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          什么是低合金超高強度鋼

          什么是低合金超高強度鋼
          合金元素總含量在5%以下,經熱處理后的屈服強度大于1380MPa的超高強度鋼。鋼的強度主要取決于其含碳量。通過淬火加低溫回火或等溫淬火熱處理獲得回火馬氏體或回火馬氏體加貝氏體顯微組織以獲得高強度和良好的塑性與韌性。其主要特點是生產工藝簡單,生產成本低,因而在航空與航天工業部門應用廣泛
          低合金超高強度鋼是20世紀40年代發展起來的。美國最早用AISI4340和4130鋼通過降低回火溫度,使鋼的抗拉強度提高到1600~1900MPa,用于制造飛機起落架等重要結構部件,為減輕飛機自重取得了重大成效。50年代初,為了進一步提高鋼的強度和改善鋼的韌性,在AISI4340鋼的基礎上加入1.5%硅和0.1%釩而研制成功300M鋼,回火溫度從200℃提高到300℃,抗拉強度提高到1860~2060MPa,鋼的塑性和韌性均有明顯改善。60年代研制成功D6AC鋼主要用于制造多種型號固體燃料火箭發動機殼體,抗拉強度為1600MPa。70年代中期,美國共和鋼鐵公司在4340M鋼的基礎上把硅含量提高到2.5%,釩提高到0.20%研制出高純度HP310鋼,抗拉強度為2135MPa,而大截面棒材的橫向斷面收縮率仍能保持在25%以上。與此同時,其他國家研制的低合金超高強度鋼有前蘇聯的911643,法國的35NCI)16等均已用于制造飛機結構部件,鋼的抗張強度在1900MPa以上。90年代以來,低合金超高強度鋼的發展主要采用新工藝、新技術,提高鋼的純凈度,改變夾雜物的形態和分布,研究超細化晶粒尺寸,使鋼的抗拉強度穩定在1700~2000MPa,把斷裂韌度提高到85MN以上。

          中國從20世紀50年代初,為滿足航空工業的需要,研制成功30CrMnSiNi2A低合金超高強度鋼,廣泛用于制造各種殲擊機、運輸機的起落架、機翼主梁和螺栓等重要受力結構件。60~70年代,結合中國資源條件,先后研制成功35Si2M2Mo.A、33CrMnSi2Mo.ReA和40CrMnSiMo.A等低合金超高強度鋼,抗拉強度為1670~1860MPa,從而減輕了飛行器自重。用于制作戰略導彈殼體和殲擊機起落架等取得了重大進展。從80年代以來,為了提高鋼的純度,采用真空感應爐和真空白耗爐兩次真空冶煉工藝,先后研制出45CrNiMo.A、40CrNi2Si2Mo.A、30CrMnSi2Mo.A和28Cr3SiNiMo.VA等低合金超高強度鋼,其斷裂韌性有了明顯提高,是目前中國航天和航空工業部門使用的主要超高強度鋼結構材料

          低合金超高強度鋼一般是在淬火加低溫回火狀態下使用。鋼的強度主要取決于馬氏體中固溶碳濃度。鋼的含碳量一般為0.27%~0.45%,抗拉強度可達1700~2100MPa。在熱處理后獲得回火馬氏體的前提下,碳含量每增加0.01%,其抗拉強度約提高30MPa左右。當鋼的含碳量增加,馬氏體中固溶碳濃度升高時,其顯微組織發生變化,鋼的低d強度增高,而塑性和韌性降低,而且還導致冷加工性和焊接性惡化。因此,要求低合金超高強度鋼在保證強度滿足技術指標要求的原則下,盡可能降低鋼的含碳量。

          合金元素在低合金超高強度鋼中的作用主要是提高鋼的淬透性,細化晶粒尺寸和提高回火馬氏體的穩定性。而且往往是多種合金元素復合加入,使其發揮綜合效應。加入的合金元素有:

          (1)鎳和錳是擴大奧氏體區的元素,在冷卻過程中能強烈推遲奧氏體向珠光體和貝氏體轉變,使過冷奧氏體轉變曲線的位置向右移。加入2%鎳或錳能使大截面的零部件在油淬條件下獲得馬氏體組織。含4%鎳的35CrNi4Mo.A鋼,可完全抑制發生珠光體轉變。加熱保溫后,在空冷條件下就能獲得完全的馬氏體組織。

          (2)鉻、鉬、鎢是中強碳化物形成元素。鋼在加熱后淬火冷卻過程中這類元素能阻礙奧氏體轉變,推遲珠光體的形核與長大。在回火過程中,這類元素向滲碳體富集,形成特殊合金碳化物。由于其與碳的親和力較強,能增加合金碳化物的穩定性,提高鋼的抗回火能力。如D6AC鋼含有1%鉬,在500~550度回火條件下,仍保持有較高的強度和良好的韌性。

          (3)釩和鈮是強碳化形成元素,與碳的親和力強,增加合金碳化物的穩定性。當加熱到較高的溫度時,仍有細小的合金碳化物質點保留在鋼中,具有較強的阻止奧氏體晶粒長大的作用。

          (4)硅的主要作用在于延緩回火馬氏體的分解,提高鋼的抗回火能力。硅是非碳化物形成元素,在e—Fe2C中的含量與馬氏體中的平均硅含量相同,而在Fe3C中硅的溶解度為零。因此,硅不影響e—Fe2C的形成,而對Fe3C的形核與長大起到阻礙作用。因為在馬氏體中有e—Fe2C存在的地方,只有在硅擴散出去以后,才能使Fe3C形核。所以硅的擴散是控制Fe3C形核與長大的主要因素。300M鋼含硅1.5%以上,在回火過程中提高了馬氏體的回火穩定性,使e—Fe2C轉變為Fe3C更為困難。因而300M鋼出現回火馬氏體脆性的溫度推遲到350℃以上

          顯微組織和力學性能編輯本段回目錄低合金超高強度鋼一般是加熱到奧氏體轉變終了(Ac3)點以上淬入油中冷卻,在馬氏體開始轉變溫度(Ms)以下發生無擴散型轉變形成高位錯密度的馬氏體組織,硬度很高而脆性較大。只有通過在適當的溫度進行回火處理,才能改善其顯微組織,獲得強度與韌性的最佳配合。
          回火馬氏體具有較高的強度和良好的韌性。但是當回火溫度提高到250~450C范圍時,鋼的沖擊韌性出現明顯下降,此種脆性現象通常稱為回火馬氏體脆性。當鋼中加入1.5%以上的硅時,使回火馬氏體脆性區溫度范圍延遲到350~550℃?;鼗瘃R氏體脆化的原因往往是幾種因素復合作用的結果。磷、氮等雜質元素在晶界偏聚和碳化物沉淀是導致回火馬氏體脆化的主要因素。當加熱到奧氏體化溫度以上,鋼中的磷、氮等雜質元素沿奧氏體晶界偏聚,從而減弱了晶界結合強度。在回火過程中,鋼中e—Fe2C轉變形成Fe3C片狀碳化物,并優先在晶界處沉淀。在受力條件下產生應力集中,并導致裂紋的形核和迅速擴展。在低合金超高強度鋼中含磷0.004%以上,由于磷在晶界偏聚,只要在回火時有Fe3C滲碳體沉淀發生,就必定誘發產生回火馬氏體脆性。如果鋼中有殘留奧氏體,在回火過程中殘留奧氏體發生碳化物沉淀,殘留奧氏體內的碳含量減少,其穩定性降低,隨即轉變形成板條間脆性馬氏體,在外力作用下,就會產生解理或準解理斷裂,使鋼的韌性降低。

          低合金超高強度鋼采用等溫淬火熱處理,獲得下貝氏體或下貝氏體和回火馬氏體的混合組織是改善鋼的韌性的有效途徑。40CrNi2Mo.鋼采用320℃等溫淬火工藝,明顯改善了鋼的韌性。與淬火加低溫回火鋼的性能相比,其強度稍有降低,而沖擊韌性提高34%,斷裂韌性提高10%。

          在馬氏體開始轉變點以下等溫淬火,可獲得不等量的下貝氏體和馬氏體混合組織。由于在馬氏體轉變之前先形成的下貝氏體分割原奧氏體晶粒,細化馬氏體板條束尺寸。在受力條件下,增加了裂紋擴展所吸收的能量。具有混合組織狀態下,鋼的韌性取決于下貝氏體的形態特征和體積分數。因此控制等溫轉變溫度,獲得適量下貝氏體組織是提高低合金超高強度鋼的重要因素。300M鋼采用925℃加熱,225℃等溫淬火,再經300℃回火,獲得少量下貝氏體與回火馬氏體混合組織。鋼的韌性明顯提高。

          中碳低合金超高強度鋼采用1200℃超高溫淬火能夠顯著提高鋼的斷裂韌度。由于1200℃加熱時,鋼中高熔點碳化物充分溶解,使奧氏體晶粒尺寸由20,um增大到200um左右,而且在板條馬氏體邊界形成厚度為10~20nm的殘留奧氏體膜,從而顯著提高了鋼的斷裂韌性。但是,由于晶粒粗大,鋼的沖擊韌性急劇下降,故在工業生產中難以應用。

          制備工藝編輯本段回目錄主要包括冶煉,鍛、軋加工,焊接和表面防護等四項工序:

          (1)冶煉。低合金超高強度鋼通常多采用電弧爐冶煉。由于鋼的強度不斷提高,對鋼的純凈度提出了更加嚴格的要求。因為鋼的強度愈高,其夾雜物的危害也愈大。鋼中非金屬夾雜物的主要影響是造成局部應力集中,導致形成裂紋源,從而降低鋼的塑性、韌性和疲勞強度極限值。夾雜物的總量主要是降低鋼的縱向延性,而夾雜物的形態和分布則主要是降低橫向和厚度方向的延性和韌性。為了提高鋼的純度近年來,普遍采用了電渣重熔和真空冶煉工藝。如40CrNi2si2Mo.A鋼采用真空爐冶煉,使鋼中氣體含量降低50%以上,鋼的橫向塑性和韌性均有顯著提高(表2、表3)??梢詫撝辛蚝繙p少到0.002%水平,以最大限度降低Mns夾雜物的數量,從而提高大截面棒材的橫向斷面收縮率和斷裂韌度。按照實際需要和條件,生產低合金超高強度鋼多采用下列四種冶煉工藝,即電弧爐加電渣重熔;電弧爐加真空白耗;真空感應爐加電渣重熔和真空感應爐加真空自耗冶煉。


          (2)鍛、軋加工。低合金超高強度鋼具有良好的熱加工變形性能,可在900~1150℃范圍內進行鍛造和軋制。鋼的過熱敏感性小,加熱過程不易產生過熱和過燒現象。終止加工變形溫度一般控制在850℃以上。鋼錠經鍛壓成材的最小鍛壓比應不小于5。對于要求橫向塑性指標的鍛件采用多次鐓粗和拔長變形工藝,以改善鋼的橫向性能。鍛后和軋后鋼材應進行退火或正火加高溫回火,獲得均勻的顯微組織,為切削加工和最終熱處理做好準備。

          中碳低合金超高強度鋼在軋制前加熱和退火熱處理時容易產生表面脫碳現象,從而造成鋼板強度降低、疲勞強度極限下降;嚴重影響鋼的使用,為了防止脫碳,板材特別是薄板應在保護氣氛條件下進行退火處理。如條件不具備時,應嚴格控制退火溫度和保溫時間,盡量減少因表面脫碳對板材造成不良影響。

          (3)焊接。低合金超高強度鋼的焊接性主要取決于鋼中碳和合金元素的含量。碳含量大于0.35%時,其焊接性惡化。碳含量愈高,其焊接性愈差。主要是因為焊縫和熱影響區在焊后空冷形成粗大馬氏體組織,容易產生微裂紋。應采用低碳低含氫量高純度焊絲或焊條焊接。并且在焊前經200~350℃預熱,焊后及時進行緩冷和高溫回火處理。

          (4)表面防護。低合金超高強度鋼制作的結構部件對表面缺陷的敏感性較高。在受力條件下,表面缺陷處產生應力集中,因而就容易發生結構件的疲勞破壞或者應力腐蝕延遲斷裂。因此,改善結構件表面精度和狀態是提高疲勞壽命的有效措施。通常采用表面噴丸強化工藝使零部件表面層形成殘余壓應力,并使表層晶粒細化,增加位錯密度,提高表層屈服強度,降低表面缺陷的有害影響,從而改善和提高零件的疲勞強度,延長使用壽命。如40crNi2Mo.鋼制作的結構件,經噴丸強化后,表層殘余壓應力達到700~800MPa,與不噴丸的零件相比,其疲勞強度提高了40%以上。

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