超高强度航空用钢
航空高强钢材料选用与设计流程图，如图1。
图1 航空高强钢材料选用与设计流程图
屈服强度高于1245MPa、抗拉强度高于1370MPa的结构钢材称为超高强度钢。该钢种的比强度高，即强度与密度的比值高，因而适用于航空工业。
目前超高强度钢主要包括以下几种：
(1)低合金超高强度钢
其强度来自马氏体于260℃以下低温回火，增硅后回火温度可提高到350℃。该类钢用于室温下工作的承力构件，包括飞机的起落架、主梁及其他高强度关键零部件。
(2)二次硬化超高强度钢
其中的中合金超高强度钢的强度来自马氏体于550℃左右回火产生二次硬化，回火温度之高低取决于选用的二次硬化合金元素。该类钢适用于500℃以下的中温高强度构件，如飞机起落架、梁、承力框架、螺栓等。
高合金超高强度钢强度来自低碳高合金马氏体于550℃以下回火产生二次硬
化，回火温度高低与选用的合金元素种类、数量及配比有关。高合金超高强度钢具有优良的综合力学性能，取代其他类型钢用作飞机起落架、螺栓等零件。
(3)马氏体时效超高强度钢
其强度来自含有18％～20％以上 Ni的奥氏体空冷得到的低碳、高合金马氏体和时效时合金元素Mo, Ti, Al重新分配形成化合物沉淀。该类钢主要用作固体燃料发动机火箭壳体等。
特种合金钢能够加工制 成 极 细 的钢丝等特殊形状，那么高碳钢强度可超过4000MPa。另外，如果使马氏体弥散分布在铁素体基体中，则强度可达到5000MPa。当制成机械零件和工程构件时，则不能充分加工成形和组织精确控制，超高强度钢采用弥散析出的金属间化合物和碳化物为强化相，在保持较高韧性基础上进一步提高强度。
特种合金钢高强化是未来发展方向。但是考虑到实用性时，还需要解决延性和韧性问题。延性和韧性是特种合金钢最基本的特征，实际使用中考虑到稳定性时，2500～3000MPa的强度作为其极限强度。一般说来，材料强度提高时，疲劳强度也随之提高。当钢的强度超过1000 MPa时，疲劳强度改善不明显。另外，当考虑到延迟断裂性时，1500MPa的材料强度是其极限，如果超过该值，则抗延迟断裂性将会恶化，其中夹杂物和结晶晶界是其限制环节。日本在1996年开始实施STX-21和超金属计划两个国家级项目，两者共同将晶粒的“超”细微化作为研究重点。利用细晶强化方法不仅改善钢的韧性和延性，而且也改善疲劳强度和延迟断裂敏感性。超高强度钢的成分、工艺、组织及性能关系如图2。
图2 超高强度钢的成分、工艺、组织及性能关系
我国超高强度钢是随着国防建设的需要而逐步发展起来的。从20世纪50年代末研制第一个超高强度钢32SiMnMoV钢(32钢)到现在已经过了50多年。整个发展过程大体上经历了两个阶段。从20世纪50年代末到70年代末的第一阶段，是我国超高强度钢的创业和发展阶段。在这一阶段，主要是仿制、消化和发展前苏联武器用钢的牌号，在此基础上结合我国资源，研制了不含镍、铬的低合金超高强度钢，如32SiMnMoV钢（32钢）、40SiMnCrMoVRE钢（406)、37SiMnCrNiMo钢等，质量达到前苏联当时的设计要求及产品实物水平，并已用于制造飞机起落架和固体火箭发动机壳体等重要部件。从20世纪80年代至今的第二阶段，是我国超高强度钢的逐渐提高阶段。采用真空冶炼等先进的生产工艺和技术，提高了钢的纯洁度、均匀性等综合性能，先后研制成功40CrNi2Si2MoVA,45CrNiMo1VA、18Ni马氏体时效钢和9Ni-4Co型高断裂韧性超高强度钢等，并能严格按照欧美体系的技术标准进行试制和生产，保证了新型航空装备关键零件和构件的需求。
这一阶段的工作使我国超高强度钢的生产工艺和质量水平上了一个新台阶，接近或基本达到西方发达国家的水平。
用户对超高强度钢的要求主要包括以下内容:
(1)强度
高强度包括拉伸强度和屈服强度，是机械零件减重设计的重要基础，拉伸强度需求达到或已超过2000MPa。
(2)塑性和韧性
塑性是超高强度钢的最重要性能之一。一般地说，随拉伸强度提高，塑性如延伸率降低。因而，强度水平的提高受到塑性需求的制约。塑性降低还导致缺口敏感性增加。塑性包括纵、横向塑性，对重要承力构件应一并要求。提高塑性的最重要方法是提高纯洁度，降低S,P等杂质含量（可变形的硫化物夹杂沿变形流线方向伸长，剧烈地伤害横向塑性）。超高强度钢必须采用电渣、真空冶炼工艺进行熔炼。韧性包括冲击韧性、断裂韧性等，也是超高强度钢的重要性能，随拉伸强度提高而降低，并随纯洁度提高而大为改善。例如对于拉伸强度为1200MPa的1％Cr-Mo钢，当S,P杂质含量由0.026％降至。.008％时，室温冲击韧性(AKV)值由16J升高至44J。提高C量使强度提高至2250MPa；S、P杂质含量降至0.002％时，室温冲击韧性(AKV)值为14J，也就是说，采用高纯真空熔炼工艺，在保持冲击韧性不变时，拉伸强度提高了一倍。
(3)工艺适应性
对要求焊接的零件，钢的可焊性显得很重要。强度越高、对氢脆越敏感。所以应选用尽可能减少氢含量的焊接方法。
(4)抗疲劳性能
许多应用都要求良好的抗疲劳性能，但是各种冶金因素对疲劳性能的影响尚未十分清楚。高纯洁度对抗疲劳有益，要求高抗疲劳性能的超高强度钢中应保持低含量。
(5)抗应力腐蚀和抗氢脆性能
超过1500MPa抗拉强度对应力腐蚀产生的缺口以及氢脆敏感性增加。
为了提高钢的强度，在钢中加入各种合金元素。一般来说，合金元素加入钢中的主要作用是保证钢容易获得马氏体，只有获得马氏体，钢的强度才有初步保证。为了获得马氏体，对钢的淬透性有一定的要求。钢中常用的合金元素Mn,Cr, Mo,B等能较明显地提高钢的淬透性，Ni,Si作用较小，Ni,Cr同时加入钢中，尤其是按Cr与Ni之比近似于1:3的量加入时，其淬透性可以得到明显提高，例如：12CrNi3材料具有较好的淬透性。
过去人们认为高强度钢强度、塑性、韧性等项指标配合作为衡量材料综合机械性能的主要依据，随着科学技术的进步和工业生产的发展，以及人们认识的提高，上述传统的指标已不能满足现代工业设计要求，因为绝大多数机械零件并不是在一次大能量冲击下破断的，而是在小能量多次冲击下形成内部裂纹，裂纹扩展最后导致断裂。故引入材料对抵抗应力脆断及抵抗裂纹扩展能力的指标即断裂韧性来评定，对于在交变载荷作用下的零件，还应要求有较高的疲劳强度。目前可通过两条途径获得良好的机械性能：一是通过适当调整钢的成分，特别是控制碳含量，并适当地加入一些合金元素；二是选择适合的热处理工艺。例如：30CrMnSiA材料淬火后高温回火与低温回火所得塑性与韧性指标相近，而低温回火却能得到较高的强度。
为了达到上述要求低合金超高强度钢的成分设计具有如下特点。
（1）含碳量一般控制在0.2%～0.45％的范围内，因为马氏体的强度主要取决于它的含碳量及其组织结构，而马氏体的韧性主要取决于它的亚结构，马氏体的亚结构基本上分为两类，即位错型（板条状马氏体）和孪晶型（片状或针状马氏体），低碳的位错型马氏体具有相当高的强度和良好的韧性，高强的孪晶马氏体具有高的强度，但韧性很差。故综合考虑，欲使马氏体具有较高的强度和良好的韧性，限制钢中的含碳量，设法获得位错型亚结构，进而提高钢的强制性。
（2）严格限制磷、硫等杂质元素的含量，航空材料标准中要求磷、硫等杂质含量在0.025％以下，一般高级优质钢磷硫含量分别不应大于0.035％和0.03%,优质钢磷硫含量不大于0.04%。
（3）合金元素总量不大，一般在3％～7％范围，但所含合金元素的种类较多，常加入的合金元素有Cr, Ni, Si, Mn, W, Mo, V, Nb, Ti, B及稀土等。其中主加元素Cr, Ni, Mn, Si加入量较大，在改善钢的性能方面起主导作用；辅加元素W, Mo, V, Ni, Ti, B等加入量较少，在改善钢的性能方面起辅助作用。这样可发挥合金元素“多元少量”的复合作用，彼此补充，互相配合取得理想的冶金效果。
为了改善低合金超高强度钢的韧性，提高钢在工作条件下的安全可靠性，对钢中夹杂、气体以及有害杂质元素（S, P, O, N, H等）的含量要严格控制。目前生产中倾向于采用电渣重熔、真空感应及真空自耗等提高钢的纯洁度的冶炼工艺，以降低钢中有害杂质和气体的含量。通常为充分发挥材料的潜力与作用，高强度钢都是在热处理至很高强度的状态下使用，在这种条件下，韧性值都很低，相应地氢脆的敏感性较大；此外，近代热处理为避免零件在加热过程中的氧化和脱碳，大多采用保护气氛热处理或真空热处理，而保护气氛热处理通常采用吸热式气氛，这种气氛内含有大量的氢气，此外很多重要承力构件都是经过电镀防锈处理的，这些因素综合影响，使得氢脆成为高强度钢和超高强度钢应用中的一个严重问题，多次酿成重大失效事故。鉴于上述情况，高强度钢和超高强度钢在选用保护气氛热处理时应慎重考虑保护气源，或注意增加除氢处理的措施，在可能的条件下，采用真空热处理或惰性气氛下保护热处理将更为可靠。
目前，超高强度钢已形成合金体系，如低合金系300M、D6AC钢，中合金系H11、38Cr2Mo2VA钢，高合金系AF1410、Aermet100钢和马氏体时效钢系Marage250、300等。这些钢已达到抗拉强度1800～2100MPa和断裂韧性63～145MPa·m1/2，并已广泛应用于航空主承力构件。
Co元素的良好作用使NiSiCrCoMo低合金钢获得抗拉强度1980MPa和KIC=120MPa·m1/2的综合性能；在Aermet100基础上提高碳含量得到的高合金超高强度钢Aermet310抗拉强度和断裂韧性分别达到2170MPa和71MPa·m1/2；采用M2C和NiAl共同强化的添加Al的AF1410钢达到抗拉强度2125MPa和冲击韧性(CVN)31J的力学性能；Marage400钢的抗拉强度达到2800MPa；利用Mo,V元素在钢中的有序化倾向和条纹分解造成的调制组织和热机械处理＋冷变形等方法，通过高钻、钼、钒合金成分设计，使钢的抗拉强度达到4000MPa;而用特种热机械处理(STMT)＋冷变形使10Ni-18Co-12Mo-lTi钢的抗拉强度达到4295MPa。
超高强度钢的主要应用是航空高承载构件，超高强度钢制构件已采用安全寿命、损伤容限和耐久性设计以保证在规定寿命期内可靠使用。超高强度钢的主要特征是疲劳性能高，对应力集中敏感，如300M钢在应力集中系数Kt值为3和5时，疲劳强度较光滑试样分别降低约50％和80%，而且裂纹起始寿命高于扩展寿命。赵振业院士从“无应力集中”表面完整性抗疲劳概念出发，发展了包括表面完整性加工、表面强化改性、表面防护和低应力集中设计等工程应用技术体系。超高强度钢研制及所获得性能数据表明，超高强度钢发展瓶颈是强韧化性能匹配和耐腐蚀，确切地说是韧化机理尚未得到很好解决，在提高强度时韧性降低，而且这一倾向随强度升高而增大。超高强度钢的另一个重要问题是不耐腐蚀。提高超高强度钢的韧性和耐腐蚀性能是未来发展重点，也是急待解决的技术难点。
低合金超高强度钢
在超高强度钢中，合金总量小于5％的低合金超高强度钢占据大部分，低合金超高强度钢由调质钢发展而来，采用低温回火工艺，如35Si2Mn2MoV,40CrNiMo,30CrMnSiNi等。合金采用多元复合合金化路线，要求杂质少、淬透性高，并借助热机械加工技术细化晶粒。其屈服强度超过1370MPa，抗拉强度高于1500MPa，且伸长率高于10％。低合金超高强度钢对缺口很敏感，目前主要借助去除夹杂和细化晶粒等技术手段提高钢的韧性。
低合金超高强度钢的研究发展目标在于提高强度同时提高韧性。设计准则首先满足用户的力学性能、焊接性能、抗应力腐蚀开裂性能，在此基础上设计适宜的合金成分，达到如下要求：①足够的淬透性以保证大截面性能均匀；②控制300℃以上回火温度；③控制马氏体相变点，以免产生淬火裂纹；④在满足强度要求下尽可能降低C量；⑤尽量不选用价格较高的合金元素以降低成本。
碳在马氏体中引起间隙固溶强化而达到超高强度，低温回火时，从马氏体中共格沉淀出ε-碳化物，但并未导致强度的再升高。增加C量几乎伤害强度以外的所有性能，所以在保证强度前提下应尽可能降低其含量。
铬主要用以提高淬透性，稍提高硬度、强度和韧性，对抗腐蚀有益。
镍提高淬透性，降低马氏体相变点，增加奥氏体形成倾向，改善低温韧性。Ni是提高冲击韧性的元素，Ni增加α-Fe基体抗解理能力而提高基体的本征韧性。
钼提高固溶强化铁素体(F)，形成稳定的碳化物，细化晶粒。钒增加淬透性，溶入铁素体(F)中有强化作用，形成稳定碳化物，细化晶粒。锰为增加淬透性元素，对铁素体(F)有强化作用。
决定淬火回火钢（马氏体型钢）力学性质的组织为：原奥氏体的晶粒大小，马氏体亚结构的类型和大小，位错密度（随含碳量的增加而增加），碳化物的尺寸、分布与亚结构的交互作用，及其残余奥氏体含量、分布和稳定性等。钢中马氏体强化主要是碳的固溶强化，尤其在低MS温度的Fe-Ni-C中。Fe-C马氏体的亚结构中，低碳(<0.3%C)为位错，中碳(0.3%≤C≤0.6％)为混合型，高碳(>0.6％C)为孪晶，碳的固溶强化导致硬度增加，孪品对强化作用较大(>0.8%C的强化变弱系残余奥氏体量较高所致）。其他未经时效的Fe-Ni-C及Fe-Cr-C中都有类似的情况。
一般碳钢由于MS温度较高，在经淬火时往往产生渗碳体，或碳扩散至位错或马氏体边界的应变区。43XX钢（含不同碳＋0.80Cr-1.80Ni-0.25Mo钢）马氏体的强度主要决定于应变硬化、淬火时碳原子的再分布及动态应变时效，而不直接决定于碳含量。
奥氏体晶粒大小和马氏体领域大小对淬火合金屈服强度具有影响。马氏体领域大小直接和原奥氏体晶粒大小有关。含碳的Fe-0.2C合金因马氏体领域减小，导致强化率比不含碳的Fe-Mn为大，认为是由于碳偏聚于马氏体引起更大强化所致。位错马氏体具较高韧性，其主要原因在于马氏体条间形成薄层（几个纳米厚）条状残余奥氏体；孪晶亚结构马氏体形变困难，致韧性很差。在相同的屈服强度下，孪晶马氏体的韧性较位错马氏体低得多。高碳马氏体很脆，因此含碳量较高钢的焊接性能（粗大晶粒及高碳马氏体）很差。
钢在淬火时未溶解的碳化物和夹杂物呈粗大、紧密排列，有时呈伸长或片状，都会成为微裂缝之源，不利延展性断裂。4340钢及含硼钢经高温淬火，使碳化物溶解，MnS呈粒状，增大夹杂物间距，显著提高韧性。
淬火组织中含残余奥氏体将使塑性和韧性增加。TRIP钢内残余奥氏体受应变而诱发马氏体时，铁素体对塑性当然也提供有益的影响。TWIP钢是利用奥氏体的孪生化提供钢的塑性。目前的新热处理工艺（Q&P工艺-淬火和碳再分配工艺）使残余奥氏体富碳而稳定，属于残余奥氏体对塑性作贡献的工艺。
钢在淬火时未溶解的碳化物呈粗大、紧密排列，有时呈伸长或片状，都会成为微裂缝之源。经高温淬火，使碳化物溶解，MnS呈球状，增大夹杂物间距，会显著提高韧性。
化学热处理能否有益于热疲劳抗力的提高不是由单一因素所控制的，而是同时受渗层的强度、硬度和塑性的制约。化学热处理能提高材料表面的高温强度和硬度，对抵抗热磨损和热疲劳裂纹的萌生有益，如果能降低渗层的脆性，使热应力有松弛的机会，那么就能延缓或停止热疲劳裂纹的扩展。总之，要使材料表面的强度和塑性有较理想的配合，才可能最终改善热疲劳性能：渗氮试样磨损实验结果说明，其强度和塑性达到了理想的配合。
低合金超高强度钢（化学成分与主要力学性能见表1），其强度来自于马氏体相变和在260～350℃低温回火产生的。一碳化物起到的弥散强化作用。主要用于室温下工作的承力构件，包括飞机的起落架、主梁及其他关键承力零部件。
表1 低合金超高强度钢的化学成分和主要力学性能
二次沉淀硬化钢
二次硬化型超高强度钢的发展是由航空、航天需求引发的。航空发动机要求结构件具有承受500℃甚至更高温度的能力并达到超高强度水平。为满足这一需求，必须采用二次硬化型超高强度钢。显然，二次硬化型超高强度钢的设计准则中除了低合金超高强度钢的一些要求外，还应包括550～650℃抗回火能力和500℃以下长期工作的抗腐蚀和氧化能力。
Mo钢回火时出现的二次硬化现象是由于析出Mo2C造成的。碳化物Mo2C继Fe3C之后析出并随回火温度的升高转变为M6C。Mo2C以平行的细针状（二维层片状）在马氏体板条内、亚晶界、晶界析出。Mo2C形成的最初阶段是Mo和C原子沿F体(100)面偏聚，形成像Al-Cu合金时效时出现的G-P区那样的区域，与基体共格的Mo2C引发二次硬化。
二次硬化（中合金）中温超高强度钢化学成分与主要力学性能见表2，其强度来自于马氏体相变和550℃以上回火产生的二次硬化，回火温度的高低取决于选用的二次硬化合金元素。这类合金的特点是在具备1700MPa抗拉强度的同时具有承受500℃高温的能力。该类钢适用于500℃以下的中温高强度构件，如飞机起落架、梁、承力框架和螺栓等。
表2 二次沉淀硬化超高强度钢的化学成分和主要力学性能
高合金超高强度钢化学成分与主要力学性能见表3，其强度来自于低碳高合金马氏体于550℃以下回火产生的二次硬化，回火温度的高低与选用的合金元素种类、数量及配比有关。这是近二十年由9Ni-4C。合金系新发展的一类钢，其特点是具有优良的综合力学性能，取代其他钢种用作飞机起落架、螺栓等关键承力构件。
表3 高合金超高强度钢的化学成分和主要力学性能
超高强度不锈钢的强度来自于高Cr马氏体强化及450-650℃回火析出碳化物和（或）金属间化合物强化。
其中一类是马氏体沉淀硬化不锈钢（常见的如PH钢），采用马氏体相变和沉淀硬化机理；另一类是马氏体时效不锈钢（常见的如Custom钢），采用低碳板条马氏体和时效强化机理，目前这类钢是不锈钢中强度水平最高的。各国正在积极研发抗拉强度为1900MPa级的不锈钢。
40CrMnSiMoVA(GC-4)钢是我国于1958年开始研制的第一个超高强度钢，其研究背景是，高空高速飞机的发展迫切需要比30CrMnSiNi2A具有更高强度和良好综合力学性能的超高强度钢，材料的抗拉强度应达到1860MPa以上，以减轻飞机结构重量，主要的应用目标是起落架结构。在设计钢的化学成分时，不选用当时我国稀缺的Ni元素，在分析了苏联和美国超高强度钢的强化原理及各个合金元素的作用后，结合国内资源情况确定了以Si-Mn-Cr-Mo合金系为基础，C含量在0. 40％左右，并初步确定了C, Cr, Mn, Si, Mo, V等合金元素的大致范围。经过大量的小炉冶金试验和大炉试制，棒材热处理后抗拉强度在1915MPa水平，伸长率在11％左右，冲击韧性平均达到660kJ/m2。40CrMnSiMoVA钢先后用于研制多个型号的飞机起落架。
18Mn2CrMoBA钢的研制目标是制造出一种强度级别与30CrMnSiA钢相当，且工艺性能优良的高强度结构钢，代替30CrMnSiA钢，以解决当时飞机上大量使用的30CrMnSiA钢饭金冲压件常出现的淬火裂纹和焊接组合件焊接裂纹等缺点。该钢的研制以英国Fortiweld钢为基础，即0.5Mo-B系合金，Fortiweld钢的抗拉强度只有700MPa，为了获得高强度并保持良好的可焊性能，需要适当提高C含量；0.5Mo-B合金组合使相图中珠光体区域与贝氏体区域脱离并向右移，这为获得以贝氏体为主的显微组织奠定了基础。
