白克非

（中國航空發(fā)動機集團有限公司，北京 100097）

超高強度鋼因其優(yōu)良的特殊性能，被致力于航空、航天、汽車等高端領域，用于制造一些承受高應力的結構件。其屈服強度一般都＞1180MPa，抗拉強度＞1380MPa[1]。史上陸陸續(xù)續(xù)研發(fā)出了許多超高強度鋼且被致力于航空航天應用上，而在這些鋼的基礎上通過優(yōu)化合金元素、采用先進冶煉工藝以及改善熱處理制度等措施又發(fā)展了一系列高強度和超高強度鋼，以期滿足航空航天工業(yè)快速發(fā)展的需要[2]。

超高強度鋼按照合金元素含量可以劃分為，低合金鋼、中合金鋼和高合金鋼。

低合金超高強度鋼是回火馬氏體鋼[3]，馬氏體呈現(xiàn)板條狀。是一種由調質結構鋼，在航空航天領域中仍擔當重要角色，但其缺點是斷裂韌性不高，對應力腐蝕開裂敏感[4]，但是可以保證鋼的淬透性，可以細化晶粒、增加回火穩(wěn)定性。其含碳量約占0.3%～0.5%，合金元素含量約占0.3%～0.5%。是一種較成熟的鋼種。我國飛機的起落架就是由低合金超高強度鋼制造而成的。

中合金超高強度鋼具有淬透性好、回火穩(wěn)定性高等優(yōu)點其碳含碳量約占0.4%，元素總量約占5%～10%。因其回火穩(wěn)定性高[5]，在較高的500℃左右使用時仍有高的強度。其缺點仍是斷裂韌性和抗應力腐蝕性差，適用于500℃左右的工作環(huán)境但是在航空航天上受到很大的限制。

高合金超高強度鋼也可以細分為馬氏體時效鋼和沉淀硬化不銹鋼。是為滿足快速發(fā)展的航空領域對高強度、高韌性材料的迫切需求而開發(fā)研制的特殊鋼種。其合金化程度高，合金元素總含量大，且力學性能綜合各個方面都比較完善。這類鋼的強度和韌性較好。

AerMet100鋼不僅有超高強度，而且有良好的耐疲勞性、斷裂韌性、抗腐蝕，被認為是下一代先進戰(zhàn)機起落架和先進戰(zhàn)機重要承力構件的首選材料。AerMet100鋼是上世紀80年代美國的Car-penter公司Schmidt和Hemp-hill等人在AF1410鋼的基礎上使用提高斷裂韌度的理論為主題研究出的新型二次硬化超高強度鋼[6]。Aermet100鋼鍛件內部組織主要受熱壓縮中的熱加工性的影響。因此掌握AerMet100鋼圓柱形試樣壓縮時微觀組織的規(guī)律極為重要[7,8]。

1 實驗方法

本實驗材料為AerMet100鋼鑄錠，試樣為Φ8mm×12mm的圓柱棒?；瘜W成分如表1所示。實驗Aemet100鋼試樣進行熱壓縮實驗，試樣加熱速度為10℃/s。保溫時間為5min。熱壓縮實驗過程中包括，加熱、保溫、壓縮、冷卻4個階段。實驗參數(shù)如表2。

表1 Aemet100鋼典型化學元素含量

將熱壓縮之后的樣品先沿著中軸線方向切為兩部分，由于切割后的尺寸過小，所以首先進行鑲嵌處理。本次實驗選用Cr2O3拋光液對AerMet100鋼試樣進行機械拋光。拋光完成后采用4%的硝酸乙醇溶液腐蝕。腐蝕劑為選4mL的硝酸和96mL的乙醇配置，將4mL的硝酸通過引流棒引入96mL的乙醇中。腐蝕劑為4%的硝酸乙醇溶液，浸蝕一定時間讓其原奧氏體晶粒顯現(xiàn)。

2 AerMet100鋼微觀組織分析

2.1 AerMet100鋼的原始組織

Aemet100鋼圓柱試樣在熱變形過程中，因為發(fā)生的動態(tài)再結晶會直接影響鍛件的晶粒大小，從而影響Aemet100鋼的綜合力學性能。雖然實驗過程中采用石墨片了對試樣端面進行潤滑處理，但試樣端面與壓頭之間仍存在一定程度的摩擦使其不能理想化，使得試樣內部應力產生一定的不均勻，進而使壓縮試樣呈現(xiàn)鼓形，具有不同的變形區(qū)，如圖1所示，其中Ⅰ為難變形區(qū)、Ⅱ為小變形區(qū)、Ⅲ為大變形區(qū)。本實驗觀察Ⅲ大變形區(qū)的金相組織。

表2 變形條件

圖1 熱壓縮試樣變形量分區(qū)

熱壓縮實驗前Aemet100鋼的縱截面原始組織如圖2所示。可以清晰地看到其原始縱截面組織均勻。

圖2 Aemet100鋼原始組織金相

2.2 應變速率對組織的影響

由圖3可以看出，大變形區(qū)中的組織在溫度860℃、應變速率為 0.01、0.1、10s-1時，Aemet100 鋼內部組織發(fā)現(xiàn)了非均勻的細小等軸晶。且產生的動態(tài)等軸晶晶粒在應變速率為10s-1時最小，在應變速率為0.01s-1時為最大。表現(xiàn)出了動態(tài)再結晶晶粒跟應變速率成反比關系。說明在860℃的熱變形過程中，Aemet100鋼在動態(tài)回復階段晶界處發(fā)生了動態(tài)再結晶。隨著應變速率的升高，如10s-1時，Aemet100鋼內部組織的晶界處呈現(xiàn)出了鋸齒狀，并且晶界處產生大量呈“項鏈狀”、尺寸細小的非均勻等軸晶。

當隨著應變速率高時，雖然位錯數(shù)量的增多可以為動態(tài)再結晶的進行提供更多的驅動力，應變速率的增加使熱形變結束的時間變短，直接使動態(tài)再結晶晶粒來不及長大，導致晶粒尺寸細小且非均勻，組織變的越發(fā)不均勻。反而隨著應變速率小時，動態(tài)再結晶過程可以得到充分的進行，晶粒逐漸長大，趨近尺寸大且均勻的等軸晶。

由此可見，應變速率的增加有利于Aemet100鋼細化晶粒。

2.3 變形溫度對組織的影響

如圖4為應變速率為1s-1和變形溫度為920℃、1080℃、1130℃、1200℃時，AerMet100鋼金相顯微組織。

圖4（a）為應變速率為1s-1和變形溫度為920℃下的Aemet100鋼組織，可以看出Aemet100鋼從此時開始已經有了動態(tài)再結晶晶粒，但是發(fā)生的不多，隨變形溫度升至1080℃或者1130℃時，大變形區(qū)呈現(xiàn)均勻分布的細小、等軸狀的動態(tài)再結晶組織，發(fā)生動態(tài)再結晶的體積分數(shù)接近100%，此時的難變形區(qū)中形變孿晶現(xiàn)象消失，原先呈平直化的原始組織在三叉晶界處匯聚了很多細小的動態(tài)再結晶組織，但再結晶程度較低，而小變形區(qū)中發(fā)生的動態(tài)再結晶程度較大；當溫度達到1200℃時，大變形區(qū)和小變形區(qū)的組織均發(fā)生了完全動態(tài)再結晶，且再結晶組織中可能存在二次再結晶現(xiàn)象，主要分布在已充分長大的動態(tài)再結晶組織相交晶界處；除此之外，難變形區(qū)組織在高溫下較為粗大，有明顯的拉長現(xiàn)象，晶界處也有成鏈狀分布的動態(tài)再結晶組織出現(xiàn)。上述的組織演變特點分析表明：變形溫度對不同壓縮變形區(qū)組織演變結果有較為顯著的影響；隨著變形溫度的升高，大變形區(qū)組織由低溫下未充分完成的動態(tài)再結晶組織逐漸演變成高溫下已充分完成的動態(tài)再結晶組織，且再結晶組織晶粒尺寸發(fā)生明顯長大，整個區(qū)域的組織大小均勻性有所提高。

圖3 不同應變速率下的組織（ε=0.6，T=860℃）

圖4 不同溫度下的組織（ε=0.6，ε=1s-1）

變形溫度的升高，可以明顯看到動態(tài)再結晶晶粒的長大。AerMet100鋼晶粒組織在低溫情況下未充分完成的動態(tài)再結晶隨著溫度的提高在逐漸向充分完成方向聚攏，組織均勻性有所提高。當熱變形溫度較低時組織呈現(xiàn)加工硬化性質。隨著熱變形溫度上升組織發(fā)生動態(tài)再結晶行為，動態(tài)再結晶形成新生小晶粒。

由于AerMet100鋼晶粒組織中的位錯運動是一個熱激活過程，隨著熱變形溫度越來越高，AerMet100鋼中的原子擴散動能越來越大，原子擴散動能的提高會使原子振蕩頻率提高，使得原子擴散、位錯運動以及晶界的遷移更易進行。另一方面，隨著熱變形溫度越來越高，提供動態(tài)再結晶的驅動能越多，動態(tài)再結晶的發(fā)生越多并可充分進行。隨著熱變形溫度越來越高，軟化作用同樣可以充分進行，軟化作用對硬化作用的抵消越加充分，所以曲線上流變應力越加下降。

3 結語

Aemet100鋼熱變形時隨著真應變的增加，在光鏡下可以明顯看出組織發(fā)生的動態(tài)回復以及動態(tài)再結晶特征。Aemet100鋼隨著熱變形溫度的升高有利于動態(tài)再結晶進行的更完全。低溫時可得到細小的動態(tài)再結晶晶粒，這對細化晶粒有著明顯幫助。當熱變形應變速率的下降時，更容易發(fā)生動態(tài)再結晶，同時高應變速率更易獲得細小的動態(tài)再結晶晶粒。