航空用超高強度特種合金鋼的性能特點
超高強度航空用鋼
航空高強鋼材料選用與設計流程圖，如圖1。
圖1 航空高強鋼材料選用與設計流程圖
屈服強度高于1245MPa、抗拉強度高于1370MPa的結構鋼材稱為超高強度鋼。該鋼種的比強度高，即強度與密度的比值高，因而適用于航空工業。
目前超高強度鋼主要包括以下幾種：
(1)低合金超高強度鋼
其強度來自馬氏體于260℃以下低溫回火，增硅后回火溫度可提高到350℃。該類鋼用于室溫下工作的承力構件，包括飛機的起落架、主梁及其他高強度關鍵零部件。
(2)二次硬化超高強度鋼
其中的中合金超高強度鋼的強度來自馬氏體于550℃左右回火產生二次硬化，回火溫度之高低取決于選用的二次硬化合金元素。該類鋼適用于500℃以下的中溫高強度構件，如飛機起落架、梁、承力框架、螺栓等。
高合金超高強度鋼強度來自低碳高合金馬氏體于550℃以下回火產生二次硬
化，回火溫度高低與選用的合金元素種類、數量及配比有關。高合金超高強度鋼具有優良的綜合力學性能，取代其他類型鋼用作飛機起落架、螺栓等零件。
(3)馬氏體時效超高強度鋼
其強度來自含有18％～20％以上 Ni的奧氏體空冷得到的低碳、高合金馬氏體和時效時合金元素Mo, Ti, Al重新分配形成化合物沉淀。該類鋼主要用作固體燃料發動機火箭殼體等。
特種合金鋼能夠加工制 成 極 細 的鋼絲等特殊形狀，那么高碳鋼強度可超過4000MPa。另外，如果使馬氏體彌散分布在鐵素體基體中，則強度可達到5000MPa。當制成機械零件和工程構件時，則不能充分加工成形和組織精確控制，超高強度鋼采用彌散析出的金屬間化合物和碳化物為強化相，在保持較高韌性基礎上進一步提高強度。
特種合金鋼高強化是未來發展方向。但是考慮到實用性時，還需要解決延性和韌性問題。延性和韌性是特種合金鋼最基本的特征，實際使用中考慮到穩定性時，2500～3000MPa的強度作為其極限強度。一般說來，材料強度提高時，疲勞強度也隨之提高。當鋼的強度超過1000 MPa時，疲勞強度改善不明顯。另外，當考慮到延遲斷裂性時，1500MPa的材料強度是其極限，如果超過該值，則抗延遲斷裂性將會惡化，其中夾雜物和結晶晶界是其限制環節。日本在1996年開始實施STX-21和超金屬計劃兩個國家級項目，兩者共同將晶粒的“超”細微化作為研究重點。利用細晶強化方法不僅改善鋼的韌性和延性，而且也改善疲勞強度和延遲斷裂敏感性。超高強度鋼的成分、工藝、組織及性能關系如圖2。
圖2 超高強度鋼的成分、工藝、組織及性能關系
我國超高強度鋼是隨著國防建設的需要而逐步發展起來的。從20世紀50年代末研制第一個超高強度鋼32SiMnMoV鋼(32鋼)到現在已經過了50多年。整個發展過程大體上經歷了兩個階段。從20世紀50年代末到70年代末的第一階段，是我國超高強度鋼的創業和發展階段。在這一階段，主要是仿制、消化和發展前蘇聯武器用鋼的牌號，在此基礎上結合我國資源，研制了不含鎳、鉻的低合金超高強度鋼，如32SiMnMoV鋼（32鋼）、40SiMnCrMoVRE鋼（406)、37SiMnCrNiMo鋼等，質量達到前蘇聯當時的設計要求及產品實物水平，并已用于制造飛機起落架和固體火箭發動機殼體等重要部件。從20世紀80年代至今的第二階段，是我國超高強度鋼的逐漸提高階段。采用真空冶煉等先進的生產工藝和技術，提高了鋼的純潔度、均勻性等綜合性能，先后研制成功40CrNi2Si2MoVA,45CrNiMo1VA、18Ni馬氏體時效鋼和9Ni-4Co型高斷裂韌性超高強度鋼等，并能嚴格按照歐美體系的技術標準進行試制和生產，保證了新型航空裝備關鍵零件和構件的需求。
這一階段的工作使我國超高強度鋼的生產工藝和質量水平上了一個新臺階，接近或基本達到西方發達國家的水平。
用戶對超高強度鋼的要求主要包括以下內容:
(1)強度
高強度包括拉伸強度和屈服強度，是機械零件減重設計的重要基礎，拉伸強度需求達到或已超過2000MPa。
(2)塑性和韌性
塑性是超高強度鋼的最重要性能之一。一般地說，隨拉伸強度提高，塑性如延伸率降低。因而，強度水平的提高受到塑性需求的制約。塑性降低還導致缺口敏感性增加。塑性包括縱、橫向塑性，對重要承力構件應一并要求。提高塑性的最重要方法是提高純潔度，降低S,P等雜質含量（可變形的硫化物夾雜沿變形流線方向伸長，劇烈地傷害橫向塑性）。超高強度鋼必須采用電渣、真空冶煉工藝進行熔煉。韌性包括沖擊韌性、斷裂韌性等，也是超高強度鋼的重要性能，隨拉伸強度提高而降低，并隨純潔度提高而大為改善。例如對于拉伸強度為1200MPa的1％Cr-Mo鋼，當S,P雜質含量由0.026％降至。.008％時，室溫沖擊韌性(AKV)值由16J升高至44J。提高C量使強度提高至2250MPa；S、P雜質含量降至0.002％時，室溫沖擊韌性(AKV)值為14J，也就是說，采用高純真空熔煉工藝，在保持沖擊韌性不變時，拉伸強度提高了一倍。
(3)工藝適應性
對要求焊接的零件，鋼的可焊性顯得很重要。強度越高、對氫脆越敏感。所以應選用盡可能減少氫含量的焊接方法。
(4)抗疲勞性能
許多應用都要求良好的抗疲勞性能，但是各種冶金因素對疲勞性能的影響尚未十分清楚。高純潔度對抗疲勞有益，要求高抗疲勞性能的超高強度鋼中應保持低含量。
(5)抗應力腐蝕和抗氫脆性能
超過1500MPa抗拉強度對應力腐蝕產生的缺口以及氫脆敏感性增加。
為了提高鋼的強度，在鋼中加入各種合金元素。一般來說，合金元素加入鋼中的主要作用是保證鋼容易獲得馬氏體，只有獲得馬氏體，鋼的強度才有初步保證。為了獲得馬氏體，對鋼的淬透性有一定的要求。鋼中常用的合金元素Mn,Cr, Mo,B等能較明顯地提高鋼的淬透性，Ni,Si作用較小，Ni,Cr同時加入鋼中，尤其是按Cr與Ni之比近似于1:3的量加入時，其淬透性可以得到明顯提高，例如：12CrNi3材料具有較好的淬透性。
過去人們認為高強度鋼強度、塑性、韌性等項指標配合作為衡量材料綜合機械性能的主要依據，隨著科學技術的進步和工業生產的發展，以及人們認識的提高，上述傳統的指標已不能滿足現代工業設計要求，因為絕大多數機械零件并不是在一次大能量沖擊下破斷的，而是在小能量多次沖擊下形成內部裂紋，裂紋擴展最后導致斷裂。故引入材料對抵抗應力脆斷及抵抗裂紋擴展能力的指標即斷裂韌性來評定，對于在交變載荷作用下的零件，還應要求有較高的疲勞強度。目前可通過兩條途徑獲得良好的機械性能：一是通過適當調整鋼的成分，特別是控制碳含量，并適當地加入一些合金元素；二是選擇適合的熱處理工藝。例如：30CrMnSiA材料淬火后高溫回火與低溫回火所得塑性與韌性指標相近，而低溫回火卻能得到較高的強度。
為了達到上述要求低合金超高強度鋼的成分設計具有如下特點。
（1）含碳量一般控制在0.2%～0.45％的范圍內，因為馬氏體的強度主要取決于它的含碳量及其組織結構，而馬氏體的韌性主要取決于它的亞結構，馬氏體的亞結構基本上分為兩類，即位錯型（板條狀馬氏體）和孿晶型（片狀或針狀馬氏體），低碳的位錯型馬氏體具有相當高的強度和良好的韌性，高強的孿晶馬氏體具有高的強度，但韌性很差。故綜合考慮，欲使馬氏體具有較高的強度和良好的韌性，限制鋼中的含碳量，設法獲得位錯型亞結構，進而提高鋼的強制性。
（2）嚴格限制磷、硫等雜質元素的含量，航空材料標準中要求磷、硫等雜質含量在0.025％以下，一般高級優質鋼磷硫含量分別不應大于0.035％和0.03%,優質鋼磷硫含量不大于0.04%。
（3）合金元素總量不大，一般在3％～7％范圍，但所含合金元素的種類較多，常加入的合金元素有Cr, Ni, Si, Mn, W, Mo, V, Nb, Ti, B及稀土等。其中主加元素Cr, Ni, Mn, Si加入量較大，在改善鋼的性能方面起主導作用；輔加元素W, Mo, V, Ni, Ti, B等加入量較少，在改善鋼的性能方面起輔助作用。這樣可發揮合金元素“多元少量”的復合作用，彼此補充，互相配合取得理想的冶金效果。
為了改善低合金超高強度鋼的韌性，提高鋼在工作條件下的安全可靠性，對鋼中夾雜、氣體以及有害雜質元素（S, P, O, N, H等）的含量要嚴格控制。目前生產中傾向于采用電渣重熔、真空感應及真空自耗等提高鋼的純潔度的冶煉工藝，以降低鋼中有害雜質和氣體的含量。通常為充分發揮材料的潛力與作用，高強度鋼都是在熱處理至很高強度的狀態下使用，在這種條件下，韌性值都很低，相應地氫脆的敏感性較大；此外，近代熱處理為避免零件在加熱過程中的氧化和脫碳，大多采用保護氣氛熱處理或真空熱處理，而保護氣氛熱處理通常采用吸熱式氣氛，這種氣氛內含有大量的氫氣，此外很多重要承力構件都是經過電鍍防銹處理的，這些因素綜合影響，使得氫脆成為高強度鋼和超高強度鋼應用中的一個嚴重問題，多次釀成重大失效事故。鑒于上述情況，高強度鋼和超高強度鋼在選用保護氣氛熱處理時應慎重考慮保護氣源，或注意增加除氫處理的措施，在可能的條件下，采用真空熱處理或惰性氣氛下保護熱處理將更為可靠。
目前，超高強度鋼已形成合金體系，如低合金系300M、D6AC鋼，中合金系H11、38Cr2Mo2VA鋼，高合金系AF1410、Aermet100鋼和馬氏體時效鋼系Marage250、300等。這些鋼已達到抗拉強度1800～2100MPa和斷裂韌性63～145MPa·m1/2，并已廣泛應用于航空主承力構件。
Co元素的良好作用使NiSiCrCoMo低合金鋼獲得抗拉強度1980MPa和KIC=120MPa·m1/2的綜合性能；在Aermet100基礎上提高碳含量得到的高合金超高強度鋼Aermet310抗拉強度和斷裂韌性分別達到2170MPa和71MPa·m1/2；采用M2C和NiAl共同強化的添加Al的AF1410鋼達到抗拉強度2125MPa和沖擊韌性(CVN)31J的力學性能；Marage400鋼的抗拉強度達到2800MPa；利用Mo,V元素在鋼中的有序化傾向和條紋分解造成的調制組織和熱機械處理＋冷變形等方法，通過高鉆、鉬、釩合金成分設計，使鋼的抗拉強度達到4000MPa;而用特種熱機械處理(STMT)＋冷變形使10Ni-18Co-12Mo-lTi鋼的抗拉強度達到4295MPa。
超高強度鋼的主要應用是航空高承載構件，超高強度鋼制構件已采用安全壽命、損傷容限和耐久性設計以保證在規定壽命期內可靠使用。超高強度鋼的主要特征是疲勞性能高，對應力集中敏感，如300M鋼在應力集中系數Kt值為3和5時，疲勞強度較光滑試樣分別降低約50％和80%，而且裂紋起始壽命高于擴展壽命。趙振業院士從“無應力集中”表面完整性抗疲勞概念出發，發展了包括表面完整性加工、表面強化改性、表面防護和低應力集中設計等工程應用技術體系。超高強度鋼研制及所獲得性能數據表明，超高強度鋼發展瓶頸是強韌化性能匹配和耐腐蝕，確切地說是韌化機理尚未得到很好解決，在提高強度時韌性降低，而且這一傾向隨強度升高而增大。超高強度鋼的另一個重要問題是不耐腐蝕。提高超高強度鋼的韌性和耐腐蝕性能是未來發展重點，也是急待解決的技術難點。
低合金超高強度鋼
在超高強度鋼中，合金總量小于5％的低合金超高強度鋼占據大部分，低合金超高強度鋼由調質鋼發展而來，采用低溫回火工藝，如35Si2Mn2MoV,40CrNiMo,30CrMnSiNi等。合金采用多元復合合金化路線，要求雜質少、淬透性高，并借助熱機械加工技術細化晶粒。其屈服強度超過1370MPa，抗拉強度高于1500MPa，且伸長率高于10％。低合金超高強度鋼對缺口很敏感，目前主要借助去除夾雜和細化晶粒等技術手段提高鋼的韌性。
低合金超高強度鋼的研究發展目標在于提高強度同時提高韌性。設計準則首先滿足用戶的力學性能、焊接性能、抗應力腐蝕開裂性能，在此基礎上設計適宜的合金成分，達到如下要求：①足夠的淬透性以保證大截面性能均勻；②控制300℃以上回火溫度；③控制馬氏體相變點，以免產生淬火裂紋；④在滿足強度要求下盡可能降低C量；⑤盡量不選用價格較高的合金元素以降低成本。
碳在馬氏體中引起間隙固溶強化而達到超高強度，低溫回火時，從馬氏體中共格沉淀出ε-碳化物，但并未導致強度的再升高。增加C量幾乎傷害強度以外的所有性能，所以在保證強度前提下應盡可能降低其含量。 鉻主要用以提高淬透性，稍提高硬度、強度和韌性，對抗腐蝕有益。 鎳提高淬透性，降低馬氏體相變點，增加奧氏體形成傾向，改善低溫韌性。Ni是提高沖擊韌性的元素，Ni增加α-Fe基體抗解理能力而提高基體的本征韌性。 鉬提高固溶強化鐵素體(F)，形成穩定的碳化物，細化晶粒。釩增加淬透性，溶入鐵素體(F)中有強化作用，形成穩定碳化物，細化晶粒。錳為增加淬透性元素，對鐵素體(F)有強化作用。 決定淬火回火鋼（馬氏體型鋼）力學性質的組織為：原奧氏體的晶粒大小，馬氏體亞結構的類型和大小，位錯密度（隨含碳量的增加而增加），碳化物的尺寸、分布與亞結構的交互作用，及其殘余奧氏體含量、分布和穩定性等。鋼中馬氏體強化主要是碳的固溶強化，尤其在低MS溫度的Fe-Ni-C中。Fe-C馬氏體的亞結構中，低碳(<0.3%C)為位錯，中碳(0.3%≤C≤0.6％)為混合型，高碳(>0.6％C)為孿晶，碳的固溶強化導致硬度增加，孿品對強化作用較大(>0.8%C的強化變弱系殘余奧氏體量較高所致）。其他未經時效的Fe-Ni-C及Fe-Cr-C中都有類似的情況。 一般碳鋼由于MS溫度較高，在經淬火時往往產生滲碳體，或碳擴散至位錯或馬氏體邊界的應變區。43XX鋼（含不同碳＋0.80Cr-1.80Ni-0.25Mo鋼）馬氏體的強度主要決定于應變硬化、淬火時碳原子的再分布及動態應變時效，而不直接決定于碳含量。 奧氏體晶粒大小和馬氏體領域大小對淬火合金屈服強度具有影響。馬氏體領域大小直接和原奧氏體晶粒大小有關。含碳的Fe-0.2C合金因馬氏體領域減小，導致強化率比不含碳的Fe-Mn為大，認為是由于碳偏聚于馬氏體引起更大強化所致。位錯馬氏體具較高韌性，其主要原因在于馬氏體條間形成薄層（幾個納米厚）條狀殘余奧氏體；孿晶亞結構馬氏體形變困難，致韌性很差。在相同的屈服強度下，孿晶馬氏體的韌性較位錯馬氏體低得多。高碳馬氏體很脆，因此含碳量較高鋼的焊接性能（粗大晶粒及高碳馬氏體）很差。 鋼在淬火時未溶解的碳化物和夾雜物呈粗大、緊密排列，有時呈伸長或片狀，都會成為微裂縫之源，不利延展性斷裂。4340鋼及含硼鋼經高溫淬火，使碳化物溶解，MnS呈粒狀，增大夾雜物間距，顯著提高韌性。 淬火組織中含殘余奧氏體將使塑性和韌性增加。TRIP鋼內殘余奧氏體受應變而誘發馬氏體時，鐵素體對塑性當然也提供有益的影響。TWIP鋼是利用奧氏體的孿生化提供鋼的塑性。目前的新熱處理工藝（Q&P工藝-淬火和碳再分配工藝）使殘余奧氏體富碳而穩定，屬于殘余奧氏體對塑性作貢獻的工藝。 鋼在淬火時未溶解的碳化物呈粗大、緊密排列，有時呈伸長或片狀，都會成為微裂縫之源。經高溫淬火，使碳化物溶解，MnS呈球狀，增大夾雜物間距，會顯著提高韌性。 化學熱處理能否有益于熱疲勞抗力的提高不是由單一因素所控制的，而是同時受滲層的強度、硬度和塑性的制約。化學熱處理能提高材料表面的高溫強度和硬度，對抵抗熱磨損和熱疲勞裂紋的萌生有益，如果能降低滲層的脆性，使熱應力有松弛的機會，那么就能延緩或停止熱疲勞裂紋的擴展。總之，要使材料表面的強度和塑性有較理想的配合，才可能最終改善熱疲勞性能：滲氮試樣磨損實驗結果說明，其強度和塑性達到了理想的配合。 低合金超高強度鋼（化學成分與主要力學性能見表1），其強度來自于馬氏體相變和在260～350℃低溫回火產生的。一碳化物起到的彌散強化作用。主要用于室溫下工作的承力構件，包括飛機的起落架、主梁及其他關鍵承力零部件。 表1 低合金超高強度鋼的化學成分和主要力學性能 二次沉淀硬化鋼 二次硬化型超高強度鋼的發展是由航空、航天需求引發的。航空發動機要求結構件具有承受500℃甚至更高溫度的能力并達到超高強度水平。為滿足這一需求，必須采用二次硬化型超高強度鋼。顯然，二次硬化型超高強度鋼的設計準則中除了低合金超高強度鋼的一些要求外，還應包括550～650℃抗回火能力和500℃以下長期工作的抗腐蝕和氧化能力。 Mo鋼回火時出現的二次硬化現象是由于析出Mo2C造成的。碳化物Mo2C繼Fe3C之后析出并隨回火溫度的升高轉變為M6C。Mo2C以平行的細針狀（二維層片狀）在馬氏體板條內、亞晶界、晶界析出。Mo2C形成的最初階段是Mo和C原子沿F體(100)面偏聚，形成像Al-Cu合金時效時出現的G-P區那樣的區域，與基體共格的Mo2C引發二次硬化。 二次硬化（中合金）中溫超高強度鋼化學成分與主要力學性能見表2，其強度來自于馬氏體相變和550℃以上回火產生的二次硬化，回火溫度的高低取決于選用的二次硬化合金元素。這類合金的特點是在具備1700MPa抗拉強度的同時具有承受500℃高溫的能力。該類鋼適用于500℃以下的中溫高強度構件，如飛機起落架、梁、承力框架和螺栓等。 表2 二次沉淀硬化超高強度鋼的化學成分和主要力學性能 高合金超高強度鋼化學成分與主要力學性能見表3，其強度來自于低碳高合金馬氏體于550℃以下回火產生的二次硬化，回火溫度的高低與選用的合金元素種類、數量及配比有關。這是近二十年由9Ni-4C。合金系新發展的一類鋼，其特點是具有優良的綜合力學性能，取代其他鋼種用作飛機起落架、螺栓等關鍵承力構件。 表3 高合金超高強度鋼的化學成分和主要力學性能 超高強度不銹鋼的強度來自于高Cr馬氏體強化及450-650℃回火析出碳化物和（或）金屬間化合物強化。 其中一類是馬氏體沉淀硬化不銹鋼（常見的如PH鋼），采用馬氏體相變和沉淀硬化機理；另一類是馬氏體時效不銹鋼（常見的如Custom鋼），采用低碳板條馬氏體和時效強化機理，目前這類鋼是不銹鋼中強度水平最高的。各國正在積極研發抗拉強度為1900MPa級的不銹鋼。 40CrMnSiMoVA(GC-4)鋼是我國于1958年開始研制的第一個超高強度鋼，其研究背景是，高空高速飛機的發展迫切需要比30CrMnSiNi2A具有更高強度和良好綜合力學性能的超高強度鋼，材料的抗拉強度應達到1860MPa以上，以減輕飛機結構重量，主要的應用目標是起落架結構。在設計鋼的化學成分時，不選用當時我國稀缺的Ni元素，在分析了蘇聯和美國超高強度鋼的強化原理及各個合金元素的作用后，結合國內資源情況確定了以Si-Mn-Cr-Mo合金系為基礎，C含量在0. 40％左右，并初步確定了C, Cr, Mn, Si, Mo, V等合金元素的大致范圍。經過大量的小爐冶金試驗和大爐試制，棒材熱處理后抗拉強度在1915MPa水平，伸長率在11％左右，沖擊韌性平均達到660kJ/m2。40CrMnSiMoVA鋼先后用于研制多個型號的飛機起落架。 18Mn2CrMoBA鋼的研制目標是制造出一種強度級別與30CrMnSiA鋼相當，且工藝性能優良的高強度結構鋼，代替30CrMnSiA鋼，以解決當時飛機上大量使用的30CrMnSiA鋼飯金沖壓件常出現的淬火裂紋和焊接組合件焊接裂紋等缺點。該鋼的研制以英國Fortiweld鋼為基礎，即0.5Mo-B系合金，Fortiweld鋼的抗拉強度只有700MPa，為了獲得高強度并保持良好的可焊性能，需要適當提高C含量；0.5Mo-B合金組合使相圖中珠光體區域與貝氏體區域脫離并向右移，這為獲得以貝氏體為主的顯微組織奠定了基礎。 相關文章：超高強度鋼 (ultra high-strength steel)
