超高强度材教学课件PPT.ppt

第二章 超高强度材料第一节 发展现状1、产生的背景•现代科学技术和生产的迅猛发展对新材料的需求，特别是某些高技术领域的发展对新材料的需要，航空、航天、国防等•航天 飞行器 强度高、重量轻强度高、重量轻(比强度、比强度、比刚度高）比刚度高）•军工 潜艇•锅炉、高压容器 机器制造业和建筑业所用的钢材一般通称结构钢在航空机器制造业和建筑业所用的钢材一般通称结构钢在航空工业中结构钢主要用于制造重要承力结构件、连接件、紧固件工业中结构钢主要用于制造重要承力结构件、连接件、紧固件和传动系统零件等高强度钢具有高的比强度、良好的疲劳性和传动系统零件等高强度钢具有高的比强度、良好的疲劳性能和工艺性能能和工艺性能,且价格低廉且价格低廉,在航空产品上得到广泛应用在航空产品上得到广泛应用，，其中其中超高强度钢的使用是一大亮点超高强度钢的主要特点是具有超高强度钢的使用是一大亮点超高强度钢的主要特点是具有很高的强度和足够的韧性很高的强度和足够的韧性,用于制造承受高应力的重要构件用于制造承受高应力的重要构件,是是制造国防尖端武器的关键材料制造国防尖端武器的关键材料 一般认为屈服强一般认为屈服强σ0.2≥1350MPa的钢为超高强度钢。

的钢为超高强度钢 其应用很广泛其应用很广泛,如在航空领域多用于制造飞机起落架、机翼如在航空领域多用于制造飞机起落架、机翼主梁、平尾大轴、直升机旋翼轴、接头和对接螺栓等制作的主梁、平尾大轴、直升机旋翼轴、接头和对接螺栓等制作的飞机起落架飞机起落架,承受着飞机的全部质量和起落时的振动与冲击载荷承受着飞机的全部质量和起落时的振动与冲击载荷;制作固体火箭发动机壳体制作固体火箭发动机壳体,保证了极高的稳定性和可靠性保证了极高的稳定性和可靠性;制作制作新型战术导弹的侵彻弹弹体新型战术导弹的侵彻弹弹体,可以高达可以高达700~900m/s的速度撞的速度撞击混凝土目标击混凝土目标,并穿入至一定深度后爆炸并穿入至一定深度后爆炸,从而达到破坏机场跑从而达到破坏机场跑道、摧毁地下设施、遏制战斗力的效果目前各类钢在战斗机道、摧毁地下设施、遏制战斗力的效果目前各类钢在战斗机中的用量约占总质量的中的用量约占总质量的5%~8%,但是作用却非常重要但是作用却非常重要,是航空是航空制造业必不可少的材料制造业必不可少的材料 第二节第二节 材料的强度和强化机制材料的强度和强化机制1、固溶强化、固溶强化  溶质原子溶入溶剂中形成固溶体时可发生强化作用，称溶质原子溶入溶剂中形成固溶体时可发生强化作用，称为固溶强化为固溶强化。

由于溶质原子的存在，使晶格发生畸变，由于溶质原子的存在，使晶格发生畸变，从而使固溶体的硬度、从而使固溶体的硬度、强度提高，塑性韧性强度提高，塑性韧性下降下降. 例如例如:碳钢Fe中的C ，晶格畸变晶格畸变-提高了塑性提高了塑性变形抗力见右图变形抗力见右图.u空位空位( vacancy ) ：：       晶格结点处无原子晶格结点处无原子 u置换原子置换原子( gap atom ) ：：   晶格结点处为其它原子占据晶格结点处为其它原子占据 u间隙原子间隙原子(  substitutional atom ) ：：   原子占据晶格间隙原子占据晶格间隙 a、、 点缺陷点缺陷( point defect )      ——晶格结点处或间隙处，产生偏离理想晶体的变化晶格结点处或间隙处，产生偏离理想晶体的变化 置换原子引起的晶格畸变空位引起的晶格畸变晶格畸变晶格畸变溶溶质质原原子子溶溶入入→晶晶格格畸畸变变→位位错错远远动动阻阻力力上上升升→金金属属塑塑性性变变形形困困难难→强度、硬度升高强度、硬度升高 图2.1 铜镍合金相图及其固溶体性能与成分的关系 溶质原子溶入基体金属后，合金的变形抗力总是提高，即所谓固溶强化现象。

图2.1为Cu-Ni固溶体的强度、塑性随其成分变化的关系，可以发现其强度、硬度随溶质含量增加而增加，而塑性指标则呈现相反的规律  研究发现，溶质原子的加入通常同时提高了屈服强度和整个应力－应变曲线的水平，并使材料的加工硬化速率增高，如图2.2所示即为铝溶有镁后的应力－应变曲线不同溶质原子引起的固溶强化效果是不同的，如图2.2所示 图图2.2 铝溶有镁后的应力－应变铝溶有镁后的应力－应变 曲线曲线 图图2.3 溶入合金元素对铜单晶临溶入合金元素对铜单晶临界分切应力的影响界分切应力的影响 •产生固溶强化的原因，是由于溶质原子与位错产生固溶强化的原因，是由于溶质原子与位错相互作用的结果，相互作用的结果，溶质原子不仅使晶格发生畸溶质原子不仅使晶格发生畸变，而且易被吸附在位错附近形成柯氏气团，变，而且易被吸附在位错附近形成柯氏气团，使位错被钉扎住，位错要脱钉，则必须增加外使位错被钉扎住，位错要脱钉，则必须增加外力，从而使变形抗力提高力，从而使变形抗力提高. 柯氏柯氏Cotrell气团气团——溶质原子偏聚溶质原子偏聚Segregation 在位错线附近存在在位错线附近存在溶质原子偏聚溶质原子偏聚，位错的，位错的滑移受到约束滑移受到约束和钉扎和钉扎作用，塑性变形难度增加，金属材料的作用，塑性变形难度增加，金属材料的强度增加强度增加。

2、细晶强化、细晶强化ⅰ. Hall-Pitchⅰ. Hall-Pitch关系：关系：σs=σ0+Kyd-1/2 ⅱ.ⅱ.细晶强化：细晶强化：晶粒细化晶粒细化→强度、硬度提高、塑性提高、强度、硬度提高、塑性提高、韧性提高，韧性提高，细晶强化是金属的一种非常重要的强韧化手段！细晶强化是金属的一种非常重要的强韧化手段！图2-4 屈服强度与晶粒尺寸的关系图 图 2-5 等强温度示意图 所以，作为材料强化的一种有效手段，晶粒细化在大多数情况下都是我们所期望的，尤其与我们以后所涉及的其它强化方式相比，细晶化是唯一的一种在增加材料强度的同时也增加材料塑性的强化方式 不过，由于细晶强化所依赖的前提条件是晶界阻碍位错滑移，这在温度较低的情况下是存在的而晶界本质上是一种缺陷，当温度升高时，随着原子活动性的加强，晶界也变得逐渐不稳定，这将导致其强化效果逐渐减弱，甚至出现晶界弱化的现象 因此，实际上多晶体材料的强度－温度关系中，存在一个所谓的“等强温度”，小于这个温度时，晶界强度高于晶内强度，反之则晶界强度小于晶内强度如图2-5所示3、弥散强化、弥散强化•当合金的组织由多相混合物组成时，合金的塑性当合金的组织由多相混合物组成时，合金的塑性变形除与合金基体的性质有关外，还与第二相的变形除与合金基体的性质有关外，还与第二相的性质、形态、大小、数量和分布有关。

性质、形态、大小、数量和分布有关•当在晶界呈网状分布时，对合金的强度和塑当在晶界呈网状分布时，对合金的强度和塑性不利；性不利；•当在晶内呈片状分布时，可提高强度、硬度，当在晶内呈片状分布时，可提高强度、硬度，但会降低塑性和韧性；但会降低塑性和韧性；珠光体珠光体•当在晶内呈颗粒状弥散分布时，第二相颗粒越细，当在晶内呈颗粒状弥散分布时，第二相颗粒越细，分布越均匀，合金的强度、硬度越高，塑性、韧性分布越均匀，合金的强度、硬度越高，塑性、韧性略有下降，这种强化方法称略有下降，这种强化方法称弥散强化或沉淀强化弥散强化或沉淀强化Ni-Cr superalloys 碳化物粒子弥散在碳化物粒子弥散在FCC基体上基体上颗粒钉扎作用的电镜照片颗粒钉扎作用的电镜照片•原因原因:是由于硬的颗粒不易被切变，因而阻碍了位错的运是由于硬的颗粒不易被切变，因而阻碍了位错的运动，提高了变形抗力动，提高了变形抗力Orowan mechanism弥散强化弥散强化位错切割位错切割第二相粒第二相粒子示意图子示意图电电镜镜观观察察•4. 4. 加工硬化（形变硬化）（冷作硬化）（性加工硬化（形变硬化）（冷作硬化）（性能）能）加工硬化加工硬化——金属在冷态下进行塑性变形时，随着变形度的增加，金属在冷态下进行塑性变形时，随着变形度的增加，其强度、硬度提高，塑性、韧性下降其强度、硬度提高，塑性、韧性下降单晶体金属的塑性变形单晶体金属的塑性变形外外力力在在晶晶面面上上的的分分解解切切应应力力作作用用下下的的变变形形锌锌单单晶晶的的拉拉伸伸照照片片弹性变形弹性变形解理断裂解理断裂外力外力切应力切应力正应力正应力塑性变形塑性变形滑移滑移 slipslip孪生孪生 twinningtwinning扭折扭折 kinkkinkdominant滑移带滑移带slip bandsslip bands的形成的形成 弹性变形－外力克服单晶原子间的键合力，弹性变形－外力克服单晶原子间的键合力，使原子偏离其平衡位置，试样使原子偏离其平衡位置，试样开始伸长开始伸长。

晶面滑移－当晶面滑移－当外力大于屈服极限外力大于屈服极限后，沿单后，沿单晶的某一特定晶面原子产生晶的某一特定晶面原子产生相对滑移相对滑移随应力的增加，发生力的增加，发生滑移的晶面增加，塑性变形滑移的晶面增加，塑性变形量加大a. 滑移滑移 slip•滑移滑移是指晶体的一部分沿一定的晶面和晶向相对于另一是指晶体的一部分沿一定的晶面和晶向相对于另一部分发生滑动位移的现象部分发生滑动位移的现象位错的滑移？位错的滑移？滑移的结果在晶体表面形成台阶滑移的结果在晶体表面形成台阶，称，称滑滑移线移线，若干条滑移线组成一个，若干条滑移线组成一个滑移带滑移带 铜铜拉伸试样表面滑移带拉伸试样表面滑移带滑移带滑移带slip bandsslip bands和滑移线和滑移线slip linesslip lines通常，滑移带是很狭窄的，往往观察到通常，滑移带是很狭窄的，往往观察到的是的是呈线状的滑移带呈线状的滑移带滑移发生在晶体的密排面上，并沿密排方向进行滑移发生在晶体的密排面上，并沿密排方向进行密排面的密排面的d d最大最大，点阵阻，点阵阻力最小，力最小，最容易滑移最容易滑移密排晶向密排晶向原子间距最小原子间距最小，，单位滑移量小；单位滑移量小；相互作用力最大，相互作用力最大，滑移滑移原子间距保持不变。

原子间距保持不变滑移系滑移系 slip systemsslip systems滑移系滑移系 = = 滑移面滑移面 * * 滑移方向滑移方向FCC结构结构滑移面：滑移面：{111}滑移方向：滑移方向：<110>一个滑移面和其上的一个滑移方向构成一个一个滑移面和其上的一个滑移方向构成一个滑移系滑移系•滑移系越多，金属发生滑移的可能性越大，滑移系越多，金属发生滑移的可能性越大，塑性也越好塑性也越好滑移系愈多，金属愈容易产生塑性变形滑移系愈多，金属愈容易产生塑性变形金属中的滑移系金属中的滑移系临界分切应力临界分切应力t tc外力外力F 作用在面积为作用在面积为A 的园柱体上，的园柱体上，在滑移面上产生的在滑移面上产生的分切应力分切应力宏观起始宏观起始拉伸应力拉伸应力取向因子取向因子orientation factor当外力在某一滑移系中的分切应力达到当外力在某一滑移系中的分切应力达到一定临界值时，该滑移系方向首先发生一定临界值时，该滑移系方向首先发生滑移，该分切应力称为滑移，该分切应力称为临界分切应力临界分切应力critical resolved shear stresscritical resolved shear stress。

施密特因子施密特因子Schmid factor   =   = 45o时时临界分切应力临界分切应力t tc是材料常数，与晶体取向无关！是材料常数，与晶体取向无关！其大小取决于位错在滑移面上运其大小取决于位错在滑移面上运动时所受的阻力动时所受的阻力s ss小小软取向软取向s ss大大硬取向硬取向滑移的位错机制滑移的位错机制点阵阻力点阵阻力 —— —— 派派- -纳力纳力 P-N force 实测晶体滑移的临界切应力较理论计算实测晶体滑移的临界切应力较理论计算低低3~4个数量个数量级级，表明，表明晶体滑移是借助位错在滑移面上运动而逐步晶体滑移是借助位错在滑移面上运动而逐步实现的实现的 晶体滑移的阻力晶体滑移的阻力其他位错对运动位错的作用力其他位错对运动位错的作用力晶体点阵对位错运动的阻力晶体点阵对位错运动的阻力 - -点阵阻力点阵阻力dominant!dominant!滑移变形的特点滑移变形的特点 ：：⑴⑴ 滑移只能在切应力的作用下发生滑移只能在切应力的作用下发生产生滑移的最小切应力称产生滑移的最小切应力称临界分切应力临界分切应力t tC。

⑵⑵ 滑移滑移常沿晶体中原子密度常沿晶体中原子密度最大的晶面和晶向发生最大的晶面和晶向发生BCC和和FCC的密排面和密排方向？的密排面和密排方向？因原子密度最大的晶面之间面间因原子密度最大的晶面之间面间距最大，结合力最弱，阻力最小，距最大，结合力最弱，阻力最小，产生滑移所需切应力最小产生滑移所需切应力最小020)BCC⑶⑶滑移时，晶体两部分的相对位移量是原子滑移时，晶体两部分的相对位移量是原子间距的整数倍间距的整数倍.⑷⑷ 滑移的同时伴随着晶体的转动滑移的同时伴随着晶体的转动•转动的原因：转动的原因：晶体滑移后使晶体滑移后使s s分分量和量和t t分量组成了力偶分量组成了力偶.•当滑移面、滑移方向与外力方向当滑移面、滑移方向与外力方向都呈都呈45°角时，滑移方向上切应角时，滑移方向上切应力最大，因而最容易发生滑移力最大，因而最容易发生滑移•滑移后滑移后, 滑移面两侧晶体的位向滑移面两侧晶体的位向关系未发生变化关系未发生变化•转动的方式转动的方式•滑移面向外力轴方向转动滑移面向外力轴方向转动•滑移面上滑移方向向最大切应力方向转动滑移面上滑移方向向最大切应力方向转动(5) 滑移是通过滑移面上的位错的运动来实现的。

滑移是通过滑移面上的位错的运动来实现的       多多 脚脚 虫虫 的的 爬爬 行行滑移不是刚性滑动滑移不是刚性滑动l晶体通过晶体通过位错运动位错运动产生滑移时，只在位错中心的产生滑移时，只在位错中心的少数原子发生移动，它们移动的距离远小于一个少数原子发生移动，它们移动的距离远小于一个原子间距，因而所需临界切应力小，这种现象称原子间距，因而所需临界切应力小，这种现象称作作位错的易动性位错的易动性多晶体金属的塑性变形多晶体金属的塑性变形1.晶界及晶粒位向差的影响晶界及晶粒位向差的影响（（1）晶界的影响）晶界的影响当位错运动到晶界附近时，受到晶界的阻碍而堆当位错运动到晶界附近时，受到晶界的阻碍而堆积起来积起来,称称位错的塞积位错的塞积要使变形继续进行要使变形继续进行, 则则必须增加外力必须增加外力, 从而使金属的变形抗力提高从而使金属的变形抗力提高晶界对塑性变形的影响晶界对塑性变形的影响Cu-4.5Al合金晶合金晶界的位错塞积界的位错塞积(2) 晶粒位向的影响晶粒位向的影响•由于各相邻晶粒位向不同，当一个晶粒发生塑性变形由于各相邻晶粒位向不同，当一个晶粒发生塑性变形时，为了保持金属的连续性，周围的晶粒若不发生塑时，为了保持金属的连续性，周围的晶粒若不发生塑性变形，则必以弹性变形来与之协调。

这种弹性变形性变形，则必以弹性变形来与之协调这种弹性变形便成为塑性变形晶粒的变形阻力由于晶粒间的这种便成为塑性变形晶粒的变形阻力由于晶粒间的这种相互约束，使得多晶体金属的塑性变形抗力提高相互约束，使得多晶体金属的塑性变形抗力提高2.  多晶体金属的塑性变形过程多晶体金属的塑性变形过程•首先发生滑移的是滑移系与外力夹角等于或接近于首先发生滑移的是滑移系与外力夹角等于或接近于45°的晶粒•当塞积位错前端的应力达到一定程度，加上相邻晶粒的转动，当塞积位错前端的应力达到一定程度，加上相邻晶粒的转动，使相邻晶粒中原来处于不利位向滑移系上的位错开动，从而使使相邻晶粒中原来处于不利位向滑移系上的位错开动，从而使滑移由一批晶粒传递到另一批晶粒，当有大量晶粒发生滑移后，滑移由一批晶粒传递到另一批晶粒，当有大量晶粒发生滑移后，金属便显示出明显的塑性变形金属便显示出明显的塑性变形 铜多晶试样拉伸后形成的滑移带铜多晶试样拉伸后形成的滑移带铜多晶试样拉伸后形成的滑移带铜多晶试样拉伸后形成的滑移带σσ塑性变形塑性变形 — 改变晶粒组织和结构改变晶粒组织和结构变形前：等轴晶粒变形前：等轴晶粒变形后：拉长晶粒变形后：拉长晶粒产生加工硬化的原因是产生加工硬化的原因是:•1、随变形量增加、随变形量增加, 位错密度增加，由于位错之间的交互作用位错密度增加，由于位错之间的交互作用(堆积、缠结堆积、缠结)，使得位错难以继续运动，从而使变形抗力增，使得位错难以继续运动，从而使变形抗力增加；加；位错密度与强度关系位错密度与强度关系最本质原因最本质原因其它原因其它原因:•2、随变形量增加，亚结构细化，亚晶界对位错运动有阻碍作、随变形量增加，亚结构细化，亚晶界对位错运动有阻碍作用；用；•3、随变形量增加、随变形量增加, 空位密度增加，空位阻碍位错运动；空位密度增加，空位阻碍位错运动；•4、由于晶粒由有利位向转到不利位向而发生几何硬化，因而、由于晶粒由有利位向转到不利位向而发生几何硬化，因而变形抗力增加。

变形抗力增加位错选择在最易启动和运动的晶粒取向的晶粒进行，位错选择在最易启动和运动的晶粒取向的晶粒进行，但是随着变形发生，晶粒要转动，逐渐离开原来的取向，因而偏离有利但是随着变形发生，晶粒要转动，逐渐离开原来的取向，因而偏离有利位向，而发生几何硬化，即位错难以启动和运动位向，而发生几何硬化，即位错难以启动和运动现象现象加工硬化是强化金属的重要手段之一加工硬化是强化金属的重要手段之一由于加工硬化由于加工硬化,有变形的地方就慢慢变得不能变形，而变有变形的地方就慢慢变得不能变形，而变形要转移到其它地方，致使最后均匀塑性变形形要转移到其它地方，致使最后均匀塑性变形晶体：晶体：非晶体：非晶体：具有加工硬化，产生塑性变形具有加工硬化，产生塑性变形就没有塑性，很脆！就没有塑性，很脆！塑性变形的方式塑性变形的方式金属及合金强化途径金属及合金强化途径滑移滑移孪生孪生扭折扭折固溶强化固溶强化细晶强化细晶强化弥散强化弥散强化加工硬化加工硬化各自的特点和区别各自的特点和区别多晶体的塑性变形多晶体的塑性变形晶界和晶粒位相差的影响晶界和晶粒位相差的影响整个塑性变形的过程整个塑性变形的过程合金的塑性变形合金的塑性变形产生强化的本质原因产生强化的本质原因第三节 超高强度钢的类型、性能和应用一、低合金超高强度钢 35SiMnMoV 屈服强度 >1500MPa 40CrNiMo 屈服强度 >1600MPa •高强度部件•飞机起落架二、中合金超高强度钢 4Cr5MoVSi 合金总量>1.5% 耐热高强度部件三、高合金超高强度钢马氏体时效钢 18Ni 屈服强度 2050 MPa 20Ni 1750 MPa 25Ni 1800 MPa 飞机、火箭中、原子能结构件 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℃,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,Mo,Ti,Al,Co和Nb等为了获得高韧度,应尽量降低钢中的P,S,C和N含量根据根据Ni含量含量,马氏体时效钢分为马氏体时效钢分为18Ni,20Ni和和25Ni三种类型三种类型,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[2]。

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1.2　HP9-4-X系列 1962年,美国的Republic Steel公司在9%Ni低温用钢基础上成功研制出HP9-4-X系列钢[4]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、炮筒与装甲板等在在9Ni-4Co系列钢的基础上系列钢的基础上,Dabkowski等等[5]成功地研制出深海潜艇壳体用钢成功地研制出深海潜艇壳体用钢HY180,创造出第一个高创造出第一个高Co-Ni合金钢。

合金钢这种钢的拉伸强度约为1380MPa,断裂韧度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　低碳、高钴镍二次硬化钢 20世纪世纪70年代年代,为满足快速发展的航空工业对材料的需为满足快速发展的航空工业对材料的需要要,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的要求,提出了开发新型高强度合金钢的目标提出了开发新型高强度合金钢的目标,既要求既要求可焊可焊接的合金钢强度达到接的合金钢强度达到1586~1724MPa,又要求又要求断裂韧度断裂韧度超过超过125MPa·m1/2,而且为适应大型构件的需要而且为适应大型构件的需要,获得此获得此高强韧度只能通过热处理方法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[6]对对Co-Ni马氏体钢进行了开创性研究马氏体钢进行了开创性研究,在此基在此基础上建立的高强度和高韧度的础上建立的高强度和高韧度的Ni-Co系二次硬化型超高强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度钢以其综合性能好而得到迅速发展。

 1978年,通用动力(General Dy-namics)和Republic Steel公司合作,在Speich等人的研究成果基础上[2,7],由Little C D等[8]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℃时效后屈服强度可达到1600MPa,断裂韧度超过150MPa·m1/2,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·m1/2,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 自其问世以来自其问世以来,通过大量深入的研究通过大量深入的研究,AF1410钢已日益成熟钢已日益成熟,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AF1410钢的高断裂韧度的合金 在保持AF1410超高强度钢良好韧性的基础上,为了进一步提高其强度及在海洋环境中的抗应力腐蚀开裂性能和降低韧脆性转变温度 1991年,美国Car-penter公司的Hemphill R M等[9]沿用HY180钢和AF1410钢的基本冶金思路,运用统计理论和计算机技术,建立了一个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,成功地设计和实验验证了一种新型超高强度钢AerMet100 该钢与AF1410钢相比,从化学成分来看C含量提高了,主要合金元素Ni,Cr,Co和Mo等的含量也得到了调整,同时把残留元素S,P,N和O的含量控制在非常低的水平,因为二次硬化型超高强度钢的高韧度与钢的高纯度有密切关系,杂质的存在会严重影响材料的强韧度[10] ;从室温力学性能来看,强度有了进一步提高,但韧度稍有下降 AerMet100钢的抗拉强度≥1930MPa,断裂韧度≥110MPa·m1/2,并且具有良好的抗应力腐蚀性能[11]在抗拉强度为1930MPa或更高的钢中(AerMet100,300M和H-11),AerMet100钢具有最高的断裂韧度,显示出优异的强度和韧度匹配。

不仅如此,由于AerMet100钢是高合金钢,其耐一般腐蚀性能明显优于低合金超高强度钢 AerMet100钢提供了航空工业所希望的强度、疲劳抗力和应力腐蚀开裂抗力等优良的综合性能,它可以代替现有任何一种超高强度钢制造航空受力件,使用它可以减小构件尺寸,减轻质量,提高可靠性和延长寿命 AerMet100钢可以用于制造起落架、涡轮发动机轴和承力螺栓等. 如用Aer-Met100钢替代300M钢做起落架,可克服300M钢的低断裂韧度和对应力腐蚀开裂敏感等缺点; 用Aer-Met100钢替代马氏体时效钢做机轴,是因为它具有足够的刚度和强度,尤其是疲劳强度; 用AerMet100钢替代H-11钢是因为它的韧度和应力腐蚀开裂抗力比H-11好得多目前对AerMet100钢已进行了广泛 研究人员在不断提高钢的强韧度方面进行了各种尝试,认为不断提高纯洁度是AerMet100钢断裂韧度提高的重要条件之一; 通过多元微量稀土元素(RE)改变杂质元素的状态和空间分布,可以有效减少杂质元素对断裂韧度的危害[28] 在在20世纪世纪50年代初美国年代初美国Carpenter公司便以公司便以RE处理不锈处理不锈钢。

钢20世纪世纪70年代以后发现年代以后发现,控制钢中合适的控制钢中合适的RE/S量量,可达到可达到净化和变性效果净化和变性效果[29] ,这段时期是这段时期是RE在钢中应用最为广泛和有在钢中应用最为广泛和有效的时期效的时期,有关有关RE在钢中的物理化学行为、加入方法、作用效在钢中的物理化学行为、加入方法、作用效果及机理等方面进行了大量的研究果及机理等方面进行了大量的研究[30]     在国内在国内,RE在钢铁中的应用研究始于在钢铁中的应用研究始于20世纪世纪50年代后期年代后期,并并取得了不少成绩取得了不少成绩[31]80年代后科技工作者把年代后科技工作者把RE在金属材料在金属材料中的作用归纳为净化、变质和合金化三大作用进入中的作用归纳为净化、变质和合金化三大作用进入90年代年代,RE在钢中的合金化作用得到广泛研究在钢中的合金化作用得到广泛研究[32],并逐步成为热点研并逐步成为热点研究方向之一这些研究成果必将提高对究方向之一这些研究成果必将提高对RE在钢中作用机理和在钢中作用机理和使用条件的认识使用条件的认识,为为RE在钢中的应用提供理论依据在钢中的应用提供理论依据 国内在超高强度钢方面已经研究了近50年,取得了非常大的成绩,但是在冶炼技术、热加工技术和对高Co-Ni超高强度钢成分-组织-性能间关系的研究等方面同国外尚有很大差距。

以目前强韧性配合最佳的AerMet100钢为例,如何提高其断裂韧度一直是国内科研工作者研究的课题因此,为了提高其综合性能,不断提高纯洁度,探索合适的稀土加入方法及加入量以控制残留杂质元素存在形式,合理调整热处理制度,进一步研究其组织性能规律,进而发展此超高强度钢是非常必要的 虽然不断出现各类新材料,但超高强度钢在弹性模量、冲击韧性和强度等方面依然具有很大的优势,在今天和可预见的未来,它仍将是一种不可替代的关键材料之一4　结束语 航空工业的发展,特别是新型飞机的发展需要强度高、韧性好,而且耐蚀性好的结构材料 。