火電廠金屬材料

電力行業第11期焊接專業技術人員取證班2013-11火電廠金屬材料電力行業第11期焊接專業技術人員取證班1第一章火電機組用鋼的特點和鋼的分類第二章金屬材料基本知識第三章鋼的熱處理第四章鋼的力學性能和微觀組織第五章電站鍋爐用鋼的現狀及發展趨勢第六章部件失效案例第七章火力發電廠金屬技術監督

第一章火電機組用鋼的特點和鋼的分類2第一章火電機組用鋼的特點和鋼的分類1鋼鐵材料在火電機組中的應用特點1.1用量大火電機組基本是由鋼鐵材料制成的。以鍋爐為例，不同蒸發量鍋爐的用鋼重量見表1.1。表1.1鍋爐蒸發量與用鋼重量之間的關系蒸發量(t／h)第一章火電機組用鋼的特點和鋼的分類31.2鋼種多

火電機組用鋼鋼種很多，它包括碳素鋼、低合金鋼、中合金鋼、高合金鋼、不銹鋼、鑄鋼等。1.3規格多

火電機組用鋼的規格有板材、管材、棒材、型材、鍛件、鑄件等。1.4要求高

由于火電機組有的部件在高溫、高壓下運行，有的在高速旋轉下工作，有的伴隨有腐蝕的環境，其服役條件苛刻，故對電站大多數用鋼有相應的標準，鋼材的檢驗項目也較多，如工藝性能、力學性能、無損檢測等。

1.2鋼種多42鋼鐵材料的分類2.1按化學成分分（1）碳素鋼

低碳鋼（碳含量≤0.25%）中碳鋼（碳含量0.25%～0.60%）高碳鋼（碳含量>0.60%）（2）合金鋼

低合金鋼（合金元素含量≤5%）中合金鋼（合金元素含量5%～10%）高合金鋼（合金元素含量>10%）

2鋼鐵材料的分類52.2按用途分（1）結構鋼：碳素結構鋼、合金結構鋼（2）耐熱鋼：低合金耐熱鋼、中合金耐熱鋼、耐熱不銹鋼（3）彈簧鋼（4）軸承鋼（5）耐酸不銹鋼（6）工具鋼2.2按用途分62.3按金相組織分（1）鐵素體鋼:一般為鋼在退火狀態下獲得的組織,典型的為鐵素體不銹鋼（2）珠光體鋼:鋼中合金元素含量較低,在空氣中冷卻,可得到珠光體（3）馬氏體鋼:鋼中合金元素含量較高,在空氣中冷卻,可得到馬氏體（4）貝氏體鋼:鋼中合金元素含量較低,在空氣中冷卻,可得到貝氏體（5）奧氏體鋼:鋼中合金元素含量很高,在空氣中冷卻,奧氏體到室溫仍不轉變

注：按照國際慣例珠光體鋼、貝氏體鋼、馬氏體耐熱鋼統稱為鐵素體耐熱鋼（引自新型耐熱鋼焊接編著楊富等第13頁）。2.3按金相組織分72.4按品質分（1）普通鋼（磷含量≤0.045%，硫含量≤0.055%；或磷、硫含量均≤0.050%）（2）優質鋼（磷、硫含量均≤0.040%）（3）高級優質鋼（磷含量≤0.035%，硫含量≤0.030%）高級優質鋼——A超級優質鋼——C特級優質鋼——E2.5按冶煉方法分（1）平爐鋼（酸性平爐鋼、堿性平爐鋼）（2）轉爐鋼（酸性轉爐鋼、堿性轉爐鋼）（3）電爐鋼（電弧爐鋼、電渣爐鋼、感應爐鋼、真空感應爐鋼、真空自耗爐鋼、電子束爐鋼）2.4按品質分8第二章金屬材料基本知識1晶體學基本知識(簡略介紹)

固態物質可分為晶體和非晶體兩類。晶體中原子排列是有序的，即原子按某種特定方式在三維空間內周期性地規則重復排列。金屬是一種晶體物質。非晶體內部原子的排列是無序的，更嚴格的講，是不存在長程的周期排列（即在微觀尺度上可能存在有序的原子團）。1.1三種典型的晶體結構

金屬最常見的典型晶體結構是體心立方、面心立方和密排六方結構。第二章金屬材料基本知識91.2晶體缺陷

實際晶體中存在著偏離理想的結構，晶體缺陷就是指實際晶體中與理想的點陣結構發生偏差的區域。這些區域的存在并不影響晶體結構的基本特性，僅是晶體中少數原子的排列特征發生了變化。相對于晶體結構的周期性和方向性而言，晶體缺陷易受外界條件的影響（如溫度、載荷、輻照等）而變化，它們的數量及分布對材料的性能起著十分重要的作用。

根據缺陷在空間的幾何圖象，將晶體缺陷分為三大類：即點缺陷、線缺陷、面缺陷。

1.2晶體缺陷101.2.1點缺陷定義：如空位、間隙原子和異類原子等。作用：

①任何一種點缺陷的存在，都破壞了原有原子間的作用力平衡，產生晶格畸變或應變，對應著晶體內能的升高。②點缺陷還可造成金屬物理性能和力學性能的變化。最明顯的是引起電阻增加。③室溫下平衡濃度的點缺陷對材料的力學性能影響不大，但在高溫下空位的濃度很高，空位的存在及其運動是晶體高溫下發生蠕變的重要原因之一。1.2.1點缺陷111.2.2線缺陷定義：亦稱為一維缺陷，在兩個方向上尺寸很小，主要是位錯。位錯分類：晶體中的位錯基本類型為刃型位錯和螺型位錯，實際位錯往往是兩種類型的復合，稱之為混合位錯。

位錯密度：略位錯理論的應用：略①對晶體變形滑移的解釋；略

②強化效應，位錯密度的增加以及增殖和交互作用又會使金屬進一步形變困難，促使強度提高；③裂紋的產生1.2.2線缺陷121.2.3面缺陷定義：亦稱為二維缺陷，在空間一個方向上尺寸很小，另外兩個方向上尺寸較大的缺陷，如晶界、相界、表面等。

晶界特點：原子排列不規則，偏離平衡位置，晶格畸變大，晶界上原子平均能量高于晶內原子平均能量，故有自發向低能狀態轉化的趨勢（晶粒長大、晶界平直化）。

①室溫下晶界是一個高能區，可阻礙位錯運動，故多晶體具有較高的形變抗力和形變硬化率。晶粒越細，強度越高；高溫下晶界易于相對滑移，高溫蠕變總是先從晶界開始，故對高溫下運行的部件，較粗的晶粒有利于提高蠕變強度。1.2.3面缺陷13②由于晶界上原子平均能量高于晶內原子平均能量，原子排列不規則和溶質原子在偏聚，因之在晶界上易于滿足相變的能量起伏、相起伏和濃度起伏，故新相往往在晶界上優先生核。③由于晶界上原子排列不規則又有多的空位，因此，原子沿晶界擴展速度比晶內快得多。④晶界易遭到腐蝕。⑤晶界要自發的趨向能量最低的狀態，這就使晶界向平直化和三叉交角趨向120°，使晶界減少；晶界在一定的溫度下將發生晶界遷移，晶粒長大的過程就是晶界趨向能量較低的狀態。⑥晶界熔點低。

②由于晶界上原子平均能量高于晶內原子平均能量，原子排列不142Fe-Fe3C相圖2.1鐵與碳的特性鐵和碳的作用

?形成一系列的化合物：例如Fe3C、Fe2.2C；

?碳溶解在α—Fe、δ—Fe和γ—Fe中形成間隙固溶體。2.2Fe－Fe3C相圖分析（圖2.1）（1）同素異構轉變(注：從一種晶體轉變成另一種晶體）δ（體心立方）γ（面心立方）α－Fe（體心立方）（2）共析轉變

0.77％C的鋼，在727℃由一個固相分解為兩個固相的轉變叫共析轉變。（3）共晶轉變由液態轉變成固態2Fe-Fe3C相圖15圖2.1Fe－Fe3C合金平衡狀態圖

圖2.1Fe－Fe3C合金平衡狀態圖162.3Fe-Fe3C相圖的應用2.3.1制定熱加工工藝冶煉、澆注、鍛造、熱處理等。2.3.2偏離平衡組織分析除了鋼的退火接近平衡狀態下的組織外，其余組織均偏離平衡組織。（1）偏析成分偏析、組織偏析

?

長程偏析（區域偏析）——溶質在凝固界面析出，引起先凝固和后凝固的固體之間成分的顯著不同，這種偏析往往在較大的距離出現，故叫長程偏析。例如大軸內外壁成分的不同。

2.3Fe-Fe3C相圖的應用17

?

短程偏析（顯微組織偏析）——指樹枝晶之間和晶粒之間的顯微短距離之內成分的不一致。這是由于凝固時溶質析出浸入液體，在接近推進面形成液體富集溶質層所造成的，樹枝晶間偏析是一種短程偏析。樹枝主干生成后，由于溶質傾向擴散進入樹枝晶分叉之間，而造成樹枝晶中心和外圍成分的差別。偏析可通過高溫（980℃）長時間擴散退火來消除。

成分偏析會導致組織偏析

?短程偏析（顯微組織偏析）——指樹枝晶之間和晶粒之間的18（2）偽共析組織

在共析點附近的合金，從奧氏體迅速過冷到陰線區域，此時從奧氏體來不及析出鐵素體時，而得到完全的珠光體共析組織。這種不是共析成分的合金而由于過冷度大而得到完全的共析組織叫偽共析組織。在共析線兩端頭以外而鄰近端頭的的合金，平衡冷卻是不出現共析組織的，但在快速冷卻下組織中將有少量的共析組織，這部分共析組織也叫偽共析組織。類似的有偽共晶組織（2）偽共析組織19（3）魏氏組織

0.2～0.6％C范圍內，若原γ—Fe晶粒較粗大，以一定的冷卻速度（相當于空冷或正火）轉變，那麼得到的組織將不是平衡狀態下的顆粒狀鐵素體和珠光體，而是沿一定方位分布的針狀鐵素體+珠光體，這種組織叫魏氏組織。魏氏組織奧氏體晶粒粗大，鐵素體沿晶界分布，珠光體片層加厚。使沖擊韌性下降。（3）魏氏組織202.3.3焊接接頭各區域的組織分析

焊接過程是一個在焊接熱源作用下，局部、快速、不平衡的連續加熱和凝固過程。焊接接頭是一個物理、化學、組織、性能不均勻體，并由不同特點的區域構成。不同的母材、不同的焊材會得到不同的成分、組織和性能。（1）低碳鋼焊接接頭各個區域組織和性能

20鋼、20g、20G：水冷壁管、中溫中壓管道、汽包、除氧器等圖2.2為低碳鋼焊接接頭各個區域所處的溫度區域、加熱時發生的變化和冷卻到室溫所得到的金相組織。2.3.3焊接接頭各區域的組織分析21圖2.2低碳鋼焊接接頭不同區域的溫度、組織變化

圖2.3鋼中的魏氏組織

圖2.2低碳鋼焊接接頭不同區域的溫度、組織變化圖2.322

由圖可見：低碳鋼焊接接頭的熱影響區可分為過熱區、正火區、部分相變區、再結晶區和藍脆區。

焊縫——鐵素體＋珠光體（少量）。鐵素體沿原奧氏體邊界析出，晶粒較粗大，呈柱狀晶，有時有魏氏組織特征。魏氏組織的特征是鐵素體在奧氏體晶界呈網狀析出，或從奧氏體內部沿一定方向析出，形成長短不同的針狀或片條狀，有時甚至直接插入珠光體晶粒中（圖2.3）。由圖可見：低碳鋼焊接接頭的熱影響區可分為過熱區、正火23

同一化學成分的低碳鋼，由于冷卻速度、過熱度以及承受的熱過程不同，也會使焊縫的組織發生明顯的變化。冷卻速度大，焊縫組織中珠光體量多、組織細小、硬度高；過熱度大，促進魏氏組織的形成；

多層焊或熱處理后的焊縫，組織為細小的鐵素體＋珠光體（少量），且使焊縫的柱狀晶遭到破壞。

同一化學成分的低碳鋼，由于冷卻速度、過熱度以及承受的24

過熱區——處于1100℃～固相線之間的高溫部位。溫度遠高于相變溫度，奧氏體晶粒急劇長大，冷卻后成為粗大的過熱組織，甚至產生魏氏組織。魏氏組織的塑性、韌性相對于母材降低約25％～30％。

過熱區是焊接接頭的最危險區域，其性能最差。

正火區——Ac3～1100℃。加熱時鐵素體、珠光體全部轉變成奧氏體。由于加熱時間很短，奧氏體來不及長大，冷卻后獲得細小的珠光體組織。

焊接熱循環對這部分金屬的影響相當于熱處理中的正火工藝，冷卻后的組織比母材金屬細小，力學性能也高于原金屬，故正火區是焊接接頭組織和性能最佳的部位。

過熱區——處于1100℃～固相線之間的高溫部位。溫度遠25

部分相變區（不完全重結晶區）——Ac1～Ac3之間。加熱過程，珠光體轉變為奧氏體，鐵素體部分溶入奧氏體，隨著溫度的升高，奧氏體量增多，鐵素體量減少；冷卻過程奧氏體轉變為細小的珠光體和鐵素體，未溶鐵素體不發生轉變。可見重結晶過程不完全。

部分相變區金屬隨著溫度的升高晶粒略有長大，晶粒大小不均且相互混雜，成為焊接接頭強度最低的部位。

部分相變區（不完全重結晶區）——Ac1～Ac3之間。加26

再結晶區——500℃～Ac1。對經過冷塑性變形而產生碎晶和晶格歪扭的金屬，在該區域加熱會產生再結晶過程。再結晶結果是晶粒稍有長大，塑性稍有改善。對無冷塑性變形的金屬，則不發生再結晶。

藍脆區——200℃～500℃。無組織變化。特別在200℃～300℃的金屬部分，強度稍有提高，而塑性急劇下降，金屬表面發生藍脆現象。（2）合金鋼焊接接頭各個區域組織和性能

1）淬硬傾向較小的普通低合金鋼16Mn16MnR16Mng15MnV14MnMoV：各區域組織和性能與低碳鋼相近。

2）淬硬傾向較大的合金鋼可分為：焊縫、淬火區、不完全淬火區和回火區

再結晶區——500℃～Ac1。對經過冷塑性變形而產生碎27

焊縫——貝氏體（上貝氏體或下貝氏體）、索氏體（珠光體）、鐵素體、少量馬氏體（板條馬氏體或針狀馬氏體）。

淬火區——高于1100℃以上的金屬部位。冷卻時，高碳當量的奧氏體轉變為貝氏體＋少量馬氏體。

不完全淬火區——Ac1～Ac3之間。冷卻時，部分高碳當量的奧氏體轉變為貝氏體＋少量馬氏體，未轉變的鐵素體保留下來。室溫下是貝氏體＋少量馬氏體和粗大的鐵素體。

回火區——Ac1以下溫度并緊鄰Ac1線。無相變，焊接時相當于回火處理。室溫下組織為回火索氏體或回火屈氏體。

易淬硬合金鋼焊接接頭出現的淬硬組織對焊接性能不利，故焊接過程中需采取予熱和焊后熱處理，消除淬硬組織，改善接頭的力學性能。

焊縫——貝氏體（上貝氏體或下貝氏體）、索氏體（珠光體）28（3）9％～12％Cr鋼（F11、F12、T91、P91）焊接接頭各個區域組織和性能

焊縫——馬氏體＋鐵素體（極少量）

過熱區——粗晶馬氏體

熱影響區——細晶馬氏體

（4）不銹鋼焊接接頭各個區域組織和性能

奧氏體不銹鋼焊接接頭：焊縫、過熱區、σ相脆化區、敏化區

鐵素體不銹鋼焊接接頭：焊縫、過熱區、σ相脆化區、474℃脆性區

（3）9％～12％Cr鋼（F11、F12、T91、P91）焊29

焊縫——奧氏體＋少量δ鐵素體（少于5％）；單一鐵素體。

過熱區——1100℃～1500℃。不銹鋼在加熱和冷卻過程中不發生相變，故該區域在高溫或室溫下均為奧氏體或鐵素體。該區溫度高，接近鋼熔點，晶粒長大嚴重，材料的塑性和韌性降低。

σ相脆化區——650℃～850℃。在這一溫度范圍內若停留時間長，鐵素體不銹鋼和奧氏體不銹鋼均可能析出σ相。結果材料的塑性和韌性降低嚴重，抗腐蝕能力也有所下降。

焊縫——奧氏體＋少量δ鐵素體（少于5％）；單一鐵素體。30

敏化區——450℃～850℃。材料在這一溫度范圍內停留一定時間后，奧氏體不銹鋼中的Cr和C在晶界形成碳化鉻（Cr23C6），使奧氏體晶界處貧鉻，失去抗晶間腐蝕的能力。

474℃脆性區——400℃～600℃。材料在這一溫度范圍內停留一定時間后，鐵素體不銹鋼的硬度顯著提高，沖擊韌性顯著下降。

不銹鋼的σ相脆化區、敏化區、474℃脆性區是在一定條件下（焊接熱循環）出現的，只要控制好焊接規范則可避免。關鍵在于控制溫度的保持時間，希望越短越好。故需要采用小規范、快速冷卻等工藝措施，焊接中避免工件溫度過高。

敏化區——450℃～850℃。材料在這一溫度范圍內停留一313Fe－C合金的相和組織3.1相

相是指合金中成分、結構及性能相同組成部分。一個相與另一個相之間有明確的界面分開，由一個相通過相界面抵達另一個相時，其成分、組織結構和物理、化學性質發生了變化。例如水和油的系統中，水和油分層存在，水是一個相，油是另一個相。兩者的物理、化學性質不同，水和油之間有明確的界面分開。3Fe－C合金的相和組織323.2組織在顯微鏡下作金相檢驗時，具有共同的特征、相同的組成部分叫“組織”或組織組成體。例如：奧氏體、珠光體、鐵素體等。一種組織可是單相組成，如奧氏體、鐵素體，也可是多相組成，如珠光體。（1）鐵素體（α或F）

碳在α－Fe中的間隙固溶體。碳溶解在α－Fe中，不改變α－Fe的點陣類型，碳原子處于鐵原子點陣間隙之中，成為均勻的單相固溶體，叫間隙固溶體。其形態可為等軸狀、塊狀、網狀或針狀。3.2組織33（2）奧氏體（γ或A）

碳在γ－Fe中的間隙固溶體。碳鋼在高溫下存在，奧氏體鋼在室溫下存在。（3）珠光體（P）、屈氏體、索氏體奧氏體在723℃（726℃）發生共析反應的產物，由鐵素體和滲碳體片層交替構成一個組織組成體，為兩相（F＋C）混合組織。片層間距與冷卻速度有關，冷卻速度快，片層間距小（屈氏體、索氏體）。（2）奧氏體（γ或A）34（4）滲碳體（C或Fe3C）

鐵和碳的化合物，含碳量為6.67％，具有復雜結構的間隙化合物，極硬而脆。但當它們以細小片狀或顆粒狀分布在鐵素體基體上卻起到了強化作用。其顯微組織形態花樣較多，隨碳含量的不同、結晶條件的不同和熱處理條件的不同有大片狀、點狀、網狀、細片狀和粒狀。熔點：1227℃

高于540℃發生分解

Fe3C3Fe＋C（石墨）鑄鐵和20＃鋼石墨化的依據（5）石墨可在結晶過程中產生，也可由Fe3C在高溫下分解而出現。根據成分、鑄造和結晶條件的不同，石墨有片狀、團絮狀和球狀。

（4）滲碳體（C或Fe3C）35（6）貝氏體（B）貝氏體介于珠光體和馬氏體轉變溫度之間的轉變，其組織由過飽和的α固溶體和碳化物組成，按其形態可分為上貝氏體、下貝氏體和粒狀貝氏體。

B上——形成于貝氏體轉變溫度區間上部的組織，是一群多半由晶界開始向晶內平行生長的扁平狀的α－Fe鐵素體，并在其間夾著斷續的顆粒狀或板條狀滲碳體的復相組織。光學顯微鏡下呈羽毛狀。在鐵素體上碳化物呈顆粒狀或棒狀分布。上貝氏體強度高，韌性差。

B下——形成于貝氏體轉變溫度區間下部的組織，是從晶界開始或者在奧氏體晶粒內部沿著若干晶面單獨或成堆地長成針狀的α－Fe鐵素體，并在α－Fe鐵素體基體上沉淀著很多微細的碳化物的復相組織。光學顯微鏡下很象回火馬氏體。下貝氏體強度高，塑性適中，韌性和耐磨性好。

（6）貝氏體（B）36（7）馬氏體（M）

碳在α－Fe中的過飽和固溶體。低碳馬氏體：板條馬氏體。特征是每一個基本單元的形狀呈窄而細長的板條，他們總是成群的、相互平行的連在一起，成為一束馬氏體，一束之內相鄰的板條以小角度晶界分開，一個原始奧氏體晶粒內可形成幾個束，而束與束之間具有較大的位向差。高碳馬氏體：針狀馬氏體，也叫片狀馬氏體。顯微鏡下觀察到許多以一定角度互相交接的不同厚度的針葉狀。馬氏體晶體的長大往往受晶界、第二相或另一片馬氏體的障礙而停止，故馬氏體的尺寸大小決定于奧氏體晶粒尺寸、第二相質點的多少和分布狀況、馬氏體生成的先后等。加熱溫度高，奧氏體晶粒粗大，馬氏體便愈粗大。粗大的馬氏體，其強度、塑性和韌性均較低。

（7）馬氏體（M）374金屬的缺陷4．1母材缺陷(1)表面缺陷——在金屬加工、儲存或使用期間產生的缺陷，如凹坑、劃痕、麻點、折疊、裂紋、磨蝕等。P91鋼管遭受海水而腐蝕。（2）夾層——鋼板軋制時，由于鋼錠中存在氣泡、大塊的非金屬夾雜物和未完全切除的殘余縮孔而引起的與鋼板表面平行或基本平行的鋼板分層，亦稱離層。50～60年代有些汽包鋼板存在嚴重的夾層。（3）發紋——沿鋼坯或鋼材的軸向裂開的細長的裂紋。通過塔形試樣檢查可發現，在橫斷面上是黑色極小的點子，在縱斷面上是發紋。4金屬的缺陷38（4）白點——鋼材組織內部存在的細小裂紋，在平行于鋼材壓延方向的斷口上表面為橢圓形銀色白斑，亦稱魚眼或鱗片（圖2.12）。（5）疏松——由于金屬的凝固收縮，在鑄件最后凝固區域出現的多孔區，在鑄件橫截面上呈現出密集或分散分布的微細孔隙，孔隙多呈不規則多邊形或圓形（圖2.13）。（6）偏析——鋼中化學成分或雜質分布不均勻而聚集在某一區域的現象（照片圖2.14）。（7）夾雜物——主要指鋼中的非金屬夾雜物：硫化物、氧化物、硅酸鹽等（圖2.15）。（4）白點——鋼材組織內部存在的細小裂紋，在平行于鋼材壓延方39（8）脫碳——鋼材在高溫加熱及保溫時，因所含的Fe3C或石墨與介質中的O2、CO2、H2O、H2等化合而使含碳量降低的現象。（9）過熱——由于加熱溫度過高，致使金屬或合金的晶粒過分長大，從而導致金屬的力學性能顯著下降的現象。（10）過燒——金屬或合金的加熱溫度接近狀態圖的相線溫度時，晶界發生氧化或部分熔化的現象，通常首先發生在晶界。（11）內氧化——工件加熱時，介質中的氧沿工件表層的晶界向內擴散，發生晶界合金元素氧化的過程。（8）脫碳——鋼材在高溫加熱及保溫時，因所含的Fe3C或404.2焊接缺陷焊接過程中在焊接接頭中產生的金屬不連續、不致密或連接不良的現象。（1）未焊透。焊接時接頭根部未完全熔透的現象。對于對接焊縫也指焊縫深度未達到設計要求的現象。（2）未熔合。焊道與母材之間或焊道與焊道之間，未完全熔化結合的部分。（3）夾渣。焊后殘留在焊縫中的焊渣。（4）夾雜物。由于焊接冶金反應產生的，焊后殘留在焊縫金屬中的微觀非金屬雜質（如氧化物、硫化物等）。

4.2焊接缺陷41（5）氣孔。焊接時，熔池中的氣泡在凝固時未能逸出而殘留下來所形成的空穴。氣孔可分為密集氣孔、條狀氣孔和針狀氣孔等。（6）咬邊。由于焊接參數選擇不當，或操作方法不正確，沿焊趾的母材部位產生的溝槽或凹陷。（7）焊瘤。焊接過程中，熔化金屬流淌到焊縫之外未熔化的母材上所形成的金屬瘤。（8）燒穿。焊接過程中，熔化金屬自坡口背面流出，形成穿孔的缺陷。（9）下塌。單面熔化焊時，由于焊接工藝不當，造成焊縫金屬過量透過背面，而使焊縫正面塌陷，背面凸起的現象。（5）氣孔。焊接時，熔池中的氣泡在凝固時未能逸出而殘留下來所42（10）焊接裂紋。在焊接應力及其它致脆因素共同作用下，焊接接頭中局部地區的金屬原子結合力遭到破壞而形成的新界面所產生的縫隙。它具有尖銳的缺口和大的長寬比的特征。（11）熱裂紋。焊接過程中，焊縫和熱影響區金屬冷卻到固相線附近的高溫區產生的焊接裂紋。包括結晶裂紋、多邊化裂紋和液化裂紋等。（12）結晶裂紋。在焊縫金屬結晶后期，由于低熔點共晶形成的液態薄膜削弱了晶粒間的聯結，在稍高于固相線的溫度區間產生的沿奧氏體晶界開裂的裂紋。（13）多邊化裂紋。在固相線以下再結晶溫度區間，由晶格缺陷發生移動和聚集而形成的二次邊界處于低塑性狀態，在焊接應力作用下產生的沿奧氏體晶界開裂的裂紋。（10）焊接裂紋。在焊接應力及其它致脆因素共同作用下，焊接接43（14）液化裂紋。在焊接熱循環峰值溫度作用下，在焊接熱影響區和多層焊的層間發生重熔，在固相線以下稍低溫度和焊接應力作用下產生的沿晶裂紋。（15）弧坑裂紋。引弧或息弧時在弧坑中產生的熱裂紋。（16）冷裂紋。焊接接頭冷卻到較低溫度下（對于鋼來說在MS溫度以下）時產生的焊接裂紋。包括延遲裂紋、淬硬脆化裂紋及低塑性脆化裂紋等。（17）延遲裂紋。焊接接頭冷卻到室溫后，在淬硬組織、氫和拘束應力作用下，并經一定時間（幾小時、幾天、甚至十幾天）后才能出現的焊接冷裂紋。（14）液化裂紋。在焊接熱循環峰值溫度作用下，在焊接熱影響區44（18）淬硬脆化裂紋。主要由淬硬組織和焊接應力作用下產生的裂紋。（19）低塑性脆化裂紋。在較低溫度下（約400℃以下），由于被焊材料的塑性儲備不足而產生的裂紋。（20）焊根裂紋。沿應力集中的焊縫根部所形成的焊接冷裂紋。（21）焊趾裂紋。沿應力集中的焊趾處所形成的焊接冷裂紋。（22）焊道下裂紋。在靠近堆焊焊道的熱影響區內所形成的焊接冷裂紋。

（18）淬硬脆化裂紋。主要由淬硬組織和焊接應力作用下產生的裂45（23）再熱裂紋。厚鋼板焊接結構，于600℃～700℃進行消除應力熱處理時，在熱影響區的粗晶區產生的沿晶裂紋。（24）消除應力裂縫。焊件在一定溫度范圍內再次加熱時，由于高溫及殘余應力共同作用而產生的晶間裂紋。（25）層狀撕裂。焊接時，在焊接構件的熱影響區附近，沿鋼板軋層形成的呈階梯狀的一種裂紋。

（23）再熱裂紋。厚鋼板焊接結構，于600℃～700℃進行消465合金元素在鋼中的存在狀態和作用5.1合金元素在鋼中的存在狀態合金元素加入鋼中之后的存在形式和分布有以下4種方式：與鐵形成固溶體；金屬間化合物；氧化物、硫化物等；游離狀態。

5合金元素在鋼中的存在狀態和作用47（1）固溶體

一個組元在固態時溶解到另一組元中形成單一均勻相稱為固溶體。(組元--組成合金的獨立的最基本的物質)?

間隙固溶體——原子半徑很小的非金屬元素（C、N、B）溶入過渡族金屬中，由于溶質和溶劑原子半徑之差大于15％，此時溶質原子進入溶劑點陣的間隙之中，這樣的固溶體叫間隙固溶體。?

置換固溶體——溶質溶解到溶劑中，溶質原子置換溶劑點陣中的溶劑原子，這種固溶體叫置換固溶體。置換固溶體可形成完全互溶固溶體或連續固溶體，例如Fe-Cr、Cu-Ni、W-Mo系。大多數合金系形成的置換固溶體，溶質在溶劑中的溶解度是有限的。

（1）固溶體48（2）金屬間化合物

金屬間化合物——合金組元形成介于固溶體和化合物之間的相，叫金屬間化合物或中間相。

?

碳化物、氮化物和硼化物合金元素在鋼中與碳結合形成碳化物，此外有氮化物和硼化物。C、N、B、H與過渡族元素形成的金屬化合物具有一個共同的特點：即原子半徑較小，進入晶體點陣的間隙，這樣的金屬間化合物稱為間隙化合物或間隙相。間隙化合物與間隙固溶體不同點在于間隙化合物的點陣與溶劑不同，而間隙固溶體的點陣保持溶劑的點陣類型。（2）金屬間化合物49

間隙相的點陣結構，如以M表示金屬元素，C表示非金屬元素，那麼，間隙相的不同組成，具有不同的點陣結構。例如，M3C、M23C6、MC、M2C

間隙相的組元可被代替，成為復合間隙相。例如，M3C型有Fe3C、（Fe、Mn）3C、Fe3（C、B）等。（注：組元是組成合金最基本的、獨立的物質）合金元素與碳形成碳化物的強弱程度見下所示TiZrNbVWMoCrMnFe高碳化物穩定度低間隙相的點陣結構，如以M表示金屬元素，C表示非金屬元50?Laves相—在含Ti、Nb、Ta、W和Mo的鋼中（例如P91），會出現一種叫Laves相的金屬間化合物。它是當二元合金兩組元的原子直徑比為1.2：1形成的，組成為AB2。例如：MoFe2NbFe2低于600℃在晶界析出，使鋼的脆性增加。?σ相—高Cr鋼中的FeCr、FeMo、FeTi化合物叫σ相（例如不銹鋼中），向鋼中加入Mn、Si、Mo等元素促使σ相形成。σ相在基體上的形狀和分布對鋼的性能有很大的影響，一般認為σ相使不銹鋼的變脆，是有害相。?NiAl、Ni3Al、Ni3Ti、Ni3Nb——Ni基合金中的強化相?Laves相—在含Ti、Nb、Ta、W和Mo的鋼中（例如51（3）形成氧化物、硫化物等例如：MnS、FeS、Al2O3、SiO2、FeO

不同的氧化物還會相互結合起來形成復合氧化物。例如FeO?Al2O3

、MnO?SiO2不銹鋼表面形成致密而牢固的Cr2O3

、Al2O3及SiO2薄膜使鋼具有抗蝕性。（4）游離狀態這類合金元素非常少，只有鉛或超過0.8％的銅可在鋼中形成游離態。在鍋爐用鋼中鉛或銅一般以雜質元素的形式存在，當銅作為合金元素時一般均在0.8％以下。銅可增加鍋爐用鋼的抗蝕性及引起時效強化。

（3）形成氧化物、硫化物等525.2合金元素在鋼中的作用(1)C（碳）

擴大A（奧氏體）區，增大過冷奧氏體的穩定性，提高鋼的淬透性。碳含量增加，鋼的常溫、中、高溫拉伸強度、硬度提高，塑性、韌性下降。但隨著溫度的提高，碳的這種影響亦減弱。碳含量增加，鋼的焊接性能劣化，熱影響區產生淬硬組織；冷變形性能變差；但碳含量增加可降低鋼的時效敏感性，故也不宜過低。5.2合金元素在鋼中的作用53(2)Cr（鉻）

縮小A（奧氏體）區，使A冷卻轉變曲線（C曲線）右移，提高鋼的淬透性?？沾悖琓91、F12等。提高鋼的抗氧化能力和耐蝕性，Cr2O3薄膜。高鉻鋼中形成σ相，脆性的9～12％Cr鋼中形成Laves脆性相。由于鉻能提高鋼的淬透性，在焊縫及熱影響區易出現淬硬組織，甚至引起焊接裂紋，故含鉻量高的鋼可焊性差。此外，高鉻鋼易產生晶間腐蝕。(2)Cr（鉻）54（3）Mo（鉬）

縮小A（奧氏體）區，使A冷卻轉變曲線（C曲線）右移，提高鋼的淬透性，但效果沒有Cr顯著。提高鋼的室溫、中溫強度，抑制鋼的熱脆性和回火脆性。鉬鋼在高溫長期運行過程中有石墨化傾向。（3）Mo（鉬）55（4）V（釩）縮小A（奧氏體）區，釩溶于奧氏體中會抑制奧氏體向珠光體的轉變，利于貝氏體的形成。強碳化物形成元素，形成穩定的VC、V4C3，可細化晶粒，使鋼得以強化。降低鋼的過熱敏感性；彌散、穩定的碳化物，使鋼具有較高的組織穩定性；提高鋼的抗回火軟化性能，降低鋼的時效敏感性。提高鋼的室溫、中溫強度。降低碳化物球化速度，減緩其他合金元素從鐵素體中向碳化物中轉移速度，故提高了鋼的熱強性、組織穩定性和松弛穩定性。改善低碳低合金鋼的焊接性能，釩可細化焊縫金屬的鑄態組織，減少焊縫熱影響區的過熱敏感性，防止熱影響區內靠近熔合線的金屬晶粒的過分長大和粗化。釩鋼對熱處理冷卻速度和回火溫度較敏感，故在對鍋爐鋼板、鋼管熱處理時由于各部分實際冷卻速度的不同而產生組織不均勻，影響沖擊韌性，甚至相差很大。例如：12Cr1MoV、15123.9、12CrMoV等鋼。（4）V（釩）56（5）W（鎢）與Cr對Fe的作用相同，縮小A（奧氏體）區，當W量達到6％時完全封閉γ區，完全形成α區。使珠光體轉變曲線顯著右移，貝氏體轉變區明顯突出，連續冷卻時易得到貝氏體組織。

W的原子半徑大于Fe，溶于α－Fe、γ－Fe后使固溶體晶格嚴重畸變，強化固溶體。碳化物形成元素，弱于V、Nb、Ti而強于Mo，形成的碳化物類型為：WC和W2C。W可部分溶于鐵素體而使其得到強化，提高鋼的強度。

W元素可與Mo元素在鋼的強化中可相互替代，通常兩份W的含量相當于一份Mo的效應，例如P91與P92鋼的強化機理。（5）W（鎢）57（6）Ni（鎳）

擴大A（奧氏體）區，與γ－Fe無限互溶形成穩定的奧氏體，不形成碳化物，提高鋼的淬透性。

Ni可細化晶粒，在提高強度的同時，使鋼的韌性、塑性保持良好，提高鋼的抗疲勞能力，減小鋼的缺口敏感性，有效地降低鋼的時效敏感性。增加鋼的組織穩定性，提高鋼的蠕變抗力和耐腐蝕性。（7）Mn（錳）弱碳化物形成元素，擴大A（奧氏體）區，與γ－Fe形成無限固溶體，對鐵素體和奧氏體均有較強的強化作用。顯著提高鋼的淬透性。提高鋼的室溫、中溫強度，當Mn含量小于1％時，可提高鋼的沖擊韌性。低合金鋼中當Mn量高時，使鋼的沖擊韌性下降，并有明顯的回火脆性傾向。對過熱較敏感，晶粒易粗化，焊接性能變差。（6）Ni（鎳）58（8）Nb（鈮）縮小A（奧氏體）區，顯著提高鋼的相變點，減小鋼的淬硬傾向。強碳化物形成元素，碳化鈮沉淀強化了鐵素體，細化了晶粒，對屈服點和抗拉強度提高的效果很大，但同時塑性和韌性有所下降。鈮可防止過熱，減小鋼的時效敏感性，改善鋼的焊接性能。提高鋼的室溫、中溫強度和熱強性。提高鋼的耐蝕性、抗氧化性，防止晶間腐蝕。

（8）Nb（鈮）59（9）Ti（鈦）

縮小A（奧氏體）區，顯著提高鋼的相變點，減小鋼的淬硬傾向。極強碳化物形成元素，在普通低合金鋼和低合金耐熱鋼中加入Ti，主要是通過形成碳化物起沉淀強化作用，以此提高鋼的室溫、中溫強度和熱強性。

Ti可減小鋼的過熱傾向、時效敏感性，改善鋼的焊接性能。提高鋼的耐蝕性、抗氧化性，防止鋼的石墨化。（9）Ti（鈦）60（10）Al（鋁）、Si（硅）縮小A（奧氏體）區，在鋼中不形成碳化物，是促進石墨化元素。硅可強化固溶體提高鋼的強度；但含量高時會降低鋼的韌性，使焊接性能變壞。鋁可細化晶粒，在低碳鋼中加入微量鋁，能起到脫氧定氮的作用，從而抑制鋼的時效應變脆化傾向，降低脆性轉變溫度。鋁、硅比鐵更易氧化，可生成穩定而致密的Al2O3和SiO2氧化膜，因此可提高鋼的抗氧化性能。鋁與氧、氮，硅與氧的結合能力很強，煉鋼時常用作脫氧劑加入鋼中。（10）Al（鋁）、Si（硅）61（11）B（硼）縮小A（奧氏體）區，在α－Fe、γ－Fe中的最大溶解度分別不大于0.008%和0.02%。微量硼可提高鋼的淬透性。這是由于硼原子大小合適，易與空位結合形成硼—空位對子，增加了硼向晶界偏聚的傾向，使鋼的晶界能量水平相應降低，從而抑制鐵素體晶核的形成，導致奧氏體分解轉變孕育期增長，因而使鋼的淬透性提高。硼可提高鋼的常溫強度和熱強性。在低合金Cr-Mo-V鋼中加入0.005～0.01%的硼可顯著提高鋼的持久強度，特別是Nb-B、Ti-B、Zr-B的復合加入能顯著提高鋼的熱強性，并能改善持久塑性，降低鋼的持久缺口敏感性。硼的強化機理：硼與鋼中的空位結合，可對空位起一定的固鎖作用，抑制了空洞的產生和晶界裂紋的萌生；硼在晶界及附近的偏聚，改變了晶界的滑移速度和晶界與基體的相對強度；硼游離于固溶強化元素W、Mo等更多的進入固溶體，在一定程度上起著間接的改善固溶強化的效果；由于硼參與碳化物反應，從而對碳化物的成分、數量、大小及其穩定性均會產生有利的作用。

（11）B（硼）62（12）Cu（銅）擴大A（奧氏體）區，但不無限互溶。主要作用是改善普通低合金鋼的抗大氣腐蝕性能?？商岣咪摰膹姸?。當銅含量較高時，由于改善了鋼液的流動性，會給焊接帶來困難，增加鋼的脆性傾向；對熱加工帶來不利的影響。（13）Zr（鋯）縮小A（奧氏體）區，在α－Fe、γ－Fe中的最大溶解度分別為0.3%和0.7%。強碳化物、氮化物形成元素，其作用僅次于Ti。鋼中加入微量的鋯，對鋼的熱強性、持久塑性及組織穩定性均會產生有益的作用。Cr-Mo-V鋼中加入0.03%Zr對熱強性產生最佳效果。當鋼中Zr含量較高時，會使鋼變脆。（12）Cu（銅）636鋼的強化機理(1)固溶強化向鋼或合金中加入合金元素形成間隙固溶體或置換固溶體，從而使鋼或合金得以強化。固溶體中的合金元素可增大晶格畸變，增強固溶體原子鍵引力，提高再結晶溫度，提高固溶體的穩定性。對位錯起鎖錨作用。(2)沉淀強化過飽和固溶體在長期保溫過程中發生時效，析出彌散分布的碳化物、氮化物或金屬間化合物的小質點。它們在高溫下不易聚集，阻止了位錯運動，從而提高鋼和合金的室溫強度、蠕變極限和持久強度。沉淀強化的效果取決于沉淀相的類型、形狀、分布、大小、數量、彌散度、穩定性。

6鋼的強化機理64（3）晶界強化晶界部位自由能較高、大量的缺陷和空位。低溫下，晶界強度高于晶內；高溫時，晶界強度低于晶內。

1）凈化晶界

Nb、Zr等元素與晶界低熔點夾雜物作用生成穩定而難熔化合物，減少晶界夾雜物的含量，提高晶界原子間的結合力。

2）填充晶界空位向鋼中加入一些微量的表面活性元素，如B、Ti、Zr和稀土元素產生內吸附，自發向晶界聚集，填充境界空位，改善晶界性質，阻止了合金元素沿晶界的擴散、晶界碳化物和空位的聚集長大，使鋼的蠕變極限和持久強度顯著提高。如珠光體耐熱鋼12Cr2MoWVTiB，即利用硼的晶界強化作用。（3）晶界強化653）晶界沉淀強化在晶界沉淀出不連續的強化相，使塑性變形時沿晶界的滑移和裂紋沿晶界擴展受阻，提高鋼的熱強性。4）晶粒細化

略

3）晶界沉淀強化66（4）馬氏體強化鋼經淬火而得到馬氏體。（5）形變強化通過變形而增加鋼的強度。工件使用溫度低于200℃。護環的變形強化。機理：鋼中的位錯增殖；亞晶細化；點陣畸變增加。（4）馬氏體強化67（6）冶金強化通過鋼的冶煉工藝以提高鋼的強度。冶煉工藝：二次煉鋼法（爐外精煉真空處理），盡可能的降低鋼中的H2、O2、N、S、P和微量殘余元素含量；控制夾雜物形態；減少非金屬夾雜物含量；保證鋼液的純凈度；改善鋼的各向異性、減少偏析、降低回火脆性。澆注：定向結晶。（7）綜合強化即采用上述強化方法中的兩種或兩種以上方法進行鋼的強化。（6）冶金強化68第三章鋼的熱處理1熱處理基本知識采用適當的方式對金屬材料或工件進行加熱、保溫和冷卻，以獲得預期的微觀組織與性能的工藝。1.1基本概念（1）相變。當外界約束條件改變時，引起相的數目或性質的變化。（2）臨界點。鋼加熱和冷卻時發生相變的溫度。Fe-C相圖中的A1和A3線加熱轉變時稱Ac1和Ac3，冷卻轉變時稱Ar1和Ar3。（3）奧氏體化。鋼材加熱到Ac1或Ac3以上獲得部分或全部奧氏體組織的過程。

第三章鋼的熱處理691.2過冷奧氏體轉變（1）過冷奧氏體等溫轉變曲線。過冷奧氏體在不同溫度恒溫保持時，溫度、時間與奧氏體轉變產物的類型及其所占的百分數（轉變開始及轉變終止）之間的關系曲線。由于等溫轉變曲線通常呈C形或S形狀，故又稱C曲線或S曲線(見下頁圖3.1)。（2）過冷奧氏體連續冷卻轉變曲線。工件奧氏體化后連續冷卻過程中，過冷奧氏體開始轉變及終止轉變的時間、溫度及轉變產物與冷卻速度之間的關系曲線，又稱為CCT曲線(見下頁圖3.2)。

1.2過冷奧氏體轉變70圖3.112Cr2MoG（P22）鋼的等溫轉變曲線圖3.212Cr2MoG（P22）鋼的連續冷卻轉變曲線化學成分(%):CSiMnCrMo化學成分(%):CSiMnCrMo0.150.440.362.240.850.150.440.362.240.85

奧氏體化溫度:975℃,30min奧氏體化溫度:950℃

圖3.112Cr2MoG（P22）鋼的等溫轉變曲線712

退火2.1定義將鋼加熱到臨界點以上30℃～50℃，保溫一定時間，然后緩慢冷卻（一般隨爐冷卻）的一種熱處理操作過程。根據不同的目的，可采用不同的退火工藝。2.2退火目的（1）降低鋼的強度、硬度，便于切削加工；（2）提高塑性，利于冷變形加工；（3）改善或消除毛坯在鑄、鍛、焊接時造成的成分或組織不均（如偏析、帶狀組織等），以提高其工藝性能和使用性能；（4）細化晶粒，改善高碳鋼中碳化物的分布和形態，消除內應力，為最終熱處理做好準備，同時也有利于減小工件淬火時產生的變形和開裂傾向。

2

退火722.3退火工藝（1）完全退火。將鋼件加熱到A區（Ac3線以上30～50℃），完全奧氏體化后緩慢冷卻，獲得接近平衡組織的一種退火。（2）擴散退火。將鋼件加熱到A區（Ac3線以上200～300℃），并經長時間保溫（約10～15小時），使元素擴散均勻以減輕或消除化學成分及顯微組織（枝晶）偏析，達到均勻化目的的一種退火，又稱為均勻化退火。（3）去應力退火。也叫低溫退火、人工時效。為去除工件塑性變形加工、切削加工或焊接造成的內應力及鑄件內存在的殘余應力，將鋼加熱到Ac1線以下某一溫度（約500～650℃）經保溫后隨爐緩慢冷卻的退火。2.3退火工藝73（4）再結晶與再結晶退火。將經冷加工變形后的工件加熱到再結晶溫度以上，經一定時間保溫后，通過再結晶使冷變形過程中產生的晶體學缺陷基本消失，重新成為均勻的等軸晶粒，以消除變形強化和殘余應力的退火。（5）防白點退火。為防止工件在熱加工后的冷卻過程中，因氫呈氣態析出而形成發裂（白點），在形變加工完結后直接進行的退火，其目的是使氫擴散到工件之外。例如大鍛件的退火。（6）脫氫處理。在工件組織不發生變化的條件下，通過低溫加熱、保溫使工件內的氫向外擴散進入大氣中的退火。（7）中間退火。為消除工件的形變強化效應，改善塑性，便于實施后續工序而進行的工序間退火。（8）穩定化退火。為使工件中微細的顯微組成物沉淀或球化的退火。例如某些不銹鋼在850℃附近進行穩定化退火，沉淀出TiC、NbC、TaC以防止耐晶間腐蝕性能的降低。（4）再結晶與再結晶退火。將經冷加工變形后的工件加熱到再結晶743正火3.1定義將鋼加熱到AC3或ACm以上30℃～50℃,使鋼全部奧氏體化，并保溫一定時間，隨后在空氣中冷卻的熱處理過程。3.2正火目的正火的目的與退火相近，但由于冷卻速度較大，金屬的強度和硬度比退火條件下高，故也用于有些工件的最終熱處理（如水冷壁管），而鍋爐及壓力容器用鋼基本上采用正火＋回火工藝。

3正火754淬火4.1定義將鋼件加熱到A區（Ac3線以上30～50℃），保溫一定時間，隨后在水、油等介質（有的材料在空氣中）中快速冷卻以獲得馬氏體或貝氏體組織的操作過程。

大多數汽輪機部件經淬火＋回火（稱調質）處理。4.2淬火目的淬火的目的是使鋼獲得馬氏體組織，增加鋼的強度和硬度。4淬火764.3淬火工藝（1）單液淬火

將鋼件加熱到臨界溫度以上保持一定時間后，在一種淬火劑中冷卻的熱處理操作過程。（2）等溫淬火工件加熱奧氏體化后，快冷到貝氏體轉變溫度區間恒溫保持，使奧氏體轉變為貝氏體的淬火，亦稱為貝氏體等溫淬火。（3）表面淬火將工件表面迅速加熱到臨界溫度以上，然后用水或乳狀液噴射到工件表面的淬火。其中包括：感應淬火、火焰淬火、電子束淬火、激光淬火等。4.3淬火工藝775

回火5.1定義

將淬火后的工件重新加熱到Ac1線以下某一溫度，經保溫一定時間，隨后在空氣或油中冷卻到室溫的一種熱處理操作過程。5.2回火目的（1）改善工件的塑性和韌性，同時還能保持一定的強度和硬度。（2）部分或全部消除工件淬火引起的宏觀內應力，使片狀馬氏體中的顯微裂紋部分愈合。（3）穩定組織，對于精密部件來說即穩定尺寸。5

回火785.3回火工藝（1）低溫回火將淬火或正火后的工件重新加熱到150～250℃，并保溫一定時間，隨后在空氣或油中冷卻，組織為回火馬氏體。（2）中溫回火將淬火或正火后的工件重新加熱到250～500℃，并保溫一定時間，隨后在空氣或油中冷卻。這時馬氏體中的過飽和碳大部分或全部脫溶，析出的碳化物開始聚集長大，基體馬氏體開始恢復，組織為回火屈氏體。（3）高溫回火將淬火或正火后的工件重新加熱到500～650℃，并保溫一定時間，隨后在空氣或油中冷卻。組織為回火索氏體。

5.3回火工藝796

奧氏體不銹鋼熱處理6.1固溶處理（不銹鋼淬火）

將工件加熱到適當溫度并經充分保溫一定時間后，使過剩相(碳化物)充分溶解，然后快速冷以獲得合金元素充分固溶均一的奧氏體組織。例如耐熱鋼1Cr18Ni9Ti和1Cr19Ni11Nb等。6.2穩定化處理

穩定化處理是將鋼加熱到高于Cr23C6的溶解溫度,而低于TiC、NbC的溶解溫度,促使Cr23C6向TiC、NbC轉變，1Cr18Ni9Ti

鋼穩定化處理溫度為850～900℃。

穩定化處理的目的是防止奧氏體不銹鋼的晶間腐蝕。6奧氏體不銹鋼熱處理807時效工件經固溶處理或淬火后，在室溫或高于室溫的適當溫度下保溫，以達到沉淀硬化的目的一種熱處理操作過程。耐熱鋼或耐熱合金制的高溫部件在長期運行過程中，從過飽和固溶體內析出一些強化相質點而使金屬的性能（主要是力學性能和蠕變極限等）隨時間發生變化的現象，也稱時效。（1）自然時效將工件長時期（半年至一年或更長時間）放置在室溫或露天發生的時效。（2）人工時效 將鋼加熱到0℃～200℃并長期保溫（10h～20h）后隨爐或取出在空氣中冷卻到室溫的時效。

7時效818表面熱處理8.1鋼的化學表面熱處理（1）滲碳為提高工件表層的含碳量并形成一定的碳含量梯度，將工件在滲碳介質中加熱、保溫，使碳原子滲入工件表層的化學熱處理工藝。（2）滲氮在一定溫度和一定介質中使氮原子滲入工件表層的化學熱處理工藝，亦稱氮化。（3）滲鋁為提高工件的抗氧化性能，將鋁滲透入工件表層的熱處理工藝。8表面熱處理828.2噴丸利用噴丸器或噴嘴將鋼丸高速射向工件表面，以清除工件表面的氧化皮和粘附物的一種操作。如果拋射速度足夠大，可在工件表面形成壓應力，達到提高工件疲勞強度的目的。8.2噴丸83第四章鋼的力學性能和微觀組織1拉伸性能及試驗1.1拉伸性能典型的拉伸曲線見圖4.1第四章鋼的力學性能和微觀組織84

（1）屈服強度有明顯屈服現象的材料試樣在拉伸試驗過程中力不增加（保持恒定）仍能繼續伸長（變形）時的應力，用ReH表示?；蛟嚇訕司嗖糠值姆潜壤扉L達到規定原始標距百分比時的應力，表示此應力的符號應附以角注說明所規定的百分比。例如：RP0.2表示規定非比例伸長率為0.2%時的應力。RP0.2(σs

、σ0.2）RP0.2＝P0.2／Fo式中P0.2——載荷，kN；Fo——試樣截面積，mm2。（1）屈服強度85（2）抗拉強度試樣拉斷前承受的最大標稱拉應力。對于塑性材料，它表征材料最大均勻塑性變形的抗力；對于沒有（或很?。┚鶆蛩苄宰冃蔚拇嘈圆牧?，它反映了材料的斷裂抗力。符號為Rm

，單位為MPa。

Rm（σb）

Rm（σb）＝Pmax／FO式中Pmax

——拉伸曲線上的最大載荷，kN；

Fo——試樣截面積，mm2。

（2）抗拉強度86（3）延伸率試樣拉斷后，標距的伸長與原始標距的百分率，用A表示。

A＝（Lf－L0）／L0×100%

式中Lf——試樣拉斷后標距部分的長度；

L0——試樣標距部分的長度。

（3）延伸率87（4）斷面收縮率Z（ψ）

試樣拉斷后，縮頸處橫截面的最大縮減量與原始橫截面積的百分比。

Z（ψ）＝（FO－Ff）／FO

×100%

式中Ff——試樣拉斷后斷口的面積；

FO——試樣標距內原始橫截面積。

（4）斷面收縮率Z（ψ）882.2拉伸試驗方法GB／T228—2002金屬材料室溫拉伸試驗方法GB/T4338—1995金屬材料高溫拉伸試驗方法GB3652——金屬管材高溫拉伸試驗方法GB2652——焊縫（及堆焊）金屬拉伸試樣方法GB2651——焊接接頭拉伸試驗法3硬度及試驗3.1硬度定義材料抵抗局部變形，特別是塑性變形、壓痕或劃痕的抗力,是衡量金屬軟硬的判據。2.2拉伸試驗方法893.2常用的幾種硬度值（1）布氏硬度值用球面壓痕單位面積上所承受的平均壓力表示的硬度值,符號為HB。（2）里氏硬度值用規定質量的沖擊體在彈力作用下以一定速度沖擊試樣表面，用沖頭在距試樣表面1mm處的回彈速度與沖擊速度的比值計算硬度值。3.3試驗方法GB／T231.1—2002金屬布氏硬度試驗第1部分:試驗方法GB／T231.2—2002金屬布氏硬度試驗第2部分:硬度計的檢驗與校準GB／T231.3—2002金屬布氏硬度試驗第3部分:標準硬度塊的標定GB/T17394—1998金屬里氏硬度試驗方法3.2常用的幾種硬度值904沖擊試驗(1)沖擊吸收功(沖擊功)：規定形狀和尺寸的金屬試樣在沖擊試驗力一次作用下折斷時所吸收的功，用Akv

、Aku來表示，單位為J。

4沖擊試驗91（2）沖擊韌性——沖擊試樣缺口底部單位橫截面積上的沖擊吸收功，用akvaku來表示，單位為J／cm2。

akv＝Akv／FO

式中Akv

——試樣的沖擊吸收功，J；

Fo—--—試樣截面積，cm2。（3）沖擊功與沖擊韌性的關系

ak表示缺口試樣單位截面積斷裂時吸收的能量。由于缺口截面上應力分布不均勻，塑性變形主要集中在缺口附近，試樣所吸收的沖擊功也主要消耗于缺口附近，因此ak的物理意義并不明確，故目前國內外均采用沖擊總功Ak表示材料的韌性。（2）沖擊韌性——沖擊試樣缺口底部單位橫截面積上的沖擊吸收92（4）韌脆轉變溫度在一系列不同溫度的沖擊試驗中，沖擊吸收功急劇變化或斷口斷裂形貌急劇轉變的溫度區域。材料的韌脆轉變溫度可用沖擊吸收功與溫度區的關系表示，也可用斷口脆性面積比與溫度關系表示（FATT）。對于鍋爐鋼板，則常用無塑性轉變溫度（NDT）表示。（4）韌脆轉變溫度93◆能量準則法定為沖擊吸收功（AK）降到某一規定值的溫度。例如，取0.4AKmax(上平臺)所對應的溫度（圖4.3）。

◆能量準則法94◆斷口形貌轉變溫度FATT（FractureApperanceTransitionTemperature），FATT50、FATT20，下標表示脆性斷面與斷口總面積的面積比。規定以斷口上纖維區與結晶區相對面積達到一定比例時所對應的溫度（圖4.4）。例如取結晶區面積占總面積50％時所對應的溫度，以FATT50表示。

圖4.4用FATT表示的材料的脆性轉變溫度脆性斷裂面積50%溫度-21度◆斷口形貌轉變溫度FATT（Fracture圖4.4用95◆試驗方法

GB/T229—1994金屬夏比缺口沖擊試驗方法

GB/T12778—金屬夏比沖擊斷口測定方法5疲勞（略）6材料的斷裂力學特性（略）

◆試驗方法967金屬材料的高溫長期性能7.1金屬材料的高溫蠕變強度（1）蠕變——一定溫度下，金屬受持續應力的作用而產生緩慢的塑性變形現象（2）蠕變斷裂——在這種持續應力作用下，蠕變變形逐漸增加，最終導致斷裂。金屬材料典型的蠕變曲線見圖4.5

7金屬材料的高溫長期性能97（3）蠕變強度——在規定的蠕變條件下（一定的溫度、一定的時間內，達到一定的蠕變變形或蠕變速度）材料保持不失效的最大承載能力。工程中有兩種表示方法：σTδ/τ——規定的時間內達到規定的變形量的蠕變強度，一般用于需要提供總蠕變變形的構件設計。T—溫度δ—變形量τ—時間例：σ5500.2/1000

表示在550℃下，經1000小時的運行試樣的應變δ為0.2％下的應力水平。σTv——穩態蠕變速度達到規定值時的蠕變強度，一般用于受蠕變變形控制的運行時間較長的構件。T—溫度v—蠕變速度例：表示在540℃下，試樣的蠕變速率v＜1×10-5％時的應力水平。（3）蠕變強度——在規定的蠕變條件下（一定的溫度、一定的時間98（4）持久強度——在規定的蠕變條件下（一定的溫度、一定的時間內）材料保持不失效的最大承載能力。電站金屬監督中常用，工程中的表示方法：σTτ

例：、、（5）試驗方法GB／T2039-1997—金屬拉伸蠕變及持久試驗方法

（4）持久強度——在規定的蠕變條件下（一定的溫度、一定的時間997.2金屬材料蠕變及持久試驗數據的處理7.2.1蠕變強度蠕變強度的獲得有很多種方法，最常用的Norton準則ε=kσm

式中k、m分別為與材料、溫度有關的常數圖4.6為12Cr1MoV鋼多爐次580℃下的蠕變曲線。7.2金屬材料蠕變及持久試驗數據的處理1007.2.2持久強度

（1）等溫線外推法σ=k（tr）m

式中σ——試樣的加載應力，MPa；

tr——試樣的斷裂時間，h；

k、m—分別為與材料、溫度有關的常數下頁圖為12Cr1MoV鋼多爐次580℃下的持久強度曲線。

7.2.2持久強度101

持久強度試驗數據的外推：中國：外推最長試驗點的10倍。美國、英國等：外推最長試驗點的3倍。持久強度試驗數據的外推：中國：外推最長試驗點的10倍。102

（2）等應力外推法

T=k′(tr)m′

式中T——試樣的試驗溫度；

tr——試樣的斷裂時間，h；

k′、m′——分別為與材料、溫度有關的常數材料典型的溫度-斷裂時間（T-t）關系曲線見下圖。（2）等應力外推法103（3）Larson-Miller（L-M）參數法P(σ)=T(lgtr+C)(4.9)式中T——試驗溫度，KC——材料常數材料典型的L-M參數曲線見圖4.9和圖4.10。7.2.3修正θ法（略）7.3高溫下材料的應力松弛（略）

（3）Larson-Miller（L-M）參數法104圖4.910CrMo910鋼的L-M參數曲線圖4.1012Cr1MoV鋼的L-M參數曲線

圖4.910CrMo910鋼的L-M參數曲線1057.4部件高溫長期運行下材料微觀組織與力學性能的變化(1)金屬損傷—

金屬材料長期在高溫、應力作用下引起的微觀組織的老化和力學性能劣化的綜合表現，金屬損傷通常有蠕變損傷、疲勞損傷等。(2)微觀組織的變化

20G、15Mo鋼石墨化；

12CrMo、15CrMo鋼的珠光體中碳化物的分散球化；

12Cr1MoV、10CrMo910鋼的珠光體中碳化物的分散球化、蠕變孔洞的產生；碳化物結構和成分變化；

9～12％Cr鋼主要表現為亞結構（在每一個晶粒內存在著位向差很小的小晶塊，稱亞結構或嵌鑲塊）的改變，馬氏體亞結構的粗化，位錯密度下降，沉淀相粗化，Laves相的析出。7.4部件高溫長期運行下材料微觀組織與力學性能的變化106（3）組織變化對性能的影響

鋼的石墨化和珠光體中碳化物的分散球化，晶界碳化物的聚集、長大引起晶界的弱化，使鋼的沖擊韌性明顯下降；合金元素從固溶體中析出，引起固溶體強化效應下降，其他力學性能指標也明顯下降；屈強比上升（即形變強化能力下降）——材料脆性增加所致；固溶體強化效應下降和晶界的弱化，導致材料高溫長期強度（蠕變強度和持久強度）下降。

（3）組織變化對性能的影響1078材料的工藝性能（1）焊接接頭的彎曲試驗根據試樣的幾何尺寸,選取相應的跨距和彎曲心軸,按三點彎曲加載至規定的彎曲角（圖4.11），檢查背面是否有裂紋的試驗，目的在于檢驗焊縫的變形能力。對于焊接接頭來說，通常進行橫彎（圖4.12）、側彎（圖4.13）和縱彎（圖4.14）試驗。試驗標準：GB／T232金屬材料彎曲試驗方法

8材料的工藝性能108（2）壓扁試驗根據管樣壁厚和外徑，橫向壓扁至規定的高度，檢查長軸外弧面是否有裂紋的試驗，目的在于檢驗管材的變形能力。試驗標準：GB246金屬管壓扁試驗方法。（3）擴孔試驗根據管樣壁厚和外徑，選取錐度30°、45°或60°的頂心，壓至規定的高度，檢查管口是否有裂紋的試驗，目的在于檢驗管材的變形能力。試驗標準：GB242金屬管擴口試驗方法。（2）壓扁試驗109第五章電站鍋爐用鋼的現狀及發展趨勢1鍋爐參數的發展高溫：450℃510℃540℃566℃580℃600℃620℃700℃高壓：10MPa(14～16)MPa(17～21)MPa (24～27)MPa (30)Mpa2鍋筒（汽包）2.1對材料的要求高的高溫強度：拉伸、疲勞高的抗汽水腐蝕能力良好的塑性和韌性良好的工藝性能：熱、冷加工性能及焊接性能第五章電站鍋爐用鋼的現狀及發展趨勢1102.2材料種類

20g、22g低合金鋼兩類：C-Mn鋼系列：以美國、日本為代表SA299、SB49低合金高強度鋼：歐洲各國。如德國、法國、英國、前蘇聯等。

BHW35、BHW38、19Mn5、19Mn6、16ГНМ、18MD4-05國產：18MnMoNb

2.2材料種類1113超超臨界鍋爐新型水冷壁管材料3.1對材料的要求高的高溫強度：拉伸、蠕變、持久強度、持久塑性、疲勞高的抗氧化腐蝕性高的組織穩定性良好的工藝性能：熱、冷加工性能及焊接性能3.2材料的種類T23和T24。T23和T24鋼管在550℃具有高的蠕變強度、在焊態下的硬度較低，是制造水冷壁部件的潛力品種材料。一些主要的鍋爐制造廠還用其制造過熱器。3超超臨界鍋爐新型水冷壁管材料112（1）材料的化學成分與合金化特點合金化特點：T23鋼在T22的基礎上，通過添加1.6%的W、降低Mo含量（0.20%）與C含量（0.04～0.10%）、同時添加少量的V、Nb、N與B?？刂坪珻量在0.1%以