低合金超高强度钢40crNi2MoA

低合金超高强度钢（low alloy ultra highstrength steel）

合金元素总含量在5％以下，经热处理后的屈服强度大于1380MPa的超高强度钢。钢的强度主要取决于其含碳量。通过淬火加低温回火或等温淬火热处理获得回火马氏体或回火马氏体加贝氏体显微组织以获得高强度和良好的塑性与韧性。其主要特点是生产工艺简单，生产成本低，因而在航空与航天工业部门应用广泛。

简史低合金超高强度钢是20世纪40年代发展起来的。美国zui早用AISI4340和4130钢通过降低回火温度，使钢的抗拉强度提高到1600～1900MPa，用于制造飞机起落架等重要结构部件，为减轻飞机自重取得了重大成效。50年代初，为了进一步提高钢的强度和改善钢的韧性，在AISI4340钢的基础上加入1.5％硅和O.1％钒而研制成功300M钢，回火温度从200℃提高到300rC，抗拉强度提高到1860～2060MPa，钢的塑性和韧性均有明显改善。60年代研制成功D6AC钢主要用于制造多种型号固体燃料火箭发动机壳体，抗拉强度为1600MPa。70年代中期，美国共和钢铁公司在4340M钢的基础上把硅含量提高到2.5％，钒提高到O.20％研制出高纯度HP310钢，抗拉强度为2135MPa，而大截面棒材的横向断面收缩率仍能保持在25％以上。与此同时，其他国家研制的低合金超高强度钢有前苏联的911643，法国的35NCI）16等均已用于制造飞机结构部件，钢的抗张强度在1900MPa以上。90年代以来，低合金超高强度钢的发展主要采用新工艺、新技术，提高钢的纯净度，改变夹杂物的形态和分布，研究超细化晶粒尺寸，使钢的抗拉强度稳定在1700～2000MPa，把断裂韧度提高到85MN以上。

中国从20世纪50年代初，为满足航空工业的需要，研制成功30CrMnSiNi2A低合金超高强度钢，广泛用于制造各种歼击机、运输机的起落架、机翼主梁和螺栓等重要受力结构件。60～70年代，结合中国资源条件，先后研制成功35Si2M2MoVA、33CrMnSi2MoVReA和40CrMnSiMoVA等低合金超高强度钢，抗拉强度为1670～1860MPa，从而减轻了飞行器自重。用于制作战略导弹壳体和歼击机起落架等取得了重大进展。从80年代以来，为了提高钢的纯度，采用真空感应炉和真空白耗炉两次真空冶炼工艺，先后研制出45CrNiMoVA、40CrNi2Si2MoVA、30CrMnSi2MoVA和28Cr3SiNiMoWVA等低合金超高强度钢，其断裂韧性有了明显提高，是目前中国航天和航空工业部门使用的主要超高强度钢结构材料。

合金元素的作用低合金超高强度钢一般是在淬火加低温回火状态下使用。钢的强度主要取决于马氏体中固溶碳浓度。钢的含碳量一般为O.27％～O.45％，抗拉强度可达1700～2100MPa。在热处理后获得回火马氏体的前提下，碳含量每增加O.01％，其抗拉强度约提高30MPa左右。当钢的含碳量增加，马氏体中固溶碳浓度升高时，其显微组织发生变化，钢的低d强度增高，而塑性和韧性降低，而且还导致冷加工性和焊接性恶化。因此，要求低合金超高强度钢在保证强度满足技术指标要求的原则下，尽可能降低钢的含碳量。

合金元素在低合金超高强度钢中的作用主要是提高钢的淬透性，细化晶粒尺寸和提高回火马氏体的稳定性。而且往往是多种合金元素复合加入，使其发挥综合效应。加入的合金元素有：

（1）镍和锰是扩大奥氏体区的元素，在冷却过程中能强烈推迟奥氏体向珠光体和贝氏体转变，使过冷奥氏体转变曲线的位置向右移。加入2％镍或锰能使大截面的零部件在油淬条件下获得马氏体组织。含4％镍的35CrNi4MoVA钢，可完全抑制发生珠光体转变。加热保温后，在空冷条件下就能获得完全的马氏体组织。

（2）铬、钼、钨是中强碳化物形成元素。钢在加热后淬火冷却过程中这类元素能阻碍奥氏体转变，推迟珠光体的形核与长大。在回火过程中，这类元素向渗碳体富集，形成特殊合金碳化物。由于其与碳的亲和力较强，能增加合金碳化物的稳定性，提高钢的抗回火能力。如D6AC钢含有1％钼，在500～550度回火条件下，仍保持有较高的强度和良好的韧性。

（3）钒和铌是强碳化形成元素，与碳的亲和力强，增加合金碳化物的稳定性。当加热到较高的温度时，仍有细小的合金碳化物质点保留在钢中，具有较强的阻止奥氏体晶粒长大的作用。

（4）硅的主要作用在于延缓回火马氏体的分解，提高钢的抗回火能力。硅是非碳化物形成元素，在e—Fe2c中的含量与马氏体中的平均硅含量相同，而在Fe3C中硅的溶解度为零。因此，硅不影响e—Fe2c的形成，而对Fe3C的形核与长大起到阻碍作用。因为在马氏体中有￡一Fe2C存在的地方，只有在硅扩散出去以后，才能使Fe3c形核。所以硅的扩散是控制Fe3c形核与长大的主要因素。300M钢含硅1.5％以上，在回火过程中提高了马氏体的回火稳定性，使e—Fe2C转变为Fe3c更为困难。因而300M钢出现回火马氏体脆性的温度推迟到350C以上。

显微组织和力学性能低合金超高强度钢一般是加热到奥氏体转变终了（Ac3）点以上淬入油中冷却，在马氏体开始转变温度（Ms）以下发生无扩散型转变形成高位错密度的马氏体组织，硬度很高而脆性较大。只有通过在适当的温度进行回火处理，才能改善其显微组织，获得强度与韧性的zui佳配合。几种常用低合金超高强度钢的力学性能如表1所示。

表1 常用低合金超高强度钢的力学性能

回火马氏体具有较高的强度和良好的韧性。但是当回火温度提高到250～450C范围时，钢的冲击韧性出现明显下降，此种脆性现象通常称为回火马氏体脆性。当钢中加入1.5％以上的硅时，使回火马氏体脆性区温度范围延迟到350～550℃。回火马氏体脆化的原因往往是几种因素复合作用的结果。磷、氮等杂质元素在晶界偏聚和碳化物沉淀是导致回火马氏体脆化的主要因素。当加热到奥氏体化温度以上，钢中的磷、氮等杂质元素沿奥氏体晶界偏聚，从而减弱了晶界结合强度。在回火过程中，钢中e—Fe2c转变形成Fe3C片状碳化物，并优先在晶界处沉淀。在受力条件下产生应力集中，并导致裂纹的形核和迅速扩展。在低合金超高强度钢中含磷O.004％以上，由于磷在晶界偏聚，只要在回火时有Fe3C渗碳体沉淀发生，就必定诱发产生回火马氏体脆性。如果钢中有残留奥氏体，在回火过程中残留奥氏体发生碳化物沉淀，残留奥氏体内的碳含量减少，其稳定性降低，随即转变形成板条间脆性马氏体，在外力作用下，就会产生解理或准解理断裂，使钢的韧性降低。

低合金超高强度钢采用等温淬火热处理，获得下贝氏体或下贝氏体和回火马氏体的混合组织是改善钢的韧性的有效途径。40CrNi2MoA钢采用320℃等温淬火工艺，明显改善了钢的韧性。与淬火加低温回火钢的性能相比，其强度稍有降低，而冲击韧性提高34％，断裂韧性提高10％。

在马氏体开始转变点以下等温淬火，可获得不等量的下贝氏体和马氏体混合组织。由于在马氏体转变之前先形成的下贝氏体分割原奥氏体晶粒，细化马氏体板条束尺寸。在受力条件下，增加了裂纹扩展所吸收的能量。具有混合组织状态下，钢的韧性取决于下贝氏体的形态特征和体积分数。因此控制等温转变温度，获得适量下贝氏体组织是提高低合金超高强度钢的重要因素。300M钢采用925℃加热，225℃等温淬火，再经300℃回火，获得少量下贝氏体与回火马氏体混合组织。钢的韧性明显提高。

中碳低合金超高强度钢采用1200℃超高温淬火能够显著提高钢的断裂韧度。由于1200℃加热时，钢中高熔点碳化物充分溶解，使奥氏体晶粒尺寸由20,um增大到200um左右，而且在板条马氏体边界形成厚度为10～20nm的残留奥氏体膜，从而显著提高了钢的断裂韧性。但是，由于晶粒粗大，钢的冲击韧性急剧下降，故在工业生产中难以应用。

制备工艺主要包括冶炼，锻、轧加工，焊接和表面防护等四项工序：

（1）冶炼。低合金超高强度钢通常多采用电弧炉冶炼。由于钢的强度不断提高，对钢的纯净度提出了更加严格的要求。因为钢的强度愈高，其夹杂物的危害也愈大。钢中非金属夹杂物的主要影响是造成局部应力集中，导致形成裂纹源，从而降低钢的塑性、韧性和疲劳强度极限值。夹杂物的总量主要是降低钢的纵向延性，而夹杂物的形态和分布则主要是降低横向和厚度方向的延性和韧性。为了提高钢的纯度近年来，普遍采用了电渣重熔和真空冶炼工艺。如40CrNi2si2MoVA钢采用真空炉冶炼，使钢中气体含量降低50％以上，钢的横向塑性和韧性均有显著提高（表2、表3）。可以将钢中硫含量减少到O.002％水平，以zui大限度降低Mns夹杂物的数量，从而提高大截面棒材的横向断面收缩率和断裂韧度。按照实际需要和条件，生产低合金超高强度钢多采用下列四种冶炼工艺，即电弧炉加电渣重熔；电弧炉加真空白耗；真空感应炉加电渣重熔和真空感应炉加真空自耗冶炼。

表2 40CrNi2Si2MoVA钢中气体含量

表3 40CrNi2Si2MoVA钢的横向力学性能

（2）锻、轧加工。低合金超高强度钢具有良好的热加工变形性能，可在900～1150℃范围内进行锻造和轧制。钢的过热敏感性小，加热过程不易产生过热和过烧现象。终止加工变形温度一般控制在850℃以上。钢锭经锻压成材的zui小锻压比应不小于5。对于要求横向塑性指标的锻件采用多次镦粗和拔长变形工艺，以改善钢的横向性能。锻后和轧后钢材应进行退火或正火加高温回火，获得均匀的显微组织，为切削加工和zui终热处理做好准备。

中碳低合金超高强度钢在轧制前加热和退火热处理时容易产生表面脱碳现象，从而造成钢板强度降低、疲劳强度极限下降；严重影响钢的使用，为了防止脱碳，板材特别是薄板应在保护气氛条件下进行退火处理。如条件不具备时，应严格控制退火温度和保温时间，尽量减少因表面脱碳对板材造成不良影响。

（3）焊接。低合金超高强度钢的焊接性主要取决于钢中碳和合金元素的含量。碳含量大于O.35％时，其焊接性恶化。碳含量愈高，其焊接性愈差。主要是因为焊缝和热影响区在焊后空冷形成粗大马氏体组织，容易产生微裂纹。应采用低碳低含氢量高纯度焊丝或焊条焊接。并且在焊前经200～350℃预热，焊后及时进行缓冷和高温回火处理。

（4）表面防护。低合金超高强度钢制作的结构部件对表面缺陷的敏感性较高。在受力条件下，表面缺陷处产生应力集中，因而就容易发生结构件的疲劳破坏或者应力腐蚀延迟断裂。因此，改善结构件表面精度和状态是提高疲劳寿命的有效措施。通常采用表面喷丸强化工艺使零部件表面层形成残余压应力，并使表层晶粒细化，增加位错密度，提高表层屈服强度，降低表面缺陷的有害影响，从而改善和提高零件的疲劳强度，延长使用寿命。如40crNi2MoA钢制作的结构件，经喷丸强化后，表层残余压应力达到700～800MPa，与不喷丸的零件相比，其疲劳强度提高了40％以上。