热强钢的持久塑性与试验时间的关系。 各种钢的持久塑性都有个最低值。 钢种不同，出现最低值的时间不同。 同一种钢，试验温度不同，出现最低值的时间也不

23、同。 图15为0.5Mo钢在不同温度时的持久塑性。,.,44,引起持久塑性降低的原因很多，主要仍是合金元素、金相组织和热处理的影响。 合金元素对热强钢的持久塑性有着明显的影响， 凡是钢中加入能强烈形成碳化物的元素，就会在晶内沉淀析出细小的碳化物，使持久塑性降低， 而能改善晶界强度的元素，则有利于持久塑性的提高。 在Cr-Mo钢和Cr-Mo-V钢中， 贝氏体组织的持久塑性最低， 而铁素体珠光体组织有较高的持久塑性， 马氏体组织的持久塑性在二者之间。,.,45,此外，钢在高温长期应力的作用下，组织结构的稳定性对持久塑性也有影响，特别是碳化物在晶内或晶界析出对热强钢的持久塑性有显著影响。 总体而言，

24、关于材料高温持久塑性的研究尚不充分，特别是长期持久塑性值很难用短时试验数据外推求得，必须经高温长期试验来获得，从而为持久塑性的研究增加了许多困难。,.,46,3.4钢的应力松弛,预加弹性变形后在拉应力条件下工作的零件（如紧固螺栓），在高温下总变形量恒定不变而应力随时间延长而下降的现象，称为应力松弛。 材料的高温应力松弛现象也是由蠕变引起的。 蠕变时，应力保持不变而塑性变形量和总变形量不断增加。但在松弛条件下，由于总变形量恒定（弹塑常数），则蠕变表现为随时间的增加，塑性变形量（塑）逐渐增加，弹性变形量（弹）却逐渐减少。 即塑性变形不断取代弹性变形（见图16），从而使弹性应力不断下降。,3.4.1

25、应力松弛现象与其性能指标,.,47,应力松弛过程可通过松弛试验测定的松弛曲线描述。所谓松弛曲线就是给定温度和给定总变形量下应力随时间的变化曲线，如图17。 松弛曲线分为二个阶段，第一阶段持续时间较短，随时间增加迅速下降，第二阶段持续时间很长，下降缓慢并逐渐趋于稳定。,.,48,材料抵抗应力松弛的能力称为松弛稳定性。松弛稳定性指标通过测定它的松弛曲线确定。 晶间稳定系数S0是松弛第一阶段的松弛稳定性指标，S0定义为： （15） 式中：0为初应力；0为松弛第二阶段的应力。 晶内稳定系数t0是松弛第二阶段的松弛稳定性指标，t0定义为： （16） 式中：为第二阶段松弛曲线与横坐标的夹角（参见图17）。

26、 S0、t0数值愈大，材料松弛稳定性愈好。,.,49,3.4.2 应力松弛与蠕变的关系,蠕变是在恒应力下，塑性变形随时间的延长而不断增加的过程； 松弛是在恒定总变形下，应力随时间的延长而不断降低的过程，此时塑性变形量的增加与弹性变形量的减少是等量同时产生的。 这是二者之间的区别，但它们的本质是相似的，松弛可看作是在应力不断降低时的多级蠕变。,.,50,材料的高温应力松弛试验和高温蠕变试验通常都要进行很长的时间，如果能以一种试验方法同时得到蠕变和松弛二方面的性能数据，则有明显的工程意义。 但要提出一个精确的换算公式是十分困难的，也无法用一条单一的蠕变曲线（或松弛曲线）换算或用作图法绘制出一条松弛

27、曲线（或蠕变曲线）来。 不过一些研究表明，可由一组重复加载条件下的松弛曲线绘制出一条蠕变曲线，或由一组不同应力下的蠕变曲线绘制松弛曲线。,.,51,4 高温强度的影响因素,材料的高温强度是一个十分敏感的性能指标。 化学成分、冶炼工艺、组织结构和热处理工艺等对它的影响程度远大于对室温力学性能的影响。 有些室温力学性能大致相同的材料在高温强度方面相差很大。 提高材料高温强度的关键是二个方面: 一是使在蠕变变形过程中受到阻碍而塞积的位错不容易因滑移和攀移而得以重新开动； 另一是使晶界强化，尽量避免晶间开裂。 因而，对高温强度的影响因素也可以从这二方面来予以分析。,.,52,4.1化学成分,4.1.1

28、碳的影响 碳对钢的高温强度随钢所处的温度、应力、持续时间以及钢中存在的其它元素不同而异。 对碳素钢而言，含碳量0.4时，其高温强度随碳含量增加而提高，但这种影响又随温度升高而减弱，在温度500时已无明显作用了。 表2给出了0.5Mo钢，在一定温度和应力条件下提高高温强度的最佳含碳量。 表 2 在不同温度和应力下提高0.5Mo钢的高温强度的最佳含碳量,.,53,这表明在较低温度、较高应力时，含碳量适当高一些对0.5Mo钢的高温强度有利 而在较高温度、较低应力时，含碳量宜适当低一些。 对于Cr-Mo钢和Cr-Mo-V钢也有同样的结果 因此，在高温下使用的低合金热强钢宜取偏低的含碳量，一般为0.18

29、0.25，有时甚至低至0.10左右。,.,54,4.1.2其它合金元素的影响,图21给出了一些常用合金元素在426时对珠光体钢的蠕变强度的影响（此处只指各合金元素单独加入钢中的效应）。 可见，Mo是提高珠光体钢高温蠕变强度最有效的元素，依次为Cr、Mn、Si。 这些元素在钢中形成合金固溶体，提高了固溶体的强度，并提高位错滑移和攀移的阻力，从而提高了材料的高温强度。,.,55,强烈形成碳化物的元素V、Nb、Ti在钢中形成弥散分布的沉淀相，它对位错的滑移和攀移起到明显的阻碍作用，因而具有良好的强化效果。 但它们对材料高温强度的作用，往往存在着一个最佳含量。 由图22可见，含V量在0.3时12CrM

30、o钢的蠕变速度最低。 因此我国大部分低合金热强钢都含有0.3左右的V。 Nb的有效加入量比较小，一般0.2。,.,56,另外，在钢中加入微量的硼能产生明显的晶界强化作用。 为提高铬钼钢的热强性一般在Cr-Mo钢中加入0.0050.01的硼 当几种合金元素同时存在于钢中时，它们对高温强度的影响比较复杂，必须对具体材料作具体分析。 大体而言，合金元素对金属材料高温强度的影响可归纳为： （1）每种合金元素的作用均与其含量不成正比，往往存在着一个最佳含量，而最佳含量又与其它合金元素以及温度、应力状态有关。 （2）每种合金元素的含量越多，则其单位含量所起的作用越小。因而多元素、少含量的钢种往往具有较好的

31、高温性能。,.,57,4.2冶炼方法,冶炼方法的影响主要表现为钢中气体量、晶界处的偏析物、杂质和显微孔穴等缺陷的影响。 这些缺陷越多，钢的高温性能越差。 冶炼时应尽量减少钢中有害元素（S、P、Zn、Sn等）的含量。 这将明显提高钢的持久强度和持久塑性。 试验表明，高纯度的Cr-Mo-V钢的持久塑性比普通的Cr-Mo-V钢的持久塑性提高3倍，断裂寿命高2倍。 造成这种影响的原因是由于高纯度钢的晶界有害偏析大为减少，因此为了进一步改善热强钢的冶金质量，目前多用电炉熔炼加炉外精炼，电渣重熔或真空熔炼等技术，以提高钢的纯净度。,.,58,4.3组织结构,金属材料中的碳化物相是构成金属材料较高强度的基础

32、，因而碳化物的形状及分布对钢的热强性有较大的影响。 珠光体钢中的碳化物（Fe3C）以片状存在时，热强性较高，若以球状存在时，特别是聚集成大块碳化物时，会使钢的热强性明显下降，参见图23。 故对可能发生珠光体球化的高温钢材，必须在运行中加强监督。,.,59,此外，材料的晶粒度对高温强度也有影响。 室温条件下一般都希望钢具有细晶粒组织，因为晶粒愈细小，由于晶界强化的结果使得材料的强度愈高，同时韧性也好。 但在高温条件下，较粗的晶粒组织却往往具有较高的抗蠕变能力，这与高温下的晶界强度下降较快有关，参见图6。 当然晶粒过粗也会使钢材变脆，造成持久塑性及冲击值下降。通常对在高温下工作的锅炉与压力容器用钢

33、的晶粒度控制在37级，对在亚高温条件下工作的低碳钢的晶粒度控制在48级。,.,60,也有试验表明，对低合金热强钢的热强性的影响，关键不是晶粒度的大小，而是材料中晶粒大小的不同习性，晶粒大小差异越大则高温强度越低。 这是由于在大小晶粒交界处出现应力集中和集中，裂纹容易在这里产生，引起过早的断裂。 因此为了保证钢材的高温性能，一般要求在高温高压条件下工作的材料的晶粒度级别差不超过3个等级。,.,61,4.4热处理方法,室温下一般不会引起材料组织结构的变化，因而所采用的热处理方法往往使钢材的结构处于亚稳定状态，这样可使在室温下工作的元件有较高的强度，但在高温条件下，亚稳定的组织结构将发生变化，使材料

34、的高温性能变坏。 对于珠光体钢，在采用正火回火的热处理工艺时，回火温度应比元件的工作温度高100 以上，以便元件在工作温度下能保持材料组织的稳定性，常用的珠光体型热强钢一般都采用这种方法。 但实际上由于高温长期的作用，组织仍然有可能发生变化，即材料发生老化，这将在下节中讨论。 对于奥氏体热强钢，常采用固溶处理的方法。 即将奥氏体钢加热到10501150以后在水中或空气中快速冷却，使碳化物及其它化合物溶于奥氏体，得到单一的奥氏体组织，使之具有较高的热强性。,.,62,4.5温度波动对高温强度的影响,温度波动对高温强度的影响有二个方面: 一是温度的波动使实际温度高于规定温度，从而影响材料的高温性能

35、。 二是由波动所产生的附加热应力对高温强度的影响。 如果温度变化较慢，波动幅度不超过2040，所产生的附加热应力很小，可以忽略不计。 此时主要是前者对高温性能的影响。试验表明在温度波动条件下材料的高温强度（蠕变极限与持久强度）相当于在温度波动上限时材料的高温强度，即低于在平均温度时的高温强度。,.,63,4.6长期服役后的材料老化及对高温强度的影响,老化或劣化指的是由于长期使用后材料性能发生下降的现象。 对于高温下使用的材料，这种现象表现得尤为明显。近年来越来越受到工程部门的重视。 所谓材料老化，本质是由组织结构的不稳定所致。 以往的材料老化研究多集中于使用中的球化现象描述，由于球化分级只是一

36、个半定量的组织结构老化描述，所以无法与性能之间建立定量的关系。 如何全面和定量地描述材料的老化特征，找出关键的几个特征参量，是老化规律研究的主要方面。,.,64,材料在长期服役中发生的性能（通常指力学性能）变差“老化、退化、劣化” aging Degradation 由于性能满足不了设计要求，导致失效。 钢的组织稳定性 钢的加热温度如果低于相变温度，虽然不发生相变。但在高温长期应力作用下，由于扩散过程的加剧，钢的组织将逐渐发生变化。这种变化会引起钢的性能改变。,.,65,在高温长期运行过程中出现的组织不稳定现象有：,这些组织不稳定性的综合影响结果是造成低合金耐热钢热强性降低和钢材脆化（性能劣化

37、）的主要原因之一, 石墨化 球化 固溶体合金元素的贫化 在蠕变过程中碳化物相析出类型的转变 碳化物相在晶内和晶界析出及其积累 贝氏体晶粒的再结晶,.,66,石墨化,珠光体内的渗碳体分解为游离石墨 低C钢在450以上，0.5Mo钢在500长期工作会发生石墨化，出现一般需要几万小时的时间。 石墨化过程是与珠光体中渗碳体球化伴随产生的，并不是球化结束后才发生石墨化。 试验表明，20#钢中游离石墨析出可在球化23级时产生。凡是石墨化严重时，珠光体也几乎完全球化。 石墨化过程是个扩散过程，运行时的超温或温度变化会加速扩散。 强烈形成碳化物元素（Cr、V、Ti、Nb）能有效地阻止石墨化过程。,.,67,球

38、化：,珠光体组织中片状渗碳体自发地趋向于球状渗碳体，并慢慢积聚长大。 片状渗碳体的自由能较球状渗碳体高，这种较高能量状态会自行趋向于较小能量状态。因此片状渗碳体有自行趋向于球状的趋势。,.,68,温度和时间的影响,球化的影响因素,式中 t：到达一定球化速度所需的时间（小时） T：绝对温度（K） b：珠光体钢为33000 A：由钢成分和组织状态决定的参数,.,69,合金元素的影响 球化以扩散为基础 凡是能形成稳定碳化物的合金元素和进入固溶体降低固溶体中原子扩散系数的合金元素，都将阻止或减缓球化及其积聚过程。,球化的影响因素,C钢 Mo钢 Cr-Mo钢 Cr-Mo-V钢,.,70,其它因素 晶粒度

39、细晶粒具有较多的有利于扩散进行的晶界 渗碳体片的大小细小的渗碳体片缩短扩散距离 塑性变形程度和残余应力晶格畸变和残余应力会加速扩散 如：0.5Mo钢在500完全球化所需的时间 粗晶粒钢24000h 细晶粒钢16000h 冷加工变形后5000h,球化的影响因素,.,71,固溶体中合金元素的贫化,在高温长期应力作用下，固溶体中合金元素的贫化是组织不稳定的形式之一。 化学成分和运行温度对固溶合金元素贫化起决定作用。 因为固溶体中合金元素的贫化与扩散过程有关，若钢中加入的合金元素能延缓扩散过程，则将有利于固溶体的稳定化。如Nb、Ti、V可以减缓其它合金元素在固溶体中的扩散速度，从而阻碍合金元素由固溶体

40、内向碳化物中迁移。,.,72,.,73,蠕变过程中碳化物析出相类型的转变,由于珠光体组织中Fe3C的分解，固溶体内合金元素向碳化物相过渡以及碳在固溶体内扩散过程的加速进行，会引起在蠕变过程中碳化物相析出类型发生变化，从而影响到钢的热强性。,.,74,.,75,由于碳化物相是金属材料中的主要强化相，其在钢中的含量虽少，但影响却十分显著，它对钢的组织和性能变化均起着决定性作用。碳化物相在长期使用中的一系列变化过程反映了材料的老化过程。 一般而言，碳化物相的变化主要有以下几个方面： （1）组织形态改变 珠光体中的碳化物相在使用中逐渐变为球状，即珠光体球化。这是碳化物分布形态变化的一个基本特征，是一种

41、蠕变条件下的常见组织老化形式。 除此之外，形态的变化形式还有晶粒变形、再结晶及更复杂的微观位错结构变化等，直接与材料的老化过程相关。 （2）相成分改变 钢在长期使用中，随着时间的延长钢中基体内的合金元素逐渐贫乏，而碳化物相中的合金元素逐渐增多。不光是基体中的合金元素向碳化物相中转移，在不同碳化物之间也存在元素的相互转移现象，这种相成分的变化也称为相成分转移，是材料在高温下逐渐老化的基本特征之一。,.,76,图24表明了Cr-Mo钢的碳化物中Mo元素随材料在高温下使用时间的延长而增加的趋势。 由图24可知，时间越长，碳化物中Mo元素的含量越高。 并且随着运行时间的延长，其分布的范围也越宽，误差也

42、增大，这与运行中的各部分间温度和应力的差异有关。,.,77,但碳化物中的合金元素并不总是随着使用时间延长而增加的。 有试验表明在温度较低时，碳化物中的Cr、Mo元素成分随时间呈规律性的单调上升变化，具有抛物线类动力学曲线特征。 当温度升高，相成分变化的速率加快，曲线变化斜率增大，说明温度对相成分变化有显著影响。当温度急剧升高到650以上时，相成分的变化规律则相反，元素含量在短时间内会升高，但随着时间延长又很快降低。即存在碳化物相成分改变的临界温度限，超过这一温度限，碳化物中的合金元素不升反降，这是碳化物相成分变化的一个特殊现象。 研究表明，对常用的低合金钢，该临界温度约在610660之间，不同

43、钢种有所差异，合金含量高的钢种临界温度也高。当使用温度接近这一温度时，相成分增加不多或稍有减少。,.,78,（3）碳化物相粗化,钢中的碳化物相与基体金属的性能有很大差异，在长期高温下使用中，碳化物有明显的选择性析出倾向，在随后的变化过程中，碳化物颗粒尺寸不断增大，称为粗化现象。 碳化物的粗化会导致材料的逐渐软化，是造成材料长期服役后强度（包括持久强度）下降的主要原因。 另外，碳化物相的晶界聚集与粗化，也是导致蠕变孔洞形核的重要原因之一。 故而研究碳化物粗化规律，可用来揭示材料老化的基本规律。,.,79,（4）相结构改变,在高温环境下长期使用中，碳化物相的结构形式也发生一系列变化，即由简单的M3

44、C类碳化物逐步转变为复杂结构的M23C6、M6C等碳化物相，相结构的变化是描述材料老化的另一重要特征。 一般情况下，M6C相在使用温度很高时将大量析出，当运行温度正常时，表现为M23C6相的逐渐增多，而M6C相的增加趋势不明显。,.,80,（4）相结构改变,研究表明，M6C相的增多对材料长期使用后的塑性下降有直接影响。 同时，M6C相的大量出现，对材料的韧性影响也十分明显。这类复杂结构碳化物的大量增加，将明显增加材料的高温蠕变脆性和提高材料的脆性转变温度（FATT），为裂纹的形核提供条件，是造成长时加热脆化的主要原因。 另外，复杂结构碳化物的合金含量均较高，而相对合金含量较低的碳化物相（如M2

45、C、M3C）的粗化和相含量减少则将明显降低基体强化作用，这些都是导致材料软化的因素，促使蠕变强度和断裂强度的下降。 碳化物相结构的变化反映了材料老化和性能劣化的程度，但对这些老化特征参数的研究还有待深入。,.,81,随着金属理化检验技术的发展，上述四个基本老化特征均能够定量地给出测试结果，这意味着可以定量地掌握材料的老化程度。 同时，当服役时间已知时，则可推导出材料老化的平均速度，由此可进而估算材料的剩余寿命。 另外，老化程度和老化速度的定量评定，与材料性能的定量测试相结合，则可以给出不同材料使用过程中的老化与性能劣化之间的关系模型，建立综合的状态评估技术。,.,82,小 结,高温下的材料特点 原子扩散能力增大 位错运动能力增加 空位数量增多 晶界参与滑移 塑性变形能力增加，强度下降 高温强度性能指标 高温短时拉伸强度 蠕变、持久强度,.,83,高温短时拉伸强度,高温短时拉伸强度 在高温下用单向拉伸方法测定材料的拉伸性能 s、b、 反映材料在短时高温下的力学性能 试验条件比在室温时严格 由于材料在高温下的力学性