超高强度钢定义.docx

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超高强度钢定义

超高强度钢

超高强度钢一般是指屈服强度大于1380MPa的高强度结构钢。

20世纪40年代中期，美国用AISI4340结构钢通过降低回火温度，使钢的抗拉强度达到1600～1900MPa。

50年代以后，相继研制成功多种低合金和中合金超高强度钢，如300M、D6AC和H一11钢等。

60年代研制成功马氏体时效钢，逐步形成18Ni马氏体时效钢系列，70年代中期，美国研制成功高纯度HP310钢，抗拉强度达到2200MPa。

法国研制的35NCDl6钢，抗拉强度大于1850MPa，而断裂韧度和抗应力腐蚀性能都有明显的改进。

80年代初，美国研制成功AFl410二次硬化型超高强度钢，在抗拉强度为1860MPa时，钢的断裂韧度达到160MPa·

以上，AFl410钢是目前航空和航天工业部门正在推广应用的一种新材料。

中国于50年代初研制成功30CrMnSiNi2A超高强度钢，抗拉强度为1700MPa。

70年代初，结合中国资源条件，研制成功32Si2Mn2MoVA和40CrMnSiMoVA（GC一4）钢。

1980年以来，从国外引进新技术，采用真空冶炼新工艺，先后研制成功45CrNiMoVA（D6AC）、34Si2MnCrMoVA（406A）、35CrNi4MoA、40CrNi2Si2MoVA（300M）和18Ni马氏体时效钢，成功地用于制做飞机起落架、固体燃料火箭发动机壳体和浓缩铀离心机简体等。

目前超高强度钢已形成不同强度级别系列，在国防工业和经济建设中发挥着重要的作用。

现在，以改变合金成分提高超高强度钢的强度和韧性已很困难。

发展超高强度钢的主要方向是开发新工艺、新技术，提高冶金质量，如采用真空冶炼技术，最大限度降低钢中气体和杂质元素含量，研制超纯净超高强度钢；通过多向锻造和形变热处理，改变钢的组织结构和细化晶粒尺寸，从而提高钢的强度和韧性，例如正在发展的相变诱发塑性钢（TRIP钢）等。

一超高强度钢的合金成分、组织和特性

（1）中碳低合金超高强度钢此类钢是通过淬火和回火处理获得较高的强度和韧性，钢的强度主要取决于钢中马氏体的固溶碳浓度。

含碳量增加，钢的强度升高；而塑性和韧性相应降低。

因此，在保证足够强度的原则下，尽可能降低钢中含碳量，一般含碳量在0.30～0.45％。

钢中合金元素总量约在5％左右，Cr、Ni和Mn在钢中的主要作用是提高钢的淬透性，以保证较大的零件在适当的冷却条件下获得马氏体组织，Mo、W和v的主要作用是提高钢的抗回火能力和细化晶粒等。

几种典型钢种的化学成分如表2·12．1。

该类钢通过淬火处理，在Ms点温度以下发生无扩散相变，形成马氏体组织。

采用适宜的温度进行回火处理，析出ε—碳化物，改善钢的韧性，获得强度和韧性的最佳配合。

提高回火温度（250—450℃回火）时，板条马氏体的ε—碳化物发生转变和残留奥氏体分解形成Fe3C渗碳体，钢的韧性明显下降，此现象称为回火马氏体脆性。

产生此种回火脆性的原因主要是由于钢中的硫、磷等杂质元素在奥氏体晶界偏聚和渗碳体沿晶界分布，降低了晶界结合强度。

300M钢等含有1.5％硅，能有效地仰制ε—碳化物转变和残留奥氏体分解，使钢的回火马氏体脆性温度提高到350～500℃。

硅在钢中只能提高回火马氏体脆性区的温度，但并不能减轻或消除此种脆性。

因此，只有降低钢中硫、磷等杂质元素的含量才能有效地消除超高强度钢的回火马氏体脆性。

中国研制的40CrNi2Si2MoVA钢是一种强度高，纯洁度要求严的低合金超高强度钢。

采用精炼脱硫的原材料，经过真空感应炉和真空白耗炉两次真空冶炼工艺，钢中硫和磷含量分别降低到0.002～0.003％和0.005～0.008％，明显改善了大截面锻件的横向塑性和韧性。

在抗张强度为1925MPa条件下，钢的断裂韧度达到85.1MPa√m。

经疲劳试验证明，用于制造飞机起落架可使寿命延长三倍以上，达到起落架与飞机机体同寿命的世界先进水平。

45CrNiMoVA和34Si2MnCrMoVA钢采用真空冶炼工艺，提高了钢的冶金质量。

当抗张强度在1600和1800MPa条件下，其断裂韧度分别达到105和93.6MPa√m。

用于制造中远程和近程固体燃料火箭发动机壳体取得了良好的效果。

（2）二-次硬化钢H—11钢是最早研制成功和使用的中合金超高强度钢。

钢的含碳量约0.40％，含铬5％。

钢的淬透性高，一般零件在空气冷却条件下即可获得马氏体组织。

经500C回火时，析出M2C（M表金属元素）和V4C3，产生二次硬化效应，钢的强度达到1962MPa以上。

该类钢具有较高的中温强度，除用于制做热作模具外还制做飞机发动机后框架等，在400～500℃工作条件下能承受较高的应力。

9Ni-4Co系列钢是高韧性超高强度钢，按照强度级别含碳量范围0.20～0.45％，通常使用的有HP9—4—20和HP9—4—30，含碳量分别为0.20％和0.30％。

该类钢经820℃加热后油淬，450～550℃回火，抗张强度为1400～1600MPa，断裂韧度达到90MPa√m以上。

AFl410钢近年来受到了航空和航天部门的极大重视，该类钢含有M、Co、Cr和Mo等合金元素（表2·12．2），经固溶和油淬处理形成高位错密度板条马氏体，在板条边界分布有少量残留奥氏体。

时效处理析出弥散分布的合金碳化物，从而获得高强度和高韧性。

从表2·12·2看出，钢中琉、磷含量控制到极低的水平，氮和氧分别为3ppm和7ppm。

因此，AFl410钢必须选用低硫、磷精料，采用真空感应和真空自耗重熔双联工艺，获得超纯净钢。

经油淬和时效处理，抗拉强度为1620MPa，断裂韧度达到190MPa·

。

加入稀土金属可改变非金属夹杂物的形态和分布，进一步提高钢的韧性。

AFl410钢不仅强度高，韧性好，可焊性好，并且具有较高的抗应力腐蚀性能。

（3）马氏体时效钢该类钢含碳量极低，含有18～25％Ni。

当加热到高温时得到稳定的奥氏体组织，在空冷条件下可完全转变形成微碳马氏体。

Co在钢中的作用是提高Ms点，减少残留奥氏体量，降低Mo在马氏体中的固溶度，增加Mo的沉淀强化效应。

马氏体时效钢经固溶和时效处理，析出金属间化合物Ni3Mo、Ni3Ti和Ni3A1等产生弥散强化效应。

其中性能好，使用最广泛的是18Ni马氏体时效钢。

根据Mo和Ti含量不同，可获得几种强度级别的钢种（表2．12·3）。

马氏体时效钢在固溶处理后为超低碳马氏体组织，加工硬化指数低，冷加工成型性好。

在固溶状态下可焊性好，采用钨极氩气保护焊不需要预热和后热。

热处理时零件变形小，尺寸稳定。

但合金元素含量高致使钢的成本增高。

马氏体时效钢具有独特的优点，在较高的强度条件下使用安全可靠性好，固体火箭发动机壳体用18Ni马氏体时效钢，使用强度为1750MPa，浓缩铀离心分离机旋转简体用马氏体时效钢，使用强度达到2450MPa。

二超高强度钢的力学性能

（1）超高强度钢的断裂韧性表2·12·4列出了几种典型超高强度钢的强度和韧性。

过去，随着使用强度不断提高，超高强度钢对缺口和裂纹的敏感性增大。

70年代初，随着断裂力学的发展，断裂韧度已成为衡量超高强度钢韧性的重要指标。

一般来说，钢的强度提高，往往断裂韧度降低。

如200级18Ni马氏体时效钢，当加载到钢的屈服强度时，不发生脆性断裂的部件表面允许存在的临界裂纹尺寸为8mm。

如果选用350级马氏体时效钢，当加载到屈服强度时，不发生脆性断裂允许存在的裂纹尺寸只有0.25mm。

如此微小的裂纹用无损探伤的方法是很难发现的。

因而就有发生低应力脆性破断的危险。

只有提高钢的断裂韧度，增加部件中容许存在的临界裂纹尺寸，才能提高钢的使用应力，充分发挥材料的潜力。

钢的断裂韧度取决于合金成分、组织结构和冶金质量。

图2·12.l为几种超高强度钢的断裂韧度（KIc）与抗拉强度（σb）的对应关系。

可以看出，材料的断裂韧度随抗拉强度升高而降低。

在相同的强度水平时，马氏体时效钢的断裂韧度最高。

不断提高超高强度钢的断裂韧度仍然是材料研究的一项重要任务。

（2）超高强度钢的抗腐蚀性能在介质环境中外加负荷远低于材料的过载断裂应力时超高强度钢就会发生应力腐蚀滞后脆性断裂。

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，氢原子向裂纹尖端最大三向应力处集聚，当富集的氢浓度达到某临界值时，材料就会发生滞后塑性变形，从而导致应力腐蚀裂纹的产生和扩展。

材料的应力腐蚀界限强度因子（KIscc）和裂纹扩展速率（da／dt）反应了钢的本质特性，它主要取决于钢的化学成分、显微组织和冶金质量。

如图2．12，2所示，钢的KIxc随。

0.2升高而降低。

当钢的强度增加，使裂纹尖端的弹性应力场增强，促使氢向裂纹前沿集聚的驱动力增大，则比较容易达到氢浓度临界值，从而加速裂纹的形核和扩展。

选用高韧性材料，提高钢的纯净度和采用合适的热处理工艺都是提高钢的应力腐蚀滞后断裂性能的有效措施。

（3）超高强度钢的疲劳性能在承受交变载荷作用下超高强度钢的疲劳寿命主要取决于钢的疲劳强度极限和疲劳裂纹扩展速率（见2·8）。

几种超高强度钢的疲劳强度极限见表2．12.5。

钢的疲劳性能主要取决于钢的强度和韧性。

提高钢的冶金质量，改变钢中非金属夹杂物的形状、数量和分布对疲劳性能具有显著的影响。

三超高强度钢的新工艺、新技术

（1）改进冶炼工艺采用真空自耗重熔或真空感应炉和真空自耗炉双联冶炼工艺，对改善超高强度钢的韧性有显著的效果。

断裂力学理论表明，钢的断裂韧度与钢中非金属夹杂物的平均间距的平方根成正比。

减少夹杂物的数量，增大夹杂物的平均间距，则断裂韧度提高。

图2·12·3为三种冶炼工艺的18Ni马氏体时效钢的KIc与σ0.2的对应关系。

可以看出，在相同强度下，双真空冶炼钢的KIc值最高。

飞机起落架用300M钢选用低硫、磷原料，采用双真空冶炼，钢中氢气降低到0.72ppm，硫含量降低到0.003％以下，明显改善大截面的横向塑性，横向断面收缩率与纵向的比值提高到0.80以上。

断裂韧度达到83MPa·

。

（2）改善热处理工艺4340钢和300M钢采用1200℃高温淬火后，奥氏体晶粒尺寸由20μm增大到200μm左右。

由于高温加热，使碳化物充分溶解，减少第二相在晶界形核，并在马氏体板条边界形成厚100～200A残留奥氏体薄膜。

从而提高了钢的断裂韧度。

300M钢高温淬火后的断裂韧度提高到91.2MPa·

。

但是由于晶粒粗大，冲击韧性明显下降。

形变热处理已经广泛用于提高超高强度钢的强度和韧性。

通常采用Ar3以上温度进行高温形变热处理。

由于位错密度增加，加速合金碳化物析出，降低了奥氏体中碳和合金元素含量，使其在淬火后形成细小板条状马氏体，钢中孪晶马氏体量减少。

因而不仅强度提高而且韧性也有明显的改善。

30CrNiSiMnMoA钢经高温形变热处理后，抗拉强度由1670MPa提高到

1990MPa，而断裂韧度由84.3MPa·

提高到100.8MPaMPa·

。

（3）其他超高强度钢对零件表面缺陷的敏感性高，而结构件的疲劳破坏和应力腐蚀延迟断裂又往往起源于表面缺陷。

采用喷丸强化可使零件表层晶粒细化，增加位错密度，提高了屈服强度。

同时由于喷丸强化在表面层产生压应力，使其固有裂纹缺陷的尖端形成压应力场，在外力作用下只有当外加应力与压应力场相互抵消，并超过材料的裂纹扩展强度因子的情况下，裂纹才能开始扩展。

例如4340钢制做的飞机零件，经喷丸强化，表层残余压应力达700～800MPa，与不喷丸的零件相比，疲劳强度极限提高40％。

30CrMnSiA钢经喷丸强化，其强化层达0.6mm，裂纹扩展应力强度因子门槛值△Kth提高到11.5MPa·

。

带孔零件采用内孔挤压强化是用挤压棒穿过内孔使表面达到较高的尺寸精度和表面光洁度，并在表面层形成一定深度的冷作硬化层。

挤压强化使孔内壁强化层由于塑性变形而产生大量的位错圈、位错网和位错缠结，使位错密度升高，内应力增加，提高了屈服强度。

由于内表面层形成残余压应力和表面光洁度提高，也能进一步降低内孔表面缺陷的有害影响，例如30CrMnSiNi2A钢经挤压强化，疲劳强度极限由315MPa提高到600MPa。

γ→αδηθβσ0.2φωψρπμν

σsσbϩε

γ＋α

超高强度钢

ultrahigh-strengthsteels

应用于制造承受较高应力结构件的合金钢类，一般屈服强度大于120kgf/mm2、抗拉强度大于140kgf/mm2。

20世纪40年代中期,美国研制成Cr-Mo钢（AISI4130）和Cr-Ni-Mo钢（AISI4340），经淬火和低温回火后,抗拉强度分别为170和190kgf/mm2。

50年代初，在AISI4340钢的基础上加入Si和V,制成300M，抗拉强度达190～210kgf/mm2。

1960年，国际镍公司制成马氏体时效钢,抗拉强度约为180kgf/mm2,断裂韧度高达390kgf/mm帮。

70年代，美国在300M基础上降C增Si,改善韧性,发展成HP310钢；在马氏体时效钢的基础上研究成AF1410钢，抗拉强度为170kgf/mm2,断裂韧度达400kgf/mm帮（见断裂韧性试验）。

中国从50年代开始研究和生产超高强度钢，已有多种钢号的产品，主要有SiMnMoV、SiMnCrMoV和加有稀土元素的SiMnCrMoV系列钢，抗拉强度为170～190kgf/mm2，断裂韧度可达250～280kgf/mm帮。

超高强度钢必须具有高的抗拉强度，和保持足够的韧性,还要求比强度（强度与密度之比）大和屈强比（σs/σb）高，以减轻构件的重量，而且要有良好的焊接性和成形性等工艺性能。

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帮以上。

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）。

生产工艺超高强度钢对冶金质量要求高，通常采用电弧炉和电渣重熔冶炼。

要求纯度高的钢种，多采用真空感应炉或真空自耗电弧炉冶炼。

中、低合金超高强度钢在热处理时应防止脱碳；马氏体时效钢和沉淀硬化不锈钢,可以用普通加热炉固溶处理。

焊接时须采用保护气体焊接或采用钨极氩弧焊接。

某些含碳较高的（0.4％左右）低合金超高强度钢,焊接后应立即进行去应力退火。

超高强度钢的分类

按钢中所含合金元素总量，超高强度钢分为低、中、高三种合金系。

低合金超高强度钢以其廉价及综合性能好而得到广泛应用，是超高强度钢中研究最多、最成熟的钢种。

这类钢的合金元素总含量不高于5%（质量分数，下同），如4340钢（40GrNiMo）和300M钢。

中合金超高强度钢的合金元素总含量为5%~10%，是从热作模具钢改进后得到的中碳合金

钢，主要有4Gr5MoSiV（H-11），4Gr5MoSiV4（H-13）和38Gr5Mo2VA（GC-19）等。

中合金超高强度钢与低合金超高强度钢有类似的缺点，即断裂韧度（KIC）不高和抗应力腐蚀能力差，不能完全满足现代航空航天材料的要求。

高合金超高强度钢的合金元素总含量大于

10%，其中18Ni马氏体时效钢的合金元素总量超过30%。

获得发展和应用的主要有马氏体时效钢、HP-9-4-X系列和低碳、高钴镍二次硬化钢等。

1高合金超高强度钢

1.1马氏体时效钢

马氏体时效钢是一种以Fe-Ni为基础的高合金钢，它通过金属间化合物在含碳极低的高Ni,马氏体基体中弥散析出来获得超高强度。

当Ni,含量大于6%时，高温奥氏体冷却至室温时转变为马氏体，再加热至约500摄氏度，此马氏体仍保持稳定。

已用于工业生产的马氏体时效钢的C含量不高于0.03%，Ni含量在18%~25%，同时还添加有各种能产生时效硬化的合金元素，如Mo，Ti,，Al，Nb和Co等。

为了获得高韧度，应尽量降低钢中的P，S，C和N含量。

根据Ni,含量，马氏体时效钢分为18Ni，20Ni和25Ni三种类型，其中

18Ni马氏体时效钢因加工容易，应用最广泛18Ni马氏体时效钢随着Ti含量从0.20%提高到1.4%，屈服强度可以在1375~2410MPa之间变化，其分为200，250，300，350和400ksi五个级别，商业名称分别为M200，M250，M300,M350和M400。

提高Ni含量可降低马氏体相变开始点Ms，获得很细的低C高Ni板条马氏体，再利用金属间化合物在含碳极低的马氏体中弥散析出达到硬化。

这种超低碳、高纯度、高Ni含量保证了马氏体时效钢的良好韧性。

美国、英国和日本先后在20世纪60年代中、末期用马氏体时效钢制造了各种不同直径的火箭发动机壳体和发动机轴等。

马氏体时效钢的优点是强度和韧性好。

时效硬化前，因含碳极低故容易加工，焊接性也好；固溶处理后淬火开裂危险性小，热处理变形很小。

但其弹性模量低，刚性不足，抗疲劳性能也低于300M钢。

而且，其化学成分的微小变化会引起力学性能的很大波动，限制了它在航空上的应用。

1.2HP9-4-X系列

1962年，美国的RepublicStreel公司在9%Ni低温用钢基础上成功研制出HP9-4-X系列钢。

利用回火马氏体组织得到高强度；利用高Ni含量来达到固溶强化，使钢的韧脆转变温度向低温移动，具有较好的低温韧性，同时具有良好的抗应力腐蚀性能和工艺性能；利用Co来防止Ms点降得过低，从而减少残余奥氏体量，使焊缝热影响区的马氏体在高温形成。

所以，这类钢具有十分良好的可焊性，断裂韧度也很突出，与同一屈服强度的超高强度钢比较，显示出最好的KIC值。

该系列钢应用于火箭发动机壳体、飞机结构部件、船身与潜艇壳体、炮筒与装甲板等。

在9NI-4Go系列钢的基础上，Dabkowski等成功地研制出深海潜艇壳体用钢HY180，创造出第一个高Co-Ni合金钢。

这种钢的拉伸强度约为1380MPa，断裂韧度达198MPa·m1/2，当时认为这是优良韧度与强度匹配的重要突破，但这一强度水平尚不能满足大多数航空构件的要求。

1.3低碳、高钴镍二次硬化钢

20世纪70年代，为满足快速发展的航空工业对材料的需要，人们分析了航空构件的结构质量效率和对材料断裂韧度的要求，提出了开发新型高强度合金钢的目标，既要求可焊接的合金钢强度达到1586-1724MPa，又要求断裂韧度超过125MPa·m1/2，而且为适应大型构件的需要，获得此高强韧度只能通过热处理方法。

仅从强韧性来看，当时出现的马氏体时效钢已能满足要求，但损伤容限和耐久性都无法达到航空构件材料的使用要求。

Speich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Co-Ni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。

1978年，通用动力（GeneralDynam-ics）和RepublicStreel公司合作，在Speich等人的研究成果基础上，由LittleCD等在HY180钢的基础上提高C和Co的含量，研制成功了替代HY180的钢种，即可焊接的新一代超高强度钢AF1410该钢经510摄氏度时效后屈服强度可达到1600MPa，断裂韧度超过150MPa·m2/1，并有很好的抗应力腐蚀性能，其断裂韧度临界值KISCC值高达80MPa·m2/1，可在海洋气候条件下应用。

因此该钢以高的强韧性、良好的加工性能和焊接性能而成为航空界欢迎的一种新型材料。

自其问世以来，通过大量深入的研究，AF1410钢已日益成熟，并得到广泛的应用。

它主要用于制造飞机和飞机发动机的主要受力构件，美国已成功用它制造可变机翼枢轴接头、平尾大轴、着陆钩和起落架等零件。

但AF1410钢的最大拉伸强度只有1620MPa左右，这样强度的材料不能像300M钢那样制造高强度-质量比的高应力结构件。

人们期望一种不但具有300M钢的高强度，又有AF110钢的高断裂韧度的合金。

何写论文的开题报告

论文开题报告主要是你的论文将要写什么以及为什么要写和如何写的问题。

这里有几个方面：

第一，你要写什么

这个重点要进行已有文献综述，把有关的题目方面的已经有的国内外研究认真介绍一下（先客观介绍情况，要如实陈述别人的观点），然后进行评述（后主观议论，加以评估，说已有研究有什么不足），说现在有了这些研究，但还有很多问题值得研究。

其中要包括你选题将要探讨的问题。

由于目前研究不足，所以你要研究。

所以，你的论文要写什么是根据文献综述得出来的，而不是你想写什么就写什么。

如果不做综述，很可能你的选题早被别人做得很深了。

第二，为什么要写这个

这个主要是说明你这个选题的意义。

可以说在理论上，你发现别人有什么不足和研究空白，所以你去做，就有理论价值了。

那么你要说清楚你从文献综述中选出来的这个题目在整个相关研究领域占什么地位。

这就是理论价值。

然后你还可以从实际价值去谈。

就是这个题目可能对现实有什么意义，可能在实际中派什么用场等等。

第三，如何写

在开题报告里你还应当说清楚你选了这个题目之后如何去解决这个问题。

就是有了问题，你准备怎