飞机高强度钢件的强化及表面处理工艺研究.doc

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1、 第40页1绪论自从飞机发明以后，飞机日益成为现代文明不可缺少的运载工具。它深刻的改变和影响着人们的生活。随着航空工业的发展，起落架、飞机大梁等飞机承力机构的研究，已成为航空工业中的关键技术。高强度合金钢是指应用于制造承受较高应力结构件的合金钢类，一般屈服强度大于120kgf/mm2、抗拉强度大于140kgf/mm2。自20世纪60年代以来，合金钢和不锈钢的质量与性能都有所提高，成本降低，工艺性能改善，因而在航空航天工业中仍占有重要地位。其中低合金超高强度钢是超高强度钢中的佼佼者。低合金超高强度钢的生产成本低廉，生产工艺比较简单，又具有良好的焊接性能，仍然是今后在航空工业中使用量最大的钢种。通

2、过提高冶金质量、调整成分和改善热处理工艺，这类钢可满足各种使用要求。新型超高强度钢的强度已达到2000兆帕（200公斤/毫米2）。随着强度的提高，缺口敏感性增加,出现氢脆、应力腐蚀和腐蚀疲劳问题，强度超过一定限度后断裂韧性降低，直接影响部件的使用可靠性和使用寿命，甚至会在使用中突然断裂。因此需要选择合理的热处理制度，以获得良好的综合性能。马氏体时效钢不仅强度高，断裂韧性、抗氢脆和应力腐蚀性能也都比低合金超高强度钢好，有良好的可焊性和工艺塑性，是一种综合性能良好的钢种，适于制作飞机起落架由于低合金高强度钢对应力集中敏感性高，电镀易引起氢脆显然不适合低合金高强度钢的表面处理。磷化处理及能对低合金高

3、强度钢零件起到有效的保护作用又能避免氢脆的发生，符合低合金高强度钢零件的防腐要求。由于磷化膜不够致密不能对低合金高强度钢零件起到长期有效的保护，所以要涂漆加以保护。传统一般采用硝基烤漆加以保护。随着油漆技术的发展，现在多采用树脂烤漆。从经济上来说，40CrMnSiMoVA钢是我国研制定型的一种无Ni超高强度结构钢，立足于国内资源，可代替30CrMnSiNi2A钢，用于制造飞机起落架等重要零件。2高强度钢的合金化机理及分析合金元素在钢中的作用非常复杂，到目前为止对它的认识还很不全面。下面着重分析合金元素与铁和碳的作用、对铁碳相图影响以及对热处理的影响的规律。2.1 合金元素与铁和碳的作用 合金元

4、素加入钢中，主要与铁形成固溶体，或者与碳形成碳化物，少量存在于夹杂物（如氧化物、氮化物、硫化物及硅酸盐等）中，在高合金钢中还可能形成金属间化合物。2.1.1 合金元素与铁的作用几乎所有合金元素（除Pb外）都可与铁形成合金铁素体或合金奥氏体。按照合金元素对a-Fe或-Fe的作用，可将它们分为两大类。 Mn，原子% Cu，原子% (a)FeMn相图 (b) FeCu相图 图2.1 扩大区的FeMn相图（Mn代表合金元素）扩大y相区元素 亦称奥氏体稳定化元素，主要是Mn、Ni 、Co、C、N、Cu等。它们使As点下降，A4点上升，从而扩大相的存在范围。其中Ni、Mn等元素加入到一定量后，可使A4点将

5、到室温以下，使a相完全消失，如图2.1（a）的Fe-Mn相图所示，它们称为完全扩大区的元素，另外一些元素如C、N和Cu等，虽扩大相区，但不能将其扩大到室温，如图2.1（b）的Fe-Cu相图所示，所以它们称为部分扩大区的元素。 缩小相区元素 亦称铁素体稳定化元素，主要有Cr、Mo、W、V、Ti、Al、Si、B、Nb、Zr等。它们使A3点上升，A4点下降（铬有例外，铬含量小于7%时，A3点下降；大于7%后A3点迅速上升，）从而缩小y相的存在范围，使铁素体稳定区域扩大。其中Cr、Mo、W、V、Ti，Al、Si等元素超过一定含量时，A3点于A4点重合，使相区被封闭，这时合金在固态范围内一直处于单相a相

6、状态，如图2.2（a）的Fe-Cr相图所示，它人称为完全封闭区的元素。另外一些元素，如B、Nb、Zr等，虽然也使相区温度范围缩小，但不能使其封闭，如图2.2（b）的Fe-Nb相图所示，它们称为部分缩小区的元素。 Cr，原子% Nb原子% FeCr相图 FeNb相图图2.2 缩小区的Fe-Me相图上述元素中，只有C、N、B、与铁形成间隙固溶体，其它均与铁形成置换固溶体。2.1.2 合金元素与碳的作用合金元素按其与钢中碳亲合力的大小，可分为碳化物形成元素和非碳化物形成元素两大类。常用非碳化物形成元素有：Ni、Co、Cu、Si、Al、N、B等。它们不与碳形成化合物，除了在少数高合金钢中可形成金属间化

7、合物外，基本上都溶于铁素体和奥氏体中。常用碳化物形成元素有：Mn、Cr、Mo、W、V、Nb、Zr、Ti等（按形成的碳化物的稳定性程度由弱到强的次序排列。）它们都是元素周期表中位于铁左方的过渡族元素。Mn与碳的亲合力较弱，少部分溶于渗碳体中，大部分溶于铁素体或奥氏体中。与碳的亲合力较强的Cr、Mo、W等，含量较低时基本上与铁一起形成合金渗碳体；含量较高时可形成新的合金碳化物。而与碳的亲合力很强的元素V、Nb、Zr、Ti等，几乎都是形成特殊碳化物。此外，总还有一部分强碳化物形成元素会溶于素体或奥氏体中。合金碳化物Mn3、C、Cr7、C3、Cr23、C6、Fe3、W 3C等，比合金渗碳体的稳定性更高

8、，而特殊碳化物Mo2、W2c、Vc、TiC等的稳定性最高。稳定性愈高的碳化物，其熔点和硬度也愈高，加热时也愈难溶于奥氏体中，因此对钢中的机械性能和工艺性能的影响很大，表2.1中给出了钢中常见碳化物的类型及特性。表2.1 钢中常见碳化物的类型及基本特性2.2合金元素对铁碳相图的影响合金元素对铁碳相图的影响与对纯铁的影响类似，但更复杂一些。影响主要分两方面：2.2.1 对奥氏体和铁素体存在范围的影响 扩大相区元素均扩大铁碳相图中奥氏体存在的区域，其中完全扩大区的元素Ni或Mn的含量较多时，可使钢在室温下得到单相奥氏组织，例如lCrl8Ni9高镍奥氏体不锈钢和ZGMnl3高锰耐磨钢等。缩小相区元素均

9、缩小铁碳相图中奥氏体存在的区域，其中完全封闭区的元素（例如Cr、Ti、Si等）超过一定含量后，可使钢在包括室温在内的广大温度范围内获得单相铁素体组织，例如lCrl7Ti高铬铁素体不锈钢等。2.2.2 对铁碳相图临界点（S点和E点）的影响 扩大相区的元素使铁碳合金相图中的共析转变温度下降；缩小相区的元素则使其上升，并都使共析反应在一个温度范围内进行。几种主要合金元素对共析温度的影响如图2.3（a）所示。合金元素还对共析点和共晶点的成分产生影响。如图2.3（b）所示，几乎所有合金元素都使共析点碳含量降低；共晶点也有类似的规律，尤以强碳化物形成元素的作用最强烈。S点和E点的左移，使合金钢的平衡组织发

10、生变化（不能完全用铁碳相图来分析）。例如，含0.3%C的3Cr2W8V热模具钢已为过共析钢，而碳含量不超过0.1%的Wl8Cr4V高速钢，在铸态下已具有莱氏体组织。2.3 合金元素对热处理的影响合金元素对热处理的影响主要表现在对加热、冷却和回火过程中相变的影响上。2.3.1.合金元素对加热时转变的影响 合金元素影响加热时奥氏体形成的速度和奥氏体晶粒的大小。1）对奥氏体形成速度的影响 Cr、Mo、W、V等强碳化物形成元素与碳的亲合力大，形成难溶于奥氏体中的合金碳化物（见表2.1），显著阻碍碳的扩散，大大减慢奥氏体形成速度。为了加速碳化物的溶解和奥氏体成分的匀化，必须提高加热温度并保温更长的时间。

11、Co、Ni等部分非碳化物形成元素，因增大碳的扩散速度，使奥氏体的形成速度加快。Al、Si、Mn等合金元素对奥氏体形成速度影响不大。2）对奥氏体晶粒大小的影响 大多数合金元素有阻止奥氏体晶粒长大的作用，但影响程度不同。碳化物形成元素的作用最明显，因形成的碳化物在高温下较稳定，不易溶于奥氏体中，能阻碍其晶界外移，显著细化晶粒。按照对晶粒长大作用的影响，合金元素可分为：图2.3 合金元素对共析温度及共析点碳含量的影响a.强烈阻止晶粒长大元素：V、Ti、Nb、Zr等。Al在钢中易形成高熔点Aln、Al2O3细质点，也强烈阻止晶粒长大。b.中等阻碍晶粒长大的元素：W、Mo 、Cr。c.对晶粒长大影响不大

12、的元素：Si、Ni、Cu。d.促进晶粒长大的元素：Mn、P、B也略有此倾向。由于锰钢有较强的热倾向，其加热温度不应过高，保温时间应较短。2.3.2.合金元素对过冷奥氏体分解转变的影响 除Co外，几乎所有合金元素都增大过冷奥氏体的稳定性，推迟珠光体类型转变，使c曲线右移，即提高钢的淬透性，如图2.4所示。 图2.4 合金元素对碳钢C曲线的影响这是钢中加入合金元素的主要目的之一。常用提高淬透性的元素有：Mo、Mn、Cr、Ni、Si、B等。微量硼（0.0005-0.003%）即能明显提高淬透性，但其作用不稳定。Mo的价格较贵，不单纯作提高淬透性的元素使用。必须指出，加入的合金元素，只有完全溶于奥氏体

13、中时才能提高淬透性的元素使用。必须指出，加入的合金元素，只有完全溶于奥氏体中时才能提高淬透性，如果未完全溶解，则碳化物会成为珠光体形成的核心，反而使钢的淬透性降低。别外，两种或多种合金元素的同时加入对淬透性的影响，比单元素的影响总和还强得多，例如铬锰、铬镍钢等。除Co、Al外，多数合金元素使Ms、Mf点下降（见图2.5）。其作用强度的次序是：Mn、Cr、Ni、Mo、W、Si。其中Mn的作用最强，Si实际上无影响。Ms、Mf点的下降，使钢中残余奥氏体量增多（见图2.6），许多高碳高合金钢中的残余奥氏体量可高达30-40%以上。残余奥氏体量过多时钢的硬度和疲劳抗力下降，因此须进行冷处理（将钢冷至M

14、f点以下）以使其转变为马氏体；或进行多次回火，使残余奥氏体因析出合金碳化物而使Ms、Mf点上升，并在冷却过程中转变为马氏体或贝氏体（即发生所谓二次淬火）。此外，合金元素还影响马氏体的形态，Ni、Cr、Mn、Mo、Co等均增大片壮马氏体形成的倾向。2.3.3.合金元素对回火转变的影响1）提高回火稳定性 合金元素在回火过程中推迟马氏体的分解和残余奥氏体的转变（即将其推向较高温度）；提高铁素体的再结晶温度；使碳化物难以聚集长大而保持较图2.5 合金元素对马氏体转变点M 图2.6 合金元素对残余奥氏体量的的影响 影响 大的弥散度，因此提高了钢对回火软化的抗力，即提高了钢的回火稳定性。使得合金钢在相同温

15、度下回火时，比同样碳含量的碳钢具有更高的硬度和强度（对工具钢和耐热钢特别重要），或者在保证相同强度的条件下，可在更高的温度下回火，而使韧性更好些（对结构很重要）。提高回火稳定性作用较强的合金元素有：V、Si、Mo、W、Ni、Mn、Co等。2）产生二次硬化 一些Mo、W、V含量较高的钢回火时，硬度不是随回火温度的升高单调降低，而是到某一温度（约400）后反而开始增大，并在另一更高温度（一般为550左右）达到峰值，如图2.7所示。这是回火过程的二次硬化现象，它与回火析出物的性质有关。当回火温度低于约450时，钢中析出渗碳体；在450以上渗碳体溶解，钢中开始沉淀出弥散稳定的难熔碳化物M02C、W2C

16、、VC，使硬度重新升高，而在550左右沉淀过程完成时，硬度达到峰值。二次硬化也可以由回火时冷却过程中残余奥氏体转变为马氏体的二次淬火所引起。产生以上两类二次硬化效应的合金元素见表2。表2.2产生二次硬化效应的合金元素产生二次硬化的原因合 金 元 素残余奥氏体的转变沉 淀 硬 化Mn、Mo、W、Cr、Ni、Co、VV、Mo、W、Cr、NiCo图2.7 含碳0.35%的钼钢的回火温度与硬度的关系曲线3）增大回火脆性 和碳钢一样，合金钢也产生回火脆性，而且更显著，这是合金元素的不利影响。图2.8示镍铬钢的韧性与回火温度的关系。250-400间的第一类回火脆性，是由相变机制本身决定的，无法消除，只能避

17、开，但加入1-3%硅，可使其温区移向较高温度。450-600间发生的第二类回火脆性，主要与某些杂质元素以及合金元素本身在原奥氏体晶界上的严重偏聚有关，多发生在含Mn、Cr、Ni等元素的合金钢中，这是一种逆回火脆性，回火后快冷，抑制杂质元素向晶界偏聚，可防止其发生。钢中加入适当的Mo或W（0.5%Mo,1%W），因强烈阻碍和延迟杂质元素等往晶界的扩散偏聚，也可基本上消除这类脆性。2.4 合金元素对钢的性能的影响2.4.1 合金元素对钢的强度的影响1）强化机制 强化就是强度增高的现象。强度一般指对塑性变形的抗力。金属的塑性变形是位错的运动引起的，所以阻碍位错运动都会使金属的强度提高，造成强化。由前

18、面已经阐述过的金属结构中能阻碍位错运动的障碍可以主要归纳为四种，因而强化机制也有四种：溶质原子固溶强化；晶界细晶强化；第二相粒子第二相强化；位错位错强化。固溶强化：合金形成固溶体时，由于溶质原子与溶剂金属原子大小不同，溶剂晶格发生畸变，并在周围造成一个弹性应力场。此应力场与运动位错的应力场发生交互作用，使位错的运动受阻。图2.8 镍铬钢的韧性与回火温度的关系置换式溶质原子（如钢中的Cr、Ni、Mn、Si等）所造成的强化量与溶质浓度之间不存在简单关系，但可近似地按线性关系处理： =式中s代表置换式溶质的原子百分浓度；Ks 是比例系数。间隙式溶质原子（如钢中的C、N等）所产生的强化量 ，大致与溶质

19、浓度的平方根成正比（强化作用较置换式溶质原子大10-100倍以上）： =式中Ci代表间隙的原子百分浓度；Ki是比例系数。图2.9示不同合金元素溶于铁素体中所产生的固溶强化效应。其中C、N的强化效果最大；P的强化效果也很显著，但它增大钢的冷脆性；一般以Mn、Si等为强化元素较适宜。细晶强化：晶界分大角度晶界（如奥氏体、铁素体的晶粒边界等）和小角度晶界（如马氏体板条间的界面、亚晶粒之间的界面等）两类。晶界能有效地阻碍位错运动，使金属强化。晶粒愈细，强化作用愈大。强化量 与晶粒度有以下关系：=K式中d代表晶粒的直劲；Kg是与晶粒尺寸无关的比例系数。测量表明，奥氏体钢的Kg值为铁素体钢的 ，即奥氏体晶

20、界的强化作用较铁素体晶界小。大角度晶界的Kg值较大，小角度晶界的Kg值较小，前者比后者的强化作用大得多。钢中常用细化晶粒的元素有Nb、V、Al、Ti等。图2.9 合金元素对铁素体屈服强度的影响图2.10示出铁素体晶粒细化对纯铁和低碳钢强化效应的影响。图2.10 纯铁与软刚的屈服强度与晶粒尺寸的关系细化晶粒在提高钢强度的同时也改善韧性，这是其它强化机制不可能做到的。第二相强化：运动位错通过位于滑移面上的第二相粒子时，需要消耗额外的能量，使合金发生强化。位错通过第二相粒子的机制有两种。当粒子间距或粒子直径很小时，位错切割粒子而通过图2.11（a），强化效应随粒子间距的增大而增强；但当粒子间距大于某

21、临界值时（例如一般工业合金的情况），位错则绕过粒图2.11（b），其强化量与粒子间距成反比，即粒子愈大，强化量 愈小： =式中 代表粒子间距：Kp是比例系数。一般以粒子0.10.2um时有明显的强化效果。因此，要求第二相粒子有很高的弥散度。图2.11 位错通过第二相粒子的示意图获得高弥散度粒子的方法有两种。一种是依靠热处理从过饱和固溶体中沉淀析出第二相（称为析出强化或沉淀硬化）；另一种是利用机械、化学等方法引入极细的第二相粒子（物为分散硬化）。钢中珠光体内渗碳体片所起的强化作用也属于第二相强化，其强化量与片间距的平方根成反比。片愈细，间距愈小，强化作用愈大。位错强化运动位错碰上与滑移面相交的其

22、它位错时，发生交割而使运动受阻。位错所造成的强化量 与金属中的位错密度的平方根成比例：=式中P代表位错密度；Kd是比例系数。一般说，面心立方金属中的位错强化效应比体心立方金属的大。面心立方金属（例如Cu、Al）利用位错强化是很有利的。金属的冷变形能产生大量位错，所以强化效果显著。合金中的相变，特别是低温下伴随有容积变化的相变，如马氏体相变等，都会造成大量的位错，也能使合金显著强化。实际金属中，都是几种强化机制同时起作用，很少只有一种强化机制起作用的。2）钢的强化 提高钢强度最重要的方法是淬火和随后回火。钢淬火形成马氏体。马氏体中溶有过饱和碳和合金元素，产生很强的固溶强化效应：马氏体形成时产生高

23、密度位错，位错强化效应很大；奥氏体转变为马氏体时，形成许多极细小的、取向不同的马氏体束，产生细晶强化效应。因此淬火马氏体具有很高的硬度，但脆性较大。淬火后回火，马氏 中的同细碳化物粒子，间隙固溶强化效应大大减小，但产生强烈的析出强化效应。由于基本上保持了淬火态的细小晶粒，较高密度的位错及一定的固溶强化作用，所以回火马氏体仍具有很高的强度，并且因间隙固溶引起的脆性减轻，韧性还大大改善。由此可知，马氏体强化充分而合理地利用了全部四种强化机制，是钢的最经济和最有效的强化方法。合金元素加入钢中，首要的目的是提高淬透性，保证在淬火时容易获得马氏体。合金元素通过置换固溶强化机制，能够直接提高钢的强度，但作

24、用有限。在完全获得马氏体的条件下，碳钢和合金钢的强度水平是一样的。合金元素加入的第二个目的是提高钢的回火稳定性，使钢回火时析出的碳化物更细小、均匀和稳定；并使马氏体的微细晶粒及高密度位错保持到较高温度。这样，在相同韧性的条件下，合金钢比碳钢具有更高的强度。此外，有些合金元素还可使钢产生二次硬化，得到良好的高温性能。由上可见，合金元素对钢的强度的影响，主要是通过对钢的相变过程的影响起作用的，合金元素的良好作用，也只有经过适当的热处理才能充分发挥出来。2.4.2 合金元素对钢的韧性的影响1）韧性的概念 韧性是指材料对断裂的抗力。金属的断裂为裂纹的形成和扩展的过程。按照断裂的性质分，它可分为两类：脆

25、性断裂，断裂时不发生明显的塑性变形；韧性断裂，断裂时生显著的塑性变形。实际金属存在有三种基本形式的断裂。第一种是解理断裂，金属沿特定的晶面（钢的解理面为100）断开，为典型的和质量重要的脆性断裂形式，多发生在温度低，加载速度大、金属塑性差的情况下；第二种是韧窝断裂，以金属中某些第二相粒子或夹杂物为中心形成孔洞，然后孔洞长大、汇合而导致断裂，在断口上有大量窝坑，是一种韧性断裂形式；第三种是沿晶断裂，裂纹由晶界产生并沿晶界传播而发生断裂，是很脆的断裂形式，主要由于晶界上元素富集，析出第二相特别是脆性相所引起。三种断裂形式如图2.12所示。材料实际断裂的形式主要与温度和应力状态有关。中、低强钢( 6

26、00MN/)和高强钢（ 100MN/）的冲击韧性随温度变化的关系如图2.13所示。 低温下发生的是解理断裂，高温下发生的是韧窝断裂，中间存在一个从脆性（解理）到韧性（韧窝）断裂的转变，转变的温度（其实为温区）称为韧脆转变温度（TC），它实际上由钢的解理断裂抗力来决定。低、中强钢的TC较高，而且在TC以下解理断裂时韧性非常低，在TC以上韧窝断裂时韧性较高，所以只要不发生解理断裂，它们一般都有足够高上由钢的解理断裂抗力来决定。低、中强钢的TC较高，而且在TC以下解理断裂时韧性非常低，在TC以上韧窝断裂时韧性较高，所以只要不发生解理断裂，它们一般都有足够高图2.12 三种基本断裂形式的示意图的韧性。

27、这样，判断其韧性大小的标准，不是冲击韧性的绝对值，而是TC的高低。高强钢的解理断裂抗力比低、中强钢低得多（韧性随温度的变化平稳），因此决定韧性的是韧窝断裂抗力，钢的韧性用使用温度下的冲击韧性或断裂韧性值来衡量。图2.13 中、低强度钢和高强度钢的冲击韧性随温度变化的关系2）提高钢韧性的途径与强度比较，韧性对组织更敏感，影响强度的因素，对韧性的影响更大。图2.14示各种强化机制对TC的影响。从图中可见，细晶强化和部分元素的置换固溶强化能降低TC，可用来提高钢的韧性；间隙固溶强化和位错强化降低韧性，应该控制；析出强化对韧性的影响较小，所以提高钢的韧性有以下途径。a.细化晶粒 钢中加入少量Ti、V、

28、Nb、Al、等元素，形成TiC、VC、NbC、AlN等细小稳定的化合物粒子，阻碍奥氏体晶粒长大，使钢晶粒细化，增多晶界的总面积，图2.14 各种强化机制对低合金高强度钢韧脆转变温度的影响这不仅于强度有利，而且因增大了裂纹扩展有阻力，能显著提高钢的韧性特别是低温韧性。b.改善基本的韧性 合金元素置换固溶于铁素体中，一般都提高钢的强度，并且按照韧性的强度转化规律（即强度愈高，韧性愈低，或强度愈低，韧性愈高）要降低钢的韧性。但是某些置换元素例如镍，溶入铁素体中能改变位错运动的特点，使其容易绕过某些障碍，避免产生大的应力集中，而不至导致解理断裂，所以可大大改善基体的韧性。镍含量超过13%时，甚至能消除

29、韧脆转变现象。大多数低温钢都是高镍钢。锰也能有效地降低钢的TC，改善钢的韧性。c.提高回火稳定性 钢的间隙固溶强化和位错强化是最有效的强化方法，但它们带来较大脆性。加入合金元素提高钢的回火稳定性，可以保证钢在达到相同强度的条件下提高回火温度。回火温度的提高，能更充分地降低间隙固溶程度和位错密度，更多地减轻其脆化作用，而使钢的韧性显著改善。d.细化碳化物 钢中的碳化物和脆性相可能自身断裂，或与基体脱开，成为解理裂纹的核心；或者成为韧窝断裂时孔洞形成的中心，从而使韧性下降。粗大的碳化物对强度和韧性没有任何好处。在考虑耐磨性而必须含有碳化物时，它们的粒子应尽量细小并分布均匀，这同时对强度和韧性都有利

30、。在组织为铁素体和珠光体的钢中，锰对碳化物的细化作用最有效。一般，含铬的渗碳体和铬、钒的碳化物都很细小，分布也最均匀，所以常用于韧性不高的过共析钢中。e.控制非金属夹杂质元素 非金属夹杂、氢及其它杂质元素在合金钢中的有害作用表现得最强烈，对它们要严格控制。钼、钨因能抑制杂质元素的晶界富集，可消除或减轻钢的回火脆性。稀士元素具有强烈的脱氧和去硫能力，对氢的吸附能力也很大，另外还能改善非金属夹杂物的形态，使其在钢中呈粒状分布，所以可以显著改善钢的韧性，降低韧脆转变温度。2.4.3 合金元素对钢的工艺性能的影响 工艺性能反映零件加工的难易程度。材料没有良好的工艺性能，很难获得广泛应用。钢的工艺性能主

31、要包括以下几方面。1）铸造性能 铸造性能主要由铸造时金属的流动性、收缩特点、偏析倾向等来综合评定。它们与固相线和液相线温度的高低及结晶温区的大小有关。固、液相线的温度愈低和结晶温区愈窄，铸造性能愈好。因此合金元素的作用取决于其对相图的影响。共晶成分的铸造性能最好，钢因离共晶成分较远，铸造性能较差，另外，许多元素如Cr、Mo、V、Ti、Al等，在钢中形成高熔点碳化物或氧化物质点，增大钢液粘度，降低其流动性，使铸造性能恶化。2）塑性加工性能 塑性加工分热加工和冷加工。热加工工艺性能通常由热加工时金属的塑性和变形抗力、可加工温度范围、抗氧化能力、对锻造加热锻后冷却的要求等来评价。合金元素溶入体中，或

32、在钢中形成碳化物（如铬、钼、钨、钒等），都使钢的热变抗力提高和热塑性明显下降，而容易锻裂。但有些元素（如Nb、Ti、V等），其碳化物在钢中弥散分布时，对塑性影响不大。合金元素一般都降低钢的导热性和提高钢的淬透性，为了防止开裂，合金钢锻造时加热和冷却都必须缓慢。总的说，合金钢的锻造性能比碳钢差得多。冷加工（冷冲压、冷镦、冷弯等）工艺性能主要包括钢的冷变形能力和钢件的表面质量两方面。合金元素溶于固溶体中时都提高钢的冷加工硬化率，使钢变硬、变脆，易开裂，或难以继续成形。碳含量的增高，使钢的拉延性能变坏，所以冷冲压钢都是低碳钢。Si、Ni、Cr、V、Cu等降低钢的深冲性能，Nb、Ti、Zr、和Re因能

33、改善硫化物的形态，提高钢的冲压性能。3）焊接性能 焊接性能是一般指金属的可焊性和焊接区的使用性能，主要由焊后开裂的倾向性和焊接区的硬度来评判。合金元素都提高钢的淬透性，促进较脆组织（马氏体）的形成，对焊接性能不利。通常使用“碳当量”Ccq来估计化学成分对焊接性能的影响，即把合金元素的影响折合成碳的影响。例如，对于C0.18%的Mn钢、热轧钢、调质钢，碳当量Ceq为： =C+Mn+Si+Ni+Cr+Mo+V (%)式中元素符号代表其重量百分含量。实践表明，Ceq0.3%时，焊接性能很好；Cep0.40.5%时，焊接有困难，需要采取焊前预热或焊后及时回火等措施。碳含量对钢的焊接性能影响最大，焊接性

34、能好的钢是低碳钢。合金元素含量愈高，焊接性能愈差。但钢中含有少量钛和钒，因形成稳定的碳化物，使晶粒细化并降低淬透，可改善钢的焊接性能。4）切削性能 切削性能为金属被切削的难易程度和加工表面的质量，通常由切削抗力大小、刀具寿命、表面光洁度和断屑性等因素来衡量。切削性能与材料硬度有密切关系。实践证明，钢最适于切削的硬度范围为HB170230。硬度过低，切削时粘刀，易形成刀瘤，加工表面光洁度差；硬度过高，切削抗力大，刀具易磨损。显微组织对切削性能有影响。比较适合切削加工的组织，对中、低碳钢为细珠光体；对高碳钢为球状珠光体。化学成分对切削性能有重大影响。碳含量0.25%以下时，钢的切削性能随碳含量增加

35、而改善；碳含量超过0.60%时，需经热处理降低硬度。一般，合金钢的切削性能比碳钢差。即使在较佳切削硬度范围内，由于合金钢中的碳化物较耐磨，耐热钢具有较高的高温硬度，奥氏体不锈钢有较强的加工硬化能力等等，使合金钢比碳钢更难切削。为了提高钢的切削性能，可在钢中特意加入一些改善切削性能的合金元素，于是形成了一类专用的易切削钢。最常用的元素是硫。优质钢的硫含量一般控制在0.03%以下，易切削钢中硫的含量可提高到0.080.30%。硫在钢中锰形成球状硫化锰夹杂，破坏金属基体的连续性，使切削抗力降低，切屑易于碎断。其次是铅和磷。易切削钢中铅含量控制在0.100.30%，磷含量为0.080.15%。铅在钢中

36、完全不溶，以23um的极细微粒均匀分布于钢中，使切屑易断，同时起润滑作用，改善钢的切削性能，少量磷深入铁素体中，可提高其硬度和脆性，有利于获得良好的表面光洁度。上述元素的复合加入，分别得到硫一磷易削钢、硫一磷一铅易削钢，等等。5）热处理工艺性能 热处理工艺性能反映热处理的难易程度和热处理产生缺陷的倾向，主要包括淬透性、变形和开裂倾向、过热敏感性、回火脆化倾向和氧化脱碳倾向等。合金钢的淬透性高使淬火燥作变得比较容易，并且减少工件变形和开裂的倾向。氧化脱碳倾向最强烈的是含硅钢，其次是含镍钢和含钼钢。加入锰、硅会增大钢的过热敏感性。3 飞机起落架的选材问题3.1 起落架的服役条件起落架是飞机起飞或降

37、落的关键部件，如图3.1所示。它具有重量轻（约占飞机重量的3%5%）、体积小、结构复杂的特点。与飞机的其他构件不同，它承受地面载荷，即在飞机降落时承受飞机的全部重量和惯性力，而在空中不承受任何载荷。就飞机结构的完整性来说，它又是重要而薄弱的构件。为了减轻飞机结构重量和压缩起落架的收藏空间，起落架材料应有高的弹性摸量和高强度（这是用静强度设计保证起落架使用寿命和可靠性的方法之一），因此选用超高强度钢是不可避免的。在选用材料的强度时，应考虑持续的振动和疲劳载荷对材料强度的影响，就是说材料的屈服强度，在使用过程中，并不是恒定不变的。超高强度钢在疲劳条件下会出现明显的循环软化。为了准确确定其指标的具体

38、数值，根据起落架的几何尺寸，工作中承受载荷的大小，计算出零件的工作应力分布，再根据应力、使用寿命或安全性与实验室性能之间的关系，确定对实验室性能指标的要求，并参与已有或类似的零件使用情况，进行最后修正，甚至在零件使用前进行模拟试验。飞机在起飞或降落时，由于跑道不平整，起落架承受着强烈的振动和脉动载荷；飞机降落时与跑道发生冲击，所以有承受巨大的冲击载荷，尤其在应付粗暴着陆及应急着陆的情况下，起落架应有保证能量储备吸收的要求，同时允许结构产生不失去功能的永久变形，但不应破坏（由于起落架的形状复杂，有时在局部应力集中部位超过材料屈服应力的情况也难免要发生）。这就需要通过给定的下沉速度和相当质量来明确

39、规定其缓冲系统吸收的功量，对材料来说要有一定的塑性和韧性。各国均有明确规定，同时要求延伸率和断面收缩率，其经验指标一般取8%、35%、和59J/cm。就飞机安全性而言，安全寿命设计为飞机设计使用寿命和可靠性要求的基本方法。到目前为止，世界上绝大多数飞机都是基于各自的疲劳强度规范用安全寿命设计来保证飞机的安全。我国新机种的设计除用静强度外，也采用安全寿命设计的原则。飞机起落架在着落承受冲击、起转回弹、转弯刹车、滑跑颠簸时都经受着快速变化的载荷，因此被认为是一种典型的承受冲击疲劳的构件。对战斗机而言，起落架着落时的损伤，一半以上是疲劳，而且这种损伤大多处于低周高应力范围，并且有时工作应力 (a)起

40、落架 (b)上接头和下筒焊接装配 图3.1 起落架焊接装配简图会超过屈服强度，因此起落架所用的钢应有良好的抗冲击疲劳性。冲击疲劳除具有一般的疲劳特点外，还有一般疲劳所没有的冲击效应。在冲击载荷下，应力应变往往以波的形式传播，在遇到界面时会发生波的反射和干涉现象，对拉伸冲击疲劳受力状态实测结果表明，名义上只承受拉伸冲击载荷的试样，实际上承受的却是拉压疲劳载荷；其次在冲击载荷的作用下，材料的应变速率很高，会引起疲劳断裂机制的改变。因此要提高超高强度钢的疲劳寿命，可能需要更高的塑性和韧性的配合，近来提出的疲劳无裂纹寿命表达式，对各种材料的冲击疲劳性能全面定量比较，提供可取的研究方法。超高强钢的疲劳强

41、度并不总是随着抗拉强度的提高的提高而成比例增加的，有时抗拉强读越高，而疲劳极限与抗拉强度的比值反而下降。这种现象与在高强度下的缺口敏感性有关。一般强度钢的疲劳极限与抗拉强度的比值是0.5，而超高强度钢当处理成抗拉强度为17651961MPa时，疲劳极限仅为588686MPa,疲劳极限与抗拉强度之比仅为0.340.40，而横向疲劳极限还会更低。许多超高强度钢零件都是因疲劳损伤而断裂的。对超高强度钢还要考虑断裂韧性与裂纹扩展速率。一般来说，在淬火、回火状态下使用的中C合金结构钢，其断裂韧性kc是随着强度的提高而降低；因此，切不可单纯追求高强度而使断裂韧性过低。随着冶炼方法的不同，杂质少的材料断裂韧

42、性会高些，在选用起落架钢的强度水平下，各种高强钢的K1c值并无很大差别。其临界裂纹长度在任何情况下都是很短的，已出现裂纹的剩余强度并不能对起落架寿命给予很大贡献，因此国内还没有坚持要求对起落架进行损伤容限分析。与飞机机体结构不同，原则上不允许起落架带裂纹上天，因此断裂韧性与裂纹扩展速度率只能作为起落架超高强度钢的参考指标。随着新材料的研制及新设计思想的发展，保证一定kc值可能会成为起落架材料的一个使用条件。在基本相同的强度和断裂韧性kc条件下，超高强度钢的显微组织不同，裂纹扩展速率da/dN出现成倍的差别，通过改变热处理工艺、降低裂纹扩展速率是提高安全性的有效措施。由于起落架承受的是冲击载荷，因此材料的动态断裂韧性Kd及冲击载荷下的裂纹扩展速率更应予以重视。增加变形速率与降低温度有类似效应，大多数钢的断裂韧性随着加载速度的提高而降低，但不同显微组织的超高强度钢的动态断裂韧性和裂纹扩展速率随着加载速度的规律还缺乏系统的研究，同时各类飞机起落架受载时的变形速率也有所不同。选择合理的、较高的加载速率，且保持高的动态断裂韧性及较慢的裂纹扩展速