超高強(qiáng)度鋼的發(fā)展及展望

應(yīng)俊龍，巢昺軒，蔣克全，趙興德

(航空工業(yè)集團(tuán)昌河飛機(jī)工業(yè)集團(tuán)公司，江西 景德鎮(zhèn) 333000)

超高強(qiáng)度鋼自20世紀(jì)40年代問世以來，因其具有高的比強(qiáng)度、屈強(qiáng)比、耐磨性以及優(yōu)良的疲勞強(qiáng)度和加工工藝性能，在航空制造領(lǐng)域，如飛機(jī)的起落架、稱重構(gòu)件、傳動(dòng)系統(tǒng)零件、主梁和渦輪發(fā)動(dòng)機(jī)部件等關(guān)鍵受力部件上得到廣泛應(yīng)用[1-2]。關(guān)于超高強(qiáng)度鋼的定義，目前國(guó)際上尚未作出統(tǒng)一規(guī)定，一般習(xí)慣上認(rèn)為，抗拉強(qiáng)度>1 380 MPa，屈服強(qiáng)度>1 200 MPa的合金鋼稱為超高強(qiáng)度鋼[3-5]。

近幾年，隨著航空技術(shù)的不斷進(jìn)步以及航空材料的不斷發(fā)展，對(duì)超高強(qiáng)度鋼的性能提出了更高的要求，不僅要具備高的抗拉強(qiáng)度，對(duì)于塑性、韌性、疲勞強(qiáng)度乃至于海洋氣候下的耐腐蝕性能均提出了更高的要求，因而超高強(qiáng)度鋼新鋼種的開發(fā)、新的熱加工工藝等成為了當(dāng)今國(guó)內(nèi)外研究的熱點(diǎn)。

1 超高強(qiáng)度鋼的發(fā)展現(xiàn)狀

超高強(qiáng)度鋼按鋼材中所含合金元素的總量，大致可分為中、低合金超高強(qiáng)度鋼[6]和高合金超高強(qiáng)度鋼[7]。一般而言，將合金含量大于10wt% 的鋼稱為高合金超高強(qiáng)度鋼。

1.1 中、低合金超高強(qiáng)度鋼的研究及發(fā)展

中、低合金超高強(qiáng)度鋼的熱處理工藝大多為淬火加低溫回火，以獲得高位錯(cuò)的板條馬氏體組織，或是與下貝氏體的雙相組織，其強(qiáng)度的提升主要是通過相變強(qiáng)化和析出強(qiáng)化的綜合作用。20世紀(jì)50年代初，在AISI4130鋼的基礎(chǔ)上增加碳元素及鎳元素的含量，成功研制出第1個(gè)被廣泛認(rèn)同的低合金超高強(qiáng)度鋼AISI4340[8]。碳元素的增加能夠有效提高馬氏體基體的強(qiáng)度，鎳元素的增加對(duì)于殘余奧氏體的存在是有利的，使得材料的塑韌性得到提升，可有效避免AISI4130鋼出現(xiàn)裂紋易擴(kuò)展的問題，但AISI4340鋼存在低溫回火脆性。20世紀(jì)50年代，美國(guó)的研究人員在AISI4340的基礎(chǔ)上，提高硅元素含量(提高回火抗力及延緩裂紋擴(kuò)展)，并添加0.05%～0.10%的釩元素，開發(fā)了300M鋼，并從60年代開始，廣泛應(yīng)用于飛機(jī)起落架、飛機(jī)結(jié)構(gòu)件等關(guān)鍵部件。

國(guó)內(nèi)外學(xué)者對(duì)于300M鋼開展了深入研究。曾衛(wèi)東、康超等[9]研究了不同回火溫度對(duì)300M 超高強(qiáng)度鋼的顯微組織和力學(xué)性能的影響，研究表明，在回火溫度為300 ℃ 時(shí)，其具有較好的綜合力學(xué)性能，顯微組織基本為板條狀馬氏體(板條M) 、少量下貝氏體(BL) 和殘留奧氏體(AR)的復(fù)合組織(見圖1)，合金具有最優(yōu)的綜合力學(xué)性能。Youngblood 等[10]對(duì)300M 超高強(qiáng)度鋼微觀組織和力學(xué)性能關(guān)系進(jìn)行研究，結(jié)果表明，1 255 K 奧氏體化后，經(jīng)477 ～ 589 K 回火所得的鋼，不僅強(qiáng)度沒有降低，反而韌性有了顯著的提高。沈智、陳華等[11]應(yīng)用Deform有限元軟件對(duì)300M鋼的熱處理工藝過程進(jìn)行模擬，得出了最佳的熱處理工藝為：鍛后600 ℃低溫移入925 ℃加熱爐保溫2.5 h，然后空冷35 min，再次移入720 ℃熱處理爐中加熱保溫4 h，隨后出爐空冷至室溫，其組織中珠光體分布情況如圖2所示。

圖1 300M超高強(qiáng)度鋼TEM組織

圖2 300M 鋼起落架珠光體分布圖

我國(guó)自20世紀(jì)60年代，相繼研制出30CrNi4MoA和30CrMnSiN2A等超高強(qiáng)度鋼。

1.2 高合金超高強(qiáng)度鋼的研究及發(fā)展

高合金超高強(qiáng)度鋼的超高強(qiáng)度是通過馬氏體相變以及二次強(qiáng)化或者時(shí)效強(qiáng)化的雙重作用獲得的。應(yīng)用較為典型的高合金超高強(qiáng)度鋼見表1。

表1 典型高強(qiáng)鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)) (%)

1960年開始，研制出以Fe-Ni為基體的馬氏體時(shí)效鋼，其可大致分為18%Ni、20%Ni和25%Ni等3種類型，其中，以18%Ni馬氏體時(shí)效鋼應(yīng)用最為廣泛。18Ni馬氏體時(shí)效鋼隨著Ti含量從0.20%提高到1.4%,強(qiáng)度為1 375～2 410 MPa，可分為200、250、300、350和400 KSI等5個(gè)級(jí)別,商業(yè)名稱分別M200、M250、M300、M350 和M400[12]。馬氏體時(shí)效鋼的優(yōu)點(diǎn)是強(qiáng)韌性較好，但是其疲勞性能較差，因而限制了其使用。

研究的另一種鋼是低碳、高鈷鎳二次硬化鋼，其能在保證要求強(qiáng)度的同時(shí)，有效改善材料的斷裂韌性。Speich[13]對(duì)Co-Ni馬氏體鋼進(jìn)行了開創(chuàng)性研究, 在此基礎(chǔ)上建立的高強(qiáng)度和高韌度的Ni-Co 系二次硬化型超高強(qiáng)度鋼，以其綜合性能好而得到迅速發(fā)展。在9Ni-4Co 系列鋼的基礎(chǔ)上，Dabkowski 等[14]成功地研制出深海潛艇殼體用鋼HY180，創(chuàng)造出第1個(gè)高Co-Ni 合金鋼。HY180集合了高的強(qiáng)度以及優(yōu)良的斷裂韌性，是一個(gè)重大的突破，但是依舊不能滿足較多航空制件的相關(guān)要求。1978年，通用動(dòng)力公司改良HY180，調(diào)整C和Co的成分，研發(fā)出一種新型的超高強(qiáng)度鋼AF1410，其具有比HY180更高的強(qiáng)韌性、斷裂韌性以及抗應(yīng)力腐蝕性能，但AF1410的強(qiáng)度最高僅為1 620 MPa。為了提高該類鋼材的強(qiáng)度以及抗應(yīng)力腐蝕等性能，1991年，美國(guó)的R. M.Hemphill 等[15]承襲借鑒HY180 鋼和AF1410 鋼的基本思路，運(yùn)用統(tǒng)計(jì)理論和計(jì)算機(jī)技術(shù)，建立了Fe-Co-Ni-Mo-Cr-C 合金系性能和元素間相互作用關(guān)系的計(jì)算機(jī)模型, 成功地設(shè)計(jì)了一種新型超高強(qiáng)度鋼AerMet100，并進(jìn)行了試驗(yàn)驗(yàn)證。該新型超高強(qiáng)度鋼體現(xiàn)出優(yōu)良的強(qiáng)韌性、斷裂韌度及耐腐蝕性能。

2 熱處理工藝對(duì)超高強(qiáng)度鋼的影響

為了提升超高強(qiáng)度鋼的整體性能，不僅可以從材料的冶煉技術(shù)以及微量合金元素的添加方面著手，通過熱處理工藝的優(yōu)化調(diào)整，研究熱處理工藝后材料的微觀顯微結(jié)構(gòu)，發(fā)揮出原有材料的最佳性能，亦不失為一種方法。熱處理工藝有傳統(tǒng)的淬火-低溫回火(Q-T)工藝，新型的淬火-碳分配(Q-P)和淬火-碳分配-回火沉淀(Q-P-T)工藝。

2.1 Q-T工藝

Q-T工藝中, 鋼的淬火是把鋼加熱至臨界點(diǎn)Ac3或Ac1以上某一溫度保溫, 然后以大于臨界冷卻速度的速度冷卻到臨界點(diǎn)以下溫度, 從而得到馬氏體的熱處理過程。回火是將淬火態(tài)鋼在Ac1以下溫度保溫, 使其淬火馬氏體組織轉(zhuǎn)變?yōu)榉€(wěn)定的回火組織，以適當(dāng)方式冷卻至室溫的過程[16]。通過Q-T工藝，得到馬氏體、殘余奧氏體以及析出的碳化物的混合組織，使得鋼兼具良好的綜合性能。超高強(qiáng)度鋼G50通過Q-T工藝，可以獲得高的強(qiáng)度及韌性。

2.2 Q-P以及Q-P-T工藝

21世紀(jì)初，Speer 等[17-18]提出了一種Q-P的熱處理新工藝。該工藝先將鋼淬火至馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度(Ms)和馬氏體轉(zhuǎn)變結(jié)束溫度(Mf)之間，隨后在該溫度下(一步法)或在Ms溫度以上(兩步法)保溫，與Q-T熱處理工藝相比，由于Q-P過程是一種碳分配的過程，馬氏體中的碳分配到殘余奧氏體基體中，使得奧氏體更加穩(wěn)定。存在一定量的殘余奧氏體不僅可以提高材料的塑性以及韌性，還能夠在釘扎與位錯(cuò)中，起到細(xì)化晶粒和提升材料強(qiáng)度的作用，因此，經(jīng)Q-P工藝熱處理的制件將比Q-T工藝熱處理的制件具備更好的強(qiáng)韌比。Q-P工藝如圖3所示[19]。

圖3 Q-P工藝示意圖

徐祖耀院士根據(jù)Speer的Q-P工藝提出了Q-P-T熱處理工藝[20]。兩者的不同點(diǎn)是：Q-P工藝需要防止碳化物的析出，而Q-P-T鋼加入了一些碳化物的形成元素，通過馬氏體基體析出穩(wěn)定的碳化物，使其強(qiáng)化。Q-P-T工藝的流程為：淬火初期的馬氏體含量決定了最終的強(qiáng)度，一般選擇較低的奧氏體化溫度獲得適量的馬氏體組織，條狀馬氏體形成時(shí)會(huì)有碳自馬氏體擴(kuò)散至殘余奧氏體當(dāng)中，為使盡量多的奧氏體富碳而呈現(xiàn)穩(wěn)定狀態(tài)，在Ms溫度以上停留足夠長(zhǎng)時(shí)間進(jìn)行碳分配，最后通過回火，析出強(qiáng)化相，從而形成的馬氏體組織、殘余奧氏體以及析出相等含量、分布等情況決定了材料最終的強(qiáng)韌性等性能。

3 超高強(qiáng)度鋼的展望

在航空制造領(lǐng)域，超高強(qiáng)度鋼的發(fā)展制約著其關(guān)鍵部件的性能，目前，300M鋼以及AerMet100鋼是應(yīng)用廣泛且性能較為卓越的超高強(qiáng)度鋼。隨著科技材料及航空技術(shù)的進(jìn)步，研發(fā)更高的強(qiáng)韌性超高強(qiáng)度鋼已迫在眉睫。未來或可從如下幾方面發(fā)展超高強(qiáng)度鋼。

1)將現(xiàn)有的超高強(qiáng)度鋼作為原型鋼，以此為基礎(chǔ)，通過添加合金元素，強(qiáng)化材料性能，以及穩(wěn)定的熱加工工藝，獲得更高的強(qiáng)韌性。

2)根據(jù)不同的超高強(qiáng)度鋼，深入研究其強(qiáng)韌化機(jī)理，探索奧氏體化溫度和冷卻速率等因素對(duì)于性能的影響及其規(guī)律。如，可以采用熱力學(xué)軟件，依據(jù)平衡態(tài)及非平衡態(tài)的熱力學(xué)理論，探究高溫下的相變規(guī)律，奧氏體化不同溫度下，合金元素以及相間碳化物的分布及含量；可以應(yīng)用ANSYS軟件，模擬奧氏體冷卻曲線，探究超高強(qiáng)度鋼各部位組織的相變規(guī)律。

3)Q-P-T工藝是目前研究的熱點(diǎn)，其較Q-P工藝而言，通過析出沉淀可獲得ξ碳化物，研究碳化物的分布以及其對(duì)殘余奧氏體的影響及相間平衡關(guān)系，或許能獲得更加細(xì)化的組織，且有利于強(qiáng)韌性的提升。