各种动力机械、热电站中的锅炉和蒸汽轮机、航空和舰艇用的燃汽轮机以及原子反应堆工程等结构
中的许多结构件是在高温状态下工作的。工作温度的升高 ，一方面影响钢的化学稳定性；另一方面降低
钢的强度。为此，要求钢在高温下应具有
(1)抗蠕变、抗热松弛和热疲劳性能及抗氧化能力；
(2)在一定介质中耐腐蚀的能力以及足够的韧性；
(3)具有良好的加工性能及焊接检 ；
(4)按照不同用途、有合理的组织稳定性。
耐热钢是指在高温下工作并具有一定强度和抗氧化耐腐蚀能力的钢种，耐热钢包括热稳定钢和热强
钢。热稳定钢是指在高温下抗氧化或执高温介质腐蚀而不破坏的钢种 ，如炉底板、炉栅等。它们工作时
的主要失效形式是高温氧化。而单位面积上承受的载荷并不大。热强钢是指在高温下有一定抗氧化能力
并具有足够强度而不产生大量变形或断裂的钢种，如高温螺栓、涡轮叶片等。它们工作时要求承受较大
的载荷，失效的主要原因是高温下强度不够、导致失稳、失效。
1 钢的热稳定性和热稳定钢
一、钢的抗氧化性能及其提高途径
工件与高温空气、蒸汽或燃气接触时表面要发生高温氧化或腐蚀破坏。因此，要求工件必须具备较
好的热稳定性。除了加入合金元素方法外，目前还采用渗金属的方法，如渗Cr、渗Al 或渗Si，以提高钢
的抗氧化性能。
二、热稳定钢
热稳定钢(又称抗氧化钢)广泛用于工业锅炉中的构件，如炉底板、马弗炉、辐射管等，这种用途的热
稳定钢有铁素体（F）型热稳定钢和奥氏体（A）型热稳定钢两类。
F 型热稳定钢是在F 不锈钢的基础上进行抗氧化合金化而形成的钢种、具有单相F 基体，表面容易获
得连续的保护性氧化膜。根据使用温度 ，可分为Cr13 型钢、Cr18 型钢和 Cr25 型钢等。F 型热稳定钢和F
不锈钢一样，因为没有相变，所以晶粒较粗大，韧性较低，但抗氧化性很强。
A 型热稳定钢是在A 型不锈钢的基础上进一步经Si、Al 抗氧化合金化而形成的钢种。A 型热稳定钢
比F 型热稳定钢具有更好的工艺性能和热强性。但这类钢因消耗大量的Cr、Ni 资源，故从50 年代起研
究了Fe-Al－Mn 系和Cr－Mn-N 系热稳定钢来替代 ，并已取得了一定进展。
2 金属的热强性
一、高温下金属材料力学性能特点
在室温下，钢的力学性能与加载时间无关，但在高温下钢的强度及变形量不但与时间有关，而且与
温度有关，这就是耐热钢所谓的热强性。热强性系指耐热钢在高温和载荷共同作用下抵抗塑性变形和破
坏的能力。由此可见在评定高温条件下材料的力学性能时，必须用热强性来评定。热强性包括材料高温
条件下的瞬时性能和长时性能。
瞬时性能是指在高温条件下进行常现力学性能试验所测得的性能指标。如高温拉伸、高温冲击和高
温硬度等。其特点是高温、短时加载 ，一般说来瞬时性能是钢热强性的一个侧面，所测得的性能指标一
般不作设计指标，而是作为选择高温材料的一个参考指标。
长时性能是指材料在高温及载荷共同长时间作用下所测得的性能，常见的性能指标有：蠕变极限、
持久强度、应力松驰高温疲劳强度和冷热疲劳等。
二、热强性的影响因表及其提高途径
1.影响耐热钢热强性的因素
随着温度的升高，耐热钢抵抗塑性变形和断裂的能力不断降低，这主要是由以下两个因素造成的：
(1)影响耐热钢的软化因素。随着温度的升高、钢的原子间结合力降低、原子扩散系数增大，从而导
致钢的组织由亚稳态向稳定态过渡，如第二相的聚集长大、多相合金中成分的变化、亚结构异化及发生
再结晶等，这些因素都导致钢的软化。
(2)形变断裂方式的变化。金属材料在低温下形变时一般都以滑移方式进行，但随着温度的升高，载
荷作用时间加长，这时不仅有滑移，而且还有扩散形变及晶界的滑动与迁移等方式。扩散形变是在金属
发生变形但看不到滑移线的情况下提出的。这种变形机制是高温时金属内原子热运动加剧 ，致使原子发
生移动，但在无外力作用下原子的移动无方向性，故宏观上不发生变形；当有外力作用时，原子移动极
易发生且有方向性，因而促进变形。当温度升高时，在外力作用下晶界也会发生滑动和迁移 ，温度越高，
载荷作用的时间愈长，晶界的滑动和迁移就越明显。
常温下金属的断裂在正常情况下一般都是穿晶断裂，这是由于晶界区域晶格畸变程度大、晶内强度
低于晶界强度所致。但随温区升高 ，由于晶界区域晶格畸变程度小，使原子扩散速度增加，晶界强度减
弱。温度越高，载荷作用时间越长，则金属断裂方式更多地呈现为晶间断裂。
2.提高钢的热强性途径
基于上述分析，提高钢的热强性主要途径有三个方面：基体强化、第二相强化、晶界强化。
(1)基体强化。主要出发点是提高基体金属的原子间结合力、降低固溶体的扩散过程。研究表明，从
钢的化学成分来说，凡是熔点高、自扩散系数小、能提高钢的再结晶温度的合金元素固溶于基体后都能
提高钢的热强性。如Mo、W、Co 和Cr 等。从固溶体的晶格类型来说，奥氏体基比铁素体基体的热强性
高。这是由于奥氏体的点阵排列较铁素体致密，扩散过程不易进行。如在铁基合金中，Fe、C，Mo 等元
素在A 中的扩散系数显著低于在F 中的扩散系数，这就使回复和再结晶过程减慢，第二相聚集速度减慢，
从而使钢在高温状态下不易软化。
(2)第二相强化。主要出发点是要求第二相稳定，不易聚集长大，在高温下长期保持细小均匀的弥散
状态，因此对第二相粒子的成分和结构有一定的要求。耐热钢大多用难熔合金碳化物作强化相，如 MC，
M23C6、M6C 等。为获得更高的热强性，可用热稳定性更高的全属间化合物。如Ni3(TiAl),Ni3Ti,Ni3Al 等
作为基体的强化相。
(3)晶界强化、为减少高温状态下晶界的滑动，主要有下列途径：
①减少晶界、需适当控制钢的晶粒度。晶粒过细晶界多，虽然阻碍晶内滑移，但晶界滑动的变形量
增大、塑变 抗力降低。晶粒过大，钢的脆性增加，所以要适当控制耐热钢的晶粒度，一般在2～4 级晶
粒度时能得到较好的高温综合性能。
②净化晶界。钢中的S 和P 等低熔点杂质易在晶界偏聚，并和铁易于形成低熔点共晶体，从而削弱
晶界强度，使钢的热强性下降。在钢中加入B 等稀土元素，可形成高熔点的稳定化合物，在结晶过程中
可作为晶核，使易熔杂质从晶界转入晶内，从而使晶界得到净化，强化了晶界。
③填补晶界上空位、晶界处空位较多，使扩散易于进行，是裂纹易于扩展的地方，加入B、Ti、Zr
等表面活化元素，可以填充晶界空位，阻碍晶界原子扩散，提高蠕变抗力。
④晶界的沉淀强化。如果在晶界上沉淀出不连续的强化相，将使塑性变形时沿晶界的滑移及裂纹沿
晶界的扩展受阻，使钢的热强性提高。例如用二次固溶处理的方法可在晶界上析出链状的Cr23C6 化合物，
从而提高钢的热强性。
除此之外，还可用形变热处理方法将晶界形状改变为锯齿状晶界和在晶内造成多边化的亚晶界，进
一步提高钢的热强性。
3 a-Fe 基热强钢
a-Fe 基热强钢包含珠光体型热强钢和马氏体型热强钢、这两类钢在加热和冷却时会发生a－γ转变，
故使进一步提高使用温度受到限制。这类钢在中温下有较好的热强性、热稳定性及工艺性能，线膨胀系
数小，合碳量也较低，价格低廉，是适宜在600～650℃以下温区使用的热强钢，广泛应用于制造锅炉、
汽轮机及石油提炼设备等。
一，珠光体型热强钢
珠光体热强钢按合碳量和应用特点可分为低碳珠光体热强钢和中碳珠光体热强钢两类、前者主要用
于制作锅炉钢管，后者主要用于制作汽轮机等耐热紧固件、汽轮机转子(包含轴、叶轮)等，珠光体热强钢
的工作温度虽然不高，但由于工作时间长，加之受周围介质的腐蚀作用，在工作过程中可能产生下述的
组织转变和性能变化。
1.珠光体的球化和碳化物的聚集。珠光体热强钢在长期高温作用下，其中的片状碳化物转变成球状，
分散细小的碳化物聚集成大颗粒的碳化物。这种组织的变化将引起钢的强烈转化，导致蠕变极限、持久
强度、屈服极限的降低。这种转变是一种由不平衡状态向平衡状态过渡的自发进行的过程，是通过碳原
子的扩散进行的。
影响碳化物球化及聚集的主要因素是温度、时间和化学成分。碳钢最容易球化，合碳量增加会加速
球化过程。在钢的成分中溶入固溶体并降低碳的扩散速度和增加碳化物中原子结合力的元素如 Cr、MO、
V、Ti 等均能阻碍或延缓球化及聚集过程。
2.钢的石墨化
钢件在工作温度和应力长期作用下，会使碳化物分解成游离的石墨，这个过程也是自发进行的，称
为珠光体热强钢的石墨化过程、它不但消除了碳化物的作用，而且使石墨相当于钢中的小裂纹，使钢的
强度和塑性显著降低而引起钢件脆断。这是一种十分危险的转变过程。
向钢中加入Cr、Ti、Nb 等合金元素，均能阻止石墨化过程；另外，在冶炼时不能用促进石墨化的
Al 脱氧；采用退火或回火处理也能减少石墨化倾向。
3.合金元素的再分布
耐热钢长期工作时，会发生合金元素的重新分配现象，即碳化物形成元素Cr、Mo 向碳化物内扩散、
富集，而造成固溶体合金元素贫化，导致热强性下降。生产中经常采用加入强碳物形成元素V、Ti、Nb
等从而阻止合金元素扩散聚集的再分布，提高钢的热强性。
4.热脆性
珠光体型不锈钢在某一温度下长期工作时，可能发生冲击韧性大幅度下降，突然发生脆性断裂的现
象。这种脆性称为热脆性。它与在该温度下某种新相的析出有关。防上热脆性可采取如下措施 ，使钢的
长期工作温度避开脆性区温度；冶炼时尽量降低S、P 含量：加入适量的W、Mo 等合金元素，已发生热
脆性的钢，可采用600～650℃高温回火后快冷的方法加以消除。
珠光体热强钢的热处理，一般经正火( Ac3＋ 50℃)处理所得到的组织是不稳定的，为了保证在使用
温度下组织性能稳且一般采用高于使用温度100℃的回火处理。
二、马氏体型热强钢
这类钢主要用于制造汽轮机叶片和汽轮机或柴油机的排气阀。
应用最早的是Cr13 型钢，它是一种马氏体不锈钢。经热处理后，可获得较高的机械性能和良好的耐
热性。
Crl3 型马氏体效强钢的热处理工艺通常采用1000～1150℃油淬，650～750℃高温回火得到回火屈氏
体和回火索氏体组织，以保证在使用温度下组织和性能的稳定。它们用于制造像用温度低于588℃的汽轮
机和燃气轮机的叶片。
4 γ－Fe 基热强钢
珠光体、马氏体类热强钢一般使用温度在650℃以下，不能适用于更高的使用温度其原因在于，无论
是珠光体基还是马氏体基热强钢，其基体相都是铁素体，即先天不足。因此必须更换基作组织，即用奥
氏体。奥氏体基钢之所以比Fe 基钢具有更高的热强性，其原因在于：γ-Fe 晶格的原子间结合力比α－
Fe 晶格的原子间结合力大；γ-Fe 扩散系数小；γ-Fe 的再结晶温度高(α－Fe 再结晶温度为450～600
℃，而γ-Fe 再结晶温度大于800℃)。
γ-Fe 基热强钢还具有良好的可焊性、抗氧化性、高的塑性和冲击韧性。这类钢也有一些缺点，如室
温屈服强度低、压力加工及切削性能较差、导热性差，而在温度变化时时效应力大，故抗热疲劳性能差。
但是由于热强性高，所以得到了充分的发展和广泛的应用。
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