2024-11-21 09:08:34来源：jinnianhui金年会官网 作者：jinnian金年会官网
高强度不锈钢因其优异的综合性能及成熟的生产工艺，已成为航空、航天、海洋、石化工程等高端制造业领域的重要材料。系统回溯高强度不锈钢的发展及应用历程，总结此类钢的强韧化机理及最新研究进展，并详细梳理了影响该钢的氢陷阱行为及氢脆抗力的主要因素。结合现有研究成果，提出了采用多种类纳米级第二相颗粒复合析出强化突破高强度不锈钢强韧性匹配极限的思路；通过调控钢中析出相及逆转变奥氏体的交互析出行为，提高后者的机械、化学稳定性，使其作为钢中裂纹及可扩散氢的双重“陷阱”，从而提高钢的裂纹及氢脆抗力。最后指出未来新型高强度不锈钢的研发须重点关注以材料基因算法、人工神经网络、机器学习为代表的“人工智能化”合金设计理念。
高强度不锈钢(High strength stainless steels, HSSSs)因其优异的强韧性匹配，较高的比强度/刚度，良好的焊接性(较低碳含量)和耐蚀性、尺寸稳定性，简单的热处理工艺以及较好的热加工性能，成为航空、航天、海洋、石化工程等高端制造业领域的重要原材料之一，已应用于飞行器起落架、铰链、螺栓、发动机锁制钩等构件的制造。
应用于飞机起落架构件制造的传统原材料主要为各种类的高强度低合金钢。伴随着海洋在各国发展战略中地位的日益凸显，飞行器需要在苛刻的海洋环境中长期服役，因此面临着应力腐蚀开裂和氢致延迟断裂带来的严重安全隐患。然而，现役低合金钢因其合金体系中耐蚀性元素含量低，故而耐蚀性较差，普遍存在较为严重的腐蚀失效现象。为了提高高强钢的耐蚀性，需要对其进行表面涂镀，如采用已广泛应用的镀镉工艺。然而，随着对低成本和环保型材料的追求，高强钢的表面涂镀工艺不仅大幅提高了飞行器使用寿命周期内的维护成本，且会造成环境污染；此外，涂镀过程溶液中的氢会进入基体，进而引发氢致断裂。基于上述原因，欧盟相关机构，如REACH(Registration, Evaluation, Authorization and Restriction of Chemicals)已着手制定限制或取消使用镀镉工艺的规定。鉴于未来采用镀镉工艺的高强钢的使用可能受到一定程度限制，开发新型高强度不锈钢，在未来作为传统高强钢的替代材料具有十分深远的意义。
另外，作为自然界中最轻、最小和含量最丰富的原子，氢原子一旦侵入结构材料内部，往往造成材料严重的塑性损失和承载能力下降，从而导致装备服役过程中早期失效或灾难性的失效事故。考虑到氢在铁中较高的可动性，其对于铁基结构材料服役安全性威胁更甚。大量实践表明，当钢的强度超过1.0 GPa后，其对氢脆的敏感程度随着强度的提升而显著增加。作为重要结构件制造原材料，马氏体超高强度不锈钢同样面临着严重的氢脆问题，因此，针对高强度不锈钢氢脆行为、氢陷阱特征及其氢脆抗力调控的研究得到了国内外广泛的关注。
为了满足高端装备生产对高性能不锈钢的需求，美国Carnegie Illionois钢铁公司于1946年成功研发了第1代马氏体沉淀硬化不锈钢Stainless W(牌号为0Cr17Ni7Ti0.7Al0.2)。在此基础上，美国Armco钢铁公司在该钢合金体系中加入Cu、Nb元素并去除Al、Ti元素，于1948年开发了17-4PH钢，其可称为第1代高强度不锈钢的典型代表，该钢因良好的强韧性及耐蚀性，除应用于F-15飞机起落架构件外，目前还广泛应用于紧固件及发动机零部件的制造，但该材料的冷变形能力较差。此后，为了减少对材料横向力学性能不利的有害高温δ-铁素体组织残留，Armco公司通过降低铁素体形成元素Cr的含量并增加Ni元素含量，开发出了15-5PH沉淀硬化不锈钢，克服了17-4PH钢横向塑、韧性差的缺点(δ-铁素体体积分数不大于2%)，并已应用于制造舰船及导弹壳体等。美国Carpenter科技公司通过进一步降低Cu、C(C质量分数为0.03%)元素含量、加入Mo元素，研发了Custom系列钢种的首个牌号——Custom450，并于1966年发布了具有更低δ-铁素体含量的Custom455钢。1968年，Armco公司发布了基于PH14-8Mo钢合金体系，降Cr、增Ni后得到的PH13-8Mo钢，其横向力学性能有了进一步的提高。此后，Carpenter公司于1996年及2003年，分别获得了更高强度级别的Custom465(1.8 GPa)与475(2 GPa，含Co元素)马氏体时效不锈钢的专利。据报道，Custom465钢耐蚀性接近奥氏体304不锈钢，兼具良好的抗应力腐蚀性能，已成功用于飞机液压驱动装置、襟翼导轨、起落架部件等航空结构件的制造中, Custom465钢兼顾了高强韧和低成本合金设计的理念，可以称之为第2代高强度不锈钢的代表。
2002年，Questek Innovation公司依托美国国防部战略环境研究与发展计划(Strategic Environment Research and Development Program, SERDP)中的污染防治项目，历史上首次通过其拥有专利的计算辅助材料设计系统(Materials by Design，材料基因组计划组成部分)研发出了新型Ferrium S53二次硬化超高强度不锈钢，该钢采用基因理性计算的新设计理念，可称为第3代高强度不锈钢的代表，用于替代需进行镀镉处理的传统300M低合金超高强度钢，其抗拉强度达1.9 GPa级，并保持了良好的塑、韧性(A=11%，KⅠC= 71 MPa·m1/2)；同时，FerriumS53钢具有优异的抗均匀腐蚀和应力腐蚀性能，并已成功应用于美用飞机主起落架部件的制造。图1所示为FerriumS53钢应用及与传统低合金高强度钢耐蚀性能对比，其中图1(a)所示为美军A-10攻击机，图1(b)所示为采用FerriumS53钢制造的主起落架活塞于真空炉中热处理的图片。另一方面，如图1(c)和(d)所示，交互在盐水和空气中放置1 000 h后，FerriumS53相较传统300M钢的标距段耐蚀性明显更为优异。
中国自1958年始即开展了高强度不锈钢的研制工作，先后开发了0Cr17Ni4Cu4Nb、0Cr17Ni7Al、0Cr15Ni7Mo2Al、0Cr15Ni5Cu2Ti等高强度不锈钢材料。与美国同期，中国在2000年以后相继开发出了几种1.9 GPa级超高强度不锈钢，包括S280、F863以及USS122钢等牌号。为了进一步梳理高强度不锈钢的发展历程，现将典型航空用高强度不锈钢的主要合金元素含量、析出强化相、力学性能指标及耐蚀性进行总结，结果见表1和表2。
由表1可知，典型高强度不锈钢均属于中合金或高合金钢，合金元素添加量多、体系复杂，其中不乏Co、Mo等较为昂贵的合金元素，致使高强度不锈钢合金成本较高，应用受到一定程度的限制。因此，在未来发展中追求最佳综合性能的同时，提高性价比是高强度不锈钢发展的方向之一。
由表1和表2可知，高强度不锈钢中合金含量增加导致强度升高，为了达到超高强度，可在合金中加入Co、W等元素。同时，第二相沉淀硬化效应由单一的碳化物或金属间化合物强化逐渐转变为依赖于碳化物和金属间化合物析出的复合强化，第二相在相界面处的析出和基体的调幅分解，造成了Cr元素在局部微区的富集和贫瘠，从而使这类钢的韧性和耐蚀性均有下降趋势。
据相关文献报道，航空器起落架组件的质量约占其总质量的7%以上。为了进一步提高航空器的燃油效率并减少温室气体的排放，在保证材料的塑韧性、抗疲劳性能及耐蚀性的基础上，需进一步提高起落架用钢的强度及刚度，从而实现起落架组件的小型化及整机的轻量化设计目标。
图2所示为Ashby图，反映了典型航空用高强钢及高强度不锈钢的抗拉强度与平面断裂韧性的对应关系。高断裂韧性材料所制备的零部件损伤容限较高，这对于航空器的服役安全性具有重要意义。由图2可见，伴随着极限抗拉强度的提高，材料的断裂韧性显著下降，因此，高强度不锈钢在具备超高强度的同时如何进一步提升塑韧性是未来发展的技术方向之一。值得一提的是，钢铁研究总院有限公司在“十二五”及“十三五”计划期间，分别成功研制了强度级别达1.9 GPa及2.2 GPa的USS122G和CF350新型超高强度不锈钢，其中CF350钢的强度级别是目前国内外高强度不锈钢中最高的，优良的耐腐蚀性能以及较好的断裂韧性(60 MPa·m1/2)，使其成为具有潜在应用价值的新一代超高强度不锈钢。
另外，伴随着强度的提升高强钢对氢脆较为敏感，在基体中侵入较低含量氢原子(质量分数小于0.000 1%)的情况下即可发生灾难性的脆性断裂。特别是飞行器起落架零部件将在富氢的腐蚀环境中长期服役，并承受多种类型载荷的长期作用，从而可能产生多种腐蚀机制共同作用下的失效行为。图3所示分别为军用飞机主起落架构件主体(图3(a))、起落架失效事故(图3(b))及其断口表面的宏观形貌(图3(c))。此种失效事故严重威胁了飞机的起降安全，起落架断口表面存在明显的腐蚀产物和剥蚀现象。因此，就飞机服役的复杂环境而言，虽然高强度不锈钢在腐蚀环境中表现出优越的耐腐蚀性能，但随着强度提高，钢的氢脆敏感性增加。对高强度不锈钢的应力腐蚀及氢脆机理、影响因素的研究仍处于对相应试验现象的解释阶段，并未形成统一的理论认知，相关研究仍十分欠缺。因此，揭示高强度不锈钢氢脆的科学本质，以此来指导高强度不锈钢的应用和新型抗氢脆型高强度不锈钢的合金设计具有重要的意义。
高强度不锈钢的强度一般满足抗拉强度大于900 MPa、屈服强度大于600 MPa，可通过调控化学成分、加工工艺、微观组织韧性等手段来满足钢在特定温度、载荷条件的使用要求。因此，针对高强度不锈钢的强韧化机理，国内外学者进行了广泛的研究，力求获得兼具良好强-塑韧性的材料。
固溶强化是一种较为常用的、利用点缺陷强化钢铁材料的方法。其机理为溶质原子固溶进入体心立方结构α-Fe基体中，造成基体晶格畸变，产生弹性应力场阻碍位错运动，从而提高材料强度。根据溶质原子与溶剂原子形成的固溶体类型可将固溶强化分为间隙固溶强化和置换固溶强化：前者主要为C、N等小尺寸溶质原子固溶进入α-Fe基体晶格的间隙位置中，在位错线附近规则排列形成Cottrell气团或Snoek气团钉扎位错，从而达到了强化目的；后者主要为Co、Cr、Mo、Si等较大尺寸溶质原子在α-Fe基体晶格中造成球面对称的、效果远小于间隙固溶强化的畸变，从而产生强化效果。
Wang J S等在对一种主要由富Cu相和M2C强化的、高韧度二次硬化钢BA 160的研究中提出由式(1)来定量描述各溶质元素对试验钢基体的固溶强化效果。
式中：τss为固溶强化机制贡献的临界切分应力；kss,i为强化因子；ci为强化溶质原子i在基体中的原子分数。常见溶质原子的强化因子见表3。
此外，王清等提出了一种基于团簇模型的马氏体超高强度不锈钢设计模型，选取了［NiFe12］Cr3作为固溶体原子团簇基团，通过在基体中引入C、Cu、Mo等溶质原子，研究固溶态及时效态高强度马氏体不锈钢的力学及电化学特性，提供了合金钢基于固溶体团簇的设计新理念。
一方面，高密度位错的相互作用阻碍了位错在形变过程中的运动，因而产生了强化作用；另一方面，材料内部的高密度位错或其他晶体缺陷会促进析出相的形核并进一步优化其形貌。TIAN J等通过对比两种不同变形量的马氏体时效钢(变形量分别为40%和90%)的析出行为发现，大变形量试验钢由于变形位错的增殖为析出相形成元素提供了有效的扩散通道，因此其达到峰时效的时间明显缩短；且随着变形量的增大，时效后材料内部析出相的数密度随之增加、尺寸逐渐缩小。
如图4所。
