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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。
4,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,5,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。
6,综上所述：
金属材料在高温下的力学性能，不能只简单地用常温下短时拉伸的应力应变曲线来评定，还须考虑温度和时间两个因素。
所谓温度“高”或“低”：
相对于该金属熔点Tm而言的。
采用“约比温度（TTm）”更为合理（T试验温度，Tm金属熔点，用热力学温度表示）。
当TTm0.5时为“高温”；
反之，TTm0.5，为“低温”。
7,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。
8,第一节金属的蠕变现象,高温下金属力学行为的重要特点就是产生蠕变。
所谓蠕变：
指金属在长时间恒温、恒载荷作用下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（TTm）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。
9,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时所产生的起始伸长率q。
若应力超过金属在该温度下的屈服强度，则q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。
10,典型的蠕变曲线,从a点开始随时间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,11,
（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。
12,
（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。
13,（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。
14,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。
15,蠕变与应力松弛,蠕变和应力松弛：
金属在长时高温载荷作用下会产生蠕变，这对高温下工作并依靠原始弹性变形获得工作应力的机件，就可能随时间延长，从弹性变形不断转变为塑性变形，而使工作应力逐渐降低，以致失效。
如：
高温管道法兰接头的紧固螺栓、用压紧配合固定于轴上的汽轮机叶轮等，应力松弛现象：
这种在规定温度和初始应力条件下，金属材料中的应力随时间增加而减小的现象称为应力松弛。
可看作是应力不断降低条件下的蠕变过程。
因此，蠕变与应力松弛是既有区别又有联系的。
16,第二节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。
17,刃位错攀移克服障碍的几种模型：
可见，塞积在某种障碍前的位错通过热激活可以在新的滑移面上运动（a），或与异号位错相遇而对消（b），或形成亚晶界（c），或被晶界所吸收（d）。
18,当塞积群中某一个位错被激活而发生攀移时，位错源便可能再次开动而放出一个位错，从而形成动态回复过程。
这一过程不断进行，蠕变得以不断发展。
蠕变第一阶段：
由于蠕变变形逐渐产生应变硬化，使位错源开动的阻力及位错滑移阻力增大，使蠕变速率不断降低。
蠕变第二阶段：
因应变硬化发展，促进动态回复，使金属不断软化。
当应变硬化与回复软化达到平衡时，蠕变速率为一常数。
19,
（二）扩散蠕变,
（二）扩散蠕变扩散蠕变：
是在较高温度（约比温度（TTm）远超过0.5）下的一种蠕变变形机理。
它是在高温下大量原子和空位定向移动造成的。
在不受外力情况下，原子和空位的移动无方向性，因而宏观上不显示塑性变形。
但当受拉应力作用时，在多晶体内产生不均匀的应力场。
20,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。
21,（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。
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。
22,二、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。
23,
（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。
24,
（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。
25,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。
26,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。
27,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。
28,
（2）由于高温氧化，断口表面往往被一层氧化膜所覆盖。
29,（3）蠕变断裂微观特征：
为冰糖状花样的沿晶断裂形貌。
30,第三节金属高温力学性能指标及其影响因素,一、蠕变极限为保证在高温长时载荷作用下的机件不致产生过量蠕变，要求金属材料具有一定的蠕变极限。
与常温下的屈服强度相似，蠕变极限是金属材料在高温长时载荷作用下的塑性变形抗力指标。
31,蠕变极限有两种表示方式,
（1）以蠕变速率确定蠕变极限:
在规定温度（t）下，使试样在规定时间内产生的稳态蠕变速率（）不超过规定值的最大应力，以符号表示。
在电站锅炉、汽轮机和燃气轮机制造中，规定的蠕变速率大多为110-5h或110-4h。
例如：
表示温度为600的条件下，稳态蠕变速率=l10-5h的蠕变极限为60MPa。
32,
（2）以总伸长率确定蠕变极限：
在规定温度（t）下和在规定试验时间（）内，使试样产生的蠕变总伸长率（）不超过规定值的最大应力。
以表示。
表示材料在500温度下，100000h后总伸长率为1的蠕变极限为100MPa。
试验时间及蠕变总伸长率的具体数值是根据机件的工作条件来规定的。
33,以上两种蠕变极限都要试验到稳态蠕变阶段若干时间后才能确定。
这两种蠕变极限与伸长率之间有一定的关系。
例如，以
（1）蠕变速率确定蠕变极限时，稳态蠕变速率为110-5h，就相当于100000h的稳态伸长率为1。
这与
（2）以总伸长率确定蠕变极限时的100000h的总伸长率为1相比，仅相差（）甚小，可忽略不计。
可认为两者所确定的伸长率相等。
34,二、持久强度极限对于高温材料，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，即持久强度极限。
持久强度极限:
是在规定温度（t）下，达到规定的持续时间（）而不发生断裂的最大应力，以表示。
例如，表示该合金在700、1000h的持久强度极限为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。
35,持久强度极限：
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。
持久强度极限：
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。
36,对设计寿命为数百至数千小时的机件，其材料的持久强度极限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。
37,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。
12Cr1MoV钢在580、100000h的持久强度极限为89MPa。
38,四、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，必须控制位错攀移的速率；
（2）要提高持久强度极限，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。
39,
（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。
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。
40,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。
41,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。
42,
（二）冶炼工艺的影响各种耐热钢及高温合金对冶炼工艺的要求较高，因为钢中的夹杂物和某些冶金缺陷会使材料的持久强度极限降低。
高温合金对杂质元素和气体含量要求更加严格，常存杂质除S、P外，还有铅、锡、砷、锑、铋等，即使其含量只有十万分之几，当其在晶界偏聚后，会导致晶界严重弱化，而使热强性急剧降低，并增大蠕变脆性。
某些镍基合金实验表明，经真空冶炼后，铅含量510-6降至210-6以下，其持久寿命增长了一倍。
43,由于高温合金在使用中通常在垂直于应力方向的横向晶界上易产生裂纹，因此、采用定向凝固工艺使柱状晶沿受力方向生长，减少横向晶界，可以大大提高持久寿命。
例如，有一种镍基合金采用定向凝固工艺后，在760、645MPa应力作用下的断裂寿命可提高45倍。
44,（三）热处理工艺的影响珠光体耐热钢：
一般采用正火高温回火。
正火温度应高些，以促使碳化物充分溶入奥氏体中。
回火温度应高于使用温度100150，以提高其在使用温度下的组织稳定性。
奥氏体耐热钢或合金：
一般进行固溶处理时效，得到适当的晶粒度，并改善强化相的分布状态。
有的合金在固溶处理后一次中间处理（二次固溶处理或中间时效）时效，使碳化物沿晶界呈断续链状析出，可使持久强度极限和持久伸长率进一步提高。
45,采用形变热处理改变晶界形状（形成锯齿状），并在晶内形成多边化的亚晶界，则可使合金进一步强化。
如某些镍基合金采用高温形变热处理后，在550和630的100h持久强度极限分别提高25和20左右，且还具有较高的持久伸长率。
46,（四）晶粒度的影响晶粒大小对金属材料高温力学性能的影响很大。
（1）使用温度等强温度TE时，粗晶粒钢有较高的蠕变极限和持久强度极限。
但晶粒太大会降低高温下的塑韧性。
耐热钢及合金：
随合金成分及工作条件不同有一最佳晶粒度范围。
例如，奥氏体耐热钢及镍基合金，一般以24级晶粒度较好。
故热处理时应采用适当的加热温度，以满足晶粒度的要求。
晶粒度不均匀，会显著降低其高温性能，因为在大小晶粒交界处易产生应力集中而形成裂纹。
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