金属材料蠕变

金属材料蠕变早期，人们对金属材料强度的认识不足，设计金属构件时仅以短时强度作为设计依据。

不少构件，即使使用应力低于弹性极限，使用一段时间后仍然会发生因塑性受形而失效或因破断而失效的现象。

随着科学技术的发展，金属材料的使用温度逐步提高，这种矛盾越来越突出。

这就使人们进一步认识到材料强度与使用期限之问尚有密切的联系，从而相继开拓了蠕变、蠕变断裂、松弛、疲劳、断裂力学等长时强度研究领域。

蠕变则是其中研究最早、内容较丰富而成果较显著的一个领域，成为其他几个研究领域的基础。

金属在持续应力作用下(即使在远低于弹性极限的情况下)会发生缓慢的塑性变形。

熔点较低的金属容易产生这种现象；金属所处的温度越高，这种现象越明显。

在一定温度下，金属受持续应力的作用而产生缓慢的塑性变形的现象称为金属的蠕变。

引起蠕变的这一应力称蠕变应力。

在这种持续应力作用下，蠕变变形逐渐增加，最终可以导致断裂，这种断裂称蠕变断裂。

导致断裂的这一初始应力称蜕变断裂应力。

在有些情况下(特别是在工程上)，把蠕变应力及蠕变断裂应力作为材料在特定条件下的一种强度指标来讨论时，往往又把它们称为蠕变强度及蠕变断裂强度，后者又称为持久强度。

蠕变现象的发生是温度和应力共同作用的结果。

温度和应力的作用方式可以是恒定的，也可以是变动的。

常规的蠕变试验则是专门研究在恒定载荷及恒定温度下的蠕变规律。

为了与变动情况相区别，把这种试验称为静态蠕变试验。

蠕变现象很早就被人们发现，远在1905年F. Philips等就开始进行专门研究。

最初研究的是铅、锌等低熔点纯金属，因为这些金属在室温下就已表现出明显的蠕变现象。

以后逐步研究了较高熔点的铝、镁等纯金属的蠕变现象，进而又研究了铁、镍以至难熔金属钨、铂等的蠕变规律。

对纯金属的研究后来又发展到对铁、钴、镍基合金及其他各种高温合金的研究。

对这些合金，要求它们在几百度的高温下才能表现出明显的蠕变现象(例如碳钢>0.35Tm，不锈钢>0.4Tm)。

蠕变现象的研究是与工业技术的发展密切相关的。

随着工作温度的提高，材料蠕变现象越来越明显，对材料蠕变强度的要求越来越高。

不同的工作温度需选用具有不同蠕变性能的材料，因此蠕变强度就成为决定高温金属材料使用价值的重要因素。

蠕变曲线在恒定温度下，一个受单向恒定载荷(拉或压)作用的试样，其变形e与时间t的关系可用如图9.76所示的典型的蠕变曲线表示。

曲线可分下列几个阶段：图9.76 典型的蠕变曲线第I阶段：减速蠕变阶段(图中AB段)，在加载的瞬间产生了的弹性变形e0，以后随加载时间的延续变形连续进行，但变形速率不断降低；第II阶段：恒定蠕变阶段，如图中曲线BC段，此阶段蠕变变形速率随加载时间的延续而保持恒定，且为最小蠕变速率；第III阶段：曲线上从C点到D点断裂为止，也称加速蠕变阶段，随蠕变过程的进行，蠕变速率显著增加，直至最终产生蠕变断裂。

D点对应的tr就是蠕变断裂时间，er是总的蠕变应变量。

温度和应力也影响蠕变曲线的形状。

在低温(<0.3Tm)、低应力下(曲线1)实际上不存在蠕变第III阶段，而且第II阶段的蠕变速率接近于零；在高温(>0.8Tm)、高应力下(曲线3)主要是蠕变第III阶段，而第II阶段几乎不存在。

三、蠕变强度及持久强度在工程上，需按蠕变强度及持久强度确定许用应力。

蠕变强度及持久强度是表示材料抵抗因外力作用导致蠕变变形或蠕变断裂的能力，是材料本身所具有的一种固有性能。

蠕变强度是材料在规定的蠕变条件(在一定的温度下及一定的时间内，达到一定的蠕变变形或蠕变速度)下保持不失效的最大承载应力。

在测量中以失效应力表示，因为在规定条件下两者的数值相等。

通常，以试样在恒定温度和恒定拉伸载荷下，在规定时间内伸长(总伸长或残余伸长)率达到某规定值或第二阶段蠕变速度达到某规定值时的蠕变应力表示蠕变强度。

根据不同的试验要求，蠕变强度有以下两种表示法：①在规定时问内达到规定变形量的蠕变强度，记为Tτδσ，单位为MPa，其中T为温度(℃)，d为伸长率（总伸长或残余伸长，%），t为持续时间（h）。

例如，70010002.0σ表示700℃、1000小时达到0.2%伸长率的蠕变强度。

这种蠕变强度一般用于需要提供总蠕变变形的构件设计。

对短时蠕变试验，蠕变速度往往较大，第一阶段的蠕变变形量所占的比例较大，第二阶段的蠕变速度不易确定，所以用总蠕变变形作测量对象比较合适。

②稳态蠕变速度达到规定值时的蠕变强度，记为Tvσ，单位为MPa，其中T为温度(℃)，v为稳态蠕变速度（%/h）。

例如6001015-⋅σ表示600℃、稳态蠕变速度达到1×10-5%／h的蠕变强度。

这种蠕变强度通常用于一般受蠕变变形控制的运行时间较长的构件。

因为在这种条件下蠕变速度较小，第一阶段的变形量所占的比例较小，蠕变的第二阶段明显，最小蠕变速度容易测量。

四、蠕变的机理现有的蠕变机理大致可以划分为以下四类；①扩散塑性理论；②硬化与软化理论；③位错理论；④结构理论。

前两种理论没有考虑到真实晶体中存在的许多缺陷。

位错理论则只考虑了晶体中存在的基本缺陷－位错。

结构理论考虑了晶体中存在的位错及其他缺陷。

金属中位错及其他晶体缺陷的形成，运动及相互作用是决定蠕变规律的根本因素。

晶体缺陷是金属的典型结构因素，根据这些因素建立的描述蠕变规律的各种理论称为蠕变的结构理论。

在合金中，位错及其他晶体缺陷之间的相互作用还与合金基体相的结构(晶格类型及参数、晶粒大小及形状)，第二相的结构、尺寸及分布等有密切的关系。

在外力的作用下金属晶体中的位错会发生运动而引起塑性形变。

位错可以在金属结晶时形成，也可以在塑性变形时形成。

在完整晶体中，两端被钉扎的位错可以成为位错源，即弗兰克—瑞德源。

要使位错源增殖新的位错，必须在位错源所在的滑移面内对位错施加一切向应力：L Gb =τ 式9.表明形变阻力与柏氏矢量b 、切变模量G 和位错源长度L 有关，其中b与L 随温度的变化不大，而切变模量G 随温度的变化是影响形变阻力的主要因素。

在实际晶体中，由于存在各种缺陷和障碍，位错作用的机制远比这复杂。

当存在点缺陷(间隙原子、空位、进入基体晶格的固溶体原子等)时，这些缺陷可阻滞位错的增殖和运动；另一方面，随着温度的升高和涨落及扩散过程的进行，位错有可能挣脱这些障碍而继续运动。

位错的阻滞和解脱过程组成了位错运动的基本过程。

面型障碍的稳定性大大超过点型障碍。

当存在面型障碍时，位错不能单凭热涨落越过障碍，位错便只能靠下述途径解脱：①障碍本身的迁移；②位错本身的扩散；③位错在障碍之间通过；④位错越过障碍。

位错越过障碍所需的能量要比穿过时所需的能量少得多。

同样，蠕变过程仍然取决于这些障碍对位错的阻滞及位错自这些障碍解脱的过程。

当存在体缺陷时(例如溶解于位错周围的异种原子组成的气团)时，位错在这种障碍性气团中难以运动，从而提高了蠕变阻力。

然而在与温度和应力相应的某一蠕变速度范围内，气团的阻滞作用最大。

高于这一范围时，气团的扩散速度大于位错的运动速度；低于这一范围时，位错的运动速度显著地大于气团的扩散速度，位错可以甩脱气团。

这两种情况均对位错没有明显的阻滞作用。

Cottrell 计算出气团与位错一起运动的临界速度范围约为10-6/s 的数量级，可见气团的阻滞作用只有在这种蠕变速度比较大的情况下才有作用。

此外，在晶体中还存在着位错之间的相互作用。

例如分布在平行平面上的同号位错，可以形成稳定结构，可以相互吸引而形成垂直行列，引起多边化。

两个异号位错也可以形成稳定结构，使位错互相之间成为运动的障碍。

蠕变变形的微观机理是与材料内部组织结构的变化以及位错组态与行为密切相关的，主要形变机理有3种：I 、位错滑移，高温蠕变时滑移的特点是随温度的升高和变形速率的降低，滑移带变粗和间距增大，以致在滑移带间距超过晶粒尺度时，晶内不显示滑移带，而只显示出晶界的粗化。

此外，高温变形时滑移系增多，更利于产生多滑移和交滑移。

II 、亚晶形成，蠕变变形时由于晶内变形的不均匀，到一定程度时，原始晶粒可被狭窄的形变带所分割，使晶粒“碎化”形成亚晶。

此外，由位错的多边形化也可构成亚晶。

III 、晶界形变，在高温蠕变条件下，晶界强度降低，晶界参与变形量对总变形量作出贡献，最高可达到40%-50%。

晶界参与变形是通过晶界的滑动来实现的，如图9—47所示，A 、B 晶粒边界产生滑移，以及B 、C 晶粒边界随后在垂直方向作的迁移，使A 、B 、C 3个晶粒的交点由1点转移到2点(图中第I 、II 阶段)，同时在C 晶粒中必然会产生一个相应的形变带(图中阴影区)，这样，A 、B 晶界在原来滑动方向的继续变形就要受到阻碍。

因而B 、C 晶界又在它的垂直方向作一个迁移(第III 阶段)，使A 、B 、C 3个晶粒的交点由2点移到3点，晶界在另一个方向可以继续产生如箭头所示的滑动而达第IV 阶段，此时，A 、B 、C 3个晶粒的边界都因晶界的相对滑动和迁移而做了位置的变更。

图9.77 晶界滑动示意图可以把蠕变过程理解成热激活过程，其蠕变速率e 应满足阿累尼乌斯热激活方程，即：)exp(RT Q A c -=ε 式中：A 是与温度、应力和组织结构因素有关的特征常数，Qc 即为蠕变激活能，实验表明，对大多数金属和陶瓷，蠕变激活能与自扩散激活能相近。

由于面心立方g －Fe 的扩散系数只有a －Fe 的1/350，其蠕变速率也只有a －Fe 的1/200，因此高温合金多是以g －Fe 或面心立方金属为基的合金。

9.3.2 超塑性超塑性可以说是非晶态固体或玻璃的正常状态，如玻璃在高温下可通过粘滞性流变被拉得很长而不发生缩颈，金属及合金通常没有这种性质。

但如果一种晶体在某种显微组织、形变温度和形变速度条件下表现出了特别大的均匀塑性变形而不产生缩颈，延伸率达到500%－2000%，我们就称这个材料具有超塑性。

这种超塑性的范围主要取决于显微组织的变化，故也称组织超塑性。

超塑性的本质特点是，在高温发生，应变硬化很小或者等于零，要将塑性流变用粘滞性流变来分析。

可写成状态方程，即：m K εσ = 其中K 是由材料决定的常数，εσ lg lg =m 称应变速率敏感系数。

由此可见，产生超塑性是有条件的：①材料具有细小等轴的原始组织。

可以肯定地说，材料产生超塑性的唯一必要的显微组织条件就是尺寸为微米级的超细晶粒，一般晶粒尺寸在0.5－5mm左右，同时要求在热加工过程中晶粒不能长大或长得很慢，即要始终保持细小的晶粒组织。

由于第二相的存在是稳定晶粒尺寸的最佳方法，因此产生超塑性的最佳组织应是由两个或多个紧密交错相的超细晶粒组成的组织，这就解释了为什么大多数超塑性材料都是共晶、共析或析出型合金。

②在高温下变形。