《材料的蠕變》PPT課件.ppt

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在航空航天 能源化工等工業(yè)領(lǐng)域 許多構(gòu)件是在高溫下長期服役的 如發(fā)動機 鍋爐 煉油設(shè)備等 它們對材料的高溫力學(xué)性能提出了很高的要求 正確地評價材料 合理地使用材料 研究新的耐高溫材料 成為上述工業(yè)發(fā)展和材料科學(xué)研究的重要任務(wù)之一 以航空發(fā)動機為例 目前正朝著推力大 耗能低 推重比高和使用壽命長的方向發(fā)展 這就要求提高壓氣機增壓比和渦輪前的進口溫度等措施來實現(xiàn) 需采用良好高溫性能的材料制造渦輪盤 葉片等構(gòu)件 很明顯 材料的高溫性能是制約上述發(fā)展的重要因素 第8章材料的蠕變 溫度對材料的力學(xué)性能影響很大 而且不同材料的力學(xué)性能隨溫度變化的規(guī)律不同 金屬材料 隨著溫度T的升高 強度極限逐漸降低 斷裂方式由穿晶斷裂逐漸向沿晶斷裂過渡 常溫下可用來強化材料的手段 如加工硬化 固溶強化及沉淀強化等 強化效果逐漸削弱甚至消失 陶瓷材料 常溫下脆性斷裂 而在高溫 借助于外力和熱激活作用 變形的一些障礙得以克服 材料內(nèi)部質(zhì)點發(fā)生不可逆的微觀位移 陶瓷也能變?yōu)榘胨苄圆牧?時間也是影響材料高溫力學(xué)性能的重要因素 常溫 RT 時間對材料的力學(xué)性能幾乎沒有影響 普通環(huán)境 高溫 HT 力學(xué)性能表現(xiàn)出時間效應(yīng) 例 很多金屬材料在高溫短時拉伸試驗時 塑性變形的機制是晶內(nèi)滑移 從而發(fā)生穿晶的韌性斷裂 而在應(yīng)力的長時間作用下 即使應(yīng)力不超過屈服強度 也會發(fā)生晶界滑動 導(dǎo)致沿晶的脆性斷裂 進而使高溫下金屬的強度隨時間延長而降低 溫度的高低 相對于材料熔點而言 一般地 高溫 T Tm 0 3 0 4低溫 T Tm 0 3T 試驗溫度 Tm 材料熔點 K 部分金屬熔點與高溫的含義 TmTLPb 327 4 20 Mg 650 20 Cu 1083 160 Fe 1536 341 W 3410 1091 8 1蠕變現(xiàn)象和蠕變曲線 蠕變 Creep 材料在長時間的恒溫 恒應(yīng)力作用下緩慢地產(chǎn)生塑性變形的現(xiàn)象 蠕變斷裂 由于蠕變變形而最后導(dǎo)致的材料斷裂 8 1 1蠕變現(xiàn)象 蠕變的溫度 在應(yīng)力作用下 蠕變可以發(fā)生在任何溫度 低溫時 蠕變效應(yīng)不明顯 可以不考慮 T 0 3Tm時 蠕變效應(yīng)比較顯著 此時需要考慮蠕變的影響 因此 工程上把T 0 3Tm的溫度確定為明顯蠕變的溫度 不同的材料 出現(xiàn)明顯蠕變的溫度不同 例如 碳鋼超過300 合金鋼超過400 就出現(xiàn)蠕變效應(yīng) 而高熔點的陶瓷材料在1100 以上也不發(fā)生明顯蠕變 8 1 2典型的蠕變曲線 瞬時應(yīng)變 蠕變速率 蠕變斷裂 恒溫 恒應(yīng)力條件 第I階段 AB段 減速蠕變階段 過渡蠕變階段 開始的蠕變速率很大 隨著時間的延長 蠕變速率逐漸減小 到B點 蠕變速率達到最小值 第 階段 BC段 恒速蠕變階段 穩(wěn)態(tài)蠕變階段 特點是蠕變速率幾乎不變 一般可以表示為材料的蠕變速率 第 階段 CD段 加速蠕變階段 失穩(wěn)蠕變階段 隨著時間的延長 蠕變速率逐漸增大 到D點發(fā)生蠕變斷裂 蠕變時應(yīng)變與時間的關(guān)系 0 f t Dt t 0 瞬時應(yīng)變 f t 減速蠕變 Dt 恒速蠕變 t 加速蠕變 常用的蠕變與時間的關(guān)系 瞬時應(yīng)變減速蠕變恒速蠕變 蠕變應(yīng)變速率與時間的關(guān)系 n為小于1的正數(shù) t很小時 應(yīng)變速率隨t 逐漸減小 第一階段 t增大時 應(yīng)變速率隨t 接近恒定值 第二階段 8 1 3應(yīng)力和溫度對蠕變曲線的影響 T 不同材料在不同條件下的蠕變曲線是不同的 同一種材料的蠕變曲線也隨應(yīng)力和溫度的變化而不同 8 2 1蠕變極限高溫服役的構(gòu)件在其服役期內(nèi) 不允許產(chǎn)生過量的蠕變變形 否則將引起構(gòu)件的早期失效 因此 為保證高溫長期載荷作用下的構(gòu)件不致產(chǎn)生過量變形 要求材料須具有一定的蠕變極限 蠕變極限 反映長期載荷作用下的材料對高溫蠕變變形的抗力 它是選用高溫材料 設(shè)計高溫下服役機件的主要依據(jù)之一 8 2蠕變極限與持久強度 1 在給定溫度下 使試樣在蠕變第二階段產(chǎn)生規(guī)定穩(wěn)態(tài)蠕變速率的最大應(yīng)力定義為蠕變極限 記作 T 溫度 第二階段的穩(wěn)態(tài)蠕變速率 h 蠕變極限的兩種表示方法 例如 表示在500 的條件下 第二階段的穩(wěn)態(tài)蠕變速率 1 10 5 h的應(yīng)力值為80MPa 即 蠕變極限 80MPa在高溫下長期服役的構(gòu)件 如在汽輪機 電站鍋爐的設(shè)計中 常把蠕變速率 1 10 5 h的應(yīng)力定義為蠕變極限 作為選材和機件設(shè)計的依據(jù) 2 在給定溫度和時間的條件下 使試樣產(chǎn)生規(guī)定的蠕變應(yīng)變量的最大應(yīng)力定義為蠕變極限 記作 T 表示實驗溫度 t 表示在給定的時間t h 內(nèi)產(chǎn)生的蠕變應(yīng)變?yōu)?例如 表示在600 10萬小時后 蠕變應(yīng)變量 1 的應(yīng)力值為100MPa 即 蠕變極限 100MPa 對于按穩(wěn)態(tài)蠕變速率定義的蠕變極限 其測定程序為 在同一溫度 不同應(yīng)力下迸行蠕變實驗 測出不少于4條的蠕變曲線 求出各應(yīng)力下蠕變曲線第二階段直線部分的斜率 即為相應(yīng)的穩(wěn)態(tài)蠕變速率 穩(wěn)態(tài)蠕變速率 規(guī)定的穩(wěn)態(tài)蠕變速率所對應(yīng)的應(yīng)力值即為蠕變極限 蠕變極限測試 12Cr1MoV鋼的 曲線 8 2 2持久強度 某些在高溫下工作的構(gòu)件 蠕變變形很小或?qū)ψ冃我蟛粐栏?只要求構(gòu)件在使用期內(nèi)不發(fā)生斷裂 如鍋爐 管道等零件在服役中基本上不考慮變形 原則上只要求保證在規(guī)定條件下不破壞 在這種情況下 要用能反映蠕變斷裂抗力的指標作為評價材料 設(shè)計機件的主要依據(jù) 持久強度 材料在一定溫度下和規(guī)定的時間內(nèi) 不發(fā)生蠕變斷裂的最大應(yīng)力 發(fā)生蠕變斷裂的最小應(yīng)力 記作 表示在700 時 經(jīng)1000h后才發(fā)生斷裂的應(yīng)力為30MPa 即持久強度 30MPa 例如 所謂規(guī)定時間是以零件設(shè)計時的工作壽命為依據(jù)的 對于有些重要的零件 例如航空發(fā)動機的渦輪盤 葉片等 不僅要求材料具有一定的蠕變極限 同時也要求材料具有一定的持久強度 兩者都是設(shè)計的重要依據(jù) 材料的持久強度是實驗測定的 持久強度實驗時間通常比蠕變極限實驗要長得多 根據(jù)設(shè)計要求 持久強度實驗最長可達幾萬 幾十萬小時 由于實際高溫構(gòu)件所要求的持久強度一般要求幾千到幾萬小時 較長者可達幾萬至幾十萬小時 實際上持久強度是不宜直接測定的 一般要通過內(nèi)插或外推方法確定 所以 在多數(shù)情況下 實際的持久強度值是利用短時壽命 如幾十或幾百 最多是幾千小時 數(shù)據(jù)的外推來估計的 實驗表明 金屬材料在給定溫度下 持久應(yīng)力 和斷裂時間 斷裂壽命 t可用下列經(jīng)驗公式表示 A 為與實驗溫度 材料特性有關(guān)的常數(shù) 持久強度曲線及其轉(zhuǎn)折現(xiàn)象示意圖 一種高溫用鋼550 的持久強度曲線 8 2 3持久塑性 通過持久強度試驗 還可以測定材料的持久塑性 持久塑性 用試樣斷裂后的延伸率和斷面收縮率來表示 是衡量材料蠕變脆性的一個重要指標 很多材料在高溫下長時間工作后 延伸率降低 往往發(fā)生脆性破壞 如汽輪機中螺栓的斷裂 鍋爐中導(dǎo)管的脆性破壞 8 3蠕變變形和蠕變斷裂機制 8 3 1蠕變變形機理材料在高溫下加載后 要伴生一定量的瞬時變形 其中包括彈性變形和塑性變形 在機理上 瞬時變形與常溫的彈 塑性變形相似 彈性變形由正應(yīng)力作用產(chǎn)生 塑性變形主要由切應(yīng)力作用產(chǎn)生 隨后產(chǎn)生的蠕變變形取決于溫度和應(yīng)力的共同作用 與常溫塑性變形有所不同 1 在常溫下變形時 若滑移面上位錯受阻而產(chǎn)生塞積現(xiàn)象 滑移便不能繼續(xù)進行 而使變形難以繼續(xù)進行 但在高溫蠕變條件下 由于熱激活作用 可使滑移面上塞積的位錯進行攀移 形成小角度亞晶界 位錯多邊化 從而導(dǎo)致金屬材料軟化 軟化過程消除了加工硬化作用 使滑移重新開動 變形繼續(xù)進行 由此 位錯滑移對蠕變有顯著貢獻 但蠕變速度則受位錯攀移過程所控制 而且 位錯滑移導(dǎo)致加工硬化 是硬化過程 而位錯攀移是軟化過程 2 在常溫下晶界變形極不明顯 可忽略不計 但在高溫蠕變條件下 由于晶界強度降低 其變形量很大 有時甚至占總?cè)渥冏冃瘟康囊话?這是蠕變變形的重要特點之一 鑒于蠕變變形是涉及晶體內(nèi)位錯運動 晶界變形 原子擴散等多種復(fù)雜的過程 下面分別闡述相應(yīng)過程的蠕變變形機制 1 位錯滑移蠕變機理在高溫下 由于溫度升高 給原子和空位提供了熱激活的可能 使得位錯可以克服某些障礙得以運動 可動性提高 能繼續(xù)產(chǎn)生塑性變形 位錯的熱激活方式有 刃型位錯的攀移 螺型位錯的交滑移 位錯環(huán)的分解等 刃型位錯克服障礙的幾種模型 被塞積的位錯減少 位錯源可重新開動 位錯得以增殖運動 產(chǎn)生蠕變變形 蠕變第I階段 開始變形時位錯及其運動障礙較少 易于滑移 蠕變速度較快 但隨著變形不斷進行 位錯密度逐漸增大 晶格畸變不斷增加 位錯逐漸塞積 造成形變強化 蠕變變形逐漸產(chǎn)生的形變硬化 使可動位錯不斷漸少 位錯源開動的阻力和位錯滑動的阻力逐漸增大 致使蠕變速率不斷降低 另一方面 在高溫作用下 位錯雖可進行交滑移 通過攀移形成亞晶而產(chǎn)生回復(fù)軟化 但位錯攀移的驅(qū)動力來自晶格畸變能的降低 而在蠕變初期 由于晶格畸變能小 致使回復(fù)軟化過程不明顯 因此 這一階段的形變強化效應(yīng)超過回復(fù)軟化效應(yīng) 使蠕變速度不斷降低 形成了減速蠕變階段 蠕變的第 階段 由于位錯滑移產(chǎn)生的形變硬化不斷發(fā)展 促進了位錯交滑移 攀移等動態(tài)回復(fù)的軟化效應(yīng)不斷加強 當形變硬化和回復(fù)軟化達到動態(tài)平衡時 蠕變速率遂為一常數(shù) 因此形成了恒速蠕變階段 蠕變的第 階段 空洞 可從第二階段形成 長大 連接形成裂紋而迅速擴展 致使蠕變速度加快 直至裂紋達到臨界尺寸而產(chǎn)生蠕變斷裂 2 擴散蠕變機理 在較高溫度下 原子和空位可以發(fā)生熱激活擴散 在不受外力的情況下 它們的擴散是隨機的 在宏觀上沒有表現(xiàn) 趨于平衡態(tài) 但在高溫時有外力作用下 晶體內(nèi)部產(chǎn)生不均勻應(yīng)力場 原子和空位在不同的位置具有不同的勢能 它們會由高勢能位向低勢能位進行定向擴散 應(yīng)力誘導(dǎo) 與取向有關(guān) 擴散蠕變機理示意圖 拉應(yīng)力作用下 晶界上的空位勢能發(fā)生變化 垂直于拉應(yīng)力軸的晶界 圖中A B晶界 處于高勢能態(tài) 平行于拉應(yīng)力軸的晶界 圖中C D晶界 處于低勢能態(tài) 導(dǎo)致空位由勢能高的A B晶界向勢能低的C D晶界擴散 空位的擴散引起原子向相反的方向擴散 從而引起晶粒沿拉伸軸方向伸長 垂直于拉伸軸方向收縮 致使晶體產(chǎn)生蠕變變形 3 晶界滑動蠕變機理 晶界在外力作用下 會發(fā)生相對滑動變形 但在常溫下晶界變形極不明顯 可以忽略不計 在高溫蠕變條件下 由于晶界強度降低 晶界的相對滑動引起的變形量很大 有時甚至占總?cè)渥冏冃瘟康囊话?從而產(chǎn)生明顯的蠕變變形 晶界滑動示意圖 晶格畸變區(qū) 晶粒1 晶粒2 晶粒1 晶粒2 晶界變形 晶界滑動和遷移 晶界的變形是由晶界的滑動和遷移交替進行的過程 晶界的滑動對變形產(chǎn)生直接的影響 晶界的遷移雖不提供變形量 但它能消除由于晶界滑動而在晶界附近產(chǎn)生的晶格畸變區(qū) 為晶界的進一步滑動創(chuàng)造條件 因此 可以認為晶界滑動是硬化過程 而晶界遷移是軟化過程 8 3 2蠕變斷裂機理 不含裂紋的高溫構(gòu)件 在高溫長期服役過程中 由于蠕變裂紋相對均勻地在構(gòu)件內(nèi)部萌生和擴展 最終在應(yīng)力和溫度共同作用下導(dǎo)致斷裂 原來就存在裂紋或類似裂紋的缺陷的高溫工程構(gòu)件中 其斷裂則由主裂紋的擴展所致 蠕變斷裂是與蠕變變形的第2階段相關(guān)的 此時材料中已產(chǎn)生空洞 裂紋等 在裂紋成核和擴展過程中 晶界滑動引起的應(yīng)力集中與空位的擴散起著重要作用 斷裂方式 晶間斷裂是蠕變斷裂的普遍形式 高溫低應(yīng)力下情況更是如此 等強溫度 晶界和晶內(nèi)強度相等的溫度 因為溫度升高 多晶體晶內(nèi)及晶界強度都隨之降低 但后者降低速率更快 造成高溫下晶界的相對強度較低的緣故 隨應(yīng)變速度下降 等強溫度降低 從而使晶界斷裂傾向增大 兩種晶界斷裂模型 晶界滑動和應(yīng)力集中模型在蠕變溫度下 持續(xù)的恒載將導(dǎo)致位于最大切應(yīng)力方向的晶界滑動 這種滑動必然在三晶粒交界處形成應(yīng)力集中 如果這種應(yīng)力集中不能被滑動晶界前方晶粒的塑性變形或晶界的遷移所松弛 當應(yīng)力集中達到晶界的結(jié)合強度時 在三晶粒交界處必然發(fā)生開裂 形成楔形空洞或裂紋 楔形空洞形成示意圖 高應(yīng)力和較低溫度 曲折晶界和夾雜物處空洞形成 晶界滑動和晶內(nèi)滑移可能在晶界形成交截 使晶界曲折 曲折的晶界和晶界夾雜物阻礙了晶界的滑動 引起應(yīng)力集中 導(dǎo)致空洞形成 空位聚集模型 在垂直于拉應(yīng)力的那些晶界上 當應(yīng)力水平超過臨界值時 空位自周圍晶界及晶內(nèi)向受拉晶界擴散 聚集而萌生空洞 空洞核心一旦形成 在應(yīng)力作用下 空位由晶內(nèi)和沿晶界繼續(xù)向空洞處擴散 使空洞長大并互相連接形成裂紋 裂紋形成后 隨時間延長 裂紋不斷擴展 達到臨界值后 材料發(fā)生蠕變斷裂 空位聚集形成空洞示意圖 較低應(yīng)力和較高溫度 綜上 以上兩種機制都要經(jīng)歷空洞穩(wěn)定長大而形成微裂紋到裂紋不穩(wěn)定擴展而斷裂的過程 并且 在不同的應(yīng)力和溫度下 兩種機制占有不同的主導(dǎo)地位 一般地 晶界滑動機制主導(dǎo)的蠕變斷裂發(fā)生在中等溫度和較高應(yīng)力水平的條件下 而空位聚集機制主導(dǎo)的斷裂發(fā)生在較高溫度和較低應(yīng)力水平的條件下 溫度對斷裂機制的影響 溫度低時 金屬材料通常發(fā)生滑移引起的解理斷裂或晶間斷裂 這屬于一種脆性斷裂方式 其斷裂應(yīng)變小 即使在較高應(yīng)力下 多晶體在發(fā)生整體屈服后再斷裂 斷裂應(yīng)變一般也不會超過10 溫度高于韌脆轉(zhuǎn)變溫度時 斷裂方式從脆性解理和晶間斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)轫g性穿晶斷裂 它通常是通過在第二相界面上空洞生成 長大和連接的方式發(fā)生的 斷口的典型特征是韌窩 應(yīng)力高時 由空洞長大的斷裂方式會瞬時發(fā)生 不屬于 蠕變斷裂 應(yīng)力較低 溫度相對較高 時 空洞由于緩慢蠕變而長大 最終導(dǎo)致蠕變斷裂 這種斷裂往往伴隨有較大的斷裂應(yīng)變 應(yīng)力對斷裂機制的影響 較低應(yīng)力和較高溫度下 通過在晶界空位聚集形成空洞和空洞長大的方式發(fā)生晶界蠕變斷裂 這種斷裂是由擴散控制的 低溫下由空位擴散導(dǎo)致的這種斷裂過程十分緩慢 實際上難以觀察到最終斷裂的發(fā)生 高溫高應(yīng)力下 在強烈變形部位將迅速發(fā)生回復(fù) 再結(jié)晶 晶界能夠通過擴散發(fā)生遷移 即使在晶界上形成空洞 空洞也難以繼續(xù)長大 因為空洞的長大主要是依靠空位沿晶界不斷向空洞處擴散的方式完成的 而晶界的遷移能夠終止空位沿晶界的擴散 結(jié)果蠕變斷裂以類似于試樣被拉斷的 頸縮 的方式進行 材料塑化 金屬材料蠕變斷裂斷口的特征 宏觀特征 一是在斷口附近產(chǎn)生塑性變形 在變形區(qū)域附近有很多裂紋 使斷裂構(gòu)件表面出現(xiàn)龜裂現(xiàn)象 二是由于高溫氧化 斷口表面往往被一層氧化膜所覆蓋 微觀特征 主要是冰糖狀花樣的沿晶斷裂 8 4影響蠕變性能的主要因素 根據(jù)蠕變變形和斷裂機制可知 要降低蠕變速度 提高蠕變極限 必須控制位錯攀移的速度 要提高斷裂抗力 即提高持久強度 必須抑制晶界滑動 強化晶界 亦即要控制晶內(nèi)和晶界的擴散過程 一般地 蠕變是發(fā)生在一定的溫度 應(yīng)力條件下 是材料的熱激活微觀過程的宏觀表現(xiàn) 這不僅決定于材料的成分 組織結(jié)構(gòu)等內(nèi)在因素 而且也受應(yīng)力 溫度等外來因素的影響 8 4 1內(nèi)在因素 1 化學(xué)成分的影響材料的成分不同 蠕變的熱激活能不同 熱激活能高的材料 蠕變變形就困難 蠕變極限 持久強度就高 設(shè)計耐熱鋼及耐熱合金時 一般選用熔點高 原子結(jié)合力強 自擴散激活能大 擴散困難 和層錯能低的元素及合金 常用合金元素有 Cr W Mo Nb V B 原因 1 熔點愈高的金屬原子結(jié)合力愈強 自擴散激活能愈大 因而自擴散愈慢 位錯攀移阻力愈大 2 如果熔點相同但晶體結(jié)構(gòu)不同 則自擴散激活能愈高者 擴散愈慢 3 層錯能愈低的金屬愈易產(chǎn)生擴展位錯 使位錯難以產(chǎn)生割階 交滑移和攀移 這些都有利于降低蠕變速率 4 體心立方晶體的自擴散系數(shù)最大 面心立方晶體次之 因此 大多數(shù)面心立方結(jié)構(gòu)的金屬 其高溫強度比體心立方結(jié)構(gòu)的高 在金屬基體中加入鉻 鉑 鎢 鈮等形成單相固溶體 除產(chǎn)生固溶強化作用外 還因為合金元素使層錯能降低 易形成擴展位錯 且溶質(zhì)原子與溶劑原子的結(jié)合力較強 增大了擴散激活能 從而提高了蠕變極限 形成彌散相的合金元素 則由于彌散相能強烈阻礙位錯的滑移 提高高溫強度 彌散相粒子硬度高 彌散度大 穩(wěn)定性高 則強化作用好 硼 稀土等增加晶界激活能的元素 則既能阻礙晶界滑動 又能增大晶界裂紋面的表面能 因而對提高蠕變極限 特別是持久強度是很有效的 2 熱處理及組織結(jié)構(gòu)的影響 采用不同的熱處理工藝 可以改變材料的組織結(jié)構(gòu) 從而改變熱激活運動的難易程度 如珠光體耐熱鋼 一般采用正火加高溫回火工藝 正火溫度應(yīng)較高 以促使碳化物較充分而均勻地溶解在奧氏體中 回火溫度應(yīng)高于使用溫度100 150 以上 以提高其在使用溫度下的組織穩(wěn)定性 如奧氏體耐熱鋼或合金一般進行固溶處理和時效 改善強化相的分布狀態(tài) 并使之得到適當?shù)木Я６?在固溶處理后再進行一次中間處理 使合金的碳化物沿晶界呈斷續(xù)鏈狀析出 可使持久強度和蠕變延伸率進一步提高 3 晶粒尺寸的影響 細化晶粒是唯一可以同時提高材料常規(guī)強度 硬度和塑性 韌性的方法 但對于材料的高溫力學(xué)性能 其影響則并非如此 通常 晶界滑動對蠕變的貢獻占主導(dǎo)地位 所以 進行熱處理時應(yīng)考慮采用適當?shù)墓に?以滿足對晶粒度的要求 當使用溫度低于等強溫度時 細化晶粒可以提高鋼的強度 當使用溫度高于等強溫度時 粗化晶?？梢蕴岣咪摰娜渥儤O限和持久強度 但是 晶粒過于粗大會降低鋼的高溫塑性和韌性 對于耐熱鋼及合金 隨合金成分和工作條件的不同 都有一最佳晶粒尺寸范圍 例如 奧氏體耐熱鋼及鎳合金 一般以2 4級晶粒度較好 實際材料由于晶粒度不均勻 會使一些細晶粒對耐熱合金的蠕變強度不利 由于垂直于拉應(yīng)力的晶界通常是空洞和裂紋的成核位置 所以采用定向凝固工藝使柱狀晶沿受力方向生長 減少橫向晶界 可大大提高構(gòu)件的持久強度 目前 該工藝正在渦輪葉片上得到很好的應(yīng)用 8 4 2外部因素 1 應(yīng)力材料的蠕變性能和蠕變速率主要取決于應(yīng)力水平 高應(yīng)力下蠕變速率提高 低應(yīng)力下蠕變速率降低 各類Si3N4系列陶瓷的ln ln 關(guān)系曲線見右圖 應(yīng)力對蠕變的影響主要是改變?nèi)渥儥C制 在低應(yīng)力范圍 擴散蠕變機理起控制作用 而在中 高應(yīng)力范圍 位錯運動機理起控制作用 2 溫度 蠕變是熱激活過程 蠕變激活能和擴散激活能的相對關(guān)系影響著蠕變機制 蠕變激活能和擴散激活能都是溫度的減值函數(shù) 隨著溫度的改變 它們也發(fā)生相應(yīng)的變化 使得蠕變機理發(fā)生改變 根據(jù)擴散路徑不同 擴散蠕變機理有兩種 即Nabarro Herring提出的體擴散機理和Coble提出的晶界擴散機理 一般地 隨著溫度的升高 金屬的蠕變機理可從晶界擴散控制的cole機理轉(zhuǎn)化為晶內(nèi)擴散控制的Nabarro Herring機理 所以 溫度升高 蠕變性能降低