超高强度钢的发展及展望

应俊龙，巢昺轩，蒋克全，赵兴德

(航空工业集团昌河飞机工业集团公司，江西 景德镇 333000)

超高强度钢自20世纪40年代问世以来，因其具有高的比强度、屈强比、耐磨性以及优良的疲劳强度和加工工艺性能，在航空制造领域，如飞机的起落架、称重构件、传动系统零件、主梁和涡轮发动机部件等关键受力部件上得到广泛应用[1-2]。关于超高强度钢的定义，目前国际上尚未作出统一规定，一般习惯上认为，抗拉强度>1 380 MPa，屈服强度>1 200 MPa的合金钢称为超高强度钢[3-5]。

近几年，随着航空技术的不断进步以及航空材料的不断发展，对超高强度钢的性能提出了更高的要求，不仅要具备高的抗拉强度，对于塑性、韧性、疲劳强度乃至于海洋气候下的耐腐蚀性能均提出了更高的要求，因而超高强度钢新钢种的开发、新的热加工工艺等成为了当今国内外研究的热点。

1 超高强度钢的发展现状

超高强度钢按钢材中所含合金元素的总量，大致可分为中、低合金超高强度钢[6]和高合金超高强度钢[7]。一般而言，将合金含量大于10wt% 的钢称为高合金超高强度钢。

1.1 中、低合金超高强度钢的研究及发展

中、低合金超高强度钢的热处理工艺大多为淬火加低温回火，以获得高位错的板条马氏体组织，或是与下贝氏体的双相组织，其强度的提升主要是通过相变强化和析出强化的综合作用。20世纪50年代初，在AISI4130钢的基础上增加碳元素及镍元素的含量，成功研制出第1个被广泛认同的低合金超高强度钢AISI4340[8]。碳元素的增加能够有效提高马氏体基体的强度，镍元素的增加对于残余奥氏体的存在是有利的，使得材料的塑韧性得到提升，可有效避免AISI4130钢出现裂纹易扩展的问题，但AISI4340钢存在低温回火脆性。20世纪50年代，美国的研究人员在AISI4340的基础上，提高硅元素含量(提高回火抗力及延缓裂纹扩展)，并添加0.05%～0.10%的钒元素，开发了300M钢，并从60年代开始，广泛应用于飞机起落架、飞机结构件等关键部件。

国内外学者对于300M钢开展了深入研究。曾卫东、康超等[9]研究了不同回火温度对300M 超高强度钢的显微组织和力学性能的影响，研究表明，在回火温度为300 ℃ 时，其具有较好的综合力学性能，显微组织基本为板条状马氏体(板条M) 、少量下贝氏体(BL) 和残留奥氏体(AR)的复合组织(见图1)，合金具有最优的综合力学性能。Youngblood 等[10]对300M 超高强度钢微观组织和力学性能关系进行研究，结果表明，1 255 K 奥氏体化后，经477 ～ 589 K 回火所得的钢，不仅强度没有降低，反而韧性有了显著的提高。沈智、陈华等[11]应用Deform有限元软件对300M钢的热处理工艺过程进行模拟，得出了最佳的热处理工艺为：锻后600 ℃低温移入925 ℃加热炉保温2.5 h，然后空冷35 min，再次移入720 ℃热处理炉中加热保温4 h，随后出炉空冷至室温，其组织中珠光体分布情况如图2所示。

图1 300M超高强度钢TEM组织

图2 300M 钢起落架珠光体分布图

我国自20世纪60年代，相继研制出30CrNi4MoA和30CrMnSiN2A等超高强度钢。

1.2 高合金超高强度钢的研究及发展

高合金超高强度钢的超高强度是通过马氏体相变以及二次强化或者时效强化的双重作用获得的。应用较为典型的高合金超高强度钢见表1。

表1 典型高强钢的化学成分(质量分数) (%)

1960年开始，研制出以Fe-Ni为基体的马氏体时效钢，其可大致分为18%Ni、20%Ni和25%Ni等3种类型，其中，以18%Ni马氏体时效钢应用最为广泛。18Ni马氏体时效钢随着Ti含量从0.20%提高到1.4%,强度为1 375～2 410 MPa，可分为200、250、300、350和400 KSI等5个级别,商业名称分别M200、M250、M300、M350 和M400[12]。马氏体时效钢的优点是强韧性较好，但是其疲劳性能较差，因而限制了其使用。

研究的另一种钢是低碳、高钴镍二次硬化钢，其能在保证要求强度的同时，有效改善材料的断裂韧性。Speich[13]对Co-Ni马氏体钢进行了开创性研究, 在此基础上建立的高强度和高韧度的Ni-Co 系二次硬化型超高强度钢，以其综合性能好而得到迅速发展。在9Ni-4Co 系列钢的基础上，Dabkowski 等[14]成功地研制出深海潜艇壳体用钢HY180，创造出第1个高Co-Ni 合金钢。HY180集合了高的强度以及优良的断裂韧性，是一个重大的突破，但是依旧不能满足较多航空制件的相关要求。1978年，通用动力公司改良HY180，调整C和Co的成分，研发出一种新型的超高强度钢AF1410，其具有比HY180更高的强韧性、断裂韧性以及抗应力腐蚀性能，但AF1410的强度最高仅为1 620 MPa。为了提高该类钢材的强度以及抗应力腐蚀等性能，1991年，美国的R. M.Hemphill 等[15]承袭借鉴HY180 钢和AF1410 钢的基本思路，运用统计理论和计算机技术，建立了Fe-Co-Ni-Mo-Cr-C 合金系性能和元素间相互作用关系的计算机模型, 成功地设计了一种新型超高强度钢AerMet100，并进行了试验验证。该新型超高强度钢体现出优良的强韧性、断裂韧度及耐腐蚀性能。

2 热处理工艺对超高强度钢的影响

为了提升超高强度钢的整体性能，不仅可以从材料的冶炼技术以及微量合金元素的添加方面着手，通过热处理工艺的优化调整，研究热处理工艺后材料的微观显微结构，发挥出原有材料的最佳性能，亦不失为一种方法。热处理工艺有传统的淬火-低温回火(Q-T)工艺，新型的淬火-碳分配(Q-P)和淬火-碳分配-回火沉淀(Q-P-T)工艺。

2.1 Q-T工艺

Q-T工艺中, 钢的淬火是把钢加热至临界点Ac3或Ac1以上某一温度保温, 然后以大于临界冷却速度的速度冷却到临界点以下温度, 从而得到马氏体的热处理过程。回火是将淬火态钢在Ac1以下温度保温, 使其淬火马氏体组织转变为稳定的回火组织，以适当方式冷却至室温的过程[16]。通过Q-T工艺，得到马氏体、残余奥氏体以及析出的碳化物的混合组织，使得钢兼具良好的综合性能。超高强度钢G50通过Q-T工艺，可以获得高的强度及韧性。

2.2 Q-P以及Q-P-T工艺

21世纪初，Speer 等[17-18]提出了一种Q-P的热处理新工艺。该工艺先将钢淬火至马氏体转变开始温度(Ms)和马氏体转变结束温度(Mf)之间，随后在该温度下(一步法)或在Ms温度以上(两步法)保温，与Q-T热处理工艺相比，由于Q-P过程是一种碳分配的过程，马氏体中的碳分配到残余奥氏体基体中，使得奥氏体更加稳定。存在一定量的残余奥氏体不仅可以提高材料的塑性以及韧性，还能够在钉扎与位错中，起到细化晶粒和提升材料强度的作用，因此，经Q-P工艺热处理的制件将比Q-T工艺热处理的制件具备更好的强韧比。Q-P工艺如图3所示[19]。

图3 Q-P工艺示意图

徐祖耀院士根据Speer的Q-P工艺提出了Q-P-T热处理工艺[20]。两者的不同点是：Q-P工艺需要防止碳化物的析出，而Q-P-T钢加入了一些碳化物的形成元素，通过马氏体基体析出稳定的碳化物，使其强化。Q-P-T工艺的流程为：淬火初期的马氏体含量决定了最终的强度，一般选择较低的奥氏体化温度获得适量的马氏体组织，条状马氏体形成时会有碳自马氏体扩散至残余奥氏体当中，为使尽量多的奥氏体富碳而呈现稳定状态，在Ms温度以上停留足够长时间进行碳分配，最后通过回火，析出强化相，从而形成的马氏体组织、残余奥氏体以及析出相等含量、分布等情况决定了材料最终的强韧性等性能。

3 超高强度钢的展望

在航空制造领域，超高强度钢的发展制约着其关键部件的性能，目前，300M钢以及AerMet100钢是应用广泛且性能较为卓越的超高强度钢。随着科技材料及航空技术的进步，研发更高的强韧性超高强度钢已迫在眉睫。未来或可从如下几方面发展超高强度钢。

1)将现有的超高强度钢作为原型钢，以此为基础，通过添加合金元素，强化材料性能，以及稳定的热加工工艺，获得更高的强韧性。

2)根据不同的超高强度钢，深入研究其强韧化机理，探索奥氏体化温度和冷却速率等因素对于性能的影响及其规律。如，可以采用热力学软件，依据平衡态及非平衡态的热力学理论，探究高温下的相变规律，奥氏体化不同温度下，合金元素以及相间碳化物的分布及含量；可以应用ANSYS软件，模拟奥氏体冷却曲线，探究超高强度钢各部位组织的相变规律。

3)Q-P-T工艺是目前研究的热点，其较Q-P工艺而言，通过析出沉淀可获得ξ碳化物，研究碳化物的分布以及其对残余奥氏体的影响及相间平衡关系，或许能获得更加细化的组织，且有利于强韧性的提升。