耐熱鋼及高溫合金鋼☁╃、耐熱鋼管及高溫☁╃、合金鋼管☁╃、耐熱鋼及高溫合金鋼(耐熱鋼管及高溫合金鋼管) ·╃，耐熱鋼及高溫合金鋼(耐熱鋼管及高溫合金鋼管) 精密鋼管╃↟·•◕。

　　各種動力機械☁╃、熱電站中的鍋爐和蒸汽輪機☁╃、航空和艦艇用的燃汽輪機以及原子反應堆工程等結構 中的許多結構件是在高溫狀態下工作的╃↟·•◕。工作溫度的升高 ·╃，一方面影響鋼的化學穩定性；另一方面降低 鋼的強度╃↟·•◕。為此·╃，要求鋼在高溫下應具有 (1)抗蠕變☁╃、抗熱鬆弛和熱疲勞效能及抗氧化能力； (2)在一定介質中耐腐蝕的能力以及足夠的韌性； (3)具有良好的加工效能及焊接檢； (4)按照不同用途☁╃、有合理的組織穩定性╃↟·•◕。 耐熱鋼是指在高溫下工作並具有一定強度和抗氧化耐腐蝕能力的鋼種·╃，耐熱鋼包括熱穩定鋼和熱強 鋼╃↟·•◕。熱穩定鋼是指在高溫下抗氧化或執高溫介質腐蝕而不破壞的鋼種 ·╃，如爐底板☁╃、爐柵等╃↟·•◕。它們工作時 的主要失效形式是高溫氧化╃↟·•◕。而單位面積上承受的載荷並不大╃↟·•◕。熱強鋼是指在高溫下有一定抗氧化能力 並具有足夠強度而不產生大量變形或斷裂的鋼種·╃，如高溫螺栓☁╃、渦輪葉片等╃↟·•◕。它們工作時要求承受較大 的載荷·╃，失效的主要原因是高溫下強度不夠☁╃、導致失穩☁╃、失效╃↟·•◕。

1 鋼的熱穩定性和熱穩定鋼

一☁╃、鋼的抗氧化效能及其提高途徑

　　工件與高溫空氣☁╃、蒸汽或燃氣接觸時表面要發生高溫氧化或腐蝕破壞╃↟·•◕。因此·╃，要求工件必須具備較 好的熱穩定性╃↟·•◕。除了加入合金元素方法外·╃，目前還採用滲金屬的方法·╃，如滲Cr☁╃、滲Al 或滲Si·╃，以提高鋼 的抗氧化效能╃↟·•◕。

二☁╃、熱穩定鋼

　　熱穩定鋼(又稱抗氧化鋼)廣泛用於工業鍋爐中的構件·╃，如爐底板☁╃、馬弗爐☁╃、輻射管等·╃，這種用途的熱 穩定鋼有鐵素體（F）型熱穩定鋼和奧氏體（A）型熱穩定鋼兩類╃↟·•◕。 F 型熱穩定鋼是在 F 不鏽鋼的基礎上進行抗氧化合金化而形成的鋼種☁╃、具有單相F 基體·╃，表面容易獲 得連續的保護性氧化膜╃↟·•◕。根據使用溫度 ·╃，可分為Cr13 型鋼☁╃、Cr18 型鋼和 Cr25 型鋼等╃↟·•◕。F 型熱穩定鋼和F 不鏽鋼一樣·╃，因為沒有相變·╃，所以晶粒較粗大·╃，韌性較低·╃，但抗氧化性很強╃↟·•◕。 A 型熱穩定鋼是在A 型不鏽鋼的基礎上進一步經Si☁╃、Al 抗氧化合金化而形成的鋼種╃↟·•◕。A 型熱穩定鋼 比F 型熱穩定鋼具有更好的工藝效能和熱強性╃↟·•◕。但這類鋼因消耗大量的Cr☁╃、Ni 資源·╃，故從50 年代起研 究了Fe-Al－Mn 系和Cr－Mn-N 系熱穩定鋼來替代 ·╃，並已取得了一定進展╃↟·•◕。

2 金屬的熱強性

一☁╃、高溫下金屬材料力學效能特點

　　在室溫下·╃，鋼的力學效能與載入時間無關·╃，但在高溫下鋼的強度及變形量不但與時間有關·╃，而且與 溫度有關·╃，這就是耐熱鋼所謂的熱強性╃↟·•◕。熱強性係指耐熱鋼在高溫和載荷共同作用下抵抗塑性變形和破 壞的能力╃↟·•◕。由此可見在評定高溫條件下材料的力學效能時·╃，必須用熱強性來評定╃↟·•◕。熱強性包括材料高溫 條件下的瞬時效能和長時效能╃↟·•◕。 瞬時效能是指在高溫條件下進行常現力學效能試驗所測得的效能指標╃↟·•◕。如高溫拉伸☁╃、高溫衝擊和高 溫硬度等╃↟·•◕。其特點是高溫☁╃、短時載入 ·╃，一般說來瞬時效能是鋼熱強性的一個側面·╃，所測得的效能指標一 般不作設計指標·╃，而是作為選擇高溫材料的一個參考指標╃↟·•◕。 長時效能是指材料在高溫及載荷共同長時間作用下所測得的效能·╃，常見的效能指標有▩╃↟：蠕變極限☁╃、 持久強度☁╃、應力松馳高溫疲勞強度和冷熱疲勞等╃↟·•◕。

二☁╃、熱強性的影響因表及其提高途徑

1.影響耐熱鋼熱強性的因素

　　隨著溫度的升高·╃，耐熱鋼抵抗塑性變形和斷裂的能力不斷降低·╃，這主要是由以下兩個因素造成的▩╃↟：

(1)影響耐熱鋼的軟化因素╃↟·•◕。隨著溫度的升高☁╃、鋼的原子間結合力降低☁╃、原子擴散係數增大·╃，從而導 致鋼的組織由亞穩態向穩定態過渡·╃，如第二相的聚集長大☁╃、多相合金中成分的變化☁╃、亞結構異化及發生 再結晶等·╃，這些因素都導致鋼的軟化╃↟·•◕。
(2)形變斷裂方式的變化╃↟·•◕。金屬材料在低溫下形變時一般都以滑移方式進行·╃，但隨著溫度的升高·╃，載 荷作用時間加長·╃，這時不僅有滑移·╃，而且還有擴散形變及晶界的滑動與遷移等方式╃↟·•◕。擴散形變是在金屬 發生變形但看不到滑移線的情況下提出的╃↟·•◕。這種變形機制是高溫時金屬內原子熱運動加劇 ·╃，致使原子發 生移動·╃，但在無外力作用下原子的移動無方向性·╃，故宏觀上不發生變形；當有外力作用時·╃，原子移動極 易發生且有方向性·╃，因而促進變形╃↟·•◕。當溫度升高時·╃，在外力作用下晶界也會發生滑動和遷移 ·╃，溫度越高·╃， 載荷作用的時間愈長·╃，晶界的滑動和遷移就越明顯╃↟·•◕。 常溫下金屬的斷裂在正常情況下一般都是穿晶斷裂·╃，這是由於晶界區域晶格畸變程度大☁╃、晶內強度 低於晶界強度所致╃↟·•◕。但隨溫區升高 ·╃，由於晶界區域晶格畸變程度小·╃，使原子擴散速度增加·╃，晶界強度減 弱╃↟·•◕。溫度越高·╃，載荷作用時間越長·╃，則金屬斷裂方式更多地呈現為晶間斷裂╃↟·•◕。

2.提高鋼的熱強性途徑

　　基於上述分析·╃，提高鋼的熱強性主要途徑有三個方面▩╃↟：基體強化☁╃、第二相強化☁╃、晶界強化╃↟·•◕。
(1)基體強化╃↟·•◕。主要出發點是提高基體金屬的原子間結合力☁╃、降低固溶體的擴散過程╃↟·•◕。研究表明·╃，從 鋼的化學成分來說·╃，凡是熔點高☁╃、自擴散係數小☁╃、能提高鋼的再結晶溫度的合金元素固溶於基體後都能 提高鋼的熱強性╃↟·•◕。如 Mo☁╃、W☁╃、Co 和 Cr 等╃↟·•◕。從固溶體的晶格型別來說·╃，奧氏體基比鐵素體基體的熱強性 高╃↟·•◕。這是由於奧氏體的點陣排列較鐵素體緻密·╃，擴散過程不易進行╃↟·•◕。如在鐵基合金中·╃，Fe☁╃、C·╃，Mo 等元 素在A 中的擴散係數顯著低於在F 中的擴散係數·╃，這就使回覆和再結晶過程減慢·╃，第二相聚集速度減慢·╃， 從而使鋼在高溫狀態下不易軟化╃↟·•◕。
(2)第二相強化╃↟·•◕。主要出發點是要求第二相穩定·╃，不易聚集長大·╃，在高溫下長期保持細小均勻的彌散 狀態·╃，因此對第二相粒子的成分和結構有一定的要求╃↟·•◕。耐熱鋼大多用難熔合金碳化物作強化相·╃，如 MC·╃， M23C6☁╃、M6C 等╃↟·•◕。為獲得更高的熱強性·╃，可用熱穩定性更高的全屬間化合物╃↟·•◕。如Ni3(TiAl),Ni3Ti,Ni3Al 等 作為基體的強化相╃↟·•◕。
(3)晶界強化☁╃、為減少高溫狀態下晶界的滑動·╃，主要有下列途徑▩╃↟： ①減少晶界☁╃、需適當控制鋼的晶粒度╃↟·•◕。晶粒過細晶界多·╃，雖然阻礙晶內滑移·╃，但晶界滑動的變形量 增大☁╃、塑變 抗力降低╃↟·•◕。晶粒過大·╃，鋼的脆性增加·╃，所以要適當控制耐熱鋼的晶粒度·╃，一般在2～4 級晶 粒度時能得到較好的高溫綜合性能╃↟·•◕。 ②淨化晶界╃↟·•◕。鋼中的S 和P 等低熔點雜質易在晶界偏聚·╃，並和鐵易於形成低熔點共晶體·╃，從而削弱 晶界強度·╃，使鋼的熱強性下降╃↟·•◕。在鋼中加入B 等稀土元素·╃，可形成高熔點的穩定化合物·╃，在結晶過程中 可作為晶核·╃，使易熔雜質從晶界轉入晶內·╃，從而使晶界得到淨化·╃，強化了晶界╃↟·•◕。 ③填補晶界上空位☁╃、晶界處空位較多·╃，使擴散易於進行·╃，是裂紋易於擴充套件的地方·╃，加入B☁╃、Ti☁╃、Zr 等表面活化元素·╃，可以填充晶界空位·╃，阻礙晶界原子擴散·╃，提高蠕變抗力╃↟·•◕。 ④晶界的沉澱強化╃↟·•◕。如果在晶界上沉澱出不連續的強化相·╃，將使塑性變形時沿晶界的滑移及裂紋沿 晶界的擴充套件受阻·╃，使鋼的熱強性提高╃↟·•◕。例如用二次固溶處理的方法可在晶界上析出鏈狀的Cr23C6 化合物·╃， 從而提高鋼的熱強性╃↟·•◕。 除此之外·╃，還可用形變熱處理方法將晶界形狀改變為鋸齒狀晶界和在晶內造成多邊化的亞晶界·╃，進 一步提高鋼的熱強性╃↟·•◕。

3 a-Fe 基熱強鋼

　　a-Fe 基熱強鋼包含珠光體型熱強鋼和馬氏體型熱強鋼☁╃、這兩類鋼在加熱和冷卻時會發生a－γ 轉變·╃， 故使進一步提高使用溫度受到限制╃↟·•◕。這類鋼在中溫下有較好的熱強性☁╃、熱穩定性及工藝效能·╃，線膨脹系 數小·╃，合碳量也較低·╃，價格低廉·╃，是適宜在600～650℃以下溫區使用的熱強鋼·╃，廣泛應用於製造鍋爐☁╃、 汽輪機及石油提煉裝置等╃↟·•◕。

一·╃，珠光體型熱強鋼

　　珠光體熱強鋼按合碳量和應用特點可分為低碳珠光體熱強鋼和中碳珠光體熱強鋼兩類☁╃、前者主要用 於製作鍋爐鋼管·╃，後者主要用於製作汽輪機等耐熱緊韌體☁╃、汽輪機轉子(包含軸☁╃、葉輪)等·╃，珠光體熱強鋼 的工作溫度雖然不高·╃，但由於工作時間長·╃，加之受周圍介質的腐蝕作用·╃，在工作過程中可能產生下述的 組織轉變和效能變化╃↟·•◕。

1.珠光體的球化和碳化物的聚集╃↟·•◕。珠光體熱強鋼在長期高溫作用下·╃，其中的片狀碳化物轉變成球狀·╃， 分散細小的碳化物聚整合大顆粒的碳化物╃↟·•◕。這種組織的變化將引起鋼的強烈轉化·╃，導致蠕變極限☁╃、持久 強度☁╃、屈服極限的降低╃↟·•◕。這種轉變是一種由不平衡狀態向平衡狀態過渡的自發進行的過程·╃，是透過碳原 子的擴散進行的╃↟·•◕。 影響碳化物球化及聚集的主要因素是溫度☁╃、時間和化學成分╃↟·•◕。碳鋼最容易球化·╃，合碳量增加會加速 球化過程╃↟·•◕。在鋼的成分中溶入固溶體並降低碳的擴散速度和增加碳化物中原子結合力的元素如 Cr☁╃、MO☁╃、 V☁╃、Ti 等均能阻礙或延緩球化及聚集過程╃↟·•◕。
2.鋼的石墨化 鋼件在工作溫度和應力長期作用下·╃，會使碳化物分解成遊離的石墨·╃，這個過程也是自發進行的·╃，稱 為珠光體熱強鋼的石墨化過程☁╃、它不但消除了碳化物的作用·╃，而且使石墨相當於鋼中的小裂紋·╃，使鋼的 強度和塑性顯著降低而引起鋼件脆斷╃↟·•◕。這是一種十分危險的轉變過程╃↟·•◕。 向鋼中加入Cr☁╃、Ti☁╃、Nb 等合金元素·╃，均能阻止石墨化過程；另外·╃，在冶煉時不能用促進石墨化的 Al 脫氧；採用退火或回火處理也能減少石墨化傾向╃↟·•◕。
3.合金元素的再分佈 耐熱鋼長期工作時·╃，會發生合金元素的重新分配現象·╃，即碳化物形成元素Cr☁╃、Mo 向碳化物內擴散☁╃、 富集·╃，而造成固溶體合金元素貧化·╃，導致熱強性下降╃↟·•◕。生產中經常採用加入強碳物形成元素V☁╃、Ti☁╃、Nb 等從而阻止合金元素擴散聚集的再分佈·╃，提高鋼的熱強性╃↟·•◕。
4.熱脆性 珠光體型不鏽鋼在某一溫度下長期工作時·╃，可能發生衝擊韌性大幅度下降·╃，突然發生脆性斷裂的現 象╃↟·•◕。這種脆性稱為熱脆性╃↟·•◕。它與在該溫度下某種新相的析出有關╃↟·•◕。防上熱脆性可採取如下措施 ·╃，使鋼的 長期工作溫度避開脆性區溫度；冶煉時儘量降低S☁╃、P 含量▩╃↟：加入適量的W☁╃、Mo 等合金元素·╃，已發生熱 脆性的鋼·╃，可採用600～650℃高溫回火後快冷的方法加以消除╃↟·•◕。 珠光體熱強鋼的熱處理·╃，一般經正火( Ac3＋ 50℃)處理所得到的組織是不穩定的·╃，為了保證在使用 溫度下組織效能穩且一般採用高於使用溫度100℃的回火處理╃↟·•◕。

二☁╃、馬氏體型熱強鋼

　　這類鋼主要用於製造汽輪機葉片和汽輪機或柴油機的排氣閥╃↟·•◕。 應用最早的是Cr13 型鋼·╃，它是一種馬氏體不鏽鋼╃↟·•◕。經熱處理後·╃，可獲得較高的機械效能和良好的耐 熱性╃↟·•◕。 Crl3 型馬氏體效強鋼的熱處理工藝通常採用1000～1150℃油淬·╃， 650～750℃高溫回火得到回火屈氏 體和回火索氏體組織·╃，以保證在使用溫度下組織和效能的穩定╃↟·•◕。它們用於製造像用溫度低於588℃的汽輪 機和燃氣輪機的葉片╃↟·•◕。 4 γ －Fe 基熱強鋼 珠光體☁╃、馬氏體類熱強鋼一般使用溫度在650℃以下·╃，不能適用於更高的使用溫度其原因在於·╃，無論 是珠光體基還是馬氏體基熱強鋼·╃，其基體相都是鐵素體·╃，即先天不足╃↟·•◕。因此必須更換基作組織·╃，即用奧 氏體╃↟·•◕。奧氏體基鋼之所以比 Fe 基鋼具有更高的熱強性·╃，其原因在於▩╃↟： γ -Fe 晶格的原子間結合力比α － Fe 晶格的原子間結合力大；γ -Fe 擴散係數小；γ -Fe 的再結晶溫度高(α －Fe 再結晶溫度為450～600 ℃·╃，而γ -Fe 再結晶溫度大於800℃)╃↟·•◕。 γ -Fe 基熱強鋼還具有良好的可焊性☁╃、抗氧化性☁╃、高的塑性和衝擊韌性╃↟·•◕。這類鋼也有一些缺點·╃，如室 溫屈服強度低☁╃、壓力加工及切削效能較差☁╃、導熱性差·╃，而在溫度變化時時效應力大·╃，故抗熱疲勞效能差╃↟·•◕。 但是由於熱強性高·╃，所以得到了充分的發展和廣泛的應用╃↟·•◕。

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