演示文稿金屬材料強與溫的關(guān)系

演示文稿金屬材料強度與溫度的關(guān)系目前一頁\總數(shù)九十一頁\編于四點金屬材料強度與溫度的關(guān)系ppt課件目前二頁\總數(shù)九十一頁\編于四點內(nèi)容金屬材料在高溫下的力學行為特點蠕變表征材料高溫力學性能的強度指標高溫強度的影響因素目前三頁\總數(shù)九十一頁\編于四點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(zhì)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。目前四頁\總數(shù)九十一頁\編于四點對于大多數(shù)碳鋼、鉻鉬鋼和奧氏體鋼，強度極限隨溫度的變化大致上可分為三個階段：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。碳鋼和某些低合金鋼（如Cr-Mo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。目前五頁\總數(shù)九十一頁\編于四點碳鋼和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，然后又開始回升；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。目前六頁\總數(shù)九十一頁\編于四點在高溫條件下，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。目前七頁\總數(shù)九十一頁\編于四點由于應變速率的這種影響，為了使高溫短時拉伸試驗的結(jié)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項目

標準名稱載荷

精度試驗溫度允差（℃）引伸儀精度應變速度（加載速度）波動梯度YB941

中國<±1%<600:±3600~900：±4>900~1200:±5345屈服點或屈服強度前：≤0.03l0/min（一般試驗）≤0.02l0/min（仲裁試驗）ISOR-783

國際<±1%≤800：±5>800~1000:±60.01%屈服強度前：0.1%~0.3%/minASTME21

美國<±1%≤982：±3>982:±636屈服點前：（0.5±0.2）%/min屈服點后：（5±1）%/minBS3688

英國<±0.5%≤800：±55屈服強度前：（0.1~0.3）%/minJISG0567

日本<±1%300~600：±3>600~800：±4>800~1000：±60.01mm屈服點或屈服強度附近：（0.1~0.5）%/min屈服強度后：（0.5~1.0）%/minDIN50112

DIN50118

德國<±1%≤600：±3>600~800：±4>800~1000:±6>1000~1100:±84屈服點前：<5MPa/sГОСТ9651

前蘇聯(lián)<±1%仲裁試驗時≤600：±3>600~900:±5>900~1200：±6常規(guī)試驗時，允許再加2°波動（0.04~0.1）l0/min不大于80MPa/min目前八頁\總數(shù)九十一頁\編于四點材料在高溫條件下，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，材料由穿晶斷裂變?yōu)檠鼐嗔?。形變速度愈低則TS愈低Ts目前九頁\總數(shù)九十一頁\編于四點小結(jié)強度隨溫度升高而降低，塑性則隨溫度升高而增加。力學行為及性能與加載持續(xù)時間密切相關(guān)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(chǎn)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(zhì)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能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(guān)系。目前十頁\總數(shù)九十一頁\編于四點2.蠕變金屬在一定溫度、一定應力（即使小于σs）作用下，隨著時間的增加而緩慢連續(xù)產(chǎn)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0.3Tf（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。目前十一頁\總數(shù)九十一頁\編于四點2.1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，用蠕變極限表示。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，目前十二頁\總數(shù)九十一頁\編于四點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)時間長短不一左圖表示了溫度不變時應力對蠕變曲線的影響，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(nèi)斷裂。目前十三頁\總數(shù)九十一頁\編于四點蠕變第一階段以晶內(nèi)滑移和晶界滑移方式進行。蠕變初期由于攀移驅(qū)動力不足，因而滑移造成的形變強化效應超過攀移造成的回復軟化效應，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(zhì)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。目前十四頁\總數(shù)九十一頁\編于四點蠕變第二階段，晶內(nèi)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(nèi)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。目前十五頁\總數(shù)九十一頁\編于四點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。目前十六頁\總數(shù)九十一頁\編于四點目前十七頁\總數(shù)九十一頁\編于四點目前十八頁\總數(shù)九十一頁\編于四點一種理想的材料，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(chǎn)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(jié)構(gòu)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(jié)構(gòu)變化的不同而不相同。例如在高溫下會發(fā)生相變的某些合金（如Fe－20.5％W，Ni－25.5％Mo等），即使在承受拉伸載荷時，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”。目前十九頁\總數(shù)九十一頁\編于四點2.2蠕變曲線的定量分析關(guān)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(guān)系來表示，有用應變或應變速度與溫度的關(guān)系來表示，還有用應變或應變速度與應力的關(guān)系來表示。有些表達式可同時表達三個階段的蠕變規(guī)律，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(guān)系式，目前應用較廣的是應變或應變速度與時間的關(guān)系。目前二十頁\總數(shù)九十一頁\編于四點在給定溫度或應力下蠕變與時間的關(guān)系Bailey提出適用于第一階段的公式

（1/3≤n＜1/2）………（1）Mevetly提出適用于第一及第二階段的公式

………（2）第二階段為線性關(guān)系，上兩式中的A、B、C、F均為實驗待定常數(shù)，ε為應變，t為時間。目前二十一頁\總數(shù)九十一頁\編于四點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：

…………….（3）稱為α蠕變或?qū)?shù)蠕變，也稱為低溫蠕變。當溫度較高應力較低時，公式為：

…………….（4）稱為β蠕變或高溫蠕變，β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0.5Tf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，低溫蠕變也可能有回復現(xiàn)象發(fā)生，不過進行的不很充分而已。目前二十二頁\總數(shù)九十一頁\編于四點也有人把蠕變第一階段看成是較低溫度下起主導作用的α蠕變和較高溫度的以β蠕變?yōu)橹鞯娜渥兊目偤?，合并式?）和式（4）可得表示蠕變曲線第一階段的通式：

…..（6）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(guān)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(guān)系式。目前二十三頁\總數(shù)九十一頁\編于四點應力與蠕變速度的關(guān)系研究應力與蠕變速度的關(guān)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(guān)系式主要有Garofalo和Finnie根據(jù)他們的實驗結(jié)果提出的應力－蠕變速度關(guān)系式：目前二十四頁\總數(shù)九十一頁\編于四點2.2.3溫度與蠕變速度的關(guān)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(guān)系式。Mott式：Dorn式：Zener-Holloman式：目前二十五頁\總數(shù)九十一頁\編于四點2.3金屬材料在蠕變中的組織變化晶體結(jié)構(gòu)晶體結(jié)構(gòu)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。目前二十六頁\總數(shù)九十一頁\編于四點金剛石結(jié)構(gòu)的元素原子自擴散系數(shù)較小，因此Ge、Si具有較高的高溫強度。除晶體結(jié)構(gòu)對原子自擴散能力有影響外，反映原子結(jié)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、Ta、Nb、Ni、Cr等。目前二十七頁\總數(shù)九十一頁\編于四點亞晶

多晶體的實際變形是不均勻的。試驗表明純鋁在350℃1.37MPa外加應力下經(jīng)9.5h產(chǎn)生的總?cè)渥兩扉L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％，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。蠕變的第一階段和第二階段均可形成亞晶。目前二十八頁\總數(shù)九十一頁\編于四點亞晶

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。亞晶本身是比較穩(wěn)定的，但是亞晶的相對轉(zhuǎn)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。目前二十九頁\總數(shù)九十一頁\編于四點晶粒尺寸蠕變速度與晶粒直徑的關(guān)系如下：

……（13）式中：d為最小晶粒直徑，k為材料常數(shù)。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蠕變速度的影響差異與蠕變機制有關(guān)。高溫蠕變是擴散機制，晶界原子擴散能力大于晶內(nèi)，晶粒粗大晶界體積減少，使得蠕變速度降低。目前三十頁\總數(shù)九十一頁\編于四點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(chǎn)生作用。多晶體蠕變由晶內(nèi)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(guān)。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(jié)構(gòu)和位向有關(guān)。在小角度晶界范圍內(nèi)，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大。純鐵在晶粒直徑30μm時，晶界變形可占總變形的60％。目前三十一頁\總數(shù)九十一頁\編于四點溶質(zhì)原子溶質(zhì)原子尺寸、熔點等對固溶體蠕變都有影響。溶質(zhì)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(zhì)熔點越高阻礙蠕變的效應也越大。高熔點溶質(zhì)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、Ni、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的熔點又高（2625℃），所以能顯著提高鐵素體鋼的高溫強度。目前三十二頁\總數(shù)九十一頁\編于四點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(guān)鍵。目前三十三頁\總數(shù)九十一頁\編于四點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鋼的應力松弛目前三十四頁\總數(shù)九十一頁\編于四點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:一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1×10－5％／h或1×10－4％／h，則以或代表在t溫度下，蠕變速度為1×10－5％／h或1×10－4％／h的蠕變極限。另一種是指在給定溫度下，在規(guī)定的使用時間內(nèi)使試件發(fā)生一定量的總變形時的應力值。如或表示在t溫度下，經(jīng)105或104小時后總變形量為1％的條件蠕變極限。目前三十五頁\總數(shù)九十一頁\編于四點蠕變總變形量可按（14）式計算：

……..（14）式中：εt為總變形；ν2為第二階段的蠕變速度；t為時間；ε0為彈性變形；為蠕變曲線在第一階段結(jié)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ε來代替，二者的數(shù)值相差不大。（參見圖7）上述二種蠕變極限所確定的變形量，其值相差為（見圖7）。由于這個差值很小，可以略去不計，故一個恒定的蠕變速度1×10-5％／h就相當于在105小時的總?cè)渥冏冃瘟繛?％。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(jié)果作為設計高溫承載元件的強度依據(jù)是不夠的。目前三十六頁\總數(shù)九十一頁\編于四點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做到試樣斷裂，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。目前三十七頁\總數(shù)九十一頁\編于四點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(cè)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(chǎn)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，對蠕變要求不嚴，但必須保證在使用期內(nèi)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(jié)果去推測、估算長時期的持久強度值（例如用104h的試驗結(jié)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，就有可能達到10-7mm/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。目前三十八頁\總數(shù)九十一頁\編于四點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(guān)系。這種關(guān)系由于金屬材料在高溫下長期運行時組織結(jié)構(gòu)變化等因素的影響而比較復雜。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(guān)系創(chuàng)造了有利的條件。關(guān)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。目前三十九頁\總數(shù)九十一頁\編于四點等溫線法

t=Aσ-BA、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+logt)=P(σ）T溫度（k）C材料常數(shù)（奧氏體鋼取18）t試驗時間h（斷裂）P（σ）應力參數(shù)σ試驗應力目前四十頁\總數(shù)九十一頁\編于四點例題Cr-Ni奧氏體鋼高溫持久試驗的數(shù)據(jù)如下，試求：應力與持久時間的關(guān)系曲線求出810℃下經(jīng)受2000h的持久強度極限求出600℃下20000h的許用應力目前四十一頁\總數(shù)九十一頁\編于四點目前四十二頁\總數(shù)九十一頁\編于四點目前四十三頁\總數(shù)九十一頁\編于四點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(guān)系。各種鋼的持久塑性都有個最低值。鋼種不同，出現(xiàn)最低δ值的時間不同。同一種鋼，試驗溫度不同，出現(xiàn)最低δ值的時間也不同。圖15為0.5Mo鋼在不同溫度時的持久塑性。目前四十四頁\總數(shù)九十一頁\編于四點引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(nèi)沉淀析出細小的碳化物，使持久塑性降低，而能改善晶界強度的元素，則有利于持久塑性的提高。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。目前四十五頁\總數(shù)九十一頁\編于四點此外，鋼在高溫長期應力的作用下，組織結(jié)構(gòu)的穩(wěn)定性對持久塑性也有影響，特別是碳化物在晶內(nèi)或晶界析出對熱強鋼的持久塑性有顯著影響?？傮w而言，關(guān)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。目前四十六頁\總數(shù)九十一頁\編于四點3.4鋼的應力松弛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（ε＝ε彈＋ε塑＝常數(shù)），則蠕變表現(xiàn)為隨時間的增加，塑性變形量（ε塑）逐漸增加，彈性變形量（ε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。應力松弛現(xiàn)象與其性能指標目前四十七頁\總數(shù)九十一頁\編于四點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σ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，σ隨時間增加迅速下降，第二階段持續(xù)時間很長，σ下降緩慢并逐漸趨于穩(wěn)定。目前四十八頁\總數(shù)九十一頁\編于四點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)S0是松弛第一階段的松弛穩(wěn)定性指標，S0定義為：

……………（15）式中：σ0為初應力；σ’0為松弛第二階段的應力。晶內(nèi)穩(wěn)定系數(shù)t0是松弛第二階段的松弛穩(wěn)定性指標，t0定義為：

…………（16）式中：α為第二階段松弛曲線與橫坐標的夾角（參見圖17）。S0、t0數(shù)值愈大，材料松弛穩(wěn)定性愈好。目前四十九頁\總數(shù)九十一頁\編于四點3.4.2應力松弛與蠕變的關(guān)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(chǎn)生的。這是二者之間的區(qū)別，但它們的本質(zhì)是相似的，松弛可看作是在應力不斷降低時的多級蠕變。目前五十頁\總數(shù)九十一頁\編于四點材料的高溫應力松弛試驗和高溫蠕變試驗通常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。不過一些研究表明，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。目前五十一頁\總數(shù)九十一頁\編于四點4高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(jié)構(gòu)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。提高材料高溫強度的關(guān)鍵是二個方面:一是使在蠕變變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。目前五十二頁\總數(shù)九十一頁\編于四點4.1化學成分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＜0.4％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℃時已無明顯作用了。表2給出了0.5Mo鋼，在一定溫度和應力條件下提高高溫強度的最佳含碳量。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溫度，℃應力，MPa最佳含碳量，％5501400.25600620.20目前五十三頁\總數(shù)九十一頁\編于四點這表明在較低溫度、較高應力時，含碳量適當高一些對0.5Mo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?。對于Cr-Mo鋼和Cr-Mo-V鋼也有同樣的結(jié)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。目前五十四頁\總數(shù)九十一頁\編于四點其它合金元素的影響圖21給出了一些常用合金元素在426℃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）?？梢姡琈o是提高珠光體鋼高溫蠕變強度最有效的元素，依次為Cr、Mn、Si。這些元素在鋼中形成合金固溶體，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度。目前五十五頁\總數(shù)九十一頁\編于四點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，往往存在著一個最佳含量。由圖22可見，含V量在0.3％時12CrMo鋼的蠕變速度最低。因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％。目前五十六頁\總數(shù)九十一頁\編于四點另外，在鋼中加入微量的硼能產(chǎn)生明顯的晶界強化作用。為提高鉻鉬鋼的熱強性一般在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(guān)。（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。目前五十七頁\總數(shù)九十一頁\編于四點4.2冶煉方法冶煉方法的影響主要表現(xiàn)為鋼中氣體量、晶界處的偏析物、雜質(zhì)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。冶煉時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(zhì)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(shù)，以提高鋼的純凈度。目前五十八頁\總數(shù)九十一頁\編于四點4.3組織結(jié)構(gòu)金屬材料中的碳化物相是構(gòu)成金屬材料較高強度的基礎，因而碳化物的形狀及分布對鋼的熱強性有較大的影響。珠光體鋼中的碳化物（Fe3C）以片狀存在時，熱強性較高，若以球狀存在時，特別是聚集成大塊碳化物時，會使鋼的熱強性明顯下降，參見圖23。故對可能發(fā)生珠光體球化的高溫鋼材，必須在運行中加強監(jiān)督。目前五十九頁\總數(shù)九十一頁\編于四點此外，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織，因為晶粒愈細小，由于晶界強化的結(jié)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(guān)，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3～7級，對在亞高溫條件下工作的低碳鋼的晶粒度控制在4～8級。目前六十頁\總數(shù)九十一頁\編于四點也有試驗表明，對低合金熱強鋼的熱強性的影響，關(guān)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(chǎn)生，引起過早的斷裂。因此為了保證鋼材的高溫性能，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。目前六十一頁\總數(shù)九十一頁\編于四點4.4熱處理方法室溫下一般不會引起材料組織結(jié)構(gòu)的變化，因而所采用的熱處理方法往往使鋼材的結(jié)構(gòu)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(jié)構(gòu)將發(fā)生變化，使材料的高溫性能變壞。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℃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一般都采用這種方法。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，常采用固溶處理的方法。即將奧氏體鋼加熱到1050～1150℃以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。目前六十二頁\總數(shù)九十一頁\編于四點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:一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(chǎn)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℃，所產(chǎn)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。目前六十三頁\總數(shù)九十一頁\編于四點4.6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(zhì)是由組織結(jié)構(gòu)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(jié)構(gòu)老化描述，所以無法與性能之間建立定量的關(guān)系。如何全面和定量地描述材料的老化特征，找出關(guān)鍵的幾個特征參量，是老化規(guī)律研究的主要方面。目前六十四頁\總數(shù)九十一頁\編于四點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…”agingDegradation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。目前六十五頁\總數(shù)九十一頁\編于四點在高溫長期運行過程中出現(xiàn)的組織不穩(wěn)定現(xiàn)象有：這些組織不穩(wěn)定性的綜合影響結(jié)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

①

石墨化②

球化③

固溶體合金元素的貧化

④在蠕變過程中碳化物相析出類型的轉(zhuǎn)變⑤

碳化物相在晶內(nèi)和晶界析出及其積累⑥貝氏體晶粒的再結(jié)晶目前六十六頁\總數(shù)九十一頁\編于四點石墨化珠光體內(nèi)的滲碳體分解為游離石墨低C鋼在450℃以上，0.5Mo鋼在500℃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中滲碳體球化伴隨產(chǎn)生的，并不是球化結(jié)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2~3級時產(chǎn)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（Cr、V、Ti、Nb）能有效地阻止石墨化過程。目前六十七頁\總數(shù)九十一頁\編于四點球化：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。目前六十八頁\總數(shù)九十一頁\編于四點溫度和時間的影響球化的影響因素式中——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33000

A：由鋼成分和組織狀態(tài)決定的參數(shù)

目前六十九頁\總數(shù)九十一頁\編于四點合金元素的影響∵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。球化的影響因素C鋼——Mo鋼——Cr-Mo鋼——Cr-Mo-V鋼目前七十頁\總數(shù)九十一頁\編于四點其它因素晶粒度——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如：0.5Mo鋼在500℃完全球化所需的時間粗晶粒鋼24000h細晶粒鋼16000h冷加工變形后5000h球化的影響因素目前七十一頁\總數(shù)九十一頁\編于四點α固溶體中合金元素的貧化在高溫長期應力作用下，α固溶體中合金元素的貧化是組織不穩(wěn)定的形式之一?；瘜W成分和運行溫度對固溶合金元素貧化起決定作用。因為α固溶體中合金元素的貧化與擴散過程有關(guān)，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α固溶體中的擴散速度，從而阻礙合金元素由固溶體內(nèi)向碳化物中遷移。目前七十二頁\總數(shù)九十一頁\編于四點目前七十三頁\總數(shù)九十一頁\編于四點蠕變過程中碳化物析出相類型的轉(zhuǎn)變由于珠光體組織中Fe3C的分解，固溶體內(nèi)合金元素向碳化物相過渡以及碳在α固溶體內(nèi)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。目前七十四頁\總數(shù)九十一頁\編于四點目前七十五頁\總數(shù)九十一頁\編于四點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(jié)晶及更復雜的微觀位錯結(jié)構(gòu)變化等，直接與材料的老化過程相關(guān)。（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(nèi)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(zhuǎn)移，在不同碳化物之間也存在元素的相互轉(zhuǎn)移現(xiàn)象，這種相成分的變化也稱為相成分轉(zhuǎn)移，是材料在高溫下逐漸老化的基本特征之一。目前七十六頁\總數(shù)九十一頁\編于四點圖24表明了Cr-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(guān)。目前七十七頁\總數(shù)九十一頁\編于四點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。有試驗表明在溫度較低時，碳化物中的Cr、Mo元素成分隨時間呈規(guī)律性的單調(diào)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℃以上時，相成分的變化規(guī)律則相反，元素含量在短時間內(nèi)會升高，但隨著時間延長又很快降低。即存在碳化物相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一個特殊現(xiàn)象。研究表明，對常用的低合金鋼，該臨界溫度約在610~660℃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。目前七十八頁\總數(shù)九十一頁\編于四點（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。碳化物的粗化會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。目前七十九頁\總數(shù)九十一頁\編于四點（4）相結(jié)構(gòu)改變在高溫環(huán)境下長期使用中，碳化物相的結(jié)構(gòu)形式也發(fā)生一系列變化，即由簡單的M3C類碳化物逐步轉(zhuǎn)變?yōu)閺碗s結(jié)構(gòu)的M23C6、M6C等碳化物相，相結(jié)構(gòu)的變化是描述材料老化的另一重要特征。一般情況下，M6C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M6C相的增加趨勢不明顯。目前八十頁\總數(shù)九十一頁\編于四點（4）相結(jié)構(gòu)改變研究表明，M6C相的增多對材料長期使用后的塑性下降有直接影響。同時，M6C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(jié)構(gòu)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料的脆性轉(zhuǎn)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(jié)構(gòu)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(jié)構(gòu)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。目前八十一頁\總數(shù)九十一頁\編于四點隨著金屬理化檢