金屬材料強(qiáng)度與溫度的關(guān)系.ppt

金屬材料的強(qiáng)度預(yù)溫度的關(guān)系 金屬材料的高溫強(qiáng)度 2 內(nèi)容 金屬材料在高溫下的力學(xué)行為特點(diǎn)蠕變表征材料高溫力學(xué)性能的強(qiáng)度指標(biāo)高溫強(qiáng)度的影響因素 金屬材料的高溫強(qiáng)度 3 1 金屬材料在高溫下的力學(xué)行為特點(diǎn) 由于高溫下原子擴(kuò)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(qiáng)度與室溫強(qiáng)度有很大的不同 考慮材料的高溫強(qiáng)度時(shí) 除了溫度與力學(xué)這二個(gè)最基本的因素之外 還必須考慮時(shí)間及介質(zhì)因素的影響 在高溫條件下材料的變形機(jī)制增多 易發(fā)生塑性變形 表現(xiàn)為強(qiáng)度降低 形變強(qiáng)化現(xiàn)象減弱 塑性變形增加 強(qiáng)度隨溫度升高而降低 塑性則隨溫度升高而增加 金屬材料的高溫強(qiáng)度 4 對于大多數(shù)碳鋼 鉻鉬鋼和奧氏體鋼 強(qiáng)度極限隨溫度的變化大致上可分為三個(gè)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(qiáng)度極限隨著溫度的升高而明顯降低 在中間階段 強(qiáng)度極限隨溫度升高而緩慢下降 在溫度較高的第三階段 強(qiáng)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(qiáng)度極限會出現(xiàn)一個(gè)升高的峰值 這是時(shí)效硬化所造成的 峰值溫度與材料的藍(lán)脆溫度相當(dāng) 金屬材料的高溫強(qiáng)度 5 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(gè)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(dá)到一個(gè)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 金屬材料的高溫強(qiáng)度 6 在高溫條件下 應(yīng)變速度對材料的強(qiáng)度也有明顯的影響 應(yīng)變速度越高 材料的強(qiáng)度也越高 盡管室溫下應(yīng)變速度對強(qiáng)度也有影響 但在高溫下這種影響要大得多 金屬材料的高溫強(qiáng)度 7 由于應(yīng)變速率的這種影響 為了使高溫短時(shí)拉伸試驗(yàn)的結(jié)果能相互比較 其試驗(yàn)時(shí)間必須統(tǒng)一規(guī)定 各國在試驗(yàn)標(biāo)準(zhǔn)中都對此作出了嚴(yán)格的要求 金屬材料的高溫強(qiáng)度 8 材料在高溫條件下 承受不同的載荷 其斷裂所需的時(shí)間也不同 不但斷裂所需的時(shí)間隨著承受的應(yīng)力增加而縮短 而且斷裂的形式也會發(fā)生改變 晶界強(qiáng)度與晶粒強(qiáng)度隨溫度增加而下降的趨勢不同 在其交點(diǎn)對應(yīng)溫度TS 稱為等強(qiáng)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 金屬材料的高溫強(qiáng)度 9 小結(jié) 強(qiáng)度隨溫度升高而降低 塑性則隨溫度升高而增加 力學(xué)行為及性能與加載持續(xù)時(shí)間密切相關(guān)在高溫下即使承受應(yīng)力小于該溫度下的屈服強(qiáng)度 隨著承載時(shí)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(shí)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(xué)性能 因此 材料的室溫力學(xué)性能不能反映它在高溫承載時(shí)的行為 必須進(jìn)行專門的高溫性能試驗(yàn) 才能確定材料的高溫力學(xué)性能而溫度與時(shí)間是影響金屬高溫性能的重要因素 故研究金屬高溫力學(xué)行為必須研究溫度 應(yīng)力和應(yīng)變與時(shí)間的關(guān)系 金屬材料的高溫強(qiáng)度 10 2 蠕變 金屬在一定溫度 一定應(yīng)力 即使小于 s 作用下 隨著時(shí)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(shí)也會發(fā)生 但只有在溫度高于0 3Tf 熔點(diǎn)溫度 時(shí)才比較明顯 引起材料蠕變的應(yīng)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(fù)雜的 可以是靜態(tài)的 也可能是動態(tài)的 金屬材料的高溫強(qiáng)度 11 2 1蠕變曲線的定性分析 蠕變是材料力學(xué)性能之一 材料抗蠕變的能力是蠕變強(qiáng)度 用蠕變極限表示 材料抗蠕變斷裂的能力用持久強(qiáng)度表示 蠕變極限與持久強(qiáng)度用試驗(yàn)測定 測定出的蠕變曲線可能是恒應(yīng)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(gè)階段 金屬材料的高溫強(qiáng)度 12 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(yīng)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(gè)組成部分 只是各階段持續(xù)時(shí)間長短不一左圖表示了溫度不變時(shí)應(yīng)力對蠕變曲線的影響 右圖表示了應(yīng)力不變時(shí)溫度對蠕變曲線的影響 由圖可見 應(yīng)力較小或溫度較低時(shí) 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(shí)蠕變只有第一階段和第三階段 材料將在短時(shí)間內(nèi)斷裂 金屬材料的高溫強(qiáng)度 13 蠕變第一階段以晶內(nèi)滑移和晶界滑移方式進(jìn)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(qiáng)化效應(yīng)超過攀移造成的回復(fù)軟化效應(yīng) 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(diǎn)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 金屬材料的高溫強(qiáng)度 14 蠕變第二階段 晶內(nèi)變形以位錯(cuò)滑移和攀移交替方式進(jìn)行 晶界變形以晶界滑動和遷移交替方式進(jìn)行 晶內(nèi)遷移和晶界滑動使金屬強(qiáng)化 但位錯(cuò)攀移和晶界遷移使金屬軟化 強(qiáng)化與軟化作用達(dá)到動態(tài)平衡時(shí) 形變速率即保持穩(wěn)定 蠕變第二階段在應(yīng)力和空位流同時(shí)作用下 裂紋優(yōu)先在與拉應(yīng)力垂直的晶界上長大 形成楔形和孔洞形裂紋 金屬材料的高溫強(qiáng)度 15 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(jìn)一步依靠晶界滑動 空位擴(kuò)散和孔洞連接而擴(kuò)展 蠕變速度加快 直至裂紋達(dá)到臨界尺寸而斷裂 金屬材料的高溫強(qiáng)度 16 金屬材料的高溫強(qiáng)度 17 金屬材料的高溫強(qiáng)度 18 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(shí)間 同時(shí)也要有一個(gè)明顯的第三階段 可以預(yù)示材料的強(qiáng)度正在消失 斷裂時(shí)有一定的塑性 蠕變是一個(gè)包含許多過程的復(fù)雜現(xiàn)象 比起室溫下的力學(xué)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(shí) 也會由于相變時(shí)的體積變化而使試件收縮 形成所謂的 負(fù)蠕變現(xiàn)象 金屬材料的高溫強(qiáng)度 19 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(yīng)變或應(yīng)變速度與時(shí)間的關(guān)系來表示 有用應(yīng)變或應(yīng)變速度與溫度的關(guān)系來表示 還有用應(yīng)變或應(yīng)變速度與應(yīng)力的關(guān)系來表示 有些表達(dá)式可同時(shí)表達(dá)三個(gè)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(yīng)用較廣的是應(yīng)變或應(yīng)變速度與時(shí)間的關(guān)系 金屬材料的高溫強(qiáng)度 20 2 2 1在給定溫度或應(yīng)力下蠕變與時(shí)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(shí)驗(yàn)待定常數(shù) 為應(yīng)變 t為時(shí)間 金屬材料的高溫強(qiáng)度 21 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(yīng)力時(shí) 第一階段蠕變公式為 3 稱為 蠕變或?qū)?shù)蠕變 也稱為低溫蠕變 當(dāng)溫度較高應(yīng)力較低時(shí) 公式為 4 稱為 蠕變或高溫蠕變 是由應(yīng)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(yán)格區(qū)分的溫度界限 不過前者往往發(fā)生在原子擴(kuò)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(gè)溫度區(qū)分時(shí) 低溫蠕變也可能有回復(fù)現(xiàn)象發(fā)生 不過進(jìn)行的不很充分而已 金屬材料的高溫強(qiáng)度 22 也有人把蠕變第一階段看成是較低溫度下起主導(dǎo)作用的 蠕變和較高溫度的以 蠕變?yōu)橹鞯娜渥兊目偤?合并式 3 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(dá)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(rèn)為蠕變的加速階段沒有共同的關(guān)系式 金屬材料的高溫強(qiáng)度 23 2 2 2應(yīng)力與蠕變速度的關(guān)系 研究應(yīng)力與蠕變速度的關(guān)系時(shí)多采用恒速蠕變階段 因?yàn)樵O(shè)計(jì)時(shí)多以第二階段蠕變速度作為指標(biāo) 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(shí)驗(yàn)結(jié)果提出的應(yīng)力 蠕變速度關(guān)系式 金屬材料的高溫強(qiáng)度 24 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(jìn)行蠕變試驗(yàn)時(shí)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 金屬材料的高溫強(qiáng)度 25 2 3金屬材料在蠕變中的組織變化 2 3 1晶體結(jié)構(gòu)晶體結(jié)構(gòu)不同原子自擴(kuò)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(kuò)散能力大于面心立方 所以低碳鋼在溫度超過相變點(diǎn)時(shí)蠕變速度會發(fā)生突變 金屬材料的高溫強(qiáng)度 26 金剛石結(jié)構(gòu)的元素原子自擴(kuò)散系數(shù)較小 因此Ge Si具有較高的高溫強(qiáng)度 除晶體結(jié)構(gòu)對原子自擴(kuò)散能力有影響外 反映原子結(jié)合能力的金屬熔點(diǎn)對擴(kuò)散也有很大影響 高熔點(diǎn)金屬擴(kuò)散系數(shù)小 所以高溫材料多添加高熔點(diǎn)元素 如W Mo V Ta Nb Ni Cr等 金屬材料的高溫強(qiáng)度 27 2 3 2亞晶 多晶體的實(shí)際變形是不均勻的 試驗(yàn)表明純鋁在350 1 37MPa外加應(yīng)力下經(jīng)9 5h產(chǎn)生的總?cè)渥兩扉L量為18 6 但每個(gè)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(cuò)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 金屬材料的高溫強(qiáng)度 28 2 3 2亞晶 亞晶尺寸隨溫度升高和應(yīng)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(cuò)墻 是位錯(cuò)密度很高的位錯(cuò)胞壁 亞晶的形成過程相當(dāng)于在應(yīng)力作用下的多邊化過程 需要位錯(cuò)的交錯(cuò)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(gè)材料而言 具有亞晶的材料比較容易變形 金屬材料的高溫強(qiáng)度 29 2 3 3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(jī)制有關(guān) 高溫蠕變是擴(kuò)散機(jī)制 晶界原子擴(kuò)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 金屬材料的高溫強(qiáng)度 30 2 3 4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(shí)甚至高達(dá)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30 m時(shí) 晶界變形可占總變形的60 金屬材料的高溫強(qiáng)度 31 2 3 5溶質(zhì)原子 溶質(zhì)原子尺寸 熔點(diǎn)等對固溶體蠕變都有影響 溶質(zhì)引起的點(diǎn)陣畸變越大 位錯(cuò)運(yùn)動越困難 蠕變越不容易進(jìn)行 溶質(zhì)熔點(diǎn)越高阻礙蠕變的效應(yīng)也越大 高熔點(diǎn)溶質(zhì)的存在可能使得固溶體熔點(diǎn)升高 原子擴(kuò)散激活能增大 從而使蠕變速度降低 提高材料的蠕變強(qiáng)度 鐵基合金中加入Mo Cr Ni Mn等對蠕變強(qiáng)度的影響見圖12 Mo與Fe的原子半徑差最大 且Mo的熔點(diǎn)又高 2625 所以能顯著提高鐵素體鋼的高溫強(qiáng)度 金屬材料的高溫強(qiáng)度 32 2 3 6彌散相 大部分耐熱鋼或耐熱合金為使材料強(qiáng)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(dāng)?shù)膹浬⑾囝w粒間距是提高材料高溫強(qiáng)度的關(guān)鍵 金屬材料的高溫強(qiáng)度 33 3 表征材料高溫力學(xué)性能的強(qiáng)度指標(biāo) 3 1條件蠕變極限3 2持久強(qiáng)度3 3鋼的持久塑性3 4鋼的應(yīng)力松弛 金屬材料的高溫強(qiáng)度 34 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(yīng)當(dāng)將 強(qiáng)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(shí)的應(yīng)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(jī)和燃?xì)廨啓C(jī)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(shí)間內(nèi)使試件發(fā)生一定量的總變形時(shí)的應(yīng)力值 如或表示在t溫度下 經(jīng)105或104小時(shí)后總變形量為1 的條件蠕變極限 金屬材料的高溫強(qiáng)度 35 蠕變總變形量可按 14 式計(jì)算 14 式中 t為總變形 2為第二階段的蠕變速度 t為時(shí)間 0為彈性變形 為蠕變曲線在第一階段結(jié)束時(shí)的切線在縱坐標(biāo)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 上述二種蠕變極限所確定的變形量 其值相差為 見圖7 由于這個(gè)差值很小 可以略去不計(jì) 故一個(gè)恒定的蠕變速度1 10 5 h就相當(dāng)于在105小時(shí)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(yīng)力條件下發(fā)生斷裂所需的時(shí)間以及斷裂時(shí)材料的總變形量 也無法知道材料在斷裂前的整個(gè)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(yàn)的結(jié)果作為設(shè)計(jì)高溫承載元件的強(qiáng)度依據(jù)是不夠的 金屬材料的高溫強(qiáng)度 36 3 2持久強(qiáng)度 持久強(qiáng)度是表征材料在高溫條件下長期使用的力學(xué)性能指標(biāo) 因?yàn)椴牧系某志脧?qiáng)度試驗(yàn)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(shí)的強(qiáng)度和塑性 它是以在給定的溫度下 經(jīng)過一定時(shí)間而斷裂時(shí)材料所能承受的最大應(yīng)力來表示 持久強(qiáng)度試驗(yàn)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(shí)試驗(yàn)時(shí)其塑性較好 但經(jīng)高溫長時(shí)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 金屬材料的高溫強(qiáng)度 37 3 2持久強(qiáng)度 持久強(qiáng)度和蠕變極限都是反映材料高溫力學(xué)性能的重要指標(biāo) 區(qū)別在于側(cè)重點(diǎn)不同 蠕變極限以變形為主 如汽輪機(jī)葉片 軸等動設(shè)備在長期運(yùn)行中 只允許產(chǎn)生一定的變形量 在設(shè)計(jì)時(shí)就必須考慮蠕變極限 而持久強(qiáng)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(shè)備 對蠕變要求不嚴(yán) 但必須保證在使用期內(nèi)不破壞 這就需要以持久強(qiáng)度作為設(shè)計(jì)依據(jù) 由于持久強(qiáng)度試驗(yàn)耗時(shí)較長 因此確定持久強(qiáng)度的困難在于要用較短的試驗(yàn)結(jié)果去推測 估算長時(shí)期的持久強(qiáng)度值 例如用104h的試驗(yàn)結(jié)果去預(yù)測105h甚至更長時(shí)間的持久強(qiáng)度值 而蠕變試驗(yàn)往往可以用較短的試驗(yàn)時(shí)間 如2000 3000小時(shí) 測得的蠕變第二階段的速度 就有可能達(dá)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(shí)不必象確定持久強(qiáng)度那樣要作較遠(yuǎn)的外推 金屬材料的高溫強(qiáng)度 38 3 2持久強(qiáng)度 為了外推出符合實(shí)際的持久強(qiáng)度值 必須研究和建立應(yīng)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(yùn)行時(shí)組織結(jié)構(gòu)變化等因素的影響而比較復(fù)雜 近年來 大量試驗(yàn)時(shí)間很長 接近105h 的持久強(qiáng)度試驗(yàn)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(qiáng)度的外推方法 常用的主要有等溫線法 時(shí)間 溫度參數(shù)法 最小約束法 站函數(shù)計(jì)算法 狀態(tài)方程法等 尤其是前二種 實(shí)際應(yīng)用的比較多 金屬材料的高溫強(qiáng)度 39 等溫線法t A 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 T溫度 k C材料常數(shù) 奧氏體鋼取18 t試驗(yàn)時(shí)間h 斷裂 P 應(yīng)力參數(shù) 試驗(yàn)應(yīng)力 金屬材料的高溫強(qiáng)度 40 例題 Cr Ni奧氏體鋼高溫持久試驗(yàn)的數(shù)據(jù)如下 試求 應(yīng)力與持久時(shí)間的關(guān)系曲線求出810 下經(jīng)受2000h的持久強(qiáng)度極限求出600 下20000h的許用應(yīng)力 金屬材料的高溫強(qiáng)度 41 金屬材料的高溫強(qiáng)度 42 金屬材料的高溫強(qiáng)度 43 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(biāo)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(qiáng)鋼的持久塑性與試驗(yàn)時(shí)間的關(guān)系 各種鋼的持久塑性都有個(gè)最低值 鋼種不同 出現(xiàn)最低 值的時(shí)間不同 同一種鋼 試驗(yàn)溫度不同 出現(xiàn)最低 值的時(shí)間也不同 圖15為0 5Mo鋼在不同溫度時(shí)的持久塑性 金屬材料的高溫強(qiáng)度 44 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(qiáng)鋼的持久塑性有著明顯的影響 凡是鋼中加入能強(qiáng)烈形成碳化物的元素 就會在晶內(nèi)沉淀析出細(xì)小的碳化物 使持久塑性降低 而能改善晶界強(qiáng)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 金屬材料的高溫強(qiáng)度 45 此外 鋼在高溫長期應(yīng)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(qiáng)鋼的持久塑性有顯著影響 總體而言 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(shí)試驗(yàn)數(shù)據(jù)外推求得 必須經(jīng)高溫長期試驗(yàn)來獲得 從而為持久塑性的研究增加了許多困難 金屬材料的高溫強(qiáng)度 46 3 4鋼的應(yīng)力松弛 預(yù)加彈性變形后在拉應(yīng)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(yīng)力隨時(shí)間延長而下降的現(xiàn)象 稱為應(yīng)力松弛 材料的高溫應(yīng)力松弛現(xiàn)象也是由蠕變引起的 蠕變時(shí) 應(yīng)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 彈 塑 常數(shù) 則蠕變表現(xiàn)為隨時(shí)間的增加 塑性變形量 塑 逐漸增加 彈性變形量 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(yīng)力不斷下降 3 4 1應(yīng)力松弛現(xiàn)象與其性能指標(biāo) 金屬材料的高溫強(qiáng)度 47 應(yīng)力松弛過程可通過松弛試驗(yàn)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(yīng)力 隨時(shí)間的變化曲線 如圖17 松弛曲線分為二個(gè)階段 第一階段持續(xù)時(shí)間較短 隨時(shí)間增加迅速下降 第二階段持續(xù)時(shí)間很長 下降緩慢并逐漸趨于穩(wěn)定 金屬材料的高溫強(qiáng)度 48 材料抵抗應(yīng)力松弛的能力稱為松弛穩(wěn)定性 松弛穩(wěn)定性指標(biāo)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(biāo) S0定義為 15 式中 0為初應(yīng)力 0為松弛第二階段的應(yīng)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(biāo) t0定義為 16 式中 為第二階段松弛曲線與橫坐標(biāo)的夾角 參見圖17 S0 t0數(shù)值愈大 材料松弛穩(wěn)定性愈好 金屬材料的高溫強(qiáng)度 49 3 4 2應(yīng)力松弛與蠕變的關(guān)系 蠕變是在恒應(yīng)力下 塑性變形隨時(shí)間的延長而不斷增加的過程 松弛是在恒定總變形下 應(yīng)力隨時(shí)間的延長而不斷降低的過程 此時(shí)塑性變形量的增加與彈性變形量的減少是等量同時(shí)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(yīng)力不斷降低時(shí)的多級蠕變 金屬材料的高溫強(qiáng)度 50 材料的高溫應(yīng)力松弛試驗(yàn)和高溫蠕變試驗(yàn)通常都要進(jìn)行很長的時(shí)間 如果能以一種試驗(yàn)方法同時(shí)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(gè)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(fù)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(yīng)力下的蠕變曲線繪制松弛曲線 金屬材料的高溫強(qiáng)度 51 4高溫強(qiáng)度的影響因素 材料的高溫強(qiáng)度是一個(gè)十分敏感的性能指標(biāo) 化學(xué)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(yuǎn)大于對室溫力學(xué)性能的影響 有些室溫力學(xué)性能大致相同的材料在高溫強(qiáng)度方面相差很大 提高材料高溫強(qiáng)度的關(guān)鍵是二個(gè)方面 一是使在蠕變變形過程中受到阻礙而塞積的位錯(cuò)不容易因滑移和攀移而得以重新開動 另一是使晶界強(qiáng)化 盡量避免晶間開裂 因而 對高溫強(qiáng)度的影響因素也可以從這二方面來予以分析 金屬材料的高溫強(qiáng)度 52 4 1化學(xué)成分 4 1 1碳的影響碳對鋼的高溫強(qiáng)度隨鋼所處的溫度 應(yīng)力 持續(xù)時(shí)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(shí) 其高溫強(qiáng)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(shí)已無明顯作用了 表2給出了0 5Mo鋼 在一定溫度和應(yīng)力條件下提高高溫強(qiáng)度的最佳含碳量 表2在不同溫度和應(yīng)力下提高0 5Mo鋼的高溫強(qiáng)度的最佳含碳量 金屬材料的高溫強(qiáng)度 53 這表明在較低溫度 較高應(yīng)力時(shí) 含碳量適當(dāng)高一些對0 5Mo鋼的高溫強(qiáng)度有利而在較高溫度 較低應(yīng)力時(shí) 含碳量宜適當(dāng)?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(qiáng)鋼宜取偏低的含碳量 一般為0 18 0 25 有時(shí)甚至低至0 10 左右 金屬材料的高溫強(qiáng)度 54 4 1 2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(shí)對珠光體鋼的蠕變強(qiáng)度的影響 此處只指各合金元素單獨(dú)加入鋼中的效應(yīng) 可見 Mo是提高珠光體鋼高溫蠕變強(qiáng)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(qiáng)度 并提高位錯(cuò)滑移和攀移的阻力 從而提高了材料的高溫強(qiáng)度 金屬材料的高溫強(qiáng)度 55 強(qiáng)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(cuò)的滑移和攀移起到明顯的阻礙作用 因而具有良好的強(qiáng)化效果 但它們對材料高溫強(qiáng)度的作用 往往存在著一個(gè)最佳含量 由圖22可見 含V量在0 3 時(shí)12CrMo鋼的蠕變速度最低 因此我國大部分低合金熱強(qiáng)鋼都含有0 3 左右的V Nb的有效加入量比較小 一般 0 2 金屬材料的高溫強(qiáng)度 56 另外 在鋼中加入微量的硼能產(chǎn)生明顯的晶界強(qiáng)化作用 為提高鉻鉬鋼的熱強(qiáng)性一般在Cr Mo鋼中加入0 005 0 01 的硼當(dāng)幾種合金元素同時(shí)存在于鋼中時(shí) 它們對高溫強(qiáng)度的影響比較復(fù)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(qiáng)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(gè)最佳含量 而最佳含量又與其它合金元素以及溫度 應(yīng)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 金屬材料的高溫強(qiáng)度 57 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(shí)應(yīng)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(qiáng)度和持久塑性 試驗(yàn)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(jìn)一步改善熱強(qiáng)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 金屬材料的高溫強(qiáng)度 58 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(qiáng)度的基礎(chǔ) 因而碳化物的形狀及分布對鋼的熱強(qiáng)性有較大的影響 珠光體鋼中的碳化物 Fe3C 以片狀存在時(shí) 熱強(qiáng)性較高 若以球狀存在時(shí) 特別是聚集成大塊碳化物時(shí) 會使鋼的熱強(qiáng)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(yùn)行中加強(qiáng)監(jiān)督 金屬材料的高溫強(qiáng)度 59 此外 材料的晶粒度對高溫強(qiáng)度也有影響 室溫條件下一般都希望鋼具有細(xì)晶粒組織 因?yàn)榫ЯＳ?xì)小 由于晶界強(qiáng)化的結(jié)果使得材料的強(qiáng)度愈高 同時(shí)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(qiáng)度下降較快有關(guān) 參見圖6 當(dāng)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 金屬材料的高溫強(qiáng)度 60 也有試驗(yàn)表明 對低合金熱強(qiáng)鋼的熱強(qiáng)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(xí)性 晶粒大小差異越大則高溫強(qiáng)度越低 這是由于在大小晶粒交界處出現(xiàn)應(yīng)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(gè)等級 金屬材料的高溫強(qiáng)度 61 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(qiáng)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(shí) 回火溫度應(yīng)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(qiáng)鋼一般都采用這種方法 但實(shí)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(qiáng)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(qiáng)性 金屬材料的高溫強(qiáng)度 62 4 5溫度波動對高溫強(qiáng)度的影響 溫度波動對高溫強(qiáng)度的影響有二個(gè)方面 一是溫度的波動使實(shí)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(yīng)力對高溫強(qiáng)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(yīng)力很小 可以忽略不計(jì) 此時(shí)主要是前者對高溫性能的影響 試驗(yàn)表明在溫度波動條件下材料的高溫強(qiáng)度 蠕變極限與持久強(qiáng)度 相當(dāng)于在溫度波動上限時(shí)材料的高溫強(qiáng)度 即低于在平均溫度時(shí)的高溫強(qiáng)度 金屬材料的高溫強(qiáng)度 63 4 6長期服役后的材料老化及對高溫強(qiáng)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(gè)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(gè)特征參量 是老化規(guī)律研究的主要方面 金屬材料的高溫強(qiáng)度 64 材料在長期服役中發(fā)生的性能 通常指力學(xué)性能 變差 老化 退化 劣化 agingDegradation由于性能滿足不了設(shè)計(jì)要求 導(dǎo)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(yīng)力作用下 由于擴(kuò)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 金屬材料的高溫強(qiáng)度 65 在高溫長期運(yùn)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(qiáng)性降低和鋼材脆化 性能劣化 的主要原因之一 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(zhuǎn)變 碳化物相在晶內(nèi)和晶界析出及其積累 貝氏體晶粒的再結(jié)晶 金屬材料的高溫強(qiáng)度 66 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(shí)的時(shí)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(yàn)表明 20 鋼中游離石墨析出可在球化2 3級時(shí)產(chǎn)生 凡是石墨化嚴(yán)重時(shí) 珠光體也幾乎完全球化 石墨化過程是個(gè)擴(kuò)散過程 運(yùn)行時(shí)的超溫或溫度變化會加速擴(kuò)散 強(qiáng)烈形成碳化物元素 Cr V Ti Nb 能有效地阻止石墨化過程 金屬材料的高溫強(qiáng)度 67 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 金屬材料的高溫強(qiáng)度 68 溫度和時(shí)間的影響 球化的影響因素 式中 t 到達(dá)一定球化速度所需的時(shí)間 小時(shí) 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) 金屬材料的高溫強(qiáng)度 69 合金元素的影響 球化以擴(kuò)散為基礎(chǔ) 凡是能形成穩(wěn)定碳化物的合金元素和進(jìn)入 固溶體降低固溶體中原子擴(kuò)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 金屬材料的高溫強(qiáng)度 70 其它因素晶粒度 細(xì)晶粒具有較多的有利于擴(kuò)散進(jìn)行的晶界滲碳體片的大小 細(xì)小的滲碳體片縮短擴(kuò)散距離塑性變形程度和殘余應(yīng)力 晶格畸變和殘余應(yīng)力會加速擴(kuò)散如 0 5Mo鋼在500 完全球化所需的時(shí)間粗晶粒鋼24000h細(xì)晶粒鋼16000h冷加工變形后5000h 球化的影響因素 金屬材料的高溫強(qiáng)度 71 固溶體中合金元素的貧化 在高溫長期應(yīng)力作用下 固溶體中合金元素的貧化是組織不穩(wěn)定的形式之一 化學(xué)成分和運(yùn)行溫度對固溶合金元素貧化起決定作用 因?yàn)?固溶體中合金元素的貧化與擴(kuò)散過程有關(guān) 若鋼中加入的合金元素能延緩擴(kuò)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 固溶體中的擴(kuò)散速度 從而阻礙合金元素由固溶體內(nèi)向碳化物中遷移 金屬材料的高溫強(qiáng)度 72 金屬材料的高溫強(qiáng)度 73 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 固溶體內(nèi)擴(kuò)散過程的加速進(jìn)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(qiáng)性 金屬材料的高溫強(qiáng)度 74 金屬材料的高溫強(qiáng)度 75 由于碳化物相是金屬材料中的主要強(qiáng)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(gè)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(gè)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(fù)雜的微觀位錯(cuò)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(shí)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 金屬材料的高溫強(qiáng)度 76 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(shí)間的延長而增加的趨勢 由圖24可知 時(shí)間越長 碳化物中Mo元素的含量越高 并且隨著運(yùn)行時(shí)間的延長 其分布的范圍也越寬 誤差也增大 這與運(yùn)行中的各部分間溫度和應(yīng)力的差異有關(guān) 金屬材料的高溫強(qiáng)度 77 但碳化物中的合金元素并不總是隨著使用時(shí)間延長而增加的 有試驗(yàn)表明在溫度較低時(shí) 碳化物中的Cr Mo元素成分隨時(shí)間呈規(guī)律性的單調(diào)上升變化 具有拋物線類動力學(xué)曲線特征 當(dāng)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(dāng)溫度急劇升高到650 以上時(shí) 相成分的變化規(guī)律則相反 元素含量在短時(shí)間內(nèi)會升高 但隨著時(shí)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(gè)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(dāng)使用溫度接近這一溫度時(shí) 相成分增加不多或稍有減少 金屬材料的高溫強(qiáng)度 78 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(dǎo)致材料的逐漸軟化 是造成材料長期服役后強(qiáng)度 包括持久強(qiáng)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(dǎo)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 金屬材料的高溫強(qiáng)度 79 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?fù)雜結(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(shí)將大量析出 當(dāng)運(yùn)行溫度正常時(shí) 表現(xiàn)為M23C6相的逐漸增多 而M6C相的增加趨勢不明顯 金屬材料的高溫強(qiáng)度 80 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(shí) M6C相的大量出現(xiàn) 對材料的韌性影響也十分明顯 這類復(fù)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(shí)加熱脆化的主要原因 另外 復(fù)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(qiáng)化作用 這些都是導(dǎo)致材料軟化的因素 促使蠕變強(qiáng)度和斷裂強(qiáng)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 金屬材料的高溫強(qiáng)度 81 隨著金屬理化檢驗(yàn)技術(shù)的發(fā)展 上述四個(gè)基本老化特征均能夠定量地給出測試結(jié)果 這意味著可以定量地掌握材料的老化程度 同時(shí) 當(dāng)服役時(shí)間已知時(shí) 則可推導(dǎo)出材料老化的平均速度 由此可進(jìn)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(jié)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(guān)系模型 建立綜合的狀態(tài)評估技術(shù) 金屬材料的高溫強(qiáng)度 82 小結(jié) 高溫下的材料特點(diǎn)原子擴(kuò)散能力增大位錯(cuò)運(yùn)動能力增加空位數(shù)量增多晶界參與滑移 塑性變形能力增加 強(qiáng)度下降高溫強(qiáng)度性能指標(biāo)高溫短時(shí)拉伸強(qiáng)度蠕變 持久強(qiáng)度 金屬材料的高溫強(qiáng)度 83 高溫短時(shí)拉伸強(qiáng)度 高溫短時(shí)拉伸強(qiáng)度在高溫下用單向拉伸方法測定材料的拉伸性能 s b 反映材料在短時(shí)高溫下的力學(xué)性能試驗(yàn)條件比在室溫時(shí)嚴(yán)格由于材料在高溫