王曉輝，羅海文

(北京科技大學(xué) 冶金與生態(tài)工程學(xué)院，北京 100083)

我國航空工業(yè)的發(fā)展一直秉承著“一代材料，一代飛機(jī)”的理念。作為主要的承力結(jié)構(gòu)材料，飛機(jī)起落架用鋼與飛機(jī)的設(shè)計(jì)理念和材料的制備技術(shù)是并行發(fā)展的。起落架作為飛機(jī)起降過程中最主要的承力結(jié)構(gòu)部件在飛機(jī)起飛后并不參與飛機(jī)飛行，因此從使用的安全性及空間限制方面考慮，飛機(jī)起落架的設(shè)計(jì)思路和選材要求材料具有較高的比強(qiáng)度和比剛度。超高強(qiáng)度不銹鋼是為了適應(yīng)航空和航天技術(shù)的需要而逐漸發(fā)展起來的一種高比強(qiáng)度/比剛度的結(jié)構(gòu)材料[1-3]。由于超高強(qiáng)度不銹鋼具有超高的強(qiáng)度，良好的韌性、疲勞性能及耐蝕性能，因此采用它制造的飛機(jī)結(jié)構(gòu)件體積小、穩(wěn)定性高且使用壽命長，以上的諸多優(yōu)點(diǎn)使其成為海洋、航空、航天、能源等高科技領(lǐng)域主承力部件的首選材料[4-8]，例如飛機(jī)起落架、機(jī)翼大梁、火箭導(dǎo)彈殼體、高精密傳動(dòng)部件等。

起落架在飛機(jī)起降的過程中需要承受靜載荷、動(dòng)載荷及重復(fù)載荷，其考核指標(biāo)為飛機(jī)的起降次數(shù)，現(xiàn)代飛機(jī)要求起落架的使用壽命和飛機(jī)的額定起降次數(shù)相同，為兼顧飛機(jī)整機(jī)的結(jié)構(gòu)減重，其核心的設(shè)計(jì)思想是在保證安全使用的前提下盡量減輕質(zhì)量并縮小使用體積。

1 飛機(jī)起落架用鋼的應(yīng)用及發(fā)展

早期飛機(jī)主要采用靜強(qiáng)度設(shè)計(jì)，即結(jié)構(gòu)的安全性主要通過選擇適當(dāng)?shù)陌踩禂?shù)來保證。這一時(shí)期起落架設(shè)計(jì)所關(guān)注的指標(biāo)主要是鋼的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度以及良好的塑性及沖擊韌度。隨著一系列疲勞斷裂事故的發(fā)生，在靜強(qiáng)度設(shè)計(jì)的基礎(chǔ)上對(duì)飛機(jī)起落架用鋼的疲勞性能提出了要求，即安全壽命設(shè)計(jì)。安全壽命就是假定材料內(nèi)部不存在初始裂紋或損傷。對(duì)材料S-N曲線，依據(jù)損傷累計(jì)理論，根據(jù)估算裂紋形成壽命或根據(jù)實(shí)驗(yàn)獲得裂紋形成實(shí)驗(yàn)壽命，再用裂紋形成壽命除以分散系數(shù)即為使用壽命。起落架的安全使用壽命通常取起落架實(shí)驗(yàn)壽命的1/4～1/6。這一時(shí)期，不僅要求飛機(jī)起落架用鋼具有超高的強(qiáng)度及剛度還需兼?zhèn)鋬?yōu)良的疲勞性能，超高的強(qiáng)度和剛度是飛機(jī)實(shí)現(xiàn)結(jié)構(gòu)減重和縮小體積的必備條件，同時(shí)超高的強(qiáng)度是鋼具有優(yōu)良疲勞性能的前提和保證。美國在20世紀(jì)50年代開發(fā)的低合金超高強(qiáng)度鋼300M便是適應(yīng)這一時(shí)期起落架設(shè)計(jì)理念而發(fā)展起來的鋼種，其抗拉強(qiáng)度達(dá)到1900MPa以上，被譽(yù)為當(dāng)時(shí)世界上強(qiáng)度水平最高、綜合性能最好的飛機(jī)起落架用鋼[9]。1964年，美國C-5A軍用運(yùn)輸機(jī)起落架采用300M鋼制造，后廣泛推廣，從20世紀(jì)70年代開始美國90%以上的軍民用飛機(jī)起落架都采用300M鋼制造。

20世紀(jì)60年代，美國F-111，F(xiàn)-4等飛機(jī)在通過了全機(jī)疲勞實(shí)驗(yàn)后，其關(guān)鍵承力部件仍然在安全使用壽命期內(nèi)發(fā)生了疲勞斷裂，考慮到材料中原有微小初始缺陷對(duì)其使用壽命的影響，美國提出了飛機(jī)損傷容限設(shè)計(jì)理念。飛機(jī)起落架引入了損傷容限設(shè)計(jì)理念，考慮起落架的疲勞損傷、斷裂破壞和安全使用壽命。此時(shí)對(duì)于起落架用鋼提出了較小裂紋擴(kuò)展速率和較高斷裂韌度的新要求，強(qiáng)調(diào)材料抵抗裂紋失穩(wěn)擴(kuò)展的能力。高斷裂韌度有利于獲得高動(dòng)態(tài)斷裂韌度，隨之300M鋼的斷裂韌度KIC偏低的弱點(diǎn)逐漸顯露出來。為此，1978年美國研究出了二次硬化型超高強(qiáng)度鋼AF1410[10-11]，該鋼的KIC可以達(dá)到150MPa·m1/2以上，但是其強(qiáng)度僅在1700MPa左右。20世紀(jì)90年代，為了保證鋼在具有高韌性的前提下，進(jìn)一步提高鋼的強(qiáng)度，Hemphill等[12]在AF1410鋼的合金成分優(yōu)化的基礎(chǔ)上開發(fā)了Aermet100鋼，該鋼的強(qiáng)度可達(dá)1900MPa以上，且韌性降低不大，Aermet100鋼的誕生是20世紀(jì)世界冶金技術(shù)的一項(xiàng)重大進(jìn)步，如今美國最先進(jìn)的F-22“Raptor”和F-35“Lightning Ⅱ”戰(zhàn)機(jī)的起落架均采用該鋼制造。20世紀(jì)90年代末，在Aermet100鋼發(fā)展的基礎(chǔ)上開發(fā)了新的鋼種Aermet310鋼[13]，該鋼的極限抗拉強(qiáng)度可以達(dá)到2172MPa，比Aermet100高出200MPa，與Aermet100鋼相比具有更高的比強(qiáng)度，但韌性只有70MPa·m1/2，不能滿足起落架設(shè)計(jì)要求。

飛機(jī)關(guān)鍵承力結(jié)構(gòu)件的失效分析結(jié)果顯示，腐蝕、磨損等同樣是導(dǎo)致結(jié)構(gòu)失效開裂的重要因素。因此，美國在1975年提出了耐久性設(shè)計(jì)思路，強(qiáng)調(diào)結(jié)構(gòu)件在規(guī)定使用期限內(nèi)抵抗開裂、應(yīng)力腐蝕開裂、腐蝕、磨損等外界損傷的能力。目前用于制造飛機(jī)起落架的材料均為非不銹鋼，長期使用特別是表面防護(hù)層破損后極容易引起飛機(jī)關(guān)鍵部件災(zāi)難性的腐蝕失效、氫脆和應(yīng)力腐蝕開裂。因此對(duì)于在苛刻腐蝕環(huán)境下使用的沿海飛機(jī)，需要考慮在防護(hù)層破損后材料的耐腐蝕性能，包括腐蝕速率、應(yīng)力腐蝕斷裂韌度、應(yīng)力腐蝕裂紋擴(kuò)展速率以及腐蝕疲勞性能。由于腐蝕所引起的飛機(jī)起落架斷裂往往會(huì)帶來巨大的安全隱患和經(jīng)濟(jì)損失，例如2002年美國F-14艦載機(jī)前起落架外筒發(fā)生腐蝕斷裂，導(dǎo)致機(jī)毀人亡的災(zāi)難性事故的發(fā)生，造成156架該機(jī)型飛機(jī)全面停飛[1]；因此美國海軍將300M鋼列為海上限用材料，這樣的背景下出現(xiàn)了Aermet100鋼，后續(xù)進(jìn)一步發(fā)展了超高強(qiáng)度不銹鋼。

2 超高強(qiáng)度不銹鋼的發(fā)展歷史

高強(qiáng)度不銹鋼采用了低碳馬氏體相變強(qiáng)化和第二相強(qiáng)化疊加的手段，以獲得高強(qiáng)度和良好的綜合力學(xué)性能，是強(qiáng)度與韌性匹配最好、耐腐蝕性能最佳的金屬結(jié)構(gòu)材料之一，廣泛應(yīng)用于航天、航空、海洋、能源等科技領(lǐng)域。近年來的發(fā)展中，此類鋼種無論從其合金成分設(shè)計(jì)、冶煉工藝及強(qiáng)度級(jí)別均上升了一個(gè)新的水平?，F(xiàn)如今，由于飛機(jī)起落架采用了高強(qiáng)韌性、長壽命、抗疲勞、耐環(huán)境腐蝕等先進(jìn)設(shè)計(jì)理念，使該鋼種的優(yōu)勢(shì)在不同的應(yīng)用領(lǐng)域得到充分展現(xiàn)，并成為國內(nèi)外學(xué)者共同關(guān)注和深入研究的熱點(diǎn)[2-3]。從20世紀(jì)40年代研發(fā)至今，高強(qiáng)度不銹鋼的發(fā)展已逾70多年的歷史，期間誕生了第一代Stainless W,17-4PH,17-7PH以及PH15-7Mo等半奧氏體沉淀硬化不銹鋼，第二代15-5PH,PH13-8Mo,Custom465等馬氏體沉淀硬化不銹鋼，2008年美國率先研發(fā)了Ferrium?S53二次硬化型超高強(qiáng)度不銹鋼，該鋼具有1900MPa的超高強(qiáng)度和良好的韌性，成為第三代高強(qiáng)度不銹鋼的典型代表。這類鋼因其擁有良好綜合力學(xué)性能及耐海洋環(huán)境腐蝕而得到廣泛應(yīng)用，如17-4PH和15-5PH鋼分別用于F-15和B-767飛機(jī)起落架部件。未來飛機(jī)設(shè)計(jì)要求其具有高機(jī)動(dòng)性、靈活性及超音速巡航等特性，從空間限制及結(jié)構(gòu)減重的角度考慮，要求用于制造飛機(jī)的材料具有更高的強(qiáng)度、剛度及斷裂韌度，因此在保證優(yōu)良耐腐蝕性能的前提下如何進(jìn)一步提高強(qiáng)韌性無疑是此類鋼種的發(fā)展方向。

高強(qiáng)度不銹鋼中最具代表性的是沉淀硬化不銹鋼，具有較高或超高的屈服強(qiáng)度，良好的韌性以及優(yōu)越的耐腐蝕性能。馬氏體沉淀硬化不銹鋼是通過改進(jìn)Cr13型馬氏體不銹鋼而發(fā)展起來的，美國Carnagic Illinors公司于1946年研發(fā)了第一個(gè)馬氏體沉淀硬化不銹鋼Stainless W，1948年Armco Steel公司開發(fā)了沉淀硬化不銹鋼17-4PH[4]和17-7PH[5]，17-4PH是馬氏體沉淀硬化不銹鋼中最具代表性也是應(yīng)用最為廣泛的鋼種之一，它具有良好的強(qiáng)韌性，還具有良好的焊接性和耐腐蝕性，但該鋼的冷加工性能較差，難以生產(chǎn)薄板材和帶材。1965年，開發(fā)了15-5PH沉淀硬化不銹鋼，鋼中δ-鐵素體的體積分?jǐn)?shù)降低至2%以下或基本不含，使得鋼具有很好的橫向塑韌性?，F(xiàn)已在飛機(jī)、導(dǎo)彈殼體及艦船等方面得到廣泛的應(yīng)用[6-8]。1968年，通過降低鋼中的Cr含量，增加Ni含量，研發(fā)了強(qiáng)度級(jí)別更高的PH13-8Mo[14-16]。該鋼的極限抗拉強(qiáng)度可達(dá)1550MPa，在大型斷面尺寸下，顯示出好的塑性和韌性，橫縱向性能基本相當(dāng)，同時(shí)具有相對(duì)較好的加工性能，目前主要用于閥口部件、緊固件、冷作和機(jī)加工的扣件、軸類、起落架、飛機(jī)零部件及核反應(yīng)堆零部件。

20世紀(jì)60年代初，國際鎳公司開發(fā)了馬氏體時(shí)效鋼后，為發(fā)展高強(qiáng)度馬氏體不銹鋼引入了馬氏體時(shí)效強(qiáng)化這一新概念，促進(jìn)了馬氏體時(shí)效不銹鋼的發(fā)展。1961年Carpenter Technology公司研制了第一款含Co的Pyromet X-12馬氏體時(shí)效不銹鋼，后又開發(fā)了不含Co的Custom450和Custom455；1967年與1973年先后開發(fā)了Pyromet X-15和Pyromet X-2，在此期間美國一些公司先后開發(fā)了AM363,Almar362,In763,Unimar CR等。20世紀(jì)90年代，Carpenter Technology公司開發(fā)成功了一種優(yōu)質(zhì)馬氏體時(shí)效硬化不銹鋼Custom465[17]。該鋼比當(dāng)時(shí)市場(chǎng)上的任何沉淀硬化不銹鋼的強(qiáng)度和斷裂韌度等綜合性能都要好，廣泛應(yīng)用于飛機(jī)結(jié)構(gòu)件，例如，發(fā)動(dòng)機(jī)架、襟翼軌道、操作機(jī)構(gòu)、起落架等。有報(bào)道稱這種可靠材料在最少的維修條件下能保證飛機(jī)飛行30年或更長的時(shí)間。

2002年，美國的QuesTek新技術(shù)有限責(zé)任公司承擔(dān)了美國國防部戰(zhàn)略環(huán)境研究與發(fā)展計(jì)劃污染防治項(xiàng)目，基于“材料基因組”技術(shù)開發(fā)了一種宇航結(jié)構(gòu)件用二次硬化型超高強(qiáng)度不銹鋼Ferrium?S53[18]。該鋼的力學(xué)性能與傳統(tǒng)的超高強(qiáng)度鋼相當(dāng)，例如300M和SAE4340，而耐腐蝕性能類似于15-5PH。開發(fā)超高強(qiáng)度不銹鋼Ferrium?S53的目的是要淘汰有毒的金屬鍍層。Ferrium?S53不銹鋼室溫下的基體組織為高強(qiáng)度、高韌性的高位錯(cuò)板條狀馬氏體，時(shí)效處理后析出納米級(jí)的M2C型碳化物，可以極大地提高鋼的強(qiáng)度、耐磨性及韌性；鋼表面形成的鈍態(tài)氧化物薄膜可以保證其具有良好的耐腐蝕性能。目前，美國采用Ferrium?S53試制了A-10“Thunderbolt Ⅱ”攻擊機(jī)起落架，并進(jìn)行了考核驗(yàn)證，2010年首次在T-38教練機(jī)上應(yīng)用。

從1958年開始，我國開展了沉淀硬化不銹鋼的研制工作。典型的鋼號(hào)包括0Cr17Ni4Cu4Nb,00Cr12-Ni8Cu2AlNb,00Cr10Ni10Mo22Ti1,0Cr14Ni5Mo2Cu, 0Cr15Ni5Cu2Ti,00Cr13Mo2Al,1Cr15Ni4Mo3N,0Cr-17Ni5Mo3,00Cr15Ni5Cu4Nb等[19]，這類鋼采用低碳、高鉻設(shè)計(jì)，與傳統(tǒng)的馬氏體不銹鋼相比具有更好的耐環(huán)境腐蝕性能和焊接性能；鋼中主要的強(qiáng)化元素為C,Nb,Cu,Ti等，固溶淬火后獲得細(xì)小的馬氏體板條組織，通過時(shí)效處理后又可以在高位錯(cuò)的板條馬氏體上析出細(xì)小的碳化物或金屬間化合物，使鋼具有良好的強(qiáng)度及韌性。目前，主要用于制造400℃以下使用的高強(qiáng)耐蝕承力結(jié)構(gòu)件，例如宇航用緊固件、發(fā)動(dòng)機(jī)承力構(gòu)件、船用螺旋槳、閥門、泵部件、大型火電機(jī)組汽輪機(jī)用長葉片等。20世紀(jì)70年代開始馬氏體時(shí)效不銹鋼的研究工作，1998年以來，國內(nèi)開始超高強(qiáng)度不銹鋼的研發(fā)工作，研發(fā)的超高強(qiáng)度不銹鋼的極限抗拉強(qiáng)度超過1900MPa[20-21]，斷裂韌度75～100MPa·m1/2，并且具有良好的耐腐蝕性能。

3 超高強(qiáng)度不銹鋼的研究現(xiàn)狀

3.1 超高強(qiáng)度不銹鋼的合金化特點(diǎn)和強(qiáng)韌化機(jī)理

在超高強(qiáng)度不銹鋼中，碳是主要的碳化物形成元素，適宜的碳含量可以保證鋼的基體組織為高位錯(cuò)密度的低碳板條馬氏體基體，保證鋼具有滿意的強(qiáng)度和韌性水平。而隨著碳含量的增加，強(qiáng)度提高的同時(shí)會(huì)使鋼的韌性降低，耐蝕性下降[22]。氮在鋼中以間隙原子存在產(chǎn)生明顯的固溶強(qiáng)化作用，同時(shí)保持較高的塑性和韌性。利用氮的固溶強(qiáng)化以及與鋼中鈮、碳形成Nb(CN)析出，可大幅度提高鋼的屈服強(qiáng)度。鉻對(duì)鋼的耐蝕性起著決定性作用，但是鉻是很強(qiáng)的鐵素體形成元素，鉻含量過高，會(huì)使基體中生成δ-鐵素體，從而導(dǎo)致鋼的熱塑性和橫向韌性惡化、強(qiáng)度降低。在超高強(qiáng)度不銹鋼中，鉻會(huì)降低鋼的Ms點(diǎn)，抑制鋼中Laves相的析出，從而導(dǎo)致鋼屈服強(qiáng)度的下降[23-24]。鎳是超高強(qiáng)度不銹鋼中重要的韌化元素。鎳可以提高馬氏體基體的抗解理斷裂能力，降低韌性-脆性轉(zhuǎn)變溫度，保證鋼具有足夠的韌性[25]。鎳還可以降低δ-鐵素體的含量，改善鋼的縱、橫向性能。此外，它可以提高不銹鋼的鈍化傾向，改善馬氏體不銹鋼的耐氣蝕和耐泥蝕性。在PH13-8Mo鋼和Custom465鋼中，鎳會(huì)分別參與形成NiAl相和Ni3Ti相提高鋼的強(qiáng)度，但它在鋼中的含量不能太高，卡耐基梅隆大學(xué)研究了鎳對(duì)超低碳馬氏體沉淀硬化不銹鋼強(qiáng)韌性的影響，在4.5%～5.5%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)的范圍內(nèi)，鎳含量的增加會(huì)同時(shí)提高鋼的屈服強(qiáng)度和韌性，而在5.5%～6.0%的極窄區(qū)間內(nèi)，提高鎳含量則會(huì)導(dǎo)致鋼屈服強(qiáng)度下降。鉬的作用主要是增加回火穩(wěn)定性和強(qiáng)化二次硬化效應(yīng)，鉬改善回火穩(wěn)定性的機(jī)理是鉬的加入形成了細(xì)小的密排六方M2C碳化物[26-28]，鉬合金化的M2C具有極高的析出驅(qū)動(dòng)力，并且鉬元素的擴(kuò)散緩慢，使鋼回火穩(wěn)定性增強(qiáng)；鉬在馬氏體沉淀硬化不銹鋼中可以形成不同類型的析出相，在低碳的Cr-Ni-Co-Mo系不銹鋼中主要析出Fe2Mo型Laves相，在高碳的Cr-Ni-Co-Mo系不銹鋼中通常會(huì)析出Mo2C型的碳化物。鎢與鉬的作用相似，主要用于增加鋼的回火穩(wěn)定性、紅硬性和熱強(qiáng)性；鎢也是M2C形成元素，但含鎢M2C碳化物的形成溫度高于含鉬的M2C碳化物，可以延緩過時(shí)效，同時(shí)還能提高鋼在高溫下的蠕變抗力。添加鈷可以延緩馬氏體位錯(cuò)亞結(jié)構(gòu)回復(fù)，保持馬氏體板條的高位錯(cuò)密度，從而為隨后的沉淀相的析出提供更多的形核位置；另外，鈷的加入提高了碳的活度，也提高了碳化物的析出驅(qū)動(dòng)力，可以促進(jìn)更加細(xì)小彌散的M2C碳化物析出[29]；鈷元素還會(huì)促進(jìn)鋼中鉻元素的調(diào)幅分解，而鉻的調(diào)幅分解會(huì)導(dǎo)致鋼耐蝕性能的下降。銅在時(shí)效過程中形成的細(xì)小、彌散分布的富銅相，是含銅不銹鋼產(chǎn)生強(qiáng)化的主要原因[30-31]；在腐蝕介質(zhì)中，氧化層下的銅富集層可以阻止氧化鐵的進(jìn)一步深入，有利于馬氏體沉淀硬化不銹鋼在鹽酸和硫酸中的耐蝕性與抗應(yīng)力腐蝕能力[32]。釩可以和碳、氮形成碳化物或氮化物從而引起晶粒細(xì)化與析出強(qiáng)化，同時(shí)提高鋼的強(qiáng)度和韌性。鈮是強(qiáng)碳化物形成元素，其形成的NbC,Nb4C3具有極強(qiáng)的高溫穩(wěn)定性，對(duì)鋼的蠕變極限、持久強(qiáng)度、臨界轉(zhuǎn)變溫度、焊接性能等均有良好影響，且鈮能顯著細(xì)化晶粒，細(xì)晶強(qiáng)化效果好[33]。鈦在時(shí)效過程中形成Ni3Ti強(qiáng)化相，但韌性損失較大，加上鈦的偏析的影響，使鋼的斷裂韌度明顯下降。

超高強(qiáng)度不銹鋼的強(qiáng)化方式主要有固溶強(qiáng)化、細(xì)晶強(qiáng)化、位錯(cuò)強(qiáng)化和第二相強(qiáng)化。其中，固溶強(qiáng)化作用的大小與溶質(zhì)原子的量有關(guān)，超高強(qiáng)度不銹鋼中主要的合金元素有C,Cr,Ni,Co,Mo,Cu,Ti,W,V等，按溶質(zhì)的類別可分為兩種：C,N等屬于間隙固溶強(qiáng)化元素；Cr,Ni,Co,Mo等屬于置換固溶強(qiáng)化元素。根據(jù)Wang和Mulholland等的研究[34]，馬氏體的固溶強(qiáng)化模型為：

(1)

式中：kss,i為馬氏體中合金元素的強(qiáng)化系數(shù)；ci為馬氏體中合金元素的原子分?jǐn)?shù)。C,Mo等元素是主要的碳化物形成元素，Ni一部分存在于殘余奧氏體中，因此馬氏體中合金元素含量與鋼的原始成分并不一定相同[35-36]。

細(xì)化晶粒是目前已知唯一既可以提高材料韌性又可以提高材料強(qiáng)度的強(qiáng)韌化方式。有研究認(rèn)為超高強(qiáng)度馬氏體不銹鋼中的屈服強(qiáng)度符合Hall-Petch強(qiáng)化模型[34]：

(2)

式中：KH-P=0.2MPa·m1/2是馬氏體板條束的霍爾佩奇常數(shù)；d是馬氏體板條束的寬度[37-38]。根據(jù)Peierls應(yīng)力模型，σ0為：

(3)

式中：ds是bcc鐵滑移面的晶面間距；μ和ν分別為剪切模量與泊松比；M是馬氏體的泰勒因子。

鋼中位錯(cuò)密度的增加會(huì)顯著提高鋼的屈服強(qiáng)度，目前最新的研究結(jié)果表明，鋼中可動(dòng)位錯(cuò)密度的升高不僅可以提高鋼的強(qiáng)度還有利于提高鋼的塑性[39]。回火處理后板條馬氏體中仍保持高位錯(cuò)密度，從而為隨后的沉淀相的析出提供更多的形核位置。根據(jù)Keh和Weissman等的模型，由位錯(cuò)強(qiáng)化引起的臨界分切應(yīng)力與位錯(cuò)密度的關(guān)系可以表達(dá)為：

(4)

式中：k1,β是常數(shù)；α0為泰勒指數(shù)；兩個(gè)亞晶之間的取向差θ約等于0.052。

根據(jù)Orowan繞過機(jī)制，超高強(qiáng)度鋼中由碳化物所引起的強(qiáng)度增量為[34]：

(5)

超高強(qiáng)度不銹鋼的韌化機(jī)制主要包括：提高馬氏體的本征韌性，細(xì)化晶粒尺寸，控制鋼中奧氏體的含量及穩(wěn)定性，降低鋼中夾雜物含量。超高強(qiáng)度不銹鋼的基體組織均為含高密度位錯(cuò)的板條馬氏體，提高馬氏體的本征韌性即是提高馬氏體板條抵抗裂紋萌生和擴(kuò)展的能力，在韌性斷裂的過程中，空穴的萌生和擴(kuò)展均與位錯(cuò)的滑移有關(guān)，而位錯(cuò)的滑移與基體中的合金元素及析出相有關(guān)，例如C,N元素可以釘扎位錯(cuò)，在馬氏體時(shí)效鋼中，C,N元素含量均較低，這保證了相當(dāng)數(shù)量的可移動(dòng)位錯(cuò)，使馬氏體板條具有良好的塑性，而應(yīng)力集中可通過局部的塑性變形緩解，Ni元素是超高強(qiáng)度不銹鋼中主要的韌化元素并可以顯著提高馬氏體板條的本征韌性，這是由于Ni元素可以提高層錯(cuò)能，降低位錯(cuò)寬度，促進(jìn)位錯(cuò)的交滑移，在18Ni鋼的變形組織中便可以觀察到大量的交滑移臺(tái)階，此外，彌散分布的細(xì)小析出相可以允許位錯(cuò)進(jìn)行短程的滑移，這也是馬氏體板條具有良好韌性的原因；晶粒尺寸對(duì)鋼的韌性有明顯的影響，細(xì)化晶粒一方面提高鋼的脆斷應(yīng)力、使材料向韌性斷裂過渡，另一方面能降低韌脆轉(zhuǎn)變溫度。細(xì)化晶粒提高鋼的韌性可以從以下三個(gè)方面考慮：晶粒的細(xì)化使位錯(cuò)塞積群中的位錯(cuò)數(shù)減少，從而使應(yīng)力集中降低；晶粒細(xì)化使晶界的總面積增加，致使裂紋擴(kuò)展的阻力增大；晶界總面積增加可使晶界上雜質(zhì)濃度降低，減輕沿晶脆性斷裂傾向。但是馬氏體鋼中存在不同的亞結(jié)構(gòu)，根據(jù)以往的研究結(jié)果，在不同的鋼中，韌性的有效控制單元不同，例如，Wang等[40]認(rèn)為馬氏體包決定了低合金馬氏體鋼U型沖擊功和韌脆轉(zhuǎn)變溫度；而Morito等[41]則認(rèn)為馬氏體板條束決定了低合金鋼的低溫韌性；Liang等[42]在EA4T鋼中的研究結(jié)果顯示，鋼斷裂韌度的有效控制單元為馬氏體板條。但是最近對(duì)超高強(qiáng)度不銹鋼的研究發(fā)現(xiàn)，當(dāng)鋼的原奧氏體晶粒細(xì)化時(shí)，確實(shí)會(huì)導(dǎo)致馬氏體組織在各個(gè)層次的細(xì)化，包括馬氏體包、馬氏體板條束以及馬氏體板條都隨著原奧氏體晶粒細(xì)化而細(xì)化，并導(dǎo)致強(qiáng)度韌性都得到顯著改善；但是當(dāng)原奧氏體晶粒細(xì)化到16μm，馬氏體的板條束、馬氏體板條就不再被顯著細(xì)化，所對(duì)應(yīng)的韌性也不再顯著改善，如圖1所示[43]。

圖1 原奧氏體晶粒尺寸與馬氏體包、馬氏體板條束(a)和馬氏體板條(b)的關(guān)系以及原奧氏體晶粒尺寸、馬氏體包(c)和馬氏體板條束、馬氏體板條(d)與U型沖擊功(AKU)的關(guān)系[43]Fig.1 Relationship between the size of packet, block(a), lath(b) and prior austenite grain size and relationship between martensite hierarchical microstructure with prior austenite grain and packet(c),block and lath (d) and AKU[43]

馬氏體不銹鋼中的奧氏體相可以明顯改善鋼的韌性。殘余奧氏體的含量取決于鋼的馬氏體轉(zhuǎn)變結(jié)束點(diǎn)，形成于固溶處理后的淬火冷卻過程中。殘余奧氏體多以薄膜狀存在于馬氏體板條之間，當(dāng)裂紋由馬氏體板條擴(kuò)展至殘余奧氏體區(qū)時(shí)，裂紋的擴(kuò)展路徑有兩種：第一是繼續(xù)擴(kuò)展進(jìn)入殘余奧氏體；第二是改變擴(kuò)展路徑而繞過殘余奧氏體。不管裂紋以上述何種方式擴(kuò)展，都將引起裂紋擴(kuò)展能量增加，斷裂韌度提高。奧氏體在變形時(shí)會(huì)產(chǎn)生應(yīng)變誘發(fā)奧氏體至馬氏體的相變。影響奧氏體穩(wěn)定性的因素主要有兩個(gè)：奧氏體合金成分和奧氏體晶粒尺寸?；瘜W(xué)成分對(duì)室溫下亞穩(wěn)奧氏體的穩(wěn)定性有很大作用，奧氏體中C,Ni和Mn等元素的富集會(huì)極大提高其穩(wěn)定性；晶粒細(xì)化通過抑制馬氏體相變也可以提高殘余奧氏體的穩(wěn)定性。與此同時(shí)，奧氏體中位錯(cuò)密度增大時(shí)，馬氏體相變動(dòng)力學(xué)也會(huì)被有效延遲，這也將提高奧氏體的力學(xué)穩(wěn)定性。殘余奧氏體分?jǐn)?shù)及其穩(wěn)定性共同影響了高強(qiáng)度不銹鋼的斷裂韌度。

當(dāng)材料的基體組織非常細(xì)小時(shí)，鋼中夾雜物的體積分?jǐn)?shù)、類型、尺寸和分布決定了其斷裂韌度的上限值?？偟膩碚f，鋼中夾雜物的體積分?jǐn)?shù)越大，塑性和斷裂韌度越差；當(dāng)鋼中夾雜物的體積分?jǐn)?shù)一定時(shí)，夾雜物的顆粒間距越大，鋼的斷裂韌度越好。同時(shí)，斷裂韌度上限值還受到夾雜物與基體的界面結(jié)合強(qiáng)度的影響，例如TiCS與基體的界面結(jié)合力優(yōu)于MnS,La2O2S與基體的界面結(jié)合力。

3.2 高強(qiáng)度不銹鋼的典型鋼種與強(qiáng)化相

表1和表2分別為典型高強(qiáng)度不銹鋼的合金成分、強(qiáng)化相及室溫力學(xué)性能[20,44-52]?？梢钥闯觯邚?qiáng)度不銹鋼中所采用的強(qiáng)化相主要有富Cu相、NiAl相、Ni3Ti相、碳化物、R相以及兩相復(fù)合強(qiáng)化的強(qiáng)化方式。其中15-5PH鋼和Custom450鋼中的強(qiáng)化相為富銅相，PH13-8Mo鋼中的強(qiáng)化相為NiAl相，Cust-om465鋼中的強(qiáng)化相為Ni3Ti相，Pyromet X-15和Pyromet X-23鋼中的強(qiáng)化相為R相，F(xiàn)errium?S53鋼中的強(qiáng)化相為M2C相，而Ultrafort 401,Ultrafort 403,AFC260,F863鋼則采用兩相金屬間化合物或金屬間化合物加碳化物復(fù)合的強(qiáng)化方式。高強(qiáng)度不銹鋼按強(qiáng)度級(jí)別可以劃分為三類：低強(qiáng)度級(jí)別高強(qiáng)度不銹鋼(1200～1400MPa)，代表性鋼種17-4PH和15-5PH；中強(qiáng)度級(jí)別高強(qiáng)度不銹鋼(1400～1700MPa)，代表性鋼種PH13-8Mo和Custom465；超高強(qiáng)度級(jí)別高強(qiáng)度不銹鋼，強(qiáng)度超過1900MPa，代表性鋼種Ferrium?S53,F863。

表1 典型高強(qiáng)不銹鋼的合金成分及強(qiáng)化相[20,44-52]Table 1 Alloy compositions and strengthening phases of some typical high strength stainless steels[20,44-52]

表2 典型高強(qiáng)不銹鋼的拉伸強(qiáng)度及韌性[20,44-52]Table 2 Tensile strength and toughness of some typical high strength stainless steels[20,44-52]

PH13-8Mo鋼為典型的中高強(qiáng)度級(jí)別高強(qiáng)度不銹鋼，鋼中13%的Cr元素是其耐腐蝕性能的保證，由于其采用低碳合金化設(shè)計(jì)，8%的Ni可以保證鋼在室溫下得到馬氏體組織，Al是鋼中的主要強(qiáng)化元素，可與Ni形成NiAl相強(qiáng)化基體[54]。Schober與Schnitzer等[55]研究了Ti元素對(duì)PH13-8Mo鋼時(shí)效過程中析出相演變規(guī)律的影響，研究結(jié)果顯示，在未添加Ti元素的PH13-8Mo鋼中，析出相僅有NiAl相，添加Ti元素以后鋼中的析出相為G相和η相。時(shí)效處理初期未添加Ti元素的PH13-8Mo鋼中析出的是有序的金屬間化合物NiAl，隨著時(shí)效時(shí)間的延長，NiAl相中的合金元素逐漸趨于化學(xué)計(jì)量平衡并且硬度達(dá)到最大值。在添加Ti元素的鋼中，在時(shí)效處理初期鋼中析出一種富含Ni,Si,Al,Ti等元素的析出相，鋼的硬度在此時(shí)達(dá)到最大值，隨著時(shí)效時(shí)間的延長鋼中會(huì)形成橢球狀的Ni16Si7Ti6-G相和短桿狀的Ni3(Ti,Al)-η相。

2002年以來，鋼鐵研究總院成功設(shè)計(jì)并研制出新型超高強(qiáng)度不銹鋼F863[20]，在成分設(shè)計(jì)時(shí)，鋼中Cr元素的含量約12%以保證其具有不銹性，同時(shí)Cr也是降低馬氏體相變溫度Ms點(diǎn)的元素。5%的Ni可以提高不銹鋼的電位和鈍化傾向，增加鋼的耐蝕性，提高鋼的塑性和韌性，特別是鋼在超低溫度下的韌性。加入5%Mo主要是增加了二次硬化效應(yīng)，Mo可使鋼在不同固溶處理?xiàng)l件下均保持較高的硬度，在時(shí)效過程中析出富Mo析出相起到了強(qiáng)化作用，同時(shí)能使鋼保持良好的韌性，Mo還可以提高不銹鋼耐海水腐蝕性能。Co可以抑制馬氏體中位錯(cuò)亞結(jié)構(gòu)的回復(fù)，為析出相形成提供更多的形核位置，Co可降低Mo在馬氏體基體中的溶解度，促進(jìn)含鉬的析出相生成。另外在鋼中加入少量的鈦會(huì)明顯提高鋼的強(qiáng)度，通過時(shí)效析出MC相+Laves相進(jìn)行復(fù)合強(qiáng)化。Li等[21]研究了一種強(qiáng)度高達(dá)1900MPa的Cr-Ni-Co-Mo-Ti-Al系的馬氏體沉淀硬化不銹鋼，他們認(rèn)為超高強(qiáng)度的獲得是多種強(qiáng)化相復(fù)合強(qiáng)化的結(jié)果。他們研究了500℃時(shí)效保溫3,12,40h和100h后鋼中析出相的演變規(guī)律，原子探針(atom probe tomography, APT)分析結(jié)果顯示，鋼中的析出相主要有三種：η-Ni3(Ti, Al)相、富Mo的R′相和富鉻的α′相，這些析出相分別由時(shí)效初期富Ni-Ti-Al、富Mo和富Cr的簇狀顆粒轉(zhuǎn)變而來，時(shí)效過程中由于富Mo的R′相和富鉻的α′相的隔離作用使η-Ni3(Ti,Al)相長大緩慢。

4 超高強(qiáng)度不銹鋼的未來發(fā)展方向

4.1 超高強(qiáng)度不銹鋼強(qiáng)韌化機(jī)制研究方向

圖2為典型航空用高強(qiáng)度鋼的屈服強(qiáng)度及斷裂韌度，航空用高強(qiáng)度鋼的發(fā)展并不是一味地提高強(qiáng)度，而是在提高強(qiáng)度的同時(shí)獲得最佳的強(qiáng)韌性匹配。顯然單純提高鋼的強(qiáng)度并不困難，而強(qiáng)度和韌性不匹配恰恰是限制此類鋼中強(qiáng)度進(jìn)一步提升的瓶頸。此類鋼種多為中合金或高合金鋼，合金含量高且種類復(fù)雜，如何提升研發(fā)效率，降低研發(fā)成本同樣是此類鋼種發(fā)展需要考慮的問題之一，針對(duì)上述問題提出以下兩點(diǎn)建議：

圖2 航空用超高強(qiáng)度鋼的斷裂韌度與屈服強(qiáng)度的關(guān)系[2-3,9-12]Fig.2 Relationship between fracture toughness and yield strength of developed ultra-high strength steels for aircrafts[2-3,9-12]

第一，研發(fā)方式由傳統(tǒng)試錯(cuò)法向理性設(shè)計(jì)的轉(zhuǎn)化。

超高強(qiáng)度不銹鋼的傳統(tǒng)研發(fā)模式周期長、成本高；因此研發(fā)方式需要由傳統(tǒng)試錯(cuò)法向理性設(shè)計(jì)轉(zhuǎn)化，這將大幅度節(jié)約研發(fā)成本和縮短研發(fā)周期。利用集成計(jì)算材料基因工程技術(shù)可優(yōu)化鋼的強(qiáng)韌性設(shè)計(jì)。Olson[56]提出了超高強(qiáng)度不銹鋼的強(qiáng)韌化模型，認(rèn)為獲得理想強(qiáng)韌化的組織是細(xì)小板條馬氏體基體，薄膜狀?yuàn)W氏體分布于板條馬氏體間，沒有或極少的晶界夾雜偏析，強(qiáng)化析出相為M2C；并通過Thermo-Calc計(jì)算出實(shí)現(xiàn)該理想組織的工藝路線及工藝參數(shù)。Kuehmann等[57]采用熱力學(xué)、動(dòng)力學(xué)計(jì)算，給出了總沉淀驅(qū)動(dòng)力和長大速率常數(shù)變化曲線，利用該曲線可以選取不同的鉬和釩質(zhì)量分?jǐn)?shù)來獲得沉淀驅(qū)動(dòng)力的最大化。顯然通過理性的計(jì)算機(jī)模型設(shè)計(jì)可以指導(dǎo)工藝路線及工藝參數(shù)的制定，避免實(shí)驗(yàn)的盲目性，縮小實(shí)驗(yàn)工藝區(qū)間，縮短研發(fā)周期并降低成本。

第二，強(qiáng)韌化機(jī)理的深入研究。

深入研究此類鋼種的強(qiáng)韌化機(jī)理，將會(huì)為此類鋼種成分、工藝和組織的設(shè)計(jì)提供基礎(chǔ)理論依據(jù)。對(duì)于超高強(qiáng)度不銹鋼強(qiáng)韌化機(jī)理的研究應(yīng)當(dāng)聚焦到以下兩方面：

(1)高密度共格析出相和多類型復(fù)合析出相

(6)

公式(6)[34]為二次硬化型超高強(qiáng)度鋼AerMet100中不同強(qiáng)化機(jī)制的疊加模型。其中，σy為屈服強(qiáng)度，fA為鋼中奧氏體的體積分?jǐn)?shù)，σA為奧氏體的強(qiáng)度貢獻(xiàn)，τd為位錯(cuò)強(qiáng)化的臨界剪切應(yīng)力，τss為固溶強(qiáng)化增量，τp為第二相強(qiáng)化增量，σH-P為細(xì)晶強(qiáng)化增量。根據(jù)Wang等[58]研究結(jié)果，由第二相提供的強(qiáng)度增量約占總強(qiáng)度的50%，也就是說第二相強(qiáng)化是超高強(qiáng)度鋼中最主要的強(qiáng)化方式，深入研究第二相對(duì)超高強(qiáng)度鋼強(qiáng)度及塑韌性的影響將對(duì)此類鋼種強(qiáng)韌性的提升具有重要的意義。

最近Jiang等[59]發(fā)明了成分為18Ni-3Al-4Mo-0.08C-0.01B的18Ni馬氏體時(shí)效鋼，為超高強(qiáng)度鋼的強(qiáng)塑化提供了新的設(shè)計(jì)思路。該鋼經(jīng)固溶淬火和時(shí)效處理后，可以獲得密度高達(dá)1024個(gè)/m3、平均尺寸2.7nm的共格納米析出相Ni(Al,Fe)，進(jìn)而獲得高達(dá)1100MPa的強(qiáng)化增量，導(dǎo)致材料的屈服強(qiáng)度和伸長率分別達(dá)到2.2GPa和8%。而之所以能夠獲得如此高密度的析出相，是因?yàn)樵摷{米相與基體的錯(cuò)配度只有0.03%左右，一方面將形核障礙大幅降低促進(jìn)了高密度的形核，另一方面，通過在納米相周圍形成共格應(yīng)變場(chǎng)從而獲得顯著的強(qiáng)化。需要指出的是，在該材料中Ni(Al,Fe)析出相是通過剪切機(jī)制來阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)提高屈服強(qiáng)度的。

由表1和表2可知，低強(qiáng)度級(jí)別、中強(qiáng)度級(jí)別的高強(qiáng)度不銹鋼中主要采用單一金屬間化合物(NiAl,Ni3Ti或富Cu相)強(qiáng)化，通過位錯(cuò)切過機(jī)制實(shí)現(xiàn)強(qiáng)化。若在鋼中引入硬度差別較大的兩種不同類型的粒子，如一種是較硬的碳化物；而另一種是較軟的金屬間化合物或者富Cu相，那么在這兩種情況下，析出相對(duì)位錯(cuò)的釘扎將同時(shí)發(fā)生切過和繞過兩種強(qiáng)化機(jī)制，有理由期望這樣的第二相粒子體系的耦合強(qiáng)化貢獻(xiàn)應(yīng)該進(jìn)一步增大。事實(shí)上，兩種不同類型的納米粒子共同在鋼中析出已有實(shí)踐(表1所示)，且是未來發(fā)展方向。但目前大部分的研究中共同析出的納米粒子為同一種強(qiáng)化類型(剪切機(jī)制)，因?yàn)檫@樣可以較容易地通過馬氏體回火實(shí)現(xiàn)；但是繞過機(jī)制粒子(如碳化物)和剪切機(jī)制粒子(如銅相)的共同析出對(duì)提高強(qiáng)韌性具有更大潛力，例如F863鋼，通過Laves+MC相的共同析出強(qiáng)化，在屈服強(qiáng)度達(dá)到1550MPa的同時(shí)斷裂韌度KIC超過100MPa·m1/2；另外通過在中錳鋼實(shí)現(xiàn)細(xì)小NiAl相(切過機(jī)制)和粗大富Cu相(繞過機(jī)制)的共同析出，其耦合析出強(qiáng)化貢獻(xiàn)高達(dá)約500MPa左右，要明顯高于單一NiAl相的析出貢獻(xiàn)(390MPa)[60]。另外，以Ashby-Orowan理論公式計(jì)算出的繞過析出強(qiáng)化增量常常顯著低于實(shí)測(cè)值，如Xie等[61]研究了薄帶連鑄的含Nb微合金鋼的強(qiáng)化增量時(shí)，發(fā)現(xiàn)根據(jù)Ashby-Orowan公式計(jì)算所得的強(qiáng)化值要顯著低于實(shí)測(cè)值，將此歸因于該工藝下形成了大概60個(gè)Nb原子大小的NbC原子團(tuán)簇，類似于GP區(qū)，其強(qiáng)化效率大概要比NbC納米顆粒高5倍，因?yàn)樵訄F(tuán)簇成盤片狀且位錯(cuò)在兩者之間會(huì)發(fā)生顯著弓曲；另外，對(duì)于熱軋9Mn鋼、9Mn-0.3V鋼和9Mn-0.3V-Nb鋼的研究結(jié)果顯示，VC在奧氏體和鐵素體兩相均析出，絕大多數(shù)尺寸大于5nm(圖3(a))；0.3%V的加入導(dǎo)致300～400MPa析出強(qiáng)化增量(圖3(b))，而理論計(jì)算值只有100～130MPa[62]。因此，在未來開發(fā)中應(yīng)將繞過強(qiáng)化機(jī)制和切過強(qiáng)化機(jī)制結(jié)合起來充分利用。

圖3 熱軋9Mn-0.3V鋼的顯微組織(a)與熱軋9Mn鋼、9Mn-0.3V鋼和9Mn-0.3V-Nb鋼力學(xué)性能(b)[62]Fig.3 Microstructure of hot rolled 9Mn-0.3V steel (a) and mechanical properties of hot rolled 9Mn steel, 9Mn-0.3V steel,9Mn-0.3V-Nb steel(b)[62]

(2)殘余奧氏體作用的再認(rèn)識(shí)

單純地提高強(qiáng)度并不困難，而難度在于提高強(qiáng)度的同時(shí)還需要有良好的塑韌性?，F(xiàn)有的馬氏體時(shí)效鋼幾乎都是馬氏體基體回火組織，回火時(shí)會(huì)產(chǎn)生逆轉(zhuǎn)變奧氏體，以往的經(jīng)驗(yàn)認(rèn)為，雖然奧氏體相對(duì)韌性有利，但會(huì)顯著降低鋼的強(qiáng)度，如圖4所示[63]，回火溫度區(qū)間在400～600℃時(shí)，鋼中會(huì)析出富Cr,Mo的M2C型碳化物，在500℃左右時(shí)鋼的硬度達(dá)到最大值，其中0.19C鋼的硬度約500HV，隨著回火溫度的升高(600～750℃)，鋼中形成大量逆轉(zhuǎn)變奧氏體，650℃時(shí)鋼的硬度最低，0.19C鋼的硬度僅350HV，因此回火溫度不能太高，以將奧氏體分?jǐn)?shù)控制在較小的范圍內(nèi)。但本課題組最近關(guān)于中錳鋼的研究工作證明，即使殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)在10%以上依然可以獲得超高屈服強(qiáng)度(2.2GPa)，而且由于形變誘導(dǎo)馬氏體相變的貢獻(xiàn)，均勻伸長率達(dá)到16%[39]；而Olson等[64]在開發(fā)潛艇用鋼時(shí)，也正是通過回火工藝優(yōu)化鋼中的奧氏體穩(wěn)定性，進(jìn)而通過相變韌化提高韌性。然而，在起落架的服役過程中不能允許大量殘余奧氏體發(fā)生轉(zhuǎn)變，因此如何進(jìn)一步調(diào)控殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)與穩(wěn)定性，使其在服役條件下足夠穩(wěn)定僅在破壞前才會(huì)轉(zhuǎn)變，是今后組織再設(shè)計(jì)的研究思路之一。

圖4 不同C含量Fe-10Ni-8Co-2Cr-1Mo鋼在不同溫度回火1h后的力學(xué)性能與組織演變[63]Fig.4 Mechanical properties and microstructure evolution of Fe-10Ni-8Co-2Cr-1Mo steel with different C contents after 1h tempering at different temperatures[63]

4.2 超高強(qiáng)度不銹鋼制備工藝的發(fā)展方向

高強(qiáng)度不銹鋼的塑性、韌性及疲勞性能對(duì)鋼中夾雜物的含量、尺寸及形態(tài)都是極為敏感的，如何實(shí)現(xiàn)鋼中的“零夾雜”是此類鋼種的共性問題。高強(qiáng)度不銹鋼屬于高合金鋼，與碳鋼及低合金鋼相比，在鑄造過程中面臨更為嚴(yán)重的成分偏析問題，通過改變凝固過程的外部環(huán)境和過冷度，以優(yōu)化鑄造工藝來改善高強(qiáng)度不銹鋼的偏析問題，將會(huì)明顯提高超高強(qiáng)度不銹鋼的綜合力學(xué)性能。最后，熱加工工藝的改進(jìn)可以顯著提高超高強(qiáng)度鋼的力學(xué)性能，圖5和圖6分別為采用傳統(tǒng)生產(chǎn)工藝與采用等溫多向鍛造工藝所制備超高強(qiáng)度不銹鋼的力學(xué)性能及顯微組織，可以看出，等溫多向鍛造工藝充分通過再結(jié)晶細(xì)化了超高強(qiáng)度不銹鋼的原奧氏體晶粒(圖5和圖6)，所制備的超高強(qiáng)度不銹鋼力學(xué)性能得到顯著改善，特別是鋼的沖擊韌度提高約80%(圖5)。這充分說明工藝設(shè)備改進(jìn)與提升對(duì)于高強(qiáng)度不銹鋼的重要性。超高強(qiáng)度不銹鋼生產(chǎn)線還需要進(jìn)一步提升軋制和鍛造過程中的溫度與載荷的控制水平，以達(dá)到組織控制的目的。

圖5 采用不同工藝制備的超高強(qiáng)度不銹鋼的力學(xué)性能[43]Fig.5 Mechanical properties of ultra-high strength stainless steel prepared by different hot working processes[43]

圖6 采用不同工藝制備的超高強(qiáng)度不銹鋼的原奧氏體晶粒形貌[43](a)傳統(tǒng)工藝；(b)等溫多向鍛造工藝Fig.6 Prior austenite grain morphologies of ultra-high strength stainless steel prepared by different hot working processes[43](a)traditional hot forging;(b)isothermal multi-direction forging

5 結(jié)束語

超高強(qiáng)度不銹鋼作為強(qiáng)度、韌性、疲勞性能及耐蝕性能俱佳的金屬結(jié)構(gòu)材料，在航空、航天領(lǐng)域起到不可替代的作用，未來該類鋼種為了滿足航空起落架的應(yīng)用需求，將向提高強(qiáng)度和韌性的方向進(jìn)一步發(fā)展。超高強(qiáng)度不銹鋼作為一種高合金鋼，多成分組元導(dǎo)致其研發(fā)困難，傳統(tǒng)的試錯(cuò)法存在諸多弊端，致使新鋼種的研發(fā)周期長、成本高；目前超高強(qiáng)度不銹鋼已發(fā)展至第三代，強(qiáng)韌性不匹配的問題限制了其強(qiáng)度級(jí)別的進(jìn)一步提升；作為一種超高強(qiáng)的高品質(zhì)鋼種，超高強(qiáng)度不銹鋼的生產(chǎn)制備需要保證冶煉具有更高的潔凈度及熱變形設(shè)備具有更高軋制力和鍛造壓下力以保證材料組織的有效細(xì)化。

因此，本文以飛機(jī)起落架的設(shè)計(jì)理念為出發(fā)點(diǎn)，闡述了飛機(jī)起落架用高強(qiáng)度鋼及高強(qiáng)度不銹鋼的研發(fā)、應(yīng)用和發(fā)展歷程；通過總結(jié)和剖析高強(qiáng)度不銹鋼中合金元素的作用及強(qiáng)韌化機(jī)理，為超高強(qiáng)度不銹鋼的發(fā)展提供可以借鑒的發(fā)展方向及思路，即研發(fā)方式由傳統(tǒng)試錯(cuò)法向以材料計(jì)算為基礎(chǔ)的理性設(shè)計(jì)轉(zhuǎn)化；在強(qiáng)韌化機(jī)理方面，通過引入高密度共格析出相、多類型復(fù)合析出相以及穩(wěn)定性高的強(qiáng)化奧氏體相以同時(shí)進(jìn)一步提升強(qiáng)度和韌性；最后提出對(duì)超高強(qiáng)度不銹鋼冶煉、鑄造、熱加工工藝及生產(chǎn)線的改進(jìn)，不僅可以進(jìn)一步提升鋼材自身的品質(zhì)和性能，更可以帶動(dòng)整個(gè)行業(yè)的技術(shù)提升。