飞机高强度钢件的强化与表面处理工艺研究30704.pdf

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1、1 简介 自飞机发明以来，飞机日益成为现代文明不可或缺的交通工具。它深刻地改变和影响着人们的生活。随着航空工业的发展，起落架、飞机大梁等飞机承载机构的研究已成为航空工业的一项关键技术。高强度合金钢是指用于制造高应力结构件的合金钢。一般屈服强度大于120kgf/mm2，抗拉强度大于 140kgf/mm2。以来，合金钢和不锈钢的质量和性能有所提高，成本降低，工艺性能得到提高，因此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。低合金超高强度钢生产成本低，生产工艺比较简单，焊接性能好。它仍然是未来航空工业中使用最广泛的钢材。通过提高冶金质量、调整成分和改进热处理工艺，该

2、类型钢可以满足各种应用要求。新型超高强度钢的强度已达到 2000 MPa（200 kg/mm2）。随着强度的增加，缺口敏感性增加，出现氢脆、应力腐蚀和腐蚀疲劳等问题。强度超过一定限度后，断裂韧性下降，直接影响部件的可靠性和使用寿命，甚至在使用过程中突然断裂。因此，有必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，而且比低合金超高强度钢具有更好的断裂韧性、抗氢脆性和抗应力腐蚀能力。具有良好的焊接性和加工塑性。综合性能好，适合制造飞机起落架的钢种 由于低合金高强钢对应力集中的敏感性很高，电镀容易引起氢脆，显然不适合低合金高强钢的表面处理。磷化处理能有效保护低合金高强钢件，避

3、免氢脆的发生，满足低合金高强钢件的防腐要求。由于磷化膜的致密性不足以长期有效保护低合金高强度钢件，因此应进行喷漆保护。传统通常受到硝基漆的保护。随着油漆技术的发展，现在多采用树脂烤漆。经济上，40CrMnSiMoVA 钢是我国开发成型的一种无镍超高强度结构钢。依托国家资源，可替代 30CrMnSiNi2A 钢，用于制造飞机起落架等重要零部件。2 高强钢的合金化机理及分析 合金元素在钢中的作用非常复杂，至今对其的认识还不完整。下面重点分析合金元素对铁和碳的影响，对铁碳相图的影响以及对热处理的影响规律。2.1 合金元素与铁和碳的作用 合金元素添加到钢中，主要与铁形成固溶体，或与碳形成碳化物，少量存

4、在于夹杂物中（如氧化物、氮化物、硫化物和硅酸盐等），也可能在高合金钢中形成金属间化合物。2.1.1 合金元素与铁的作用 几乎所有合金元素（Pb 除外）都能与铁形成合金铁素体或合金奥氏体。根据合金元素对 a-Fe 或-Fe 的影响，可分为两类。锰，原子%铜，原子%(a)Fe-Mn 相图(b)Fe-Cu 相图 图 2.1 放大区域的 Fe-Mn 相图（Mn 代表合金元素）扩大 y 相区的元素也称为奥氏体稳定化元素，主要有 Mn、Ni、Co、C、N、Cu等。它们使 A s点下降，A 4点上升，从而扩大存在圈的阶段。其中，Ni、Mn 等元素加入一定量，使 A4 点低于室温，a 相完全消失，如图 2.1

5、(a)的 Fe-Mn 相图，它们被称为完全放大区域。元素，其他元素如 C、N 和 Cu 等，虽然扩大了相区，但不能将其扩大到室温，如图 2.1（b）的 Fe-Cu 相图所示，故称为元素部分放大的区域。减少相区又称铁素体稳定元素，主要有 Cr、Mo、W、V、Ti、Al、Si、B、Nb、Zr 等。它们使 A 3点上升，A 4点下降（有铬是一个例外，当铬含量小于 7%时，A 3点下降；超过 7%后，A 3点迅速上升），从而缩小了 y 相的存在，使铁素体的车身稳定区扩大。其中，当 Cr、Mo、W、V、Ti、Al、Si 等元素超过一定含量时，A 3点与 A 4 点重合，使相区闭合。此时合金在固态时始终处

6、于单相 a 相状态。如图 2.2（a）的 Fe-Cr 相图所示，它被称为完全封闭区域元素。其他元素，如 B、Nb、Zr 等，也可以减小相区的温度范围，但不能关闭，如图 2.2(b)的 Fe-Nb 相图所示，它们被称为元素在部分缩小的区域。Cr，原子%Nb 原子%Fe-Cr 相图 Fe-Nb 相图 图 2.2还原区 Fe-Me 相图 上述元素中，只有 C、N、B 和铁形成间隙固溶体，其他元素与铁形成置换固溶体。2.1.2 合金元素和碳的作用 合金元素按与钢中碳的亲和性可分为碳化物形成元素和非碳化物形成元素。常用的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，

7、基本溶于铁素体和奥氏体，少数高金属间化合物除外。-合金钢。常用的碳化物形成元素有：Mn、Cr、Mo、W、V、Nb、Zr、Ti 等（按形成的碳化物的稳定性从弱到强排列。）它们都位于元素周期表中的元素。铁左侧的过渡族元素。Mn与碳的亲和力较弱，小部分溶解在渗碳体中，大部分溶解在铁素体或奥氏体中。Cr、Mo、W 等与碳有很强的亲和力，含量低时基本上与铁一起形成合金渗碳体；含量高时可形成新的合金碳化物。而与碳有很强亲和力的元素 V、Nb、Zr、Ti 等几乎都形成特殊的碳化物。此外，总有一部分强碳化物形成物溶解在本体或奥氏体中。合金碳化物 Mn 3、C、Cr 7、C 3、Cr 23、C 6、Fe 3、W

8、 3 C 等比合金渗碳体具有更高的稳定性，而特殊碳化物Mo 2、W 2c、Vc、TiC 等.具有最高的稳定性。碳化物的稳定性越高，熔点和硬度就越高，加热时越难溶于奥氏体，因此对钢的力学性能和工艺性能影响很大。表 2.1 给出了钢中常见碳化物的种类和性能 表 2.1 钢中常见碳化物的种类及基本性能 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纯铁相似，但更为复杂。影响主要体现在两个方面：2.2.1 对奥氏体和铁素体存在的影响 扩大的相区都扩大了铁碳相图中奥氏体存在的区域。当充分扩大区 Ni 或 Mn 元素含量较大时，钢在室温下可获得单相奥氏体组织，如 lCrl8Ni9 高镍奥氏体

9、。Tensite不锈钢和 ZGM nl 3 高锰耐磨钢等。窄相区的元素减少了铁-碳相图中奥氏体存在的面积。完全封闭区域内的元素（如 Cr、Ti、Si 等）超过一定含量后，可在包括室温在内的较宽温度范围内获得钢。单相铁素体组织，如 lCrl7Ti 高铬铁素体不锈钢等。2.2.2 铁碳相图临界点（S点和E 点）的影响 扩大相区，使铁碳合金相图中的共析转变温度下降；使相区变窄的元素使其上升，都使共析反应在一定温度范围内进行。几种主要合金元素对共析温度的影响如图 2.3（a）所示。合金元素对共析和共晶点的组成也有影响。如图2.3(b)所示，几乎所有合金元素都会降低共晶点的碳含量；共晶点也有类似的规律，

10、尤其是强碳化物形成元素的作用最强。S点和E点的左移改变了合金钢的平衡结构（不能完全用铁碳相图分析）。如含 0.3%C 的 3Cr2W8V 热作模具钢为过共析钢，而含碳量不超过 0.1%的 Wl8Cr4V 高速钢在铸态时为莱氏体组织。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加热、冷却和回火过程中对相变的影响。2.3.1.合金元素对加热转变的影响 合金元素在加热时影响奥氏体形成的速率和奥氏体晶粒的尺寸。1)对奥氏体形成速率的影响 Cr、Mo、W、V 等强碳化物形成元素与碳的亲和力大，形成不溶于奥氏体的合金碳化物（见表 2.1），显着阻碍奥氏体的形成。碳的扩散大大减慢了奥氏体

11、的形成速度。为了加速碳化物的溶解和奥氏体成分的均匀化，需要提高加热温度并保持更长的时间。一些非碳化物形成元素，如 Co 和 Ni，增加了碳的扩散速率，加速了奥氏体的形成。Al、Si、Mn 等合金元素对奥氏体的形成速度影响不大。2）对奥氏体晶粒尺寸的影响 大多数合金元素具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为明显，因为形成的碳化物在高温下比较稳定，不易溶于奥氏体，阻碍其晶界向外迁移，显着细化晶粒。根据对晶粒长大的影响，合金元素可分为：图 2.3 合金元素对共析温度和共析点碳含量的影响 一个。强烈阻止晶粒长大的元素：V、Ti、Nb、Zr 等。Al 容易在钢中形成高熔点

12、 Aln和 Al 2 O 3细颗粒，也强烈阻止晶粒长大。湾。阻碍晶粒生长的元素：W、Mo、Cr。C。对晶粒长大影响不大的元素：Si、Ni、Cu。d。促进晶粒长大的元素：Mn、P、B 也有这种倾向。由于锰钢的热倾向性强，加热温度不宜过高，保温时间宜短。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加了过冷奥氏体的稳定性并延缓了珠光体的形成 相变使c曲线右移，即钢的淬透性提高，如图 2.4 所示。图 2.4 合金元素对碳钢 C 曲线的影响 这是在钢中添加合金元素的主要目的之一。常用的提高淬透性的元素有：Mo、Mn、Cr、Ni、Si、B 等。少量硼（0.0005-

13、0.003%）可显着提高淬透性，但效果不稳定。Mo价格昂贵，不单纯用作提高淬透性的元素。必须指出，添加的合金元素只有完全溶解在奥氏体中才能提高淬透性。必须指出，添加的合金元素只有完全溶解在奥氏体中才能提高淬透性。如果它们没有完全溶解，碳化物就会成为珠光体形成的核心，从而降低钢的淬透性。此外，两种或两种以上合金元素同时加入对淬透性的影响远大于单一元素影响之和，如铬锰、铬镍钢等。除 Co 和 Al 外，大多数合金化元素会降低Ms 和 Mf点（见图2.5）。其作用强度顺序为：Mn、Cr、Ni、Mo、W、Si。其中，Mn 的作用最强，Si几乎没有作用。M s和 M f 点的下降增加了钢中的残余奥氏体量

14、（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%或更多。残余奥氏体量过多时，钢的硬度和抗疲劳性下降，需进行冷处理（将钢冷却至Mf点以下）使其转变为马氏体；或多次回火使残余奥氏体析出合金碳化物使Ms和Mf点在 上升，并在冷却过程中转变为马氏体或贝氏体（即发生所谓的二次淬火）。此外，合金元素也影响马氏体的形貌，Ni、Cr、Mn、Mo、Co 等都增加了片状马氏体形成的倾向。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延缓了回火过程中马氏体的分解和残余奥氏体的转变（即推到更高的温度）；提高铁素体的再结晶温度；使碳化物难以聚集和生长 图 2.5 合金元素对马氏体

15、转变点 M 的影响 图 2.6 合金元素对残余奥氏体量的影响 的影响 分散程度大，从而提高钢的抗回火软化能力，即提高钢的回火稳定性。合金钢在相同温度回火时，比相同含碳量的碳钢具有更高的硬度和强度（对工具钢和耐热钢尤为重要），或在保证强度相同的情况下，更高 高温回火，使韧性更好（对结构很重要）。提高回火稳定性作用强的合金元素有：V、Si、Mo、W、Ni、Mn、Co等。Mo、W、V 在二次淬火后回火，硬度不会随着回火温度的升高而单调下降，400而是在达到一定温度（大约是另一个更高的温度（一般550在左右）达到峰值后）开始增加，如图 2.7 所示。这是回火过程中的二次硬化现象，与回火析出物的性质有关

16、。当回火温度低于 450左右时，钢中析出渗碳体；当渗碳体在 450以上溶解时，难熔碳化物 M 0 2 C、W 2 C和 VC 开始稳定分散在钢中。硬度再次增加，在 550左右完成沉淀过程时硬度达到峰值。二次淬火也可以由二次淬火引起，其中在回火期间的冷却过程中残余奥氏体转变为马氏体。产生上述两种二次硬化效果的合金元素如表 2 所示。表 2.2 产生二次硬化效果的合金元素 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,V V,Mo,W,Cr,Ni Co 图 2.7 含 0.35%碳钼钢回火温度与硬度的关系 3）增加回火脆性 合金钢和碳钢一样，也会产生回火脆

17、性，而且比较显着，这是合金元素的不利影响。图 2.8 显示了镍铬钢的韧性和回火温度之间的关系。250-250 之间的第一类回火脆性-400是由相变机制本身决定的，无法消除，只能避免，但添加 1-3%的硅可以将温度区移动到更高的温度。发生在 450450 之间的第二种回火脆性-600主要与原奥氏体晶界上某些杂质元素和合金元素本身的严重偏析有关，多发生在含 Mn、Cr、Ni 等元素的合金钢中.，是一种逆回火脆性，回火后迅速冷却，抑制杂质元素向晶界偏析，防止其发生。在钢中加入适当的 Mo 或 W（0.5%Mo，1%W），可以基本消除这种脆性，因为它强烈地阻碍和延缓了杂质元素向晶界的扩散和偏析。2.4

18、 合金元素对钢性能的影响 2.4.1 合金元素对钢强度的影响 1）强化机制强化是强度增加的现象。强度一般是指抗塑性变形的能力。金属的塑性变形是由位错的运动引起的，因此阻碍位错的运动会增加金属的强度，从而产生强化。上述金属结构中能够阻碍位错运动的障碍主要可分为四种，因此也有四种强化机制：溶质原子-固溶强化；晶界细晶强化；第二相颗粒第二相强化；位错位错强化。固溶强化：当合金形成固溶体时，由于溶质原子和溶剂金属原子的大小不同，溶剂晶格发生畸变，在其周围产生弹性应力场。该应力场与移动位错的应力场相互作用，阻碍位错的运动。图 2.8 镍铬钢韧性与回火温度的关系 置换溶质原子（如钢中的 Cr、Ni、Mn、

19、Si 等）引起的强化量与溶质浓度之间没有简单的关系，但可以近似为线性关系：s=sKsC 其中 Cs 代表取代溶质的原子百分比浓度；Ks 为比例系数。间隙溶质原子（如钢中的 C、N 等）产生的强化量大致与溶质浓度的平方根成正比（强化作用比位移溶质原子大 10-100 倍以上）):s=iK21C 式中，C i表示间隙的原子百分比浓度；K i是比例系数。图 2.9 显示了不同合金元素溶解在铁素体中的固溶强化效果。其中 C、N 的强化作用最大；P 的强化作用也很显着，但会增加钢的冷脆性；一般以 Mn、Si 等作为强化元素较为合适。细晶强化：晶界分为大角度晶界（如奥氏体、铁素体晶界等）和小角度晶界（如马

20、氏体板条界面、亚晶粒界面等）两大类。晶界可以有效地阻碍位错的运动并强化金属。晶粒越细，强化效果越大。强化量q与晶粒度有如下关系：q=K y21d 式中，d 代表晶粒的直线度；Kg 是与粒度无关的比例系数。测量表明，奥氏体钢的 Kg值与铁素体钢的 Kg 值相同，即奥氏体晶界的强化作用小于铁素体晶界的强化作用。大角度晶界的 Kg 值较大，小角度晶界的 Kg 值较小，前者的强化作用远大于后者。钢中常用的细化晶粒的元素有 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 显示了铁素体晶粒细化对纯铁和低碳钢强化效果的影响。图 2.10 纯铁和软钢的屈服强度与晶粒度的关系

21、 晶粒细化同时提高了钢的强度和韧性，这是其他强化机制无法做到的。第二相强化：当移动位错穿过滑动面上的第二相颗粒时，需要额外的能量来强化合金。位错通过第二相粒子有两种机制。当颗粒间距或颗粒直径非常小时，位错会切割颗粒并穿过图。2.11(a)，强化效果随着颗粒间距的增加而增加；但当颗粒间距大于某个临界值时（如一般工业合金的情况），位错绕过晶粒图。2.11(b)，其强化量与晶粒间的距离成反比，即颗粒越大，强化量越小：p=pK1 其中表示粒子间距：Kp 为比例系数。一般0.1-0.2um 的颗粒有明显的强化作用。因此，要求第二相粒子具有高分散度。图 2.11 位错穿过第二相粒子示意图 有两种方法可以获

22、得高分散颗粒。一是通过热处理从过饱和固溶体中析出第二相（称为沉淀强化或沉淀硬化）；另一种是通过机械、化学等方法引入极细的第二相颗粒（物质为弥散硬化）。珠光体渗碳体片材在钢中的强化作用也属于第二相强化，强化量与片材间距的平方根成反比。板材越细，间距越小，强化效果越大。位错强化运动 当位错遇到与滑移面相交的其他位错时，就会发生传递并阻碍运动。位错强化量与金属中位错密度的平方根成正比：d=dK21 其中P代表位错密度；K d是比例系数。一般来说，面心立方金属的位错强化作用大于体心立方金属。对于面心立方金属(例如 Cu、Al)，利用位错强化是有利的。金属冷变形会产生大量位错，因此强化效果显着。合金中的

23、相变，特别是低温下伴随体积变化的相变，如马氏体相变，会引起大量位错，也能显着强化合金。在实际金属中，几种强化机制同时起作用，很少只有一种强化机制起作用。2）钢的强化提高钢的强度最重要的方法是淬火和随后的回火。钢被淬火形成马氏体。过饱和碳和合金元素溶解在马氏体中，产生强烈的固溶强化作用：马氏体形成时产生高密度位错，位错强化作用大；当奥氏体转变为马氏体时，形成许多非常细的、不同取向的马氏体束，产生细晶强化作用。因此，淬火马氏体硬度高，但脆性较大。淬火回火后，同样细小的碳化物颗粒在马氏体中的间隙固溶强化作用大大降低，但产生了很强的析出强化作用。由于淬火状态下的细晶粒基本保持，较高密度的位错和一定的固

24、溶强化作用，回火后的马氏体仍具有较高的强度，并减少了因间隙固溶引起的脆性，降低了韧性。也大大提高了。可见，马氏体强化充分合理地利用了四种强化机制，是钢材最经济有效的强化方法。钢中添加合金元素的主要目的是提高淬透性，保证淬火时容易获得马氏体。合金元素可以通过置换固溶强化机制直接提高钢的强度，但效果有限。在充分获得马氏体的情况下，碳钢和合金钢的强度等级相同。添加合金元素的第二个目的是提高钢的回火稳定性，使钢在回火过程中析出的碳化物更细、更均匀、更稳定；高温。这样，在韧性相同的情况下，合金钢的强度要高于碳钢。此外，一些合金元素还可以引起钢的二次硬化，从而获得良好的高温性能。由上可见，合金元素对钢强度

25、的影响主要是通过对钢的相变过程的影响，只有经过适当的热处理才能充分发挥合金元素的良好作用。2.4.2 合金元素对钢韧性的影响 1）韧性的概念韧性是指材料的抗断裂能力。金属的断裂是裂纹形成和扩展的过程。按断裂性质可分为两类：脆性断裂，断裂时不产生明显塑性变形；韧性断裂，在断裂过程中产生显着的塑性变形。实际金属中存在三种基本的断裂形式。首先是解理断裂。金属沿特定晶面（钢的解理面为100）断裂，这是一种典型的、质量重要的脆性断裂形式。在可塑性差的情况下；二是韧窝断裂，以金属中的一些第二相颗粒或夹杂物为中心形成孔洞，然后孔洞长大合并引起断裂，断裂处有大量凹坑。一种韧性断裂形式；三是沿晶断裂，裂纹由晶界

26、产生并沿晶界扩展而断裂，是一种很脆的断裂形式，主要是由于晶界上元素的富集，以及第二相的析出，尤其是由脆性相引起的。三种断裂形式如图 2.12 所示。材料的实际断裂形式主要与温度和应力状态有关。中低强度钢（s600MN/）和高强度钢（s100MN/）的冲击韧性与温度的关系如图2.13所示。低温发生解理断裂，高温发生韧窝断裂，中间有脆性（解理）向韧性（韧窝）断裂的过渡。转变温度（实际上是温度区）称为韧脆。转变温度（TC），实际上是由钢的抗劈裂性决定的。中低强度钢的 TC 较高，解理断裂低于TC时韧性很低，而韧窝断裂高于TC时韧性很高，所以只要不发生解理断裂，一般都足够高了由钢的抗劈裂性决定。中低强

27、度钢具有较高的TC，解理断裂低于TC时韧性很低，而韧窝断裂高于TC 时韧性很高，所以只要不发生解理断裂，一般都足够高 图 2.12 三种基本裂缝形态示意图 韧性。这样，判断其韧性的标准不是冲击韧性的绝对值，而是T C 的水平。高强度钢的抗劈裂断裂能力远低于中低强度钢（韧性随温度变化平稳），因此韧性由抗凹坑断裂能力决定，而钢的韧性由使用温度下的冲击韧性或断裂韧性值决定。措施。图 2.13 中、低强度和高强度钢的冲击韧性与温度的关系 2）与提高钢韧性的方法相比，韧性对组织更为敏感，影响强度的因素对韧性的影响更大。图 2.14 显示了各种强化机制对TC 的影响。从图中可以看出，一些元素的晶粒细化强化

28、和置换固溶强化可以降低Tc，可以用来提高钢的韧性；间隙固溶强化和位错强化降低韧性，应加以控制；析出强化对韧性影响不大，因此有以下几种方法可以提高钢的韧性。一个。在细化晶粒钢中加入少量的 Ti、V、Nb、Al 等元素，形成 TiC、VC、NbC、AlN等细小稳定的化合物颗粒，阻碍奥氏体晶粒的生长和使钢晶粒细化，增加晶界总面积，图 2.14 各种强化机制对低合金高强钢韧脆转变温度的影响 这不仅有利于强度，而且增加了抗裂纹扩展的能力，可以显着提高钢的韧性，特别是低温韧性。湾。提高基础韧性。合金元素在铁素体中被固溶体取代，一般会增加钢的强度，并根据韧性的强度转变规律（即强度越高，韧性越低，或强度越低，

29、强度越高）韧性）降低钢的韧性。但是，溶解在铁素体中的镍等一些替代元素，可以改变位错运动的特性，使其容易绕过某些障碍，避免较大的应力集中，而不会引起解理断裂，因此可以得到很大的改善。基材的韧性。当镍含量超过 13%时，甚至可以消除韧脆转变现象。大多数低温钢是高镍钢。锰还可以有效降低钢的TC，提高钢的韧性。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，但它们带来的脆性较大。添加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钢的回火温度。回火温度的升高可以更充分地降低间隙固溶程度和位错密度，更多地降低其脆化效应，显着提高钢的韧性。d。精炼后的碳化物钢中的碳化物和

30、脆性相可自行断裂，或与基体分离，成为解理裂纹的核心；或当酒窝断裂时成为孔洞的中心，从而降低韧性。粗碳化物对强度和韧性没有任何作用。在考虑耐磨性且必须含有碳化物时，其颗粒应尽可能细，分布均匀，对强度和韧性都有好处。在铁素体和珠光体钢中，锰在精炼碳化物方面最有效。一般来说，含铬渗碳体和铬、钒的碳化物很小，分布最均匀，因此常用于韧性较低的过共析钢中。e.杂质元素非金属夹杂物的控制非金属夹杂物、氢等杂质元素在合金钢中的危害作用最强，应严格控制。钼和钨可以消除或降低钢的回火脆性，因为它们可以抑制杂质元素的晶界富集。稀有元素具有很强的脱氧、脱硫能力，对氢气有很大的吸附能力。此外，它们还能改善非金属夹杂物的

31、形貌，使其在钢中呈粒状分布，因此能显着提高钢的韧性，降低韧脆转变温度。2.4.3 合金元素对钢工艺性能的影响 工艺性能反映了零件加工的难易程度。该材料不具备良好的工艺性能，难以获得广泛应用。钢材的工艺性能主要包括以下几个方面。1）铸造性能 铸造性能主要通过铸造时金属的流动性、收缩特性和偏析倾向综合评价。它们与固相线和液相线温度的高低以及结晶温度区域的大小有关。固体，液体 相线温度越低，结晶温度区越窄，铸造性能越好。因此，合金元素的作用取决于它们对相图的影响。共晶成分的铸造性能最好。由于钢远离共晶成分，铸造性能较差。此外，许多元素如 Cr、Mo、V、Ti、Al 等，在钢中形成高熔点的碳化物或氧化

32、物。点，增加钢水的粘度，降低其流动性，使铸造性能变差。2）塑性加工性能塑性加工分为热加工和冷加工。热加工工艺性能通常通过金属在热加工过程中的塑性和抗变形能力、可加工温度范围、抗氧化性以及锻造加热和锻造后冷却的要求来评价。合金元素溶入体内或在钢中形成碳化物（如铬、钼、钨、钒等），会使钢的耐热性增加，热塑性显着降低，易锻造裂缝。但有些元素（如Nb、Ti、V 等）在其碳化物分散在钢中时对塑性影响不大。合金元素一般会降低钢的热导率，提高钢的淬透性。为了防止开裂，合金钢在锻造时必须缓慢加热和冷却。一般来说，合金钢的锻造性能比碳钢差很多。冷加工（冷冲压、冷镦、冷弯等）的工艺性能主要包括钢材的冷变形能力和钢

33、件的表面质量。当合金元素溶解在固溶体中时，钢的冷加工硬化率提高，使钢变硬、变脆、易开裂或难以继续成形。碳含量的增加使钢的拉伸性能变差，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，而 Nb、Ti、Zr、Re 能改善硫化物的形态，提高钢的深冲性能。3）焊接性能 焊接性能一般是指金属的可焊性和焊接区的使用性能，主要通过焊后开裂倾向和焊接区硬度来判断。合金元素提高了钢的淬透性，促进了脆性显微组织（马氏体）的形成，这对焊接性是不利的。通常用“碳当量”Ccq 来估计化学成分对焊接性的影响，即将合金元素的影响转化为碳的影响。例如，对于 C0.18%Mn 钢、热轧钢和调质钢，碳当量

34、 Ceq 为：cqC=C+61Mn+241Si+401Ni+51Cr+41Mo+141V(%)式中元素符号代表其重量百分比。实践表明，当 Ceq 0.3%时，焊接性能很好；当Cep10寿命范围内具有较长的应变疲劳寿命。8 除 外，b300 等温淬火C后钢的其他性能指标均2.0不同程度优于 190 等温淬火。C前者缺口敏感性低，缺口抗拉强度比后者高，室温k值比后者高 20J/cm 2。从断口上，我们也可以看出两种工艺的区别。图 4.4 是断裂韧性试样断口的扫描照片。虽然两者都表现出准解离+韧带断裂，但在图 4.4（a）中可以看到更多的韧带和韧带，这表明它在断裂过程中发生了较大的塑性变形。,消耗更

35、多的能量。图 4.5 显示了这两个过程的多次冲击疲劳断裂（疲劳区）。也可以看出，4.5(a)中的多击疲劳带较窄，波动较大，而 4.5(b)中的疲劳带较宽，整个截面也更平滑。这说明前者的疲劳裂纹尖端较钝，扩展较慢。的 Ms点为 260 C。190奥氏体回火产生以板条马氏体为主的组织（图 4.6a），此外还有少量的下贝氏体（图 4.7a）和孪晶马氏体（图 4.7b）C），少量岛状组织。(a)300C度调质(b)190C度调质 图 4.4 断裂韧性试样断裂 1000 图 4.5 多个冲孔样品的断口副本（两个副本部分相同）1000 320C等温淬火，组织以贝氏体为主，少量马氏体和（MA）岛状组织，包括

36、下贝氏体和上贝氏体，但不是典型的上、下贝氏体。它由贝氏体铁素体板条和板条之间的残余奥氏体(A R)组成（见图 4.8）。与这种形式相似的贝氏体出现在许多其他含硅钢中。在典型贝氏体中，特别是在典型上贝氏体中，粗大的碳化物在铁素体板条中定向分布，因此在碳化物与铁素体的界面处易萌生裂纹。,进而引起解理裂纹，导致解理断裂。因此，当组织中出现典型的上贝氏体时，钢的强度和韧性较差。图 4.6 光学金相组织 800 图 4.7 C190 度调质后的显微组织 图 4.8 300C等温淬火后贝氏体中的 Ar 40CrMnSiMoV A 钢 320 等温淬火得到的上下贝氏体混合组织，在保持良好韧性和良好疲劳性能的

37、同时，还能保持超高强度。C原因是这种贝氏体中板条间没有碳化物，但有残余奥氏体膜，这些 AR膜有利于提高钢的韧性。当裂纹在基体中扩展并遇到残余奥氏体时，由于裂纹尖端的应力集中超过R了 A 的屈服极限，AR发生塑性变形，使裂纹尖端变钝。此时，裂纹要么R继续通过 A 扩展，要么回避，同时转变为阻力较小的基体，这两种方式都会增加断裂能。由于裂纹前沿的应变感应，AR也可能转变为马氏体，这也消耗了更多的能量。可以看出，贝氏体铁素体板条间的 AR有助于提高钢的韧性。40CrMnSiMoV 钢在 300C度等温淬火不同次数和低温回火后R的组织中 A 含量及相应的 kc1值。从图中可以看出一个趋势，即随着RA

38、量的增加，kc1增加。从图 4.5 所示冲击韧性试样的断口可以看到许多成束排列的撕裂边。这些撕裂的边缘似乎与组织中的板条束有一定的对应关系，因此它们与贝类非常相似。铁素体板条之间的 A 撕裂痕。R如果是这样，就意味着它以撕裂的形式被打破，消耗更多的能量，从而K改善。板条之间的 A 膜R不会显着降低钢的强度，尤其是b.因此，300C 等温淬火得到的贝氏体组织具有良好的强度和韧性结合，因而具有优良的疲劳性能。40CrMnSiMoV钢 30030 淬火+19016h 回火得到C的贝氏体（贝氏体铁素体+残余奥氏体）基显微组织比C19060+190 C16h+260 C4h 淬火快。C火法得到的板条马氏

39、体基组织，除较低外，缺口抗拉强度、多次冲击疲劳寿命、循环强度等性能均有不同程度的提高，其值高出近 20J，N 高出超过 1.3 倍。5 喷漆前磷化处理 5.1 磷化膜对提高油漆涂层耐腐蚀性能的作用 磷化膜对黑色金属的保护性能很久以前就被发现了。但是，如果不加后处理，磷化膜的保护性能就会受到限制。因此，通常金属表面经过磷化处理后，需要 钝化、涂油或涂漆以满足防腐蚀要求。任何涂漆金属产品的使用寿命主要决定了油漆涂层的耐久性和漆膜对产品表面的附着力。漆膜的主要作用是防止其使用环境中的贱金属腐蚀。为实现这一目标，制备金属表面的方法应降低表面的反应性，从而防止油漆-金属界面处的膜下腐蚀。用作漆底层的磷化

40、膜可以提高漆膜的附着力，提高漆膜的防潮性和抗水侵入性，基本可以防止可能发生的腐蚀和扩散。当金属表面的金属或非金属腹膜受损时，基底金属就会暴露出来。由于基体金属的导电性和薄膜与基体之间的毛细作用，微电池很容易在薄膜被破坏的地方形成，基体从这里开始腐蚀并向四面八方扩散。薄膜和基材之间的毛细管将电解质吸引到薄膜的下侧，由此产生的薄膜下腐蚀导致薄膜气泡。金属表面磷化后的腐蚀过程仅限于涂层被破坏的地方，因为金属基体的其余部分被不导电的磷酸盐涂层绝缘。磷化膜还与母材结合牢固，可以防止电解液在水平方向扩散，从而抑制膜下腐蚀。在某些情况下，磷化和喷漆后得到的复合膜的保护性能优于金属膜。表 5.1 列出了钢模型

41、上不同薄膜的耐腐蚀性。从表中所列数据可以看出，磷化膜可以提高漆膜的耐腐蚀性能。重要角色。表 5.1 不同涂层保护钢样的耐腐蚀性能 表 5.2 不同涂层保护钢样的耐腐蚀性能 保护膜 3%NaCl 溶液中首次出现腐蚀的时间（h）保护膜 3%NaCl 溶液中首次出现腐蚀的时间（h）保护膜 3%NaCl 溶液中首次出现腐蚀的时间（h）保护膜 3%NaCl 溶液中首次出现腐蚀的时间（h）没有电影 磷酸盐膜 镀镍 铬合金 0.1 0.5 1013 2324 磷化膜加石蜡 两层油漆 磷化膜加一层烤漆 60 70 500 小时无腐蚀试验 没有任何 红丹底漆 镀镍 磷酸盐加注 1 30 6 100 磷酸盐加硝基

42、清漆 合成树脂漆 磷化加成合成树脂漆 125 10 537 5.2 磷化工艺 磷化工艺：除油除锈水洗磷化水洗磷化后处理。6 绘画 用于高强钢涂装的涂料主要有以下几种：1）丙烯颜料的特点 漆膜干燥快，其实际干燥速度与硝基漆相近，但比高氯化漆快。具有良好的附着力和机械性能。漆膜光泽好，保持光泽和色泽，经久耐用。具有优良的耐候性。具有优良的耐化学性、耐水性、耐高温、抗紫外线等。2)G04-2 高氯乙烯漆，漆膜干燥快，具有优良的大气稳定性，能承受、湿度、温度变化和冰雹的冲击，并具有一定的硬度和弹性，耐燃油。稳定性、阻燃性等。3）T04-1 树脂漆具有良好的干燥性能，干燥后漆膜坚韧，色泽鲜艳，耐水性强，

43、附着力好，有一定的耐候性。经过比较，选择了热塑性丙烯酸涂料。油漆干得很快，通常在室温下。它是一种极好的挥发性涂料。如果在 100左右烘烤 12 小时，其性能可进一步提高。综上所述 低合金超高强度钢具有较高的强度和韧性性能，是飞机主要承重部件（如飞机起落架、横梁等）的重要材料。用这类钢制成的构件在淬火、低温回火或等温淬火后，特别是在淬火和低温回火后，具有良好的韧性和较高的强度。较好的韧性和较少的变形，处理后精度高，可见上述对高强度钢构件的热处理可以充分发挥材料的性能潜力。热处理后必须进行磷化处理和油漆涂层，以提高表面的耐腐蚀性，以满足使用要求。研究表明，超高强度钢还具有较大的应力敏感性和氢脆倾向

44、，因此其表面保护不能用镀锌镀铬等涂层保护，而必须用磷化和油漆保护才能达到良好的效果。二次硬化超高强钢具有极高的强度和良好的强韧性匹配，同时还具有优良的焊接性能等特点，是超高强钢中的佼佼者。因此，我国的发展重点应该是大力发展经济型二次硬化超高强度钢，以满足飞机承重部件、坦克和装甲车辆发展的需要。练级非常重要。至 本论文是在导师万福副教授的亲切关怀和指导下完成的。他严谨的科学态度、严谨的学术精神和精益求精的工作作风，深深地感染和激励着我。从选题到最终完成项目，老师一直给予我细心的指导和不懈的支持。教授不仅对我的学习给予了细致的指导，而且对我的思想也给予了无微不至的关怀。谨向老师表示诚挚的敬意和崇高

45、的敬意。在这里，我也想感受一下 05 机电二班的同学们，一起快乐地度过了四年的大学生活。正是因为有你们的帮助和支持，我才能一一克服困难和疑惑，直到顺利完成本文。.特别感谢韩松老师、宝峰老师、奎老师、丁丹丹老师，他们在我的课题上做了很多工作，给了我很多帮助。论文快要写完的时候，我的心情无法平静。从立项到论文顺利完成，有多少可敬的老师、同学、朋友给了我无言的帮助，请在此接受我的诚挚用意！最后，我要感谢在艰辛中抚养我长大的父母，你们！参考 1.甘。合金钢与高温合金航空航天大学，1993 2.万福，剑霞主编。航空工程材料空军第一航空学院，1995 3.明信主编。工程材料清华大学，1991 4.明宝洛，王主编。合金钢与高温合金：国防工业，1981 5.卢淑仪，王总编辑。工程材料科学：航空工业，1981 6.雷作祯，胡梦祯编。金属磷化处理机械工业，1992 7.GYLaietal，Ar 增强断裂韧性，1975，11 8.陈大明等,材料微观结构与力学行为国际学术研讨会论文集,西安,1985,11 9.东北化工学院。钢的热处理：冶金工业，1981 10、全国热处理标准化技术委员会编制。金属热处理标准应用手册：机械工业，1997 11.卢广树，元明。工程材料与成型技术基础高等教育，2005 12.卢广树，元明。表面处理行业手册：科学技术，1991