李 志，古立新，李惠曲，馬少俊，盛 偉

(中國(guó)航發(fā)北京航空材料研究院，北京 100095)

23Co14Ni12Cr3MoE(A-100)鋼的研究進(jìn)展

李 志，古立新，李惠曲，馬少俊，盛 偉

(中國(guó)航發(fā)北京航空材料研究院，北京 100095)

從23Co14Ni12Cr3MoE (簡(jiǎn)稱A-100)鋼開(kāi)坯鍛造與基本力學(xué)性能的關(guān)系、材料熱工藝引起的晶粒度變化與基本力學(xué)性能的關(guān)系、二次硬化析出規(guī)律、疲勞性能等幾個(gè)方面闡述A-100鋼的基本特點(diǎn)。在300M鋼確立的多次鐓拔大鍛比開(kāi)坯的基礎(chǔ)上，研究形成了高溫均質(zhì)化處理和第一火次大變形的開(kāi)坯技術(shù)，由此奠定了A-100鋼開(kāi)坯鍛造的技術(shù)基礎(chǔ)。A-100鋼斷裂韌度更易受到熱變形工藝參數(shù)的影響，1140 ℃及以上溫度加熱后20%以內(nèi)的小變形導(dǎo)致晶粒粗大甚至出現(xiàn)混晶，降低斷裂韌度。低溫鍛造變形后，A-100鋼的二次硬化規(guī)律明顯變化，抗拉強(qiáng)度峰值溫度后移至468 ℃，過(guò)時(shí)效隨溫度的升高，強(qiáng)度降低緩慢。A-100鋼具有循環(huán)硬化特征，疲勞裂紋擴(kuò)展性能優(yōu)于300M鋼；3.5%NaCl鹽水的腐蝕環(huán)境對(duì)A-100鋼的高周疲勞性能有顯著的弱化作用。

A-100鋼；開(kāi)坯鍛造；二次硬化；疲勞性能

航空用高合金超高強(qiáng)度鋼因其非凡的強(qiáng)度-韌性配合，成為目前在用的綜合力學(xué)性能最好的一類鋼種，23Co14Ni12Cr3MoE(A-100)鋼是其中的佼佼者。自20世紀(jì)90年代中期開(kāi)始，該合金經(jīng)歷了探索研究、合金(材料)研制、應(yīng)用研究和工程應(yīng)用四個(gè)階段，現(xiàn)已掌握A-100鋼的基本特性。本文簡(jiǎn)述A-100鋼高溫均質(zhì)化與開(kāi)坯鍛造、材料鍛造工藝與晶粒度和力學(xué)性能、二次硬化析出規(guī)律和疲勞性能方面的研究進(jìn)展。

1 合金介紹

A-100鋼是高Co-Ni二次硬化超高強(qiáng)度鋼，其基本性能指標(biāo)為：σb≥1930 MPa，σ0.2≥1620 MPa，δ5≥10%，ψ≥55%，KIC≥110 MPa·m1/2。鋼的合金設(shè)計(jì)思路[1-4]是：(1)抑制板條馬氏體位錯(cuò)亞結(jié)構(gòu)的回復(fù)并在480～550 ℃回火時(shí)得到細(xì)小彌散的M2C沉淀。高的位錯(cuò)密度為沉淀相提供足夠的形核區(qū)以得到高的形核率，高抗位錯(cuò)亞結(jié)構(gòu)回復(fù)能力，即低的位錯(cuò)攀移速率使M2C沉淀相保持細(xì)小尺寸；(2)使鋼在480～550 ℃范圍內(nèi)回火可得到高的強(qiáng)度和韌性配合。為此，成分設(shè)計(jì)使Fe3C在回火前期回溶以提高韌性。

合金設(shè)計(jì)采用的方法[1]是：(1)在AF1410超高強(qiáng)度鋼合金成分的基礎(chǔ)上提高碳含量至0.24%。碳作為有效的間隙固溶強(qiáng)化元素提高鋼的硬度，并為回火過(guò)程形成更多沉淀析出的M2C提供足夠的碳，增加M2C體積分?jǐn)?shù)，這是使鋼達(dá)到更高強(qiáng)度的基本原因；(2)提高Cr含量在3%。Cr進(jìn)入M2C中形成(Mo，Cr)2C，其中Cr含量增加可降低M2C形成溫度和二次硬化峰值溫度，Cr 置換Mo雖降低M2C的點(diǎn)陣常數(shù)和共格應(yīng)變能，導(dǎo)致強(qiáng)度降低，但C和Cr含量同時(shí)增加，使得M2C的體積分?jǐn)?shù)增加，以致強(qiáng)度不降反升；(3)提高Ni含量至11.5%。高Ni含量除提高馬氏體基體的本征韌性、保持回火時(shí)的馬氏體板條外，還促進(jìn)Fe3C的回溶和M2C的形成，更重要的是與高Co含量匹配強(qiáng)化二次硬化反應(yīng)。鋼的設(shè)計(jì)成分為：0.23C-11.5Ni-13.4Co-2.9Cr-1.2Mo。鋼的純凈度需要進(jìn)一步提高，雜質(zhì)元素如S，P，Al，N，O，Ti等的含量更低，這是達(dá)到高韌性的重要條件[5]。A-100鋼材料研制與應(yīng)用的難點(diǎn)之一在于獲得高的斷裂韌度。

2 高溫均質(zhì)化與開(kāi)坯鍛造

不同的超高強(qiáng)度鋼高溫均質(zhì)化和開(kāi)坯鍛造工藝對(duì)組織和性能的影響規(guī)律各具特點(diǎn)。低合金超高強(qiáng)度鋼40CrNi2Si2MoVA(300M)開(kāi)坯鍛造對(duì)組織和性能的影響規(guī)律是：?jiǎn)渭儾捎冒伍L(zhǎng)方式開(kāi)坯，鍛比達(dá)12時(shí)，鍛坯外層形成致密的流線組織，但心部仍有輕微粗晶殘余；采用墩粗拔長(zhǎng)方式開(kāi)坯，鍛比達(dá)到10以上時(shí)，晶界的碳化物、夾雜物破碎效果明顯。隨著鍛比的增加，塑性和韌性、尤其是橫向塑性穩(wěn)定增加。300M鋼最終形成了多次墩粗拔長(zhǎng)且鍛比10以上的大變形開(kāi)坯技術(shù)，并成功推廣應(yīng)用。研究表明，高溫均質(zhì)化處理可明顯提高高合金超高強(qiáng)度鋼16Co14Ni10Cr2MoE(AF1410)的斷裂韌度。

A-100鋼的開(kāi)坯鍛造工藝應(yīng)為：(1)因鋼中合金元素含量接近30%，凝固過(guò)程中更易形成成分偏析，為了使真空自耗鋼錠的化學(xué)成分進(jìn)一步均質(zhì)化，在開(kāi)坯鍛造前對(duì)鋼錠進(jìn)行1200 ℃超過(guò)20 h的保溫處理；(2)合理分配鍛比，第一火次鍛比超過(guò)5對(duì)破碎鑄態(tài)組織(枝晶和碳化物)、成分均質(zhì)化起到關(guān)鍵作用；形成“高溫長(zhǎng)時(shí)加熱/鐓拔+低溫加熱/鐓拔+低溫加熱/鐓拔”的開(kāi)坯鍛造工藝技術(shù)。總鍛比超過(guò)12。

表1為經(jīng)高溫均質(zhì)化和不同工藝開(kāi)坯后A-100鋼的基本力學(xué)性能?？梢钥闯觯?jīng)高溫均質(zhì)化處理后鋼已有良好的強(qiáng)韌性配合，斷裂韌度達(dá)到111 MPa·m1/2，且強(qiáng)度、塑性也處在高水平。這從一個(gè)側(cè)面反映出高合金超高強(qiáng)度鋼馬氏體高的本征韌性。表1中兩種開(kāi)坯鍛造工藝的總鍛比相同，都接近7。第一火次鍛比較小的工藝(表中工藝1)，雖斷裂韌度較均質(zhì)化處理的鋼錠只是略有提高，平均提高7 MPa·m1/2，但塑性、沖擊韌性明顯提高，伸長(zhǎng)率提高2%，斷面收縮率提高7%，沖擊韌性提高17 J/cm2。表明開(kāi)坯過(guò)程中僅通過(guò)多火次變形累加形成大鍛比，不能大幅度改善斷裂韌度；采用第一火次鍛比超過(guò)5的工藝(表中工藝2)開(kāi)坯鍛造，鋼的韌性、塑性顯著提高，具有更為優(yōu)良的強(qiáng)韌性配合。與鋼錠相比，此工藝使斷裂韌度提高28 MPa·m1/2(提高25%)，伸長(zhǎng)率提高3%，斷面收縮率提高12%，沖擊韌性提高43 J/cm2(提高60%)。和開(kāi)坯工藝1相比，塑性、韌性都有提高，韌性提高幅度更大，斷裂韌度提高了21 MPa·m1/2，提高18%；沖擊韌性提高27 J/cm2，提高29%。這充分顯示了高溫均質(zhì)化和第一火次大變形開(kāi)坯技術(shù)對(duì)提高A-100鋼韌性和塑性的突出作用。

表1 A-100鋼不同工藝開(kāi)坯后的力學(xué)性能Table 1 Mechanical properties of A-100 steel under different cogging processes

圖1是經(jīng)“高溫均質(zhì)化+開(kāi)坯工藝1”處理后的微觀組織。由圖1可以看出，組織中存在較多的Cr23C6，其長(zhǎng)度在0.1～0.5 μm，這些Cr23C6有些在晶內(nèi)斷續(xù)分布，有些在晶界斷續(xù)分布(見(jiàn)圖2)，破壞了基體尤其是界面的連續(xù)性。還觀察到類似尺寸的析出相如Cr7C3。經(jīng)“高溫均質(zhì)化+開(kāi)坯工藝2”處理的組織中則很少觀察到這些碳化物。這些碳化物在晶內(nèi)尤其是晶界上的斷續(xù)分布是阻礙韌性、塑性進(jìn)一步提高的主要原因。高溫均質(zhì)化處理加上第一火次大變形開(kāi)坯工藝，對(duì)破碎鑄態(tài)組織、實(shí)現(xiàn)成分均勻分布起到了決定性的作用。

A-100鋼的開(kāi)坯鍛造技術(shù)與300M鋼的開(kāi)坯鍛造技術(shù)是繼承與發(fā)展的關(guān)系，300M鋼確立了多次鐓拔的大鍛比開(kāi)坯，并使得鋼的橫向塑性等力學(xué)性能全面滿足技術(shù)指標(biāo)要求。A-100鋼在研制過(guò)程中，按照300M鋼已形成的開(kāi)坯技術(shù)進(jìn)行開(kāi)坯鍛造，若干爐批材料的強(qiáng)度、塑性都達(dá)到技術(shù)指標(biāo)要求，甚至在改進(jìn)工藝后晶粒度也達(dá)到8級(jí)的技術(shù)指標(biāo)要求，但就是斷裂韌度一直無(wú)法大幅度提高。與國(guó)外相似鋼對(duì)比可知，合金從化學(xué)成分匹配關(guān)系、合金純度等方面都已達(dá)到國(guó)外水平，在這種情況下，為了進(jìn)一步提高鋼的斷裂韌度，采取優(yōu)化開(kāi)坯鍛造工藝的技術(shù)線路，在多次鐓拔的大鍛比開(kāi)坯技術(shù)基礎(chǔ)上，形成高溫均質(zhì)化和第一火次大變形的開(kāi)坯技術(shù)，從而奠定了A-100鋼開(kāi)坯鍛造的技術(shù)基礎(chǔ)。

“高溫長(zhǎng)時(shí)加熱/鐓拔+低溫加熱/鐓拔+低溫加熱/鐓拔”的開(kāi)坯鍛造工藝中，加熱溫度是逐步降低的，目的是確保材料開(kāi)坯鍛造后獲得8級(jí)以上晶粒度的細(xì)晶組織。粗大的組織會(huì)降低A-100鋼材料的力學(xué)性能尤其是韌性。

3 材料鍛造工藝與晶粒度和力學(xué)性能

A-100鋼制件的晶粒度控制主要是在棒材開(kāi)坯鍛造階段和鍛件制備階段。一般情況下形狀復(fù)雜的大鍛件，制坯和模鍛工步需要多火次加熱，且每火次各部位的變形量難以均勻控制，這些都會(huì)造成晶粒度不均勻和組織粗大。起落架這樣的大型鍛件在鍛造成形過(guò)程中更容易產(chǎn)生晶粒度不均勻和組織粗大等問(wèn)題。

300M鋼在鍛造過(guò)程中，在800～1220 ℃之間施加壓力產(chǎn)生60%的變形，不會(huì)產(chǎn)生開(kāi)裂。超過(guò)1250 ℃，則會(huì)因嚴(yán)重的過(guò)熱而使熱塑性下降，墩粗時(shí)易產(chǎn)生裂紋。過(guò)熱后鋼的塑性和疲勞性能下降明顯。300M鋼推薦的鍛造溫度范圍為850～1180 ℃，且每火次變形程度應(yīng)不小于35%。若不能保證足夠的變形量，上限加熱溫度應(yīng)低于1140 ℃。可以看出，300M鋼鍛造工藝確立是以熱塑性和材料熱變形后的塑性為表征點(diǎn)。

A-100鋼熱變形制度與力學(xué)性能和晶粒度的關(guān)系見(jiàn)表2。從表2可以看出，在不高于1180 ℃情況下，加熱溫度和變形量對(duì)強(qiáng)度無(wú)影響，對(duì)塑性影響很小，即使是高溫下小變形或不變形導(dǎo)致出現(xiàn)混晶組織對(duì)塑性的影響也很小；但在1140 ℃和1180 ℃鍛造時(shí)，斷裂韌度受粗大晶粒的影響很大。1140 ℃加熱后不變形和1180 ℃加熱后20%以內(nèi)小變形會(huì)導(dǎo)致晶粒粗大或者出現(xiàn)混晶，降低斷裂韌度，1140～1180 ℃不變形與超過(guò)50%的大變形相比，斷裂韌度降低12 MPa·m1/2，下降10.8%。過(guò)熱對(duì)A-100鋼的影響主要表現(xiàn)在原奧氏體晶粒粗大導(dǎo)致斷裂韌度降低，而未對(duì)塑性產(chǎn)生影響。為了將A-100鋼棒材優(yōu)異的強(qiáng)度-韌性配合傳遞到鍛件上，應(yīng)更為嚴(yán)格地控制模鍛的熱變形工藝，要求鍛造加熱溫度不超過(guò)1100 ℃，每火次的變形量不低于30%。

實(shí)際應(yīng)用中，目前已形成兩種鍛造工藝方法和技術(shù)：1)錘上制坯 + 錘上模鍛工藝技術(shù)，鍛件晶粒度在6～7級(jí)的水平；2)快鍛機(jī)制坯 + 壓力機(jī)模鍛工藝技術(shù)，鍛件晶粒度在8級(jí)水平。

從力學(xué)定義上講，斷裂韌度是臨界應(yīng)力場(chǎng)強(qiáng)度因子，它表征了一個(gè)臨界狀態(tài)，也就是應(yīng)力場(chǎng)強(qiáng)度因子大到足以使裂紋失穩(wěn)擴(kuò)展，導(dǎo)致試樣或構(gòu)件斷裂[6]。從超高強(qiáng)度鋼冶金材料學(xué)看，斷裂韌度也是組織控制的一個(gè)標(biāo)尺，材料成分的均勻性、組織(晶粒度)等清晰地反映在斷裂韌度數(shù)值的變化上，而未對(duì)強(qiáng)度和塑性產(chǎn)生影響?？梢?jiàn)，將斷裂韌度作為技術(shù)指標(biāo)有助于有效提升超高強(qiáng)度鋼的品質(zhì)。

表2 A-100鋼熱變形制度與晶粒度和力學(xué)性能的關(guān)系Table 2 Relationship among hot working processes,grain sizes and mechanical properties

A-100鋼不同爐批次門檻應(yīng)力強(qiáng)度因子(KISCC)的實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明：提高斷裂韌度值對(duì)應(yīng)的應(yīng)力腐蝕條件下門檻應(yīng)力強(qiáng)度因子(KISCC)值也會(huì)提高，如斷裂韌度為115 MPa·m1/2，對(duì)應(yīng)KISCC值為75 MPa·m1/2，當(dāng)斷裂韌度提高到132 MPa·m1/2，對(duì)應(yīng)的KISCC值則提高到93 MPa·m1/2。由此可見(jiàn)，追求更高斷裂韌度的價(jià)值也為腐蝕環(huán)境下主承力構(gòu)件的抗失穩(wěn)斷裂提供了更好的基礎(chǔ)。

4 二次硬化析出規(guī)律

A-100鋼的二次硬化析出特點(diǎn)主要表現(xiàn)為以下幾個(gè)方面[7-11]：(1)427 ℃回火時(shí)固溶原子逐漸脫溶，析出大量滲碳體(M3C)。(2)454 ℃回火開(kāi)始大量析出與基體共格的M2C相。該相有兩種形核機(jī)理，即原位形核和單獨(dú)形核。此時(shí)，合金的共格應(yīng)力場(chǎng)和晶格畸變很大，抗拉強(qiáng)度達(dá)到峰值?；鼗饻囟壬?82 ℃時(shí)，可見(jiàn)兩種彌散析出強(qiáng)化相，即棒狀M2C相(平均長(zhǎng)度約9.6 nm，直徑約3.1 nm)和橢球狀Fe2Mo相(平均直徑約6.5 nm)[12]。合金具有最優(yōu)的強(qiáng)度-韌性匹配，抗拉強(qiáng)度1965 MPa，屈服強(qiáng)度1720 MPa，伸長(zhǎng)率14.2%，斷面收縮率65%，沖擊韌性75 J/cm2；斷裂韌度126 MPa·m1/2。(3)A-100鋼基體中Cr/Mo比值是2.5，高于AF1410鋼基體的比值(2.0)，會(huì)加速過(guò)時(shí)效，482 ℃附近微小的溫度變化都會(huì)引起抗拉強(qiáng)度和斷裂韌度大幅變化[13]，因此，對(duì)回火溫度的控制精度要求高。這一現(xiàn)象反映在圖3“常規(guī)變形”曲線中。

A-100鋼中無(wú)難溶合金元素，熱處理加熱溫度通常較低，圖3中的正火加熱溫度是900 ℃，淬火加熱溫度是885 ℃。圖3中“低溫變形”指在1000 ℃以下進(jìn)行的超過(guò)50%的熱變形，目的是提高淬火態(tài)馬氏體的位錯(cuò)密度；常規(guī)變形指1050～1080 ℃下不低于30%的熱變形。從圖3可以看出，由于變形工藝不同，A-100鋼強(qiáng)度隨回火溫度的變化也有所不同。(1)高于450 ℃回火，低溫?zé)嶙冃蜛-100鋼的抗拉強(qiáng)度均超過(guò)常規(guī)鍛造變形的抗拉強(qiáng)度，而且在477～490 ℃之間隨回火溫度的升高差距進(jìn)一步拉大，低溫?zé)嶙冃蔚腁-100鋼抗拉強(qiáng)度隨著回火溫度升高緩慢降低，而常規(guī)鍛造變形的A-100鋼抗拉強(qiáng)度則下降劇烈；同時(shí)，低溫?zé)嶙冃蜛-100鋼的抗拉強(qiáng)度峰值溫度后移至468 ℃，較常規(guī)熱變形A-100鋼的峰值溫度提高18 ℃；(2)自468 ℃后，低溫?zé)嶙冃蜛-100鋼的屈服強(qiáng)度超過(guò)常規(guī)鍛造變形的屈服強(qiáng)度，在476～485 ℃之間形成屈服強(qiáng)度的水平臺(tái)階，也就是屈服強(qiáng)度的峰值的回火溫度范圍在10 ℃左右，而常規(guī)變形A-100鋼在479 ℃達(dá)到峰值后較快地降低，到485 ℃時(shí)，兩者的屈服強(qiáng)度值差距加大，超過(guò)485 ℃，低溫?zé)嶙冃螤顟B(tài)A-100鋼的屈服強(qiáng)度也明顯下降，此時(shí)兩者屈服強(qiáng)度接近。低溫?zé)嶙冃螒B(tài)經(jīng)淬火和二次硬化后基本力學(xué)性能的典型值是：抗拉強(qiáng)度2035 MPa，屈服強(qiáng)度1797 MPa，伸長(zhǎng)率14.8%，斷面收縮率68%，沖擊韌性是87.5 J/cm2，斷裂韌度是123 MPa·m1/2。對(duì)于低溫?zé)嶙冃蔚腁-100鋼而言，在強(qiáng)度提升的同時(shí)，斷裂韌度仍保持在高水平，目前強(qiáng)韌化機(jī)理仍在分析研究。

自20世紀(jì)90年代以來(lái)，國(guó)內(nèi)外在超高強(qiáng)度鋼領(lǐng)域一直進(jìn)行著合金設(shè)計(jì)和新鋼種開(kāi)發(fā)，比較成功例子有S53[14]鋼和M54[15]鋼，但從綜合性能來(lái)看，這兩個(gè)鋼種都未達(dá)到AerMet100鋼的綜合力學(xué)性能水平。能否開(kāi)辟新的思路，以組織細(xì)化和二次硬化作為切入點(diǎn)，使現(xiàn)有鋼種的強(qiáng)韌性再上一個(gè)新的臺(tái)階，并實(shí)現(xiàn)工程應(yīng)用，是未來(lái)值得探討的課題。

5 疲勞性能特點(diǎn)

A-100鋼具有循環(huán)硬化特征(見(jiàn)圖4)，即在循環(huán)過(guò)程中應(yīng)力高于材料單調(diào)拉伸值，且穩(wěn)定后的應(yīng)力高于抗拉強(qiáng)度。循環(huán)硬化或軟化與合金的時(shí)效制度息息相關(guān)，即與位錯(cuò)剪切二次硬化顆粒、繞過(guò)二次硬化顆粒、聚集密度增加、形成位錯(cuò)胞等機(jī)制有關(guān)，也就是與缺陷的增值與重組密切相關(guān)。從疲勞裂紋萌生看，通常情況下在沉淀時(shí)效強(qiáng)化型合金中，析出相與位錯(cuò)的交互作用(切過(guò)或繞過(guò))是穿晶斷裂的本質(zhì)原因，位錯(cuò)切過(guò)析出相引起塑性變形僅集中于有限數(shù)目的滑移帶內(nèi)，局部塑性變形大。而任何結(jié)構(gòu)變化導(dǎo)致的均勻塑性變形都會(huì)顯著提高材料的疲勞壽命[16]。

對(duì)于具有共格界面的小尺寸或低彈性模量析出相，位錯(cuò)一般以切過(guò)的方式滑移，當(dāng)析出相顆粒長(zhǎng)大或與基體界面轉(zhuǎn)變?yōu)榉枪哺駮r(shí)，位錯(cuò)繞過(guò)滑移轉(zhuǎn)變?yōu)橹鲗?dǎo)機(jī)制，強(qiáng)化作用下降。二次硬化析出強(qiáng)化峰值的臨界M2C尺寸是3 nm[17]，3 nm以下時(shí)，位錯(cuò)切過(guò)M2C相，超過(guò)3 nm時(shí)，位錯(cuò)繞過(guò)M2C相。前已述及，A-100鋼482 ℃回火二次硬化后析出相的尺寸是：M2C棒狀相的平均長(zhǎng)度約為9.6 nm，平均直徑約為3.1 nm；Fe2Mo橢球狀相的平均直徑約6.5 nm。A-100鋼中位錯(cuò)滑移是以繞過(guò)析出相為主。這樣，疲勞加載過(guò)程中的微觀塑性變形較為均勻，這是A-100鋼具有循環(huán)硬化特征的重要基礎(chǔ)之一。

圖5是室溫空氣環(huán)境下應(yīng)力比R分別為0.3和0.5時(shí)A-100鋼和300M鋼疲勞裂紋擴(kuò)展性能的對(duì)比。結(jié)果表明，A-100鋼和300M鋼的疲勞裂紋擴(kuò)展速率基本相同，由于A-100鋼具有更高的斷裂韌度，其穩(wěn)定裂紋擴(kuò)展區(qū)明顯較300M鋼長(zhǎng)。

圖6和圖7表明，在干空氣環(huán)境下，300M鋼的疲勞裂紋擴(kuò)展速率稍高于A-100鋼，在潮濕空氣環(huán)境下，R=0.5時(shí)，A-100鋼的疲勞裂紋擴(kuò)展速率低于300M鋼；R=0.1時(shí)，兩者的疲勞裂紋擴(kuò)展速率基本相當(dāng)?？傮w上看，A-100鋼的抗疲勞裂紋擴(kuò)展性能優(yōu)于300M鋼。

沖擊疲勞實(shí)驗(yàn)用試樣見(jiàn)圖8。當(dāng)裂紋長(zhǎng)度為0.2 mm時(shí)對(duì)應(yīng)的沖擊循環(huán)次數(shù)定義為沖擊疲勞裂紋萌生壽命N0.2，試樣被沖斷時(shí)的沖擊循環(huán)次數(shù)為沖擊疲勞斷裂壽命Nf，沖擊疲勞斷裂壽命Nf=N0.2+Np，Np為沖擊疲勞裂紋擴(kuò)展壽命。圖9是A-100鋼的沖擊疲勞特性。圖9中的單峰過(guò)載是指使試樣在單次加載過(guò)程中缺口根部受拉應(yīng)力，且在缺口根部產(chǎn)生小的塑性變形區(qū)，當(dāng)載荷卸掉后，因試樣回彈，缺口根部受壓應(yīng)力，壓應(yīng)力延遲疲勞裂紋的萌生，這也是試樣強(qiáng)化的一種方法。圖9表明，單峰過(guò)載處理可提高合金的裂紋萌生壽命。圖10是1.226 J(較低沖擊功)下磨削狀態(tài)、噴丸狀態(tài)、磨削+單峰過(guò)載狀態(tài)、噴丸+單峰過(guò)載狀態(tài)四種表面狀態(tài)的疲勞壽命。圖10表明，在低能量沖擊載荷下，復(fù)合強(qiáng)化大幅度提高裂紋萌生壽命，噴丸+單峰過(guò)載狀態(tài)疲勞裂紋萌生壽命是磨削狀態(tài)的12倍多。在磨削狀態(tài)，疲勞裂紋萌生壽命與擴(kuò)展壽命比值是1/1.77，但在噴丸+單峰過(guò)載狀態(tài)，比值變?yōu)?.2/1。在其他研究工作中也發(fā)現(xiàn)復(fù)合強(qiáng)化可大幅度提高A-100鋼的疲勞性能，其機(jī)理正在研究中。表面狀態(tài)的改變強(qiáng)烈地影響著超高強(qiáng)度鋼的疲勞壽命，這也是超高強(qiáng)度鋼追求表面完整性和表面強(qiáng)化技術(shù)的動(dòng)力所在。

圖11是A-100鋼實(shí)驗(yàn)室空氣環(huán)境和3.5%NaCl鹽水環(huán)境下的疲勞S-N曲線對(duì)比情況。相比于實(shí)驗(yàn)室空氣，A-100鋼在3.5%NaCl鹽水環(huán)境中的疲勞性能下降明顯，對(duì)于Kt=1的光滑試樣而言，腐蝕環(huán)境導(dǎo)致材料疲勞強(qiáng)度降低達(dá)到了84%， 而Kt= 5缺口試樣則降低了66%。3.5%NaCl鹽水腐蝕環(huán)境對(duì)A-100鋼的高周疲勞性能有明顯弱化作用，且對(duì)光滑試樣的弱化效果更為顯著。這一結(jié)果表明，盡管A-100鋼是耐蝕鋼，但還是需要在表面防護(hù)的前提下應(yīng)用，不然，構(gòu)件的壽命會(huì)大幅度降低。

6 航空超高強(qiáng)度鋼的未來(lái)發(fā)展方向

航空用超高強(qiáng)度鋼未來(lái)可以向兩個(gè)方向發(fā)展：

(1)研制抗拉強(qiáng)度為1900 MPa級(jí)、屈服強(qiáng)度在1700 MPa級(jí)的超高強(qiáng)度不銹鋼，使其耐一般腐蝕性能優(yōu)于A-100鋼，應(yīng)力腐蝕性能略高于A-100，合金總體耐腐蝕性能方面再上一個(gè)臺(tái)階，并可以通過(guò)簡(jiǎn)單的熱處理方法達(dá)到上述提及的強(qiáng)度級(jí)別。該鋼主要用于腐蝕性強(qiáng)的環(huán)境中工作的起落架等高承載、高應(yīng)力構(gòu)件。

(2)研制抗拉強(qiáng)度為2100～2300 MPa級(jí)的超高強(qiáng)度耐蝕鋼，在具有該強(qiáng)度級(jí)別的同時(shí)，還應(yīng)具有優(yōu)異的塑性、斷裂韌度以及良好的抗腐蝕和應(yīng)力腐蝕性能；其通過(guò)熱處理方法達(dá)到上述強(qiáng)度級(jí)別?？蓱?yīng)用方向是高速飛機(jī)、特種飛機(jī)主承力結(jié)構(gòu)如起落架、螺栓、接頭等零件。

7 結(jié)束語(yǔ)

在300M鋼確立的多次鐓拔大鍛比開(kāi)坯的基礎(chǔ)上，研究形成了高溫均質(zhì)化處理和第一火次大變形的開(kāi)坯技術(shù)，為A-100鋼開(kāi)坯鍛造奠定了技術(shù)基礎(chǔ)。

相比塑性性能，A-100鋼斷裂韌度更易受到熱變形工藝參數(shù)的影響，1140 ℃以上溫度加熱后20%以內(nèi)的小變形導(dǎo)致晶粒粗大甚至混晶，降低斷裂韌度。

低溫鍛造變形后，A-100鋼的二次硬化規(guī)律變化明顯，抗拉強(qiáng)度峰值溫度后移至468 ℃，較常規(guī)熱變形A-100鋼的峰值溫度提高18 ℃，過(guò)時(shí)效隨溫度的升高，強(qiáng)度降低緩慢。典型的力學(xué)性能是：抗拉強(qiáng)度2035 MPa，屈服強(qiáng)度1797 MPa，伸長(zhǎng)率14.8%，斷面收縮率68%；沖擊韌性是70 J/cm2；斷裂韌度是123 MPa·m1/2。

A-100鋼具有循環(huán)硬化特征；在室溫環(huán)境下，A-100鋼和300M鋼的疲勞裂紋擴(kuò)展速率基本相同，由于A-100鋼具有更高的斷裂韌度，其穩(wěn)定裂紋擴(kuò)展區(qū)明顯較300M鋼長(zhǎng)；潮濕空氣環(huán)境下， A-100鋼的疲勞裂紋擴(kuò)展性能優(yōu)于300M鋼；表面狀態(tài)的改變強(qiáng)烈地影響著超高強(qiáng)度鋼的疲勞壽命，這也是超高強(qiáng)度鋼追求表面完整性和表面強(qiáng)化的根本動(dòng)力所在。A-100鋼在3.5%NaCl鹽水環(huán)境中的疲勞性能下降明顯，光滑試樣疲勞強(qiáng)度降低達(dá)到84%。3.5%NaCl鹽水腐蝕環(huán)境對(duì)A-100鋼的高周疲勞性能有明顯弱化作用。

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(責(zé)任編輯：徐永祥)

TopicsonAppliedBasicTheoryResearchof23Co14Ni12Cr3MoE(A-100)Steel

LI Zhi，GU Lixin，LI Huiqu，MA Shaojun，SHENG Wei

(AECC Beijing Institute of Aeronautical Materials,Beijing 100095，China)

The basic features of A-100 steel,such as relationship between cogging process and mechanical properties,relationship among the forging process,grain size and mechanical properties,secondary hardening,and fatigue properties were discussed.The high-temperature homogenization and high deformation at first step technique were developed on the foundation of multiple upsetting and stretching,high forging ratio technique used for 300M steel,and became the technique foundation of cogging process in A-100 steel.The fracture toughness of A-100 steel was tended to be influenced by hot working process.The grain size grew heavily,and mixed grain structure was appeared after heating at 1140 ℃ and above with deformation amount below 20%,the fracture toughness was also decreased.The secondary hardening performance of A-100 steel was changed after the deformation at low temperature.The tensile strength peak temperature was changed to 468 ℃，the tensile strength was decreased slowly when over aging.A-100 steel was cyclic hardened,and its fatigue crack growth properties were better than 300M steel.The high cycle fatigue property was heavily deteriorated when tested in 3.5%NaCl solution.

A-100 steel；cogging；secondary hardening；fatigue properties

10.11868/j.issn.1005-5053.2017.001006

TG142.7

A

1005-5053(2017)06-0016-09

2016-12-15；

2017-03-21

李志(1964—)，男，博士，研究員，主要從事航空超高強(qiáng)度鋼研究， (E-mail) li.zhi3s@263.net。