材料的高温蠕变

材料的高温蠕变相关的理论解释和材料蠕变的因摘要：从蠕变的定义，金属材料在高温下蠕变的形成机理，陶瓷以及镁质耐火材料提高A1素等几个方面阐述了材料的

高温蠕变现象。其中也对多晶O3 2

抗蠕变性能给予介绍，解释。陶瓷；抗蠕变性能A1O关键词：高温蠕变；蠕变机理；多晶 32

1引言

材料具有许多的性能，有的性能在材料的使用时是有利的，但有的性能在材料的使用时是不利的。由于蠕变的产生我们就不能笼统的说材料在高温下的性质是如何的，材料在高温条件下的性能与在常温下的性能不同，在高温下材料发生蠕变，因此，材料的高温蠕变使得材料在高温条件下使用时性能变差，影响了材料在高温条件下的使用。如果能提高材料在高温条件下的抗蠕变性能，能够改善材料在高温条件下使用的品质，使得材料的使用寿命延长，可以节省材料，避免浪费。高温蠕变理论是在对多种金属所做的完整的蠕变实验的基础上建立起来的，因此介绍材料的蠕变机理也是根据金属的蠕变机理来进行解释的。

我们是这样定义材料蠕变这个现象的，材料在高温下长时间承受恒温、恒载荷作用，缓慢产生塑性变形的现象。所以，蠕变是在恒定压力作用下，随着时间的延长而材料持续形变的过程。在高温条件下，材料都有着与常温下不同的蠕变行为。借助于高温作用和外力作用，材料的形变障碍得到克服，内部质点发生迁移，晶界相对移动，于是蠕变现象产生了。

2.1 蠕变阶段

材料的高温蠕变分为几个阶段，几个区域有着不同的变化。

图1

图1表示在三个不同的恒定应力作用下，材料的应变ε随时间t变化的典型蠕变曲线。曲线的终端表示材料发生断裂。t=0时的应变表示加载结束时的即时应变，它包括弹性应变和塑性应变。蠕变曲线可分为三个阶段，

为定常蠕变所示：III为非定常蠕变阶段，应变率随时间的增加而减小；如图2t 阶段，应变率保持常值；在最末阶段Ⅲ，应变率随时间而增大，最后材料在r升高温度或增加应力会使蠕变加快并缩短达到断裂的时间。通常，时刻发生断裂。甚至不出现第三阶段则蠕变的第二阶段(Ⅱ)持续较久，若应力较小或温度较低，对应的蠕变曲线；相反，若应力较大或温度较高，则中1 （Ⅲ），如图

中对应的蠕变曲线。蠕变的第二阶段（Ⅱ）较短，甚至不出现，如图1

2图蠕变机理2.2 2.2.1 位错滑移蠕变金属的蠕变变形主要是通过位错滑移、原子扩散以及晶界滑动等机理进行

的。各种机理对蠕变的的贡献随温度及应力的变化而有所不同，现分述如下。位错可借助于外界提供的热激活能和空位扩散来克服某些短程障在高温下，并使位高温下的热激活过程主要是刃型位错的攀移，碍，从而使变形不断产生。位错滑移和位错攀移是最常见的位错蠕变机错加速，从而产生一定的塑性变形。位而位移攀移是位错垂直于滑移面运动。理。位错位移是位错沿着滑移面运动，使位错能绕过障碍物运错攀移是半原子面上的原子向晶体中过饱和的空位扩散，为刃型位错攀移克服障碍的几种类型。图动到相邻的滑移面，并使滑移面滑移。3或者由此可见，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，当塞积群中某一与异号位错相遇而对消，或者形成亚晶界，或者被晶界所吸收。从而形成位错源便可能再次开动而放出一个位错，个位错被激活而发生攀移时，动态回复过程。这一过程不断进行，蠕变得以不断发展。

图3刃型位错攀移克服障碍的类型）与邻近滑移面上异超过固定位错与弥散质点在新滑移面上运动；（ba)（d)消失于大角度晶界号位错相消；（c）形成小角度晶界；（使位错源开动的阻力及在蠕变第一阶段，由于蠕变变形逐渐产生应变硬化，位错滑移的阻力逐渐增大，致使蠕变速率不断降低。使金属不促进了动态回复的进行，由于应变硬化的发展，在蠕变第二阶段，蠕变速率就变成一个常数。断软化。当应变硬化与回复软化两个过程达到平衡时，扩散蠕变2.2.2 ）下的一种蠕变变形机理。0.5 扩散蠕变是在较高温度（约比温度大大超过但当金属两端有拉应它是在高温条件下由于大量原子和空位做定向移动造成的。所示。对于承受拉应力力作用时，在多晶体内产生不均匀的应力场，如图1.28

晶界），、DB如A、晶界），空位浓度增加；对于承受压应力的晶界（C(的晶界原子则反向流空位浓度减小，因而在晶界内空位将从受拉晶界向受压晶界迁移，动，致使晶体逐渐产生伸长的蠕变。这种现象称为扩散蠕变。

图4晶粒内部扩散蠕变示意---→空位移动方向；→原子移动方向 2.2.3 晶界滑动蠕变促进由于晶界上的原子易于扩散，在较高温度条件下，受力后易产生滑动，蠕变进行。随着温度的升高，盈利降低，晶粒度减小，晶界滑动对蠕变的作用越10%。来越大。但在总蠕变量中所占的比例并不大，一般约为金属蠕变过程中，晶界的滑动易于在晶界上形成裂纹。在蠕变的第三阶段，裂纹迅速扩展，是蠕变速率增大，当裂纹达到临界尺寸后便产生蠕变断裂。蠕变断裂

金属材料在长时、高温、载荷作用下断裂，大多数为沿晶断裂。一般认为，这是由于在晶界上形成裂纹并逐渐扩展引起的。实验观察表明，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）在三晶粒交汇处形成的楔形裂纹

这是在较高应力和较低温度下，由于晶界滑动在三晶粒交汇处受阻，造成应力集中而形成空洞，如1.29所示。若空洞相互连接变形成楔形裂纹。图1.30所示为在A、B、C三晶粒交汇处形成楔形的示意。

图5耐热合金中晶界上形成的空洞

图6楔形裂纹形成示意

（2）在晶界上由空洞形成的晶界裂纹

这是在较低应力和较高温度下形成的裂纹。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，如图7所示。图7（a)所示为晶界滑动与晶内滑动带在晶界上交割形成的空洞;图7（b)所示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，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对蠕变断裂均会产生很大影响。

晶界滑动形成空洞示意图7晶界上存在第二相质点晶界滑动与晶内滑移带交割；（b)（a) 不同材料的蠕变现象及抗蠕变性能的提高3陶瓷的蠕变A1O3.1多晶 32

蠕变的机理取决于材料中晶粒的大小和所承受温度的高低。一般O多晶A1 32 ,位错机理可能起重要作用。但对于晶体材料,大晶粒材料(>60um)的蠕变中来说的A1O来说若要具有良好的塑性,必须要有五个独立滑移系统。因此，在多晶 32 此时才可只有高温高应力时除了基面滑移外非基面滑移系统也被激活,情况下,必定为其他机理所否则,,才有可能出现位错运动机理控制的蠕变,能满足此条件大量的晶界对位错运动的阻碍压制飞位错运动对蠕变的贡控制。当晶粒较细时, 高温蠕变控制理是扩散蠕变。一般当温O来说,献,因此,对于细晶粒的多晶A1 32 时为柯伯尔蠕变，铝离子沿晶界的扩散控10um1～度低于1400℃、晶粒尺寸在时为纳巴罗一赫林蠕5-70um1400-2000℃、晶粒尺寸在制蠕变速率。当温度在铝离子穿过晶格的扩散控制蠕变速率,.变晶界滑移容易产生裂纹。另多晶材料的蠕变断裂一般都由于裂纹扩展所致。B.J.Dalgleish ,裂纹的成核还容易出现在材料中化学或结构的不均匀区域。外陶瓷中缺少这类不均匀区域或当应力太低而不OA.G.Evans指出当多晶A1和 32

大颗粒造成的不均匀区域由于应力集中会足以导致在不均匀区域裂纹成核时, “倾所形成的剪切带相对于作用应力轴通常成50-60成为剪切带优先成核位置。 ,较大的膨胀也意,斜角这个角度表明剪切带内膨胀应变与剪切应变之比比较高这些味着剪切带内容易形成空洞。空洞最终在剪切带的相交处聚结形成小裂纹。导致断裂。,并在垂直于应力轴的平面上扩展,裂纹几乎垂直于应力轴耐火材料抗蠕变性能的提高3.2可改高温耐火材料要完全消除玻璃相通常是行不通的，要提高抗蠕变性能，变玻璃组成，使其不润湿晶相；增加玻璃相的粘度，降低蠕变速率；通过烧成制这是加入三氧化二铬提高了抗蠕变性能，度使玻璃相析晶。例如镁质耐火材料，三氧化二铁外加剂则增加了晶态结合。由于降低了硅酸盐玻璃相对晶粒的润湿，提高润湿性，因而降低抗蠕变性能。

少量高温保温的铝硅酸盐形成细长的莫来石晶体，它形成高强的互锁网络。）的存在会增加莫来石形变的速率，也会导致较高的蠕变。高0～0.5%氧化钠（）抗蠕变性通常随氧化铝含量的增加而增加，但实验～60?O铝耐火材料（0 32

℃，蠕变速率随三氧化二铝含量的提过程中的反应可能改变这种性状，在1300消耗二氧化硅和三氧化二铝而形成莫来石使抵抗形变高而下降，在较高温度下，另一方面，镁砖随着提高烧成温度而表现出较高的抗蠕变性能。的性能发生变化。因此对于碳化物和随着晶体结构的共价性增加，扩散和位错迁移率就下降。为了提高烧结性能而引入的晶界上第二相又纯的材料抗蠕变性能很强。氮化物，会