蠕变

图a－为晶界滑动与晶内滑移带在晶界上交割时形成的空洞。 图b－为晶界上存在第二相质点时，当晶界滑动受阻而形成 的空洞，空洞长大并连接，便形成裂纹。 在耐热合金中晶界上形成的空洞照片，如图。
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以上两种形成裂纹方式，都有空洞萌生过程。 可见，晶界空洞对材料在高温使用温度范围和寿命是至关重 要的。裂纹形成后，进一步依靠晶界滑动、空位扩散和空洞 连接而扩展，最终导致沿晶断裂。 由于蠕变断裂主要在晶界上产生，因此，晶界的形态、晶界 上的析出物和杂质偏聚、晶粒大小及晶粒度的均匀性等对蠕 变断裂均会产生很大影响。

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（一）合金化学成分的影响 位错越过障碍所需的激活能（蠕变激活能）越高的金属，越 难产生蠕变变形。 实验表明：纯金属蠕变激活能大体与其自扩散激活能相近。 因此，耐热钢及合金的基体材料一般选用熔点高、自扩散激活 能大或层错能低的金属及合金。 这是因为： 在一定温度下，熔点越高，自扩散激活能越大，其自扩散越 慢。 熔点相同，但晶体结构不同，则自扩散激活能越高，扩散越 慢。
700 例如， 110 30MPa
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表示该合金在700℃、1000h的持久强度为30MPa。 试验时，规定持续时间是以机组的设计寿命为依据的。 例如，对于锅炉、汽轮机等，机组的设计寿命为数万以至数 十万小时，而航空喷气发动机则为一千或几百小时。
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持久强度： 对于设计在高温运转过程中不考虑变形量大小，而只考虑在 承受给定应力下使用寿命的机件（如锅炉道热蒸气管）是极 其重要的性能指标。
典型的蠕变曲线


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从a点开始随时间τ增长而产生的应变属于蠕变，abcd曲线 即为蠕变曲线。 蠕变曲线上任一点的斜率，表示该点的蠕变速率。 按照蠕变速率的变化情况，可将蠕变过程分为三个阶段：
（1）减速蠕变阶段－ab （2）恒速蠕变阶段－bc （3）加速蠕变阶段－ cd
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（1）减速蠕变阶段（又称过渡蠕变阶段）－ab 这一阶段开始的蠕变速率很大，随着时间延长，蠕变速率逐 渐减小，到b点蠕变速率达到最小值。
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此外，温度和时间的联合作用还影响金属材料的断裂路径。 随着试验温度升高，金属的断裂由常温下常见的穿晶断裂过 渡到沿晶断裂。
温度对晶内强度和晶界强度的影响－等强温度
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原因是：温度升高，晶粒强度和晶界强度都要降低，但晶界 强度下降较快所致。 晶粒与晶界两者强度相等的温度称为“等强温度”，用 TE 表示。 由于晶界强度对变形速率的敏感性要比晶内的大得多，因此 等强温度TE 随变形速率增加而升高。



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合金中含有能形成弥散相的合金元素，因弥散相强烈阻碍位 错的滑移，因而是提高高温强度更有效的方法。 弥散相粒子硬度越高，弥散度越大，稳定性越高，则强化作 用越好。 对于时效强化合金，通常在基体中加入相同原子百分数的合 金元素的情况下，多种元素要比单一元素的强化效果好。 在合金中添加能增加晶界扩散激活能的元素（如B、稀土 等），则既能阻碍晶界滑动，又增大晶界裂纹面的表面能， 因而对提高蠕变极限，特别是持久强度极限是很有效的。

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典型的蠕变曲线
金属蠕变过程用蠕变曲线来描述，典型的蠕变曲线如图。 OA线段：是试样在t 温度下承受恒定拉应力σ时所产生的起 始伸长率ε0。 若应力超过金属在该温度下的屈服强度，则ε0包括弹性伸长 率和塑性伸长率两部分。 此应变还不算蠕变，而是由外载荷引起的一般变形过程。


持久强度：是通过高温拉伸持久试验测定的。 试验过程中，不需要测定试样的伸长量，只测定在规定温度 和一定应力作用下直至断裂的时间。
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对设计寿命为数百至数千小时的机件，其材料的持久强度可 直接用同样的时间进行试验确定。 但对设计寿命为数万以至数十万小时的机件，要进行这么长 时间的试验是比较困难的。 因此，和蠕变试验相似，一般作出一些应力较大、断裂时间 较短（数百或数千小时）的试验数据。 将其在坐标图上回归成直线，用外推法求出数万以至数十万 小时的持久强度极限。

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受拉应力的晶界（如A、B晶界） 空位浓度增加； 受压应力的晶界(如C、D晶界)， 空位浓度较小。 因而，晶体内空位将从受拉晶界 向受压晶界迁移，原子则向相反 方向流动， 致使晶体逐渐产生伸长的蠕变。 这种现象即称为扩散蠕变。


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（三）晶界滑动： 在高温条件下内由于晶界上的原子容易扩散，受力后晶界易 产生滑动，也促进蠕变进行。 但晶界滑动对蠕变的贡献并不大，一般为10％左右。

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（1）在三晶粒交会处形成楔形裂纹 在高应力和较低温度下，因晶界滑动在三晶粒交会处受阻， 造成应力集中形成空洞，空洞相互连接便形成楔形裂纹。
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（2）在晶界上由空洞形成晶界裂纹 这是在较低应力和较高温度下产生的裂纹。 这种裂纹出现在晶界上的突起部位和细小的第二相质点附近， 由于晶界滑动而产生空洞。

晶界滑动：不是独立的蠕变机理。因为晶界滑动一定要和晶 内滑移变形配合进行，否则就不能维持晶界的连续性，会导 致晶界上产生裂纹。
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二、蠕变断裂机理


金属材料在长时高温载荷作用下的断裂，大多为沿晶断裂。 一般认为，这是由于晶界滑动在晶界上形成裂纹并逐渐扩展 而引起的。
实验表明： 在不同的应力与温度条件下，晶界裂纹的形成方式有两种： （1）在三晶粒交会处形成楔形裂纹。 （2）在晶界上由空洞形成晶界裂纹。
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金属材料层错能越低，越易产生扩展位错，使位错难以产生 割阶、交滑移及攀移，这都有利于降低蠕变速率。 大多数面心立方金属，其高温强度比体心立方金属高，这是 一个重要原因。 在基体金属中加入Cr、Mo、W、Nb等合全元素形成单相固 溶体，除固溶强化外，还会使层错能降低，易形成扩展位错， 且溶质原子与溶剂原子的结合力较强，增大了扩散激活能， 从而提高蠕变极限。 一般地，固溶元素熔点越高，其原子半径与溶剂的相差越大， 对提高热强性越有利。
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（2）恒速蠕变（又称稳态蠕变）阶段－bc。 这一阶段的特点是蠕变速率几乎保持不变。 一般所指的金属蠕变速率，就是以这一阶段蠕变速率表示。
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（3）加速蠕变阶段－cd 在此阶段随着时间的延长，蠕变速率逐渐增大， 至d 点产生蠕变断裂。
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温度与应力对蠕变曲线的影响： 在应力较小或温度较低时，蠕变第二阶段持续时间较长，甚 至不出现第三阶段。 反之，蠕变第二阶段很短，甚至消失，很短时间内就断裂。

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主要内容： 阐述金属材料在高温长时载荷作用下的蠕变现象。 讨论蠕变变形和断裂的机理。 介绍高温力学性能指标及影响因素。
10.2 蠕变、蠕变极限及持久强度

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高温下金属力学行为的重要特点就是产生蠕变。 所谓蠕变：指金属在长时间高温、恒载荷作用下,即使应力低 于弹性极限时，也缓慢地产生塑性变形的现象。 由于蠕变而最后导致金属材料的断裂称为蠕变断裂。 蠕变在较低温度下也会产生，但只有当约比温度(T／Tm) 大于0.3时才比较显著。 如碳钢温度超过300℃、合金钢温度超过400℃时，就必须 考虑蠕变的影响。
2 在高温下载荷持续时间对力学性能有很大影响。
试验表明: 20钢在450℃时的短时抗拉强度为320MPa。 当试样承受应力为225MPa时，持续300h便断裂。 若将应力降至115MPa左右，持续10000h也能使试样断裂。
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在高温短时载荷作用下，金属材料的塑性增加； 但在高温长时载荷作用下，塑性却显著降低，缺口敏感性增 加，往往呈现脆性断裂现象。
600 例如： 1/10 60MPa
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表示材料在600℃温度下，100000 h 后总伸长率为 1％的蠕 变极限为60MPa。 试验时间t及蠕变总伸长率ε的具体数值是根据机件的工作条 件来规定的。

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二、持久强度 对于高温材料，除测定蠕变极限外，还必须测定其在高温长 时载荷作用下的断裂强度，即持久强度。 持久强度:是在规定温度（T）下，达到规定的持续时间（t） T 而不发生断裂的最大应力，以 表示。 t
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下图为12CrlMoV钢在580℃及600℃时的持久强度线图。 可见，试验最长时间为一万小时（实线），但用外推法（虚 线）可得到十万小时的持久强度极限值。 如：12Cr1MoV钢在580℃、100000h的持久强度极限为89MPa。
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10.3 蠕变变形与蠕变断裂机理
一、蠕变变形机理 金属蠕变变形主要是通过位错滑移、原子扩散及晶界滑 动等机理进行的，且随温度及应力的变化而有所不同。 (一)位错滑移蠕变 在蠕变过程中，位错滑移仍然是一种重要的变形机理。 在常温下，若滑移面上位错运动受阻产生塞积，滑移便不能 继续进行。需更大切应力作用才能使位错重新运动和增殖。 在高温下，位错可借助外界提供的热激活能和空位扩散来克 服某些短程障碍，从而使变形不断产生。 位错热激活方式有多种，高温下热激活主要是刃位错的攀移。

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蠕变断裂断口的宏观特征为： （1）在断口附近产生塑性变形，在变形区域附近有很多裂纹， 使断裂机件表面出现龟裂现象。
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（2）由于高温氧化，断口表面往往被一层氧化膜所覆盖。
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（3）蠕变断裂微观特征：为冰糖状花样的沿晶断裂形貌。
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三、影响金属高温力学性能的主要因素 由蠕变变形和断裂机理可知： （1）要提高蠕变极限，必须控制位错滑移的速率； （2）要提高持久强度，必须控制晶界的滑动。 这就是说：要提高金属材料的高温力学性能，应控制晶内和 晶界的原子扩散过程。 这种扩散过程主要取决于：合金的化学成分、冶炼工艺、热 处理工艺等因素。