1、第七章材料在高温条件下的力学性能 7.0 引言 7.1 材料的蠕变 7.2 蠕变极限与持久强度 7.3 应力松弛 7.4 高温疲劳及疲劳与蠕变的交互作用 7.5 高温热暴露 7.6 陶瓷材料的抗热震性 7.7 温度对聚合物力学性能的影响高压蒸汽锅炉、汽轮机、燃气轮机、柴油机、化工炼油设备以及航空发动机中的构件都是长期在高温条件下工作的。 材料的高温力学性能不同于室温。 1 ）何谓高温？ 金属材料：T0.3-0.4T m ；(T m 为材料的熔点，以绝对温度K 计算) 陶瓷材料： T0.4-0.5T m ； 高分子材料TT g（T g 为玻璃化转变温度） 7.0 引言1 ）温度对材料力学性能的影
2、响 * 材料在高温下将发生蠕变现象（材料在恒定应力的持续作用下不断地发生变形）。 * 材料在高温下的强度与载荷作用的时间有关。载荷作用时间越长，引起变形的抗力越小。 * 材料在高温下不仅强度降低，而且塑性也降低。应变速率越低，作用时间越长，塑性降低越显著，甚至出现脆性断裂。 * 与蠕变现象相伴随的还有高温应力松弛（恒定应变下，材料内部的应力随时间降低的现象）。2 ）温度和时间对断裂形式的影响 温度升高时，晶粒强度和晶界强度都要降低，但由于晶界上原子排列不规则，扩散容易通过晶界进行，因此，晶界强度下降较快。 晶粒与晶界两者强度相等的温度称为“ 等强温度”T E 。 当材料在T E 以上工作时，材
3、料的断裂方式由常见的穿晶断裂过渡到晶间断裂 。 材料的T E 不是固定不变的，变形速率对它有较大影响。因晶界强度对形变速率敏感性要比晶粒大得多，因此T E 随变形速度的增加而升高。在高温下，陶瓷材料的塑性有所改善，会产生一定的塑性变形。 高分子材料的力学性能随着温度的变化有明显的改变，呈现出不同的力学状态，并具有显著的粘弹性行为。 对材料的高温力学性能，需要研究温度、应力、应变与时间的关系，建立评定材料高温力学性能的指标，分析其在高温长时荷载作用下变形和断裂的机理，提出提高材料高温力学性能的途径。7.1 材料的蠕变 材料在长时间的恒温、恒应力作用下，即使应力小于屈服强度，也会缓慢地产生塑性变形
4、的现象称为蠕变（Creep ） 。 由于这种变形而最后导致材料的断裂称为 蠕变断裂。 材料的蠕变可在任何温度范围内发生，不过高温时，变形速度高，蠕变现象更明显。陶瓷材料在室温一般不考虑蠕变；高分子材料在室温下就能发生蠕变。7.1.1 蠕变曲线 描述蠕变变形规律的参量主要有：应力、温度、时间、蠕变变形量和变形速率等，其关系为： f( ，T ， ，m 1 ，m 2) (7-1) 式中为蠕 变速率， 为应力，T 为绝对温度，为蠕变变形量，m 1 和m 2 为与晶体结构特性（如弹性模量等）和组织因素（如晶粒度等）有关的参量。 1 ）金属与陶瓷材料的蠕变曲线 （1 ）ab 段为蠕变第I 阶段，称为减速蠕
5、变 阶段，其蠕变变形速度与时间的关系可用下式表示： At n （7-2 ） 式中A 、n 皆为常数，且0n 1 。 图7-2 典型材料的蠕变曲线（2 ）bc 段为蠕变第II阶段，此阶段蠕变速度基本不变，为 恒速( 稳定)蠕变 阶段。此时的蠕变速度称最小蠕变速度，即通常所谓的蠕变速度，其蠕变量为： t （7-3 ） （3 ）cd 段为蠕变第III阶段，为加速蠕变阶段。此时材料因产生颈缩或裂纹而很快于d 点断裂。蠕变断裂时间及总变形量为t r 及 r 。 第II阶段的蠕变速度及 r( 持久断裂时间) 、 r( 持久断裂塑性) 是材料高温力学性能的重要指标。 蠕变曲线与应力、温度有关；应力小、温度低
6、时，蠕变速率低、第II阶段长；应力增加、温度升高后，第II阶段变短、甚至消失。 2) 高分子材料的蠕变曲线 图7-3 高分子材料蠕变及回复曲线 (t 1是加荷时间， t 2是释荷时间)7.1.2 蠕变机制 1) 金属和陶瓷材料的蠕变变形机制 a ）位错滑移蠕变 塑性变形位错滑移 塞积、强化、更大切应力下才能重新运动 变 形速度减小； 在高温下，靠热激活和空位扩散来进行 刃位错发生攀移位错在新的滑移面上运动 位 错源再次开动、使蠕变得以不断发展（动态回复过程） 蠕变速度增大。 第I 阶段，材料因变形而强化，阻力增大，速率减小。 第II阶段，材料强化与动态回复共存，达到平衡，蠕变速率维持不变。b
7、）扩散蠕变 发生在T/T m0.5的情况下，是大量原子和空位的定向移动的结果。 无外力作用下，原子和空位的移动无方向性，材料无塑性变形。 有外力作用时，拉应力下的晶界产生空位，而压应力作用下的晶界空位浓度小，因此空位由拉应力晶界向压应力晶界迁移，致使晶体产生伸长的蠕变。 扩散途径： （1 ） 空 位沿晶内流动，Nabarro-herring 机制；（2 ）沿晶界流动，Coble 机制。c ）晶界滑动蠕变 高温下，晶界上的原子易扩散，受力后发生滑动，促进蠕变； 多晶陶瓷中存在大量晶界，晶界是低熔点氧化物聚集之处，易于形成玻璃相。在温度较高时，晶界粘度迅速下降。外力导致晶界粘滞性流动，发生蠕变。
8、晶界形变在高温时很显著，甚至能占总蠕变变形量的一半，晶界的滑动是通过晶界的滑移和迁移来进行的，如图7-4 所示，A-B ，B-C, 及A-C 晶界发生晶界滑移，晶界迁移，三晶粒的交点由1 移至2 再移至3点。图7-4 晶界滑移及晶界迁移示意图 ( 虚线-迁移前晶界, 实线为迁移后晶界)在蠕变过程中，因环境温度和外加应力的不同，控制蠕变过程的机制也不同。 图7-5 银的形变机制图2 ）高分子材料的蠕变机理 从分子运动和变化的角度来看，蠕变过程包括下面三种形变： （a ）普弹形变：分子链内部键长和键角立刻发生变化，形变量很小，卸载后恢复原状。 （b ）高弹形变：分子链通过链段运动逐渐伸展的过程，形
9、变量比普弹形变要大得多，但形变与时间成指数关系： 1 1 E / 2 2 1 t e E 式中 2即高弹形变， 是松弛时间( 或称推迟时间) ，它与链段运动的粘度 2和高弹模量E 2有关，= 2/E 2。外力除去后，高弹形变逐渐回复。 （c ） 粘 性流动：产生分子间的相对滑动 。外力去除后粘性流动不能回复。 式中 3是本体粘度。因此普弹形变和高弹形变是可逆形变，而粘性流动称为不可逆形变。 聚合物受到外力作用时，以上三种形变一起发生；三种形变的相对比例依具体条件不同而不同。 3 3 t 3 ）蠕变断裂机制 大多为沿晶断裂，晶界上形成裂纹并引起断裂。 * 在三晶粒交汇处形成楔形裂纹。 晶界滑动在
10、三晶粒交汇处受阻，造成应力集中形成空洞，空洞连接形成裂纹。*晶界上由空洞形成的晶界裂纹，进而扩展断裂。7.1.3 蠕变的影响因素 1 ）金属材料 对高温、低应力蠕变，第II阶段的蠕变速度： C m exp(-Q/KT) C 、m为材料决定的常数，Q为蠕变激活能。由蠕变速度可以计算出材料在高温下长期使用时的变形量及其确定的蠕变极限。 显然在应力增大或温度升高时，会增大。 图7-7 应力与温度对蠕变曲线的影响2 ）陶瓷材料 （1 ）晶体结构 六方结构的Al 2O 3 、立方结构的ZrO 2 ，因仅有一个滑移系，变形量很小；体心立方的 MgO 因有两个滑移系，塑性变形量大。 （2 ）显微结构 * 气
11、孔 ： 蠕 变速率随气孔率增加而增大。这一方面是因为气孔减少了有效承载面积，另一方面的原因是，当晶界发生粘性流动时，气孔体积中可以容纳晶粒所发生的变形。 * 晶粒尺寸：晶粒愈小，蠕变率愈大。这是因为晶粒愈小，晶界比例就愈大，晶界扩散及晶界流动对蠕变的贡献就愈大。图7-8 多晶Al 2O 3 气孔率对蠕变率的影响* 玻璃相： 当温度升高时，玻璃相的粘度降低，因而蠕变速率增大。 如玻璃相不湿润晶相( 图7-9(a) ，则在晶界处为晶粒与晶粒结合，抗蠕变性能就好；如玻璃相完全湿润晶体相( 图7-9(b) ，则玻璃相包围晶粒，抗蠕变的性能最弱。在其它的湿润程度处下，材料的抗蠕变性能处于二者之间。 （3
12、 ）温 度： 随着温度升高，位错运动和晶界滑动速度加快，扩散系数增大，因此当温度升高时，蠕变速率增大。图7-9 玻璃相对晶相的湿润情况3 ）高分子材料 * 温度过低，外力太小，蠕变很小而且很慢，在短时间内不易觉察； * 温度过高，外力过大，形变发展过快，也感觉不出蠕变现象； * 在适当的外力作用下，通常在高聚物的T g 以上不远，链段在外力下可以运动，但运动时受到的内摩擦力又较大，只能缓慢运动，则可观察到较明显的蠕变现象。图7-10 蠕变与温度和外力的关系图7-11 几种高聚物23时的蠕变性能比较 1-聚砜；2-聚苯醚；3- 聚碳酸酯；4- 改性聚苯醚；5-ABS（耐热级）；6- 聚甲醛；7-
13、 尼龙；8-ABS7. 2 蠕变极限与持久强度 7.2.1 蠕变极限 为保证在高温长期载荷作用下的机件不致产生过量变形，要金属材料具有一定的蠕变极限。 蠕变极限 是高温长期载荷作用下材料对塑性变形抗力的指标。 蠕变极限一般有两种表示方法：1) 在给定温度T 下，使试样产生规定蠕变速度的应力值，以符号（MPa ）表示（其中为第二阶段蠕变速度，%/h ）。 如：=600MPa ，表示温度在600 的条件下，蠕变速率为1 10 -5 %/h 的蠕变极限为600MPa 。 2 ） 在给定温度T 和在规定的试验时间（t ，小时）内，使试样产生一定蠕变变形量（ ，%）的应力值，以符号 / t T 表示。
14、如：=100MPa，就表示材料在600 温度下，10 万小时后伸长率为1% 的蠕变极限为100MPa。 5 600 11 0 5 600 1/10 T 7.2.2 持久强度 材料在高温下的变形抗力与断裂抗力也是两种不同的性能指标。 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抵抗断裂的能力，即 持久强度。 材料的持久强度，是在给定温度T 下，恰好使材料经过规定的时间（t ）发生断裂的应力值，以（MPa）来表示。 如某材料在700 承受30MPa 的应力作用，经1000h 后断裂，则称这种材料在700 、1000h 的持久强度为30MPa ，写成=30MPa 。 T t 3 7
15、00 11 0 * 持久强度的测定 持久强度一般通过作持久试验测定，只要测定试样在给定温度和一定应力作用下的断裂时间。 （1 ）对于设计寿命为数百至数千小时的机件，可以直接用同样时间的试验来确定。 （2 ）对于设计寿命为数万以至数十万小时的机件，一般做出一些应力较大、断裂时间较短的试验数据，画在lgt-lg 坐标图上，联成直线，用外推法（时间不超过一个数量级）求出数万以至数十万小时的持久强度。 由持久强度试验，测量试样在断裂后的伸长率及断面收缩率，还能反映出材料在高温下的持久塑性。图7-12 12Cr1MoV 钢的 -t 对数曲线注意事项： （1 ）高温长时试验表明，在lgt-lg 双对数坐标
16、中，各试验数据并不真正符合线性关系，一般均有折点。折点位置和曲线形状与材料在高温下的组织稳定性和试验温度有关。 （2 ）缺口的影响：引起应力集中，降低持久强度。 图7-13 某种钢持久强度曲线的转折现象7.2.3 蠕变极限和持久强度的影响因素 由蠕变断裂机理可知： 1 ）要降低蠕变速度提高蠕变极限，必须 控制位错攀移的速度； 2 ）要提高断裂抗力，即提高持久强度，必须 抑制晶界的滑动 ，也就是说要控制晶内和晶界的扩散过程。 （一）合金化学成分的影响 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。 * 熔点愈高的金属(Cr 、W 、Mo、Nb)，自扩散愈慢
17、； * 层错能降低，易形成扩展位错，位错难以交滑移、攀移；* 弥散相能强烈阻碍位错的滑移与攀移； * 能增加晶界扩散激活能的添加元素( 如硼及稀土) ，则既能阻碍晶界滑动，又增大晶界裂纹的表面能。 * 面心立方结构的材料比体心立方结构的高温强度大。 （二）冶炼工艺的影响 * 降低夹杂物和冶金缺陷的含量； * 通过定向凝固工艺，减少横向晶界，提高持久强度，因为在横向晶界上容易产生裂纹。 （三）热处理工艺的影响 * 珠光体耐热钢一般采用正火加高温回火工艺。回火温度应高于使用温度100150以上，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和时效，使之得到适当的晶粒度，并
18、改善强化相的分布状态。 * 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。 （四）晶粒度的影响 * 晶粒大小：当使用温度低于等强温度时，细晶粒钢有较高的强度；当使用温度高于等强温度时，粗晶粒钢及合金有较高的蠕变抗力与持久强度。但是晶粒太大会使持久塑性和冲击韧性降低。 * 晶粒度不均匀：在大小晶粒交界处出现应力集中，裂纹就易于在此产生而引起过早的断裂。7.3 应力松弛 零件或材料在总应变保持不变时，其中的应力随着时间延长而自行降低的现象，叫做 应力松弛。应力松弛可分为三个阶段： * 第I 阶段：在开始阶段应力下降很快； * 第II阶段：应力下降逐
19、渐减缓的阶段； * 松弛极限：在一定的初应力和温度下，不再继续发生松弛的剩余应力。 其原因是由于随时间增长，一部分弹性变形转变为塑性变形，即弹性应变不断减小，所以零件中的应力相应地降低。应力松弛看作是应力不断降低时的“多级” 蠕变。 r 图7-12 松弛曲线7.3.1 金属材料的应力松弛 高温条件下金属材料会出现明显的应力松弛现象，如高温条件工作的紧固螺栓和弹簧都会发生应力松弛现象。 零件总应变可写作弹性应变 e 和塑性应变 p 之和，即：（7-6 ） 应力松弛曲线：是在给定温度和总应变条件下，应力随着时间的变化曲线。 松弛稳定性：金属材料抵抗应力松弛的性能。常用金属材料在一定温度T 和一定初
20、应力 0 作用下，经规定时间t后的“ 残余应力” 的大小作为松弛稳定性的指标。 ep 常数图7-13 两种钢材松弛曲线的比较 I.20Cr1Mo1VNbB，II. 25Cr2MoV （I 材料的松弛稳定性较好）* 理论计算： 将式（7-6）对t 求导，得： （7-7 ） 是弹性应变转化为蠕变应变的速率，因为： （7-8 ） 松弛开始时t=0 ，应力为 o ；而时间为t 时，应力为 ，由式（7-8 ）积分可得： （7-9 ） 1 p e d d d dt dt E dt p d dt dt d E t K n m 1 0 0 1 t n m d Kt dt E 当m=1 时：（7-10 ） 当m
21、1 时： （7-11 ） 式中，。式（7-10 ）和式（7-11 ）可用于描述松弛曲线，因而也可用m 和n 值的大小来评定松弛稳定性。 1 0 ln 1 n KE t n n K K 1 m m n t m E K 1 1 1 0 1 0 ) 1 ( 1 7.3.2 高分子材料的应力松弛 应力松弛和蠕变是一个问题的两个方面，都反映高聚物内部分子的三种运动情况。 * 温度很高远远超过T g 时，链段运动的内摩擦力很小，应力很快就松弛，不易察觉； * 温度比T g 低得多时，虽然链段受很大的应力，但是由于内摩擦力很大、链段运动的能力很弱，所以应力松弛极慢，不容易觉察。 * 只有在玻璃化温度附近的几
22、十度范围内，应力松弛现象比较明显。图7-14 不同温度下的应力松弛曲线7. 4 高温疲劳及疲劳与蠕变的交互作用 高于再结晶温度所发生的疲劳叫 高温疲劳。高温疲劳除与室温疲劳有类似的规律外，还存在自身的一些特点。 7.4.1 高温疲劳试验的基本加载方式和曲线 高温疲劳试验通常采用控制应力和控制应变两种加载方式。 在最大拉应力下保持一定的时间，简称为 保时 ，或在保时过程中叠加高频波以模拟实际使用条件。1) 控制应变加载方式 图7-15 控制应变加载 (a1) ，(b1) ，(c1) ，(d) 为控制应变无保时加载的记录曲线； (a2) ，(b2) ，(c2) ，(d) 为控制应变有保时加载的记录
23、曲线图7-15所示为控制应变加载方式以及记录的各种曲线。图中 表示保时过程中松弛的应力， c 是松弛过程中产生的非弹性应变。 由图7-15 （c1 ）可得：(7-12 ） 而由图7-15（c2 ）有： （7-13 ） 对比以上两式可得： （7-14 ） 在控制应变条件下，疲劳寿命常以循环进入稳定时的应力下降5% 定义( 或10%) ，即图7-15(d)中的f 点。 tep eec E tepc 图7-16 滞后回线随循环周次的变化2) 控制应力加载方式 在变动载荷条件下应变量随时间而缓慢增加的现象称为动态蠕变，简称动蠕变。 图7-17 控制应力加载 (a1) ，(b1) ，(c1) ，(d)
24、为控制应力无保时加载的记录曲线； (a2) ，(b2) ，(c2) ，(d) 为控制应力有保时加载的记录曲线;7.4.2 高温疲劳的一般规律 * 温度 ：无论光滑试件或缺口试件，总的趋势是试验温度提高，高温疲劳强度降低。 温度在300 以上时，每升高100 ，钢的疲劳抗力下降约15-20%；而对耐热合金，则每升高100 ，疲劳抗力下降约5%10% 。 温度升高，疲劳强度下降，但和持久强度相比下降较慢，所以它们存在一个交点（见图7-18 ）。在交点左边时，材料主要是疲劳破坏，这时疲劳强度比持久强度在设计中更为重要，在交点以右，则以持久强度为主要设计指标。交点温度随材料不同而变化。图7-18 疲劳
25、强度、持久强度与温度的关系* 时间 ：高温疲劳的最大特点是与时间相关，描述高温疲劳的参数除与室温疲劳相同的以外，还需增加与时间有关的参数，包括加载频率、波形和应变速率。 降低加载过程中的应变速率或频率，增加循环中拉应力的保持时间都会缩短疲劳寿命，而断口形貌也会相应地从穿晶断裂过渡到穿晶加沿晶断裂，及至完全沿晶断裂。 原因是：降低应变速率或频率、增加拉应力保时将引起： （1 ）使沿晶蠕变损伤增加；（2 ）增加了环境浸蚀的时间。图7-19 四种加载波形 (a)PP型；(b)CC 型；(c)CP 型；(d)PC 型* 高温裂纹扩展速率da/dN ： 高温疲劳裂纹扩展可以看作是疲劳和蠕变分别造成裂纹扩
26、展量的叠加。 低载荷时，蠕变裂纹扩展速率较小，疲劳对裂纹扩展的贡献为主；高载荷时，正好相反。 7.4.3 疲劳和蠕变的交互作用 在高温疲劳中，疲劳伤和蠕变存在交互作用。其结果是会加剧损伤过程，使疲劳寿命大大减小。 （1 ）瞬时交互作用：在顺序交互作用中，疲劳硬化造成一定损伤后影响着以后的蠕变行为。 （2 ）顺序交互作用：在 瞬 时交互作用中，认为在拉应力时的停留会造成很大的危害。* 蠕变- 疲劳损伤模式: 用N F ，N IF ，N IC 分别表示失效循环次数、疲劳裂纹出现时的循环次数、蠕变空位形成时的循环次数。 蠕变-疲劳损伤之间的耦合在损伤发展的早期不会出现。在损伤发展的后期阶段，蠕变损伤
27、会促进疲劳损伤的发展，而疲劳损伤对于蠕变损伤的影响则较小。 交互作用的大小与材料持久塑性有关：持久塑性越好，交互作用程度越小；反之，交互作用越大。 交互作用与试验条件有关，如循环的应变幅值、拉压保时的长短( 影响的大小) 、温度等。图7-20 四种可能的蠕变- 疲劳损伤破坏模式图7-21 交互作用区域和温度与应力的关系* 疲劳蠕变损伤的寿命预测： 1 ）线性累积损伤法( 不考虑疲劳和蠕变的交互作用) (7-15) n i 某循环波形下的循环周次； N f 相同应力不带保时的对称循环即纯疲劳条件下的疲劳寿命； n i/N f在某波形条件下的疲劳损伤分数； t i 某循环波形下的累积保持时间； T
28、 r相同应力下的持久断裂时间； t i/T r蠕变损伤分数。 1 r i f i T t N n2 ）Lagneborg 计算法 （7-16） 式中当交互作用系数B0时，是正交互，B0时，是负交互。我国学者提出的计算公式如下： （7-17） 式中m+n=1。这些疲劳和蠕变交互作用下的寿命预测公式都在一定条件下是成立的，但需要进一步的发展。 1 2 1 ii ii ff rr nn tt B NN TT 1 m n iiii ffrr nntt B NNTT 7. 5 高温热暴露 热暴露又称为高温浸润。材料在高温下即使不受力，长时间处于高温条件下也可使其力学性能发生变化，通常导致室温和高温强度下
29、降，脆性增加，可称为热暴露效应。 其原因是材料的组织发生变化、环境中的氧化和腐蚀导致力学性能发生变化。因此，热暴露效应不仅与材料有关（因为组织、结构和性质不同），还与温度和环境有关。不同材料在不同条件下对热暴露效应的敏感程度不同。7.5.1 热暴露评定指标 * 室温及高温瞬时拉伸强度： 测量暴露温度下，经过t 小时热暴露后的室温及高温瞬时拉伸强度( b) T/t 和( b T ) T/t。 高温瞬时拉伸强度 b T 是将材料在空气介质中升温到T （），保温0.5 小时后作拉伸试验测得的抗拉强度值，所以高温瞬时拉伸强度也就是热暴露时间为0.5小时的热暴露强度值( b T ) T/0.5 。 显然
30、，热暴露强度不同于温度和应力同时施加到试样上得出的持久强度和蠕变极限。高温瞬时拉伸强度通常以室温强度的百分数表示： （7-18 ） 式中为T （）下的高温瞬时拉伸强度降低系数；A 为降低系数。 同样，热暴露后的室温强度为： （7-19 ） 式中为热暴露后室温强度降低系数。 热暴露后的高温强度为： （7-20） 式中为热暴露后高温强度降低系数。 T TT b bbb b b A / TT bbb A / bbb Tt Tt A / / bbb Tt Tt A / TT bbb Tt Tt A / / TT bbb Tt Tt A 图7-22 LC9 铝合金热暴露后的室温及高温强度降低系数曲线 1
31、-(A b) T/50 ；2-(A b) T/100 ；3-(A b) T/1000 ；4-(A T b) T/50 ；5-(A T b) T/100 ；6-(A T b) T/10007.5.2 热暴露的特点 1 ）热暴露效应存在一个起始温度，在该温度以下高温热暴露对材料的强度几乎没有影响，个别材料甚至强度还略有提高。只有超过起始温度才会对材料的强度有显著影响，一般会使强度降低。 2 ）热暴露效应存在一个最高的终止温度。在此温度以上，材料已接近退火状态，热暴露时间的长短不再影响材料的强度性能，其性能与退火性能相当。 3 ）在热暴露起始温度和终止温度之间，任意给定热暴露温度，在该温度下暴露时间
32、越长，则材料的强度下降越多，脆性越大，但不是线性关系。7.5.3 热暴露的影响因素 1 ）热暴露效应随材料的成分、热处理状态和加工工艺过程而异。一般高温强度差的材料，其热暴露强度也差。反之，高温强度好的材料，其热暴露强度也好。 2 ）热暴露后并非所有的力学性能都下降。 7.5.4 热暴露机理 热暴露的机理是环境侵蚀，主要是氧化。实用金属材料室温下氧化缓慢，热暴露使氧化行为剧烈进行并具有破坏性。* 外氧化：多数合金与氧反应生成氧化膜，称之为 外氧化。材料力学性能发生变化与氧化膜的性质( 如致密性) 、结构、氧化膜的内应力及与基体的结合强度有关。 * 内氧化：氧溶解到合金相中并在合金内扩散，当氧的
33、浓度超过其在合金的固溶度时，合金中较活泼的元素与氧反应生成氧化物，这一过程叫内氧化 。 * 氧脆机制： （1）无外力作用时：氧降低了裂纹前沿原子键的结合能；或因吸附氧导致裂纹表面能下降；或氧促进位错运动以及生成氧化物等。氧原子沿晶界扩散比晶内大得多，因此内氧化往往发生在晶界，使晶界结合减弱，合金强度下降，脆性增加。 （2 ）有外加应力和残余张应力时： 在 张应力的作用下，氧化膜和合金内平衡的缺陷浓度增大，主要是空位浓度增大，通过氧化膜扩散的离子浓度增大。 应 力足够高时，金属应变速率很高，氧化膜不能充分随之变形而开裂，氧化速度加快。 改 变了氧化膜的显微结构，从而加快了离子传输速度和氧化速度。
34、因为金属基体沿张力方向伸长，氧化膜沿与张力垂直方向生长，导致显微结构发生变化。 外 应力影响氧化膜内应力( 通常为压应力) 状态，影响了氧化膜的破裂行为。 外 力对合金内元素的化学位有影响，从而改变了合金元素的选择性氧化。 此外，氧脆还与形变速率和温度有关。因为氧脆是氧与裂纹尖端和侧表面发生氧化反应引起的，当应变速率高时，引起动态脆性的氧化反应来不及进行，于是发生韧断；当应变速率较低时，因塑性应变引起的合金表面裸露的速度低于裸露表面再氧化的速度，此时仍发生韧断。只有当氧化膜的破坏速度略大于修复速度时，使裂纹两端不能保持致密的氧化膜，裂尖持续被氧化，从而产生动态脆化。7. 6 陶瓷材料的抗热震性
35、 材料承受温度骤变而不破坏的能力，称为 抗热震性 。材料的热震失效，可分为： * 热震断裂：瞬时断裂； * 热震损伤：在热冲击循环作用下，材料先出现开裂、剥落，然后碎裂和变质，终至整体破坏。 7.6.1 抗热震断裂 对急剧受热或冷却的陶瓷材料，若温差引起热应力达到陶瓷材料断裂强度 f ，则发生热震断裂。 引起热震断裂的临界温差 T c 为：（7-21） （7-21a ） 其中R 为抗热震断裂参数。E ，v ，a ，S 分别为弹性模量、泊松比、热膨胀系数和试件的形状因子。 在缓慢受热和冷却条件下，因材料的导热（导热率k ）和传热（传热系数h ），陶瓷材料的热震断裂的临界温度差 T c 可表示为：
36、 1 f v R Ea 1 1 f c a kv SR TS Ehh 1 f v Rkk R Ea （7-22 ）7.6.2 抗热震损伤 由能量原理可导出陶瓷的抗热震损伤参数为： （7-23 ） （7-24） 抗热震断裂与抗热震损伤对性能要求似乎有矛盾。抗热震断裂要求低弹性模量、高强度，抗热震损伤要求高弹性模量、低强度。适量的微裂纹存在于陶瓷材料中将提高抗热震损伤性。致密高强的陶瓷材料很容易炸裂，而多孔陶瓷由于强度低，适用于温度起伏较大的环境。 2 1 f E R v 2 1 eff f E R v 7.6.3 陶瓷涂层的热震寿命 陶瓷材料的一个重要用途是作为热障涂层的外表面层。但是由于陶瓷材
37、料的线膨胀系数比金属基体低很多，因此在高温下，会在陶瓷涂层和基体金属中引起较大的热应力。 在反复加热和冷却的服役条件下，则在陶瓷涂层和基体金属引起交变热应力，以致引起陶瓷涂层的热震（thermal shock ）失效，热震又称为热疲劳。 （1 ）循环热应力的估算 由于金属与陶瓷热膨胀量不匹配，在涂层内产生热应力，进而在涂层内引发裂纹。陶瓷层内的热应力，可按下式估算：（7-25 ） -由温度变化引起的热应力； -最高加热温度与试样冷却后温度( 室温) 之差； a-金属与陶瓷热膨胀系数之差； -陶瓷涂层材料的弹性模量； -陶瓷涂层材料的泊松比； S-与试件几何有关的常数 。 1 T E STa v
38、 当带有陶瓷涂层的试样加热到温度T ，随后再冷却到室温，则陶瓷涂层中的热应力也将发生周期性的变化，其变化幅度可表示为 （7-26 ） 式中 为一个常数，可能与试件结构和热循环波形相关。当加热温度低于某一临界值 时，陶瓷层的热应力变化范围 等于或低于疲劳极限，则陶瓷层内不会发生裂纹而引起失效。 v E a T S T T 1 （2 ）陶瓷涂层热震失效寿命公式 热震试验是在某一恒定温差下进行急冷急热的重复实验，直至涂层失效，即出现宏观裂纹或剥落。 涂层热震失效寿命N t 与循环应力的大小有关，也就是与热震试验时的加热温度与室温之差 T 有关。 应力疲劳寿命公式，可改写如下： （7-28 ） -应力
39、范围； c-用应力范围表示的理论疲劳极限， c=2 ac 。 2 ) ( c f A N 将式（7-26）和式（7-27）代入式（7-28 ）中，可得涂层热震失效寿命N f 的公式为: （7-29 ） -涂层热疲劳抗力系数； T c-用临界温差范围表示的热震极限温差。 在低于 T c 的温差下进行加热和冷却，涂层不致热震失效，即当时 T T c ，N f 。 2 ) ( C f T T N 7 7 温度对聚合物力学性能的影响 非晶态聚合物随温度变化可出现三种力学状态，即玻璃态、高弹态和粘流态。 1 ）玻璃态 非晶态聚合物在低温下( 玻璃态转变温度T g 以下) ，分子热运动能量低，不易激发分子
40、链及链段的运动，分子链处于“冻结” 状态。 在外力作用下，变形主要形式为分子主链键长、链角的变化，应变与应力成正比；外力去除后，变形立即消失。图7-23 非晶态聚合物的温度- 形变曲线2 ）高弹态 随温度升高(T g 以上) ，分子热运动加剧，分子链运动受到激发。在外力使用下，通过分子链运动，分子构象发生变化，分子链沿外力方向被拉长，发生很大形变。外力去除后，分子链能够逐渐部分或完全回缩到原来的卷曲状态，恢复的程度取决于应变大小和温度。 3 ）粘流态 当温度进一步升高( 粘流温度T f 以上) ，分子链作为整体可以相对滑动时，在外力作用下，便呈现出粘性流动，此时，形变便不可逆了。在相同载荷下，热固性塑料的高弹性形变小，同时它没有粘流温度(T f) ，继续加热时始终维持高弹平台，直到热分解破坏。 图7-24 热固性塑料和热塑性塑料的温度- 形变曲线随温度变化， PMMA （T g 为105 ）的力学性能，出现重大变化： 1 ）在40 、68和86 时， - 曲线表现为线弹性。 2 ）在104 拉伸时出现屈服，随试验温度升高，屈服现象变得愈来愈明显，但与金属不同，即使在很大塑性变形的情况下，仍不发生应变硬化。 3 ）在T g 附近；出现明显的塑脆转化。图7-25 PMMA在不同温度下的 - 曲线复习思考题 （1 ）；（2 ）；（3 ）；（6 ）；（7 ）
