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超高强度钢

超高强度钢

创建时间：

2008-08-02

 超高强度钢（ultrahigh-strengthsteel） 

在合金结构钢的基础上发展起来的一种高强度、高韧性合金钢。

通常把抗拉强度在1500MPa以上，或者屉服强度在1380MPa以上，并具有足够的韧性和良好的工艺性能的合金钢称为超高强度钢。

主要用于航空和航天工业制作承受高应力的重要结构部件。

类别

按照合金化程度及显微组织，超高强度钢可分为低合金、中合金和高合金超高强度钢三类。

在高合金超高强度钢中又有马氏体时效钢和沉淀硬化不锈钢等（见金属的强化）。

　　低合金超高强度钢 

       是由调质结构钢发展起来的，含碳量一般在0.3～0.5％，合金元素总含量小于5％，其作用是保证钢的淬透性，提高马氏体的抗回火稳定性和抑制奥氏体晶粒长大，细化钢的显微组织。

常用元素有镍、铬、硅、锰、钼、钒等。

通常在淬火和低温回火状态下使用，显微组织为回火板条马氏体，具有较高的强度和韧性。

如采用等温淬火工艺，可获得下贝氏体组织或下贝氏体与马氏体的混合组织，也可改善韧性。

这类钢合金元素含量低，成本低，生产工艺简单，广泛用于制造飞机大梁、起落架构件、发动机轴、高强度螺栓、固体火箭发动机壳体和化工高压容器等。

　　中合金超高强度钢 

       热作模具钢的改型钢，典型钢种有4Cr5MoSiV钢。

这类钢的含碳量约0.4％，合金元素总含量约8％，具有较高的淬透性，一般零件经高温奥氏体化后，空冷即可获得马氏体组织，500～550℃回火时，由于碳化物沉淀产生二次硬化效应，而达到较高的强度。

这类钢的特点是回火稳定性高，在500℃左右条件下使用，仍有较高的强度，一般用于制造飞机发动机零件。

　　马氏体时效钢

      典型钢种有18Ni马氏体时效钢，含碳小于0.03％，镍约18％，钴8％。

根据钼和钛含量不同，钢的屈服强度分别可达到140、175和210kgf/mm2。

从820～840℃固溶处理冷却到室温时，转变成微碳Fe-Ni马氏体组织，其韧性较Fe-C马氏体为高，通过450～480℃时效，析出部分共格金属间化合物相（Ni3Ti、Ni3Mo），达到较高的强度。

镍可使钢在高温下得到单相奥氏体，并在冷却到室温时转变为单相马氏体，而具有较高的塑性。

同时镍也是时效强化元素。

钴能使钢的马氏体开始转变温度升高，避免形成大量残留奥氏体。

这类钢的特点是强度高，韧性高，屈强比高，焊接性和成形性良好；加工硬化系数小，热处理工艺简单，尺寸稳定性好，常用于制造航空器、航天器构件和冷挤、冷冲模具等。

　　9Ni-4Co型超高强度钢

       含9％镍使钢固溶强化和提高韧性，加4％钴的作用在于尽量减少钢中残留奥氏体量，钼和铬是为了产生沉淀硬化效应。

含碳0.20～0.30％时，抗拉强度可达130～160kgf/mm2，断裂韧度达400kgf/mm幫以上。

综合性能好，抗应力腐蚀性高，具有良好的工艺性能，常用于航空、航天工业。

　　沉淀硬化不锈钢

       简称PH不锈钢，是在不锈钢的基础上发展起来的具有抗腐蚀性能的超高强度钢。

合金元素总含量约为22～25％。

按高温固溶处理后冷至室温时显微组织的不同，可分为奥氏体型、半奥氏体型和马氏体型三类。

典型钢种有0Cr17Ni7Al和0Cr15Ni7Mo2Al，抗拉强度约为160kgf/mm2。

这类钢有良好的耐蚀性、抗氧化性。

钢的强化是通过固溶处理、冷处理或形变后再时效，析出弥散沉淀相而实现的。

这类钢主要用于制造高应力耐腐蚀的化工设备零件、航空器结构件和高压容器等（见不锈耐酸钢）。

简史

早在20世纪40年代中期，由于航空和航天技术发展的需要，为了减轻飞行器自重，提高飞行速度，要求结构材料必须具有更高的比强度。

为此，美国人在AISI4130和4340钢的基础上，改变热处理工艺，采用淬火加低温回火，获得回火马氏体组织，使钢的抗拉强度提高到1600MPa以上。

用于制造飞机结构件，超crlqo对减轻飞行器自重取得了明显成效。

20世纪50年代以后，在提高钢的强度和改善钢的韧性方面不断取得新进展，相继研制成功300M，D6AC和H一11等超高强度钢。

1960年美国国际镍公司研制出马氏体时效钢，并逐步形成18Ni马氏体时效钢系列，屈服强度分别为1400MPa、1700MPa、2100MPa和2400MPa，其断裂韧性达到较高的水平。

20世纪70年代以后，超高强度钢的发展主要是提高韧性。

在9Ni-4Co系列之后，美国在Hyl80钢的基础上，又研制成功AFl410二次硬化超高强度钢，该钢采用低碳马氏体和析出合金碳化物弥散强化效应，不仅强度高，韧性高，而且具有很高的抗应力腐蚀能力。

其抗拉强度为1700MPa，断裂韧性（KIL）高达160MN•m-3/2以上。

应力腐蚀界限强度因子（KIscc）高达60MN•m-3/2以上。

已用于制造飞机起落架和平尾轴等重要结构部件，受到航空和航天部门的重视和青睐。

进入20世纪90年代以来，为了适应航空工业的需要，在AFl410钢的基础上，美国研制成功AerMetl00，钢的抗拉强度为1965MPa，断裂韧性达到120MN•m-3/2抗应力腐蚀性能好。

用于制造飞机起落架，将大大提高飞行安全可靠性，延长飞机使用寿命。

中国从20世纪50年代开始试制超高强度钢。

结合国内资源条件先后研制成35Si2Mn2MoVA，40CrMnSiMoVA和33Si2MnCrMoVREA等低合金超高强度钢，这些材料已经用于制造飞机起落架和固体火箭发动机壳体等重要部件。

1980年以后采用真空冶炼技术，提高了钢的纯度，先后试制成功40CrNi2Si2MoVA、45CrNiM01VA和18Ni马氏体时效钢等。

超高强度钢的研制和应用均取得了显著的进展。

进入20世纪90年代以来，在新材料和新工艺的研究方面，不断有新的突破，航空和航天用高断裂韧性超高强度钢的研制和应用均取得了新进展。

力学性能

强度和韧性是超高强度钢的两项主要力学性能。

表1列出了几种超高强度钢的强度、断裂韧性和主要用途。

提高钢的强度是为了提高比强度，从而减轻结构件的自身重量。

增加钢的韧性是为了提高结构件在使用过程中的安全可靠性。

一种钢的强度和韧性是相互制约的。

如果只追求提高强度而韧性不足，在使用过程中结构件则不是由于超载发生塑性破坏，而是当载荷应力远低于钢的屈服强度情况下，由于裂纹失稳扩展发生脆性断裂。

其断裂源往往是由钢中的非金属夹杂物或者是结构件表面缺陷产生局部应力集中而造成的。

因此，工程设计者为了确保使用超高强度钢的安全可靠性，已经采用以断裂韧性为依据的容许损伤设计理论。

断裂韧性标志着材料在受力条件下能够93c}100超阻止裂纹迅速扩展的能力。

材料的断裂韧性愈高。

则承受的外加应力愈大，容许存在的临界裂纹尺寸也愈大。

如果选用材料的断裂韧性值较低，在使用过程中由于结构件容许存在的临界裂纹尺寸很小，当裂纹扩展超过其容许的裂纹尺寸时就有可能产生失稳断裂。

因此选用材料不仅要满足强度要求，而且要具有足够的断裂韧性，以确保结构件的使用安全可靠。

钢的断裂韧性取决于钢的化学成分、显微组织和冶金质量。

图1为几种超高强度钢的断裂韧性与抗拉强度的对应关系。

可以看出，任一种钢的断裂韧性均随抗拉强度升高而降低。

在等强度条件下，马氏体时效钢的断裂韧性高于低合金超高强度钢，而AFl410钢的断裂韧性最高。

应力腐蚀性能 

在介质环境中的抗应力腐蚀性能是超高强度钢的一项重要指标。

应力腐蚀滞后断裂是材料在介质环境中。

当外加负荷远低于材料的过载断裂应力情况下而发生的没有明显宏观塑性变形的灾难性断裂。

超高强度钢在水介质中的应力腐蚀是氢致开裂过程，它受材料和环境中的氢所控制。

裂纹前沿的氢离子得到电子后生成氢原子进入钢中。

由于应力诱导扩散，氢原子向裂纹前沿最大三向应力处聚集，当富集的氢浓度达到并超过某一临界值时，材料就会产生滞后塑性变形，从而导致应力腐蚀滞后断裂。

应力腐蚀断裂过程有裂纹形核、稳定扩展和最终断裂三个阶段。

超高强度钢的应力腐蚀性能受介质环境、外加载荷和材料本身性能的影响。

应力腐蚀界限强度因子（KIscc）和裂纹亚临界扩展速率（da/dt）是标志材料抗应力腐蚀能力的主要指标。

表2列出了几种超高强度钢的应力腐蚀性能。

可以看出低合金超高强度钢的KIscc值约为17～18MPa•m吉，而AFl410钢高达66MPa．m1/2，比低合金超高强度钢提高3～4倍。

通过热处理工艺改善钢的显微组织、细化晶粒尺寸和提高钢的纯净度是改善钢的抗应力腐蚀性能的有效措施。

疲劳性能 

超高强度钢在使用过程中发生断裂的主要形式之一是疲劳破裂。

这是由于在交变载荷作用下，裂纹开始萌生后继续产生稳定扩展，当裂纹尺寸达到材料发生失稳扩展所对应的临界裂纹尺寸时而发生断裂。

疲劳强度和疲劳裂纹扩展速率（da/dN）是衡量材料疲劳特性的主要指标。

一般情况下，当抗拉强度低于某一值时，钢的强度愈高，其疲劳强度值也愈高。

而超高强度钢当抗拉强度超过1300MPa，影响疲劳强度的主要因素不是钢的强度而是钢的塑性和韧性。

这是由于钢中的非金属夹杂物和其他组织不均匀性使局部区域应力集中所造成的。

因为钢的强度愈高，其裂纹敏感性也愈大，当有很小的非金属夹杂就形成疲劳源而萌生裂纹。

所以，改善和提高超高强度钢的塑性和韧性是提高疲劳强度的关键。

表3列出了几种超高强度钢在不同受力状态下的疲劳强度极限。

断裂力学在疲劳断裂中的应用进一步提出了损伤容限设计的新概念。

就是在容许裂纹存在的条件下，考虑到疲劳裂纹扩展速率而估算疲劳寿命。

零件在低应力作用下，裂纹扩展速率受裂纹尖端应力场强度因子K。

所控制。

裂纹扩展速率与应力强度因子幅度存在有下列半经验方程式：

式中da/dN——裂纹扩展速率，mm/周；△K——应力强度因子幅度（MPa•m1/2），

C，n——可通过试验确定的材料常数。

机械零件在循环应力作用下的疲劳寿命包括裂纹形核期和裂纹扩展期的总和。

影响零件疲劳寿命的因素除材料本身的冶金质量和特性外，零件的表面状态具有重要的影响。

因为超高强度钢对零件表面缺陷的敏感性高，而且疲劳断裂又往往起源于零件表面。

因此，降低零件表面粗糙度和表面化学热处理对提高疲劳寿命都有明显的效果。

另外，采用表面喷丸和孔挤压强化，使表层晶粒细化，增加位错密度提高表面层屈服强度，并且使表层形成残余压应力，从而有效地延长零件使用寿命。

生产工艺 

（1）冶炼。

采用真空冶炼工艺提高钢的纯净度是改善超高强度钢性能的重大技术措施。

真空冶炼主要是降低钢中的气体和非金属夹杂物含量。

40CrNi2MoA钢采用真空冶炼，使钢中氢、氧和氮含量比电弧炉冶炼分别降低50％、85％和70％。

由于冶金质量改善，从而使钢的断裂韧性明显地提高。

图2为18Ni马氏体时效钢采用三种不同的冶炼工艺时，断裂韧性随屈服强度的变化规律。

可以看出，在同一强度水平时，二次真空冶炼钢的断裂韧性最高。

（2）夹杂物形态控制。

控制夹杂物形态能有效地改善超高强度钢的断裂韧性。

为了提高断裂韧性首先要对硫和磷要有严格的限制，采用冶炼工艺要最大限度地降低钢中硫和磷含量。

如图3所示，16Ni10Co14Cr2Mo1钢的硫含量从O.005％降低到O.001％，其冲击功提高一倍以上。

硫在钢中以MnS形式存在，经高温变形呈条状，则严重降低钢的横向塑性。

如40CrNi2MoA钢在降低硫含量的基础上加入钙（钙/硫=3），则改变夹杂物的形态，形成CaS球状夹杂物，从而可提高断裂韧性25％～30％。

16Ni10Co14Cr2Mo1钢加入稀土金属镧对提高断裂韧性取得了明显的效果。

钢中加入适量镧，夹杂物的组成由Crs转变为La2O2S，虽然夹杂物的体积百分数不变，但夹杂物的直径加大，夹杂物的间距增加，其断裂韧性由128MPa•m1/2提高到196MPa•m1/2。

另外，在钢中加入微量钛，形成Ti2CS细小夹杂物，由于在承受载荷条件下，增加了空穴生核阻力，在较大的应变条件下才会发生空穴体积长大，从而提高了钢的断裂韧性。

（3）热处理。

改变热处理工艺是提高断裂韧性经常采用的一种有效手段。

超高强度钢采用1200℃高温淬火，钢中奥氏体晶粒尺寸增大，显微组织中板条马氏体量增多，马氏体板条边界形成有残留奥氏体薄膜。

这些因素都能使钢的断裂韧性提高。

但是由于粗大晶粒降低冲击韧性，因而在生产中难以推广应用。

等温淬火是经常采用的一种超高强度钢热处理工艺。

采用不同的等温温度可获得下贝氏体或下贝氏体与马氏体混合组织。

这种显微组织在受力条件下裂纹在边界形核并穿过晶体扩展，当经过界面时裂纹扩展改变方向，使消耗能量增多，断裂韧性提高。

如表4所示，40CrNi2Si2MoVA钢采用250～300℃等温淬火，断裂韧性提高23％，应力腐蚀界限强度因子提高10％。

（4）形变热处理。

形变热处理是将变形强化与相变强化相结合的综合强化工艺。

长期以来，形变热处理已经广泛用于提高超高强度钢的强度和韧性。

通常多采用高温形变热处理，即在奥氏体再结晶温度以上进行形变，随后淬火得到马氏体组织，再进行回火处理。

由于形变后淬火形成细小马氏体，位错密度明显增加，并加速合金碳化物弥散析出。

因而不仅强度提高，而且主要是塑性和韧性明显改善。

低温形变热处理是将钢加热到奥氏体温度后，急冷到亚稳奥氏体区（500～600℃）进行变形加工，随后淬火的热处理工艺。

该工艺要求钢的淬透性高，过冷奥氏体在中温形变区稳定性大。

一般形变量在60％以上。

形变温度愈低，形变量增大，则钢中马氏体组织更细，位错密度增加，因此，强化效果更为明显。

4Cr5MoVSi钢经低温形变热处理后，抗拉强度可达到2500MPa以上，疲劳强度极限提高20％～26％。