《铁素体型马氏体型》PPT课件.ppt

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1、铁素体型、马氏体型 与奥氏体型耐热钢,14.1 引言14.2 钢的高温化学稳定性14.3 在长期高温条件下钢件的强度问题 14.3.1 高温对金属材料强塑性的影响 14.3.2 锅炉、汽轮机零件对钢材的性能要求 14.3.3 在长期的高温条件下钢件组织结构稳定性与耐热性 14.3.4 热强性的强化14.4 耐热钢设计构思及其实用钢种体系14.5 铁素体型耐热钢 14.5.1 锅炉管子用铁素体型耐热钢 14.5.2 紧固件用铁素体型耐热钢14.6 马氏体型耐热钢14.7 奥氏体型耐热钢,引 言,耐热钢：用以制作长期在高温条件下承担静、动载荷 构件的钢材应具有好的耐热性能，具有耐热 性能的钢材，也

2、称热强钢。耐热钢的耐热性能有两方面的涵义：（1）抗氧化性，即高温化学稳定性。（2）热强性，即钢件在相对应于长期的高温服役条件 下所应具有形变性能和抗断裂能力。,14.2 钢的高温化学稳定性,1、钢的高温化学稳定性系指在高温下抗化学 腐蚀的性能。2、在570以下铁与氧发生作用，在其表层 生成Fe2O3氧化膜，在其次层形成Fe3O4。3、当温度超过570，除形成Fe2O3和Fe3O4 膜外，在内部还出现FeO，实际上出现 FeO Fe2O3和FeO层。,1.Fe2O3的-Fe2O3具有三角系结构，其中的菱形点阵的-Fe2O3 和立方点阵的Fe3O4为复杂尖晶石型结构。Fe2O3 是一种N-型半导体

3、氧化物，Fe3O4是一种P-型半导体氧化物，立方点阵的FeO是一种存在严重缺陷的P-型半导体氧化物。它的结构既疏松又易于龟裂。2.各氧化物的厚度与氧化物形成的温度、时间、大气成分以及钢的化学成分有关。3.铁离子在这三种氧化物中的扩散系数和激活能如下表所示。,在氧化层增厚过程中，在金属与氧化物间界处产生金属原子的离子化而构成阳极区：MeMez+Ze；在金属的氧化层表面处产生氧原子的离子化而造成阴极区：金属被吸向阴极区，氧离子则被吸向阳极区。因此FeO和Fe3O4层的增厚是依靠铁离子通过阳离子空位由内部向外层扩散，而Fe2O3层的增厚则依靠氧离子通过阴离子空位由表层向内层扩散，铁离子与氧离子在Fe

4、2O3和Fe3O4层间相遇，发生化学反应，产生氧化。与此同时，亦发生电子由内层向表面的运动，形成电子的传递。铁离子半径比氧离子大得多，因而氧化膜的增厚主要取决于铁离子的向外层的扩散。所以于氧化膜形成以后，金属的氧化过程为包括化学反应和扩散两个环节的物理化学过程。控制氧化膜的增厚速率的因素为铁离子和氧离子在氧化膜中相对方向的扩散，而主要为铁离子的扩散所控制。通过很薄的氧化物表层可以造成一个很强的电场。约1nm（10）厚的薄膜的氧化电位是1V数量级，因此将形成106V/nm的电场。在此电场作用下，发生氧化物的继续长大。随着氧化薄膜的加厚，电场的作用将迅速降低，以至对薄膜继续的生长而不起作用。化学腐

5、蚀与电化学腐蚀虽有相似的电子传递现象，但前者的驱动力是金属和氧化物的自由焓差；后者是组成相间的电位差。,1、在低温时，化学氧化作用遵守对数规律：2、在室温时，氧化薄膜最终厚度为14nm；于2501000，具有 抛物线形式的氧化膜生长规律。氧化膜最终厚度随着氧化温度升高而增大。于一定温度下，在超过一定厚度后，氧化生长厚度可能正比于 或。3、Fe2O3和Fe3O4氧化膜的保护性不高。FeO膜几乎不起保护作用，4、要杜绝钢件表面氧化膜的形成是困难的，也没有这个必要。相反的，为取得抗氧化性能，可以要求钢件表面从速的形成氧化膜，重要的问题在于如何取得结构致密，能与基体结合牢固的氧化膜。,14.3 在长期

6、高温条件下钢件的强度 问题,14.3.1 高温对金属材料强塑性的影响1.工作温度与载荷时间对钢件强度的影响 在高温条件下，金属原子间结合力的下降引起金属强度急剧减低。在常温服役条件下金属强度不受载荷时间的影响。然在高温时，载荷时间明显影响强度，且温度越高，其影响越为显著。对于某些金属，当加热到一定温度以上时，时间因素对强度作用便表现的更为突出。如Fe，高于350，若增加载荷时间，断裂应力便开始明显的下降，其塑性亦减低。,2.金属在高温与应力联合作用下的蠕变现象 在高温和外加载荷均为稳定情况下，即使外加作用力远低于相应温度下的屈服强度，金属将不断的发生缓慢的塑性形变，即所谓蠕变。在常温或在较低温

7、度下，在金属塑性形变过程中，运动的位错受阻于障碍，难以发生攀移，于是造成加工硬化。而在高温下（T0.5Tm，Tm为金属熔点）金属原子的热振幅增大，原子间的结合力下降，致使那些在室温下对位错运动起阻挡的作用大为减轻，位错易于攀移和交叉滑移。,金属的蠕变有慢速、恒速和快速蠕变三个阶段。在蠕变时，从位错源放出的位错发生交叉滑移或塞积于障碍物之前，出现形变硬化；然在高温下，塞积的位错可由于位错攀移或交叉滑移而脱离滑移面；当其中的某一位错攀移或发生交叉滑移，为保持应力状态平衡，位错源便将放出一个位错以恢复原来的位错列阵；另一面，攀移的位错或交叉滑移的位错可与异号位错相遇而对销，亦可为晶界或亚晶界所吸收，

8、如此这般的反复便可构成亚晶，造成回复。由此可见，在高温下受载钢件塑性形变后的回复是其在强塑性变化规律上不同于常温的根源所在。,在高温下，即使名义应力低于相应温度下的抗拉强度，也会发生断裂。蠕变断裂是裂纹的萌生与扩展的过程。在高温下，钢件受到外加作用力，由于晶界强度低于晶内，晶界首开塑性变形的记录，即沿晶界首先发生位错滑移，造成局部晶界的应变能增大。于是晶界空位的势能出现梯度，周围晶界或晶内的空位便流向晶界局部处或晶界上夹杂物间界处聚集起来，形成空位核心，当其大小超过临界尺寸，可以失稳长大，出现裂纹的扩展。另外，由于几个晶粒交会处产生应力集中，当继续发生晶界滑移，该处应力超过原子结合力，便可产生

9、沿晶断裂。,3.金属在高温下长期载荷时的断裂塑性 由于晶界强度的降低，塑性形变主要集中于晶界上，穿晶断裂就为沿晶断裂所代替，致使金属材料的塑性显著降低，发生脆化，所以这时的断裂塑性是很低的。从上述可得到以下启迪，即为减低恒速蠕变速率，耐热钢的成分和组织设计的出发点主要是（1）控制的位错的攀移以及交叉滑移；（2）控制晶界的滑移。,14.3.2 锅炉、汽轮机零件对钢材的性能要求,性能的主要要求有以下方面：（1）高的化学稳定性，即抗氧化腐蚀及抗 其它腐蚀介质腐蚀的能力；（2）高的高温强度；（3）良好的机加工和焊接性能。,14.3.3 在长期的高温条件下钢件组织结构稳定性与耐热性,（1）片状珠光体的球

10、化 组织中的片状珠光体在长期高温 中的球化是一个自发的过程，自然现象，其结果可为 位错的滑移和交叉滑移提供有利条件，降低热强性。当碳化物球化并沿基体晶界分布时，不仅降低持久强 度，且明显的降低断裂塑性。（2）碳化物的石墨化 石墨化系指组织中碳化物分解成为 游离石墨的组织转变现象。片状珠光体的球化并不一 定发生石墨化。当碳化物固溶着促进石墨化的元素如 Mo、Al或Si将提高其转变的倾向性，石墨化是一种 危险的组织变化，石墨区域相当于空洞，破坏组织的 连续性，造成应力集中。在高温和内应力的联合作用 下，石墨化过程将加速进行，并使石墨呈链状的分布 于晶界上，导致脆性破坏。,（3）沉淀硬化相类型的改变

11、 M7C3碳化物和金属间化合物-Ni3Ti都不起高温的硬化效应,它们的稳定性很差,易于聚集 长大,如若出现M23C8型碳化物向M7C3型变异,如Cr23C8向Cr7C3 或-Ni3(AlTi)向的转化,就必将导致热强性的恶化。（4）基体置换固溶合金元素的再分配 耐热钢基体的置换固溶是 增强耐热性的一个重要手段。在长期高温和应力的双重作用 下，某些合金元素如碳化物元素倾向于从基体转移到碳化物 中去，转移结果固然可以降低系统的自由焓，但带来基体强 化所必要的置换固溶合金元素的贫化，于是严重的伤害钢的 耐热性。（5）基体固溶状态的分解 金属间化合物相（AB相）和相(Fe38Cr12Mo10)性脆,当

12、基体由于某种原因造成其置换固溶状 态的不稳定,产生相或相的分解,便恶化性能；如奥氏体 过量的固溶铁素体形成元素，因而引起它在热力学上的不稳 定性，于是发生或的沉淀。在此为平衡组织可附加的添 入奥氏体形成元素。,14.3.4 热强性的强化,在长期的高温条件下，受载金属的蠕变与断裂的发生是由于：（1）在晶粒内易于产生刃位错的攀移和螺位错的交 叉滑移，特别是刃位错的攀移致使塑性形变后 随即出现多边化，出现回复，出现形变强化与 消强化的综合反应。（2）沿晶界上产生沿晶界的应力诱发原子扩散和应 力诱发空位运动，塑性形变主要集中于晶界上。因此提高钢的热强性实质上在于提高基体金属原子的自扩散激活能，降低其层

13、错能，以及降低晶界能量。这表明热强性的提高应考虑以下的问题。,1.基体金属晶粒内位错攀移和滑移的阻止（1）基体金属的点阵结构 体心立方点阵Fe的原子自扩散激活能最低（249.5kJ/mol)，面心立方（283.2kJ/mol)，密排六方次之，金刚石型材料的自扩散激活能为最高。奥氏体组织的适用工作温度高于铁素体组织，因此低碳钢在900时反而有较小的蠕变速率。（2）基体的置换固溶强化 适当的置换固溶合金元素可以提高基体金属的原子结合力，增大位错的点阵摩阻P-N力，增加位错发生攀移运动所需的扩散激活能。一般的说置换固溶的合金元素的熔点越高，其间错配度越大，高温强化的效果便越好。少量多元素的综合使用就

14、可有更显著的效应。为维持在长期高温下固溶强化作用，应避免发生合金元素在组成相间的重新分布扩散，因为这样会造成固溶强化效应的消失。,（3）基体金属的层错能 交叉滑移的难易与金属层错能的高低有关。当层错能低时，全位错易于分解为扩展位错，而扩展位错只能沿其滑移面运动。基体金属置换固溶以降低层错能的合金元素，可以减少交叉滑移的发生，Mn、Cr可以降低奥氏体的层错能，而Ni的作用则相反。为位错的攀移需要提供空位的生成和迁移的能量，这个能量相当于自扩散的激活能。低层错能金属，位错亦难于攀移；位错的重新排列，即回复过程主要局限于空位运动，因此降低基体金属的层错能，可以延缓或抑制蠕变的进行。（4）第二相沉淀析

15、出 弥散分布的沉淀粒子对位错滑移有着阻挡的作用；当析出离子为有序相，于位错能切过粒子，将因反相畴界能的增加而造成位错滑移困难；调整基体金属与析出相的点阵错配度，增大基体金属点阵的弹性畸变，从而强化基体，亦使位错难以滑移。不过热力学不稳定而又易于长大的析出相不能作为选用的对象。（5）基体的位错密度 通过冷变形可以显著提高基体金属晶粒内的位错密度，增多位错间发生交互的机会，可加大位错滑移的困难。对于每一给定温度，存在着一个相对于最大蠕变极限的最佳的形变度，随着温度升高，最佳形变度降低。,2.基体金属晶界扩散的降低（1）净化晶界 晶界上偏聚低熔点的P、S，并能与铁形成低熔点的共晶组织如Fe-FeS2

16、，Ni-Ni3S2等，将消弱晶界强度，易于发生沿晶界的扩散。向钢内加入B或稀土金属等化学性质活泼的元素易于低熔点杂质化合而形成高熔点的稳定化合物，并在结晶过程中可成为结晶的晶核，从而将杂质转移到晶粒内，使晶界得到净化，这无异于增强了晶界上原子间结合力，降低晶界滑移。（2）晶界空位的填塞 晶界原子排列不规则，有着更高的空位浓度；在外力作用下，空位可沿晶界聚集起来而构成裂纹的胚芽，B、稀土金属、Ti和Zr等活性元素易于富集在晶界上，从而填塞空位，增强晶界，阻止晶界滑移，并提高晶界裂纹的表面能。有害的夹杂元素如P、S及Pb、Sn、Bi和Sb等即使其含量低到十万分之几，也会使钢表现出低的热强性。因此应

17、特别注意耐热钢冶金质量的改善。,（3）沿晶界的稳定相析出 沿晶界呈链状析出稳定的微小硬粒子可以起到支架晶界的作用，从而增加晶界的形变抗力，阻止沿晶界的位错运动。（4）晶粒的合理粗化 合适的粗化晶粒，亦即缩短晶界可以减少晶界的不良作用。相应于不同的温度和应力环境下，存在着一个最佳的晶粒度，工作温度越高，相应的最佳晶粒尺寸便可越为粗大。不过如果严重的混晶时，在大小的晶粒界处易于出现应力集中，从而招致开裂。可以认为，定向结晶可以消除横向晶界，相当于一个伪单晶，是实用耐热钢的一个理想组织方式。,14.4 耐热钢设计构思及其实用钢种体系,如前所说，钢的耐热性包括两方面含意，即化学稳定性与热强性。钢的化学

18、稳定性与其组织结构无关而取决于化学成分。钢的热强性与组织结构密切相关。钢的组织结构的要求是受控于化学成分，以及热处理制度的。故就钢的设计方法论来说，组织设计是第一步，随后进行成分设计，以及热处理制度设计。根据不同的工作温度和受载条件，铁素体（铁素体珠光体）、马氏体或奥氏体都可选作为耐热钢件使用组织的基体组成相，各有其使用价值和使用价值。为改善热强性，依据热强性的组织变化规律，不同基体组织的耐热材料均可从基体金属的晶粒内和晶界强化以及组织在热力学上的稳定性三个方面来考虑其合金化的设计。,（1）基体金属晶粒内的强化 晶粒内的强化一方面可通过置换固溶强化来实现，即构成含有0.21.0Mo或W、Cr等

19、元素的固溶体基体，Mo是Fe基耐热钢的主加合金元素；另一方面利用第二相沉淀强化机制，作为析出相有碳化物和金属间化合物两个类型。（2）基体的晶界强化 为强化晶界可加入能提高晶界激活能的B和Ce。在晶界上不连续的稳定碳化物微粒的析出将有力的强化晶界，降低晶界扩散与形变。耐热钢的强化无法应用间隙固溶强化机制。因为刃位错Cottrell气团仅在700k以下是稳定的。所以钢的C量控制只考虑碳化物析出的需要。这时可以取中等的碳量；除此以外应尽可能的缩减C含量，无疑这对成型性和可焊性都是很有利的。,14.5 铁素体型耐热钢,14.5.1 锅炉管子用铁素体型耐热钢（1）锅炉管子工作条件、破坏方式与性能要求 锅

20、炉设备中的受热面管子是长期在高温（400550）、应力及腐蚀介质的作用下工作的。锅炉受热面管子常见事故是长期超温（管壁温度超过设计温度，但未达到Ac1)爆裂，短时超温爆裂和腐蚀性热疲劳破坏。具有以下性能：（a)足够的持久强度，蠕变极限和持久断裂塑性；（b)一定的抗氧化性和耐蚀性；（c)良好的热加工工艺性能，特别是可焊性。,（2）用钢的碳量与合金元素的设计 用钢的C量是基于C量对强度、组织稳定性和可焊性的作用来综合考虑的。金属材料的持久强度表示在一定温度和规定时间内引起断裂的应力值（MN/m2),为取得一定的 值要求一定的C量。但C含量影响组织稳定性。增多C量将加速碳化物球化和聚集长大，并促进石

21、墨化，亦加快合金元素的再分配。因此为取得高的组织稳定性在强度要求满足以后应限制C量；其次，为保证良好的可焊性，务必减低碳量，鉴于此锅炉管用钢应为低碳的，即不超过0.20。,现有的锅炉受热面管子用钢主要有12CrMo；15CrMo(0.120.18C；0.801.10Cr，0.400.55Mo，P、S0.04）；12CrMoV(0.080.15C，0.250.35Mo，0.150.30V，P、S0.04)。12Cr2MoWVB和我国设计的12Cr3MoVSiTiB等。,14.5.2 紧固件用铁素体型耐热钢 用以制作紧固件用钢应具有（1）足够高的屈服强度；（2）高的抗应力松弛性能；（3）足够高的持

22、久塑性；（4）低的持久缺口敏感；（5）一定的水蒸气腐蚀性。研究表明，（a）铁素体固溶Mo、Cr以及C可有利于弹性极限和屈服强度的提高；（b）Cr-Mo-V钢的回火贝氏体组织具有较高的延缓松弛性能；（c）碳化物沿晶界的析出并积聚可使晶界强度减低，从而降低持久塑性。因此，高温（400500）紧固件用钢应取Mo-Cr系钢；适当的增高C含量，如用0.200.40C，这是为了满足增高弹性极限的要求。,14.6 马氏体型耐热钢,低碳马氏体型耐热钢是在低碳马氏体型不锈钢1Cr13和2Cr13的基础上发展起来的。1Cr13和2Cr13钢具有高的耐蚀性和消震性，然其组织稳定性差，热强性不高。根据热强性的合金化理

23、论得知，基体金属的Mo、W的置换固溶强化和稳定的V、Nb碳化物微粒的沉淀强化是控制热强性的有效机制。实验结果表明，1Cr13钢有两种碳化物，即Cr23C8和Cr7C3。Cr7C3稳定性差，易于聚集长大，难以起沉淀硬化作用。Cr23C8具有好的沉淀硬化效果，若加入Mo、W便可构成更为稳定的（Cr、Mo、W、Fe)23C8，显然这是一个可利用的沉淀硬化相。另外，如若要使Mo和W固溶于Fe，便不允许Cr23C8型碳化物的存在；这就要求加入更为强烈的碳化物形成元素，从而形成MC型碳化物，也就用这种碳化物作为沉淀硬化相。向钢内加V可以实现这个构思，除V以外，同时加入Nb、Ti效果就更好，从而可生成（V、

24、Nb)C，或(V、Nb、Ti)C复合碳化物；一般这种碳化物是难以固溶入Mo、W的。所以向钢中联合的加入Mo、W以及V、Nb和Ti能同时取得置换固溶和沉淀硬化这两强化机制的硬化效应。,14.7 奥氏体型耐热钢,影响热强性的组织变化是（1）基体金属的回复；（2）不稳定碳化物的形态和结构类型的变异，如片状渗碳体的球化、长大以及石墨化；（3）碳化物沿晶界的堆集。当构件的工作温度高于600时，工作温度已接近或超过铁素体型或马氏体型的固溶体基体的回复再结晶温度。因此于服役过程中构件内部容易产生位错攀移和滑移，发生回复软化，于是造成构件失灵。金属原子的排列益为紧凑，原子间结合力更加强烈，原子的扩散便愈为困难

25、，位错的攀移就难以实现。按点阵的结构方式而论，固溶体的回复再结晶温度较固溶体为高，800，而 为450600表明奥氏体组织将有更好的热强性。,提高热强性的主要途径有（1）基体金属固溶强化，如前所述，热强性的提高主要依靠高熔点金属Mo，还有W的置换固溶，以减少金属内部位错的攀移和滑移；（2）第二相的沉淀硬化，从而增大位错滑移的困难；至于沉淀硬化相，可采用碳化物或金属间化合物。因此，可设计出以下的三类奥氏体型耐热钢：（a）固溶强化奥氏体耐热钢 这类钢是直接从188不锈钢移植过来的。可以认为188是一种成分最简单的奥氏体耐热钢，在此基础上常加入Mo或W以强化基体，它的优点是焊接性能好，在淬火态时照样

26、易于冷冲压成型，但热强性比较低。这类钢可有1Cr18Ni9Ti；1Cr18Ni14MoNb和1Cr14Ni19W2Nb等。,（b）碳化物、沉淀硬化奥氏体型耐热钢 作为此类钢的沉淀硬化相是MC型碳化物。在严格控制Nb/C和V/C比值条件下始能获得高的热强性。过高的Nb和V量，除形成NbC和VC外可有剩余的Nb、V（铁素体形成元素）溶入基体，这不利于高温强度。若Nb和V量过低，则剩余的C有可能形成Cr23C8，这又消弱了强化作用。故存在一个相对应的最佳高温强度的Nb和V加入量。实验证明，V/C=4，Nb/C=8是颇为适宜的。这时Nb和V量与碳化物形成的所需量相平衡。这类钢有：Cr13Ni13Co1

27、0Mo2W3Nb3；还有用Mn来部分代替Ni，可节约Ni，也有降低层错能的作用。,（c）金属间化合物沉淀硬化奥氏体型耐热钢 作为沉淀硬化相至少应有：（1）本身硬度高（2）离子细、分布弥散，稳定而又不易聚集长大（3）能与基体金属相共格，从而可得到共格强化。实践证明，Mo在热强钢中是一个能给予钢材以耐热性格的元素。Mo能固溶于奥氏体基体（3Mo)，提高铁原子自扩散激活能，有效的提高奥氏体的热强性，它的又一个重要作用是能提高持久强度；如若有所不足那就是它固溶入量很少，对沉淀强化的作用不大。B在时效处理后，可沿晶界形成非连续的沉淀物，有利于持久塑性；其次，B降低晶界原子扩散系数，即降低晶界扩散，从而提高晶界开始软化的温度。奥氏体型耐热钢的抗氧化性能主要依靠Cr2O3表层薄膜的形成，这种膜强度不高，保护性较差；近年来研究以Al2O3来取代，并研制出基本成分为17Cr-24Ni-5Al的奥氏体型耐热钢。,