一、新型超高強(qiáng)度鋼及其強(qiáng)韌化設(shè)計(jì)研究背景

人類社會(huì)的進(jìn)步與材料發(fā)展息息相關(guān)。當(dāng)前，鋼鐵材料仍是最廣泛使用的結(jié)構(gòu)材料，為航空航天、先進(jìn)裝備制造、新能源、海洋工程以及先進(jìn)交通運(yùn)輸?shù)壬婕皣?guó)計(jì)民生和國(guó)家安全等重大關(guān)鍵領(lǐng)域提供關(guān)鍵材料支撐。近些年來(lái)，隨著大飛機(jī)、高鐵和先進(jìn)核能等重大工程的實(shí)施，先進(jìn)工業(yè)、輕型化設(shè)計(jì)等均對(duì)材料強(qiáng)度及綜合性能提出了更高的要求。然而，我國(guó)作為鋼鐵大國(guó)，在超高強(qiáng)度鋼為代表的高端鋼鐵材料的研發(fā)、品控、種類上與國(guó)際先進(jìn)水平存在較大差距，部分關(guān)鍵工業(yè)應(yīng)用領(lǐng)域仍完全依賴進(jìn)口。在目前嚴(yán)峻的國(guó)際政治形勢(shì)和激烈的國(guó)際競(jìng)爭(zhēng)態(tài)勢(shì)下，研發(fā)具有完全自主知識(shí)產(chǎn)權(quán)的高性能超高強(qiáng)度鋼、實(shí)現(xiàn)高品質(zhì)鋼材可控制造已迫在眉睫，這對(duì)于我國(guó)鋼鐵產(chǎn)業(yè)升級(jí)、搶占國(guó)際科技競(jìng)爭(zhēng)制高點(diǎn)具有重大意義。

超高強(qiáng)鋼一般指屈服強(qiáng)度大于1500 MPa的鋼鐵材料。由于應(yīng)用于飛機(jī)起落架、噴氣發(fā)動(dòng)機(jī)主軸、導(dǎo)彈殼體、核工業(yè)同位速分離的超高速離心轉(zhuǎn)筒結(jié)構(gòu)及高強(qiáng)緊固件等最具挑戰(zhàn)性的工程結(jié)構(gòu)材料領(lǐng)域（如圖1所示），超高強(qiáng)度鋼除了有極端的超高強(qiáng)度指標(biāo)要求，還對(duì)韌性、疲勞、應(yīng)力腐蝕、高溫以及材料成型性等綜合力學(xué)性能也提出了更高要求。近年來(lái)超高強(qiáng)度鋼不僅服役強(qiáng)度不斷提升，而且其使用范圍正不斷拓展到超高層建筑、先進(jìn)裝備制造、高速列車及其它國(guó)防裝備，高性能、低成本成為其重要的發(fā)展方向。

圖1 超高強(qiáng)度鋼部分用途

自上世紀(jì)四十年代以來(lái)，超高強(qiáng)度鋼強(qiáng)度的提升始終圍繞馬氏體相變和納米析出的精細(xì)調(diào)控而展開(kāi)。鋼鐵材料在高溫時(shí)為面心立方（FCC）奧氏體結(jié)構(gòu)而在相對(duì)較低溫度時(shí)為體心立方結(jié)構(gòu)（BCC）。當(dāng)冷卻速度較快時(shí)會(huì)發(fā)生面心立方向體心立方的連續(xù)切變，即馬氏體相變，導(dǎo)致材料內(nèi)部形成極高密度的晶格缺陷。當(dāng)碳含量較低時(shí)，內(nèi)部缺陷一般由高密度位錯(cuò)組成，造成這種馬氏體相本身高的強(qiáng)度和良好的塑性，事實(shí)上馬氏體相變產(chǎn)生的缺陷貢獻(xiàn)了幾乎所有超高強(qiáng)度鋼一半的強(qiáng)度。高溫奧氏體相可固溶高含量的碳以及其它合金元素，在轉(zhuǎn)變?yōu)榈蜏伢w心立方結(jié)構(gòu)的馬氏體相時(shí)可以形成高過(guò)飽和度的過(guò)飽和固溶體。通過(guò)后續(xù)的時(shí)效保溫，會(huì)形成高密度的納米析出相從而產(chǎn)生顯著的時(shí)效硬化并獲得超高的強(qiáng)度，這是目前多數(shù)超高強(qiáng)度鋼的強(qiáng)化思路。

據(jù)此思路，目前國(guó)際上開(kāi)發(fā)出了最具競(jìng)爭(zhēng)力的兩類超高強(qiáng)度鋼系列：高Co-Ni二次硬化鋼（HY180、AF1410, Aermet 100）和馬氏體時(shí)效鋼（C250-300, T250-300）。雖然合金成分（見(jiàn)表1）及強(qiáng)化相不同，但是強(qiáng)化機(jī)理均為半共格析出相與位錯(cuò)的強(qiáng)彈性交互作用，造成超高強(qiáng)度鋼大幅度提升強(qiáng)度的同時(shí)也導(dǎo)致其它性能，尤其是塑韌性的顯著下降，這種矛盾關(guān)系在強(qiáng)度突破2000 MPa時(shí)更為明顯，其均勻塑性幾乎為0（見(jiàn)圖2）。為保證良好的綜合性能，超高強(qiáng)度鋼往往需要添加高含量的昂貴合金元素原料（Co、Mo、Ni）保證高體積分?jǐn)?shù)析出，通過(guò)超純凈冶煉（極低的N、P、S夾雜含量）以及嚴(yán)苛復(fù)雜的熱處理工藝控制獲得超細(xì)組織及晶界調(diào)控，這使得超高強(qiáng)度鋼成本高昂，進(jìn)一步優(yōu)化更為困難，從而極大限制了材料高性能化發(fā)展，以及其在工業(yè)領(lǐng)域的應(yīng)用。因此，超高強(qiáng)度下強(qiáng)韌化機(jī)制的缺乏、愈發(fā)嚴(yán)重的強(qiáng)韌性矛盾以及極高的制備成本是制約超高強(qiáng)度鋼發(fā)展的關(guān)鍵挑戰(zhàn)。

表1 典型超高強(qiáng)度鋼的主要合金成分

圖2超高強(qiáng)度鋼的典型拉伸曲線。

超高強(qiáng)度鋼的力學(xué)性能主要決定于馬氏體基體和時(shí)效組織，相關(guān)研究主要集中在合金元素作用、多尺度結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)、先進(jìn)材料設(shè)計(jì)方法、析出相調(diào)控、析出相與位錯(cuò)交互作用、馬氏體板條結(jié)構(gòu)及位錯(cuò)組態(tài)控制等方面。近年來(lái)通過(guò)對(duì)強(qiáng)韌化機(jī)制的不斷探索和新制備技術(shù)的應(yīng)用，各國(guó)研制出了系列新的高性能、低成本超高強(qiáng)度鋼合金體系，在不同的應(yīng)用領(lǐng)域表現(xiàn)出良好的應(yīng)用前景。

二、超高強(qiáng)度鋼研究進(jìn)展及現(xiàn)狀

超高強(qiáng)度鋼主要包括以300M為代表的低合金鋼、高Co-Ni二次硬化鋼以及馬氏體時(shí)效鋼，其中低合金超強(qiáng)鋼韌性普遍低于其他兩類鋼種。隨著超高強(qiáng)度鋼制備技術(shù)尤其是高純凈度冶煉的長(zhǎng)期發(fā)展，傳統(tǒng)二次硬化鋼以及馬氏體時(shí)效鋼性能優(yōu)化已漸趨瓶頸。從材料組織角度講，這兩類鋼種的強(qiáng)化均依托于納米析出相在其周圍產(chǎn)生的強(qiáng)畸變場(chǎng)與位錯(cuò)的彈性交互作用，但是又不可避免地限制了析出相體積密度以及組織均勻性，造成強(qiáng)度的提升伴隨著其他性能的嚴(yán)重下降，往往需要極為復(fù)雜嚴(yán)苛的制備工藝和極高的合金含量保證服役性能。近年來(lái)，為了突破固有體系的性能限制，逐漸開(kāi)發(fā)了系列共格-半/非共格協(xié)同強(qiáng)韌化的新型超高強(qiáng)度鋼，表現(xiàn)出良好的應(yīng)用前景，但是所涉及的協(xié)同強(qiáng)韌化機(jī)制尚不清楚，也未形成相關(guān)設(shè)計(jì)準(zhǔn)則，高成本問(wèn)題依然嚴(yán)峻。同時(shí)為了縮短研發(fā)周期，美、法等發(fā)達(dá)國(guó)家開(kāi)展了材料集成計(jì)算技術(shù)、材料基因工程等技術(shù)加速超高強(qiáng)度鋼的發(fā)展，但是目前仍主要集中于單一強(qiáng)化體系，在多相協(xié)同析出強(qiáng)韌化方面鮮有報(bào)道。

2.1 高Co-Ni二次硬化鋼

高合金化的馬氏體二次硬化鋼主要有HY180, AF1410, HP9-4-20和HP9-4-3以及后來(lái)推出的Aermet100。這些鋼種的成分和熱處理制度都非常相似。如圖3所示，這些合金經(jīng)過(guò)時(shí)效后固溶的C元素主要以細(xì)小的M2C結(jié)構(gòu)析出而獲得超高強(qiáng)度。研究表明，M2C析出本身對(duì)韌性的提升效果非常有限，但是相比于其他馬氏體時(shí)效鋼，M2C析出并不降低固溶在基體中的Ni元素，而Ni元素能明顯提升位錯(cuò)交滑移能力，可以緩解微區(qū)應(yīng)力集中、鈍化微裂紋等，在宏觀上表現(xiàn)為顯著提高二次硬化超高強(qiáng)度鋼的韌性，因此，在目前研發(fā)的超高強(qiáng)度鋼中Ni是必不可少的重要元素。

圖3 高Co-Ni二次硬化鋼M2C相TEM。

HY180是第一個(gè)高強(qiáng)高韌的高Co-Ni二次硬化鋼，美國(guó)通用公司在高Co-Ni 二次硬化鋼HY180的基礎(chǔ)上研發(fā)了AF1410 鋼，獲得了強(qiáng)度、韌性的進(jìn)一步提升。AF1410 在最佳時(shí)效條件下具有極高的韌性，但強(qiáng)度值并不能達(dá)到和最常見(jiàn)的超高強(qiáng)度鋼300M 相同的級(jí)別。因此，在AF1410 鋼的基礎(chǔ)上，美國(guó)Carpenter公司通過(guò)微調(diào)合金成分，進(jìn)一步開(kāi)發(fā)了Aermet100 及Aermet310鋼。Aermet100 鋼是具有高韌性值的高Co-Ni 二次硬化鋼中的典型代表，其具有與300M相當(dāng)?shù)膹?qiáng)度以及接近AF1410 的高韌性，同時(shí)具有較高的抗應(yīng)力腐蝕能力。

從合金成分來(lái)看，高Co-Ni二次硬化鋼的發(fā)展主要體現(xiàn)在三個(gè)方面：首先，逐漸增加C及碳化物形成元素并控制其比例，從而增加M2C的平衡體積分?jǐn)?shù)。合適的Cr、Mo比例可降低M2C與基體的錯(cuò)配度從而促進(jìn)其高密度析出，還能夠降低亞穩(wěn)M2C的粗化速率并避免其他對(duì)韌性不利的碳化物析出。其次，提升Co、Ni含量，其中Ni是提高韌性的重要元素。Co能夠顯著抑制板條馬氏體中位錯(cuò)的回復(fù)并提升碳的活度，可顯著提升M2C借助于位錯(cuò)等缺陷的形核率并細(xì)化M2C組織。同時(shí)，Co是鋼中極少數(shù)能夠提升Ms點(diǎn)（即馬氏體轉(zhuǎn)變起始溫度）的合金元素。因此，Co添加能夠改善C及其他合金元素含量增加造成的Ms過(guò)低、馬氏體轉(zhuǎn)變不完全的關(guān)鍵問(wèn)題。最后，嚴(yán)格控制夾雜含量及種類，夾雜含量越來(lái)越低。Aermet100鋼的韌性對(duì)夾雜物體積分?jǐn)?shù)和平均間距的變化非常敏感，低體積分?jǐn)?shù)及大間距的夾雜能夠顯著緩解二次裂紋增強(qiáng)的微孔聚合，從而提升斷裂韌性。但是，即使當(dāng)夾雜程度非常低時(shí)，斷裂時(shí)仍會(huì)發(fā)生包括韌性的微孔聚合、脆性的解離及沿晶斷裂，合金本身屬性決定了斷裂韌性的上限。對(duì)于半共格析出組織本身而言，由于高能界面特征其組織結(jié)構(gòu)難以進(jìn)一步優(yōu)化。細(xì)化晶粒或者調(diào)控晶界結(jié)構(gòu)（比如晶界位置形成逆變奧氏體薄膜），成為進(jìn)一步優(yōu)化性能的關(guān)鍵，其能夠降低韌脆轉(zhuǎn)變溫度（尤其是三軸拉應(yīng)力狀態(tài)下的），并有效抑制不穩(wěn)定脆性裂紋的快速擴(kuò)展。以上是高Co-Ni馬氏體鋼獲得高強(qiáng)度高韌性的重要條件和手段。

對(duì)于Aermet100和AF1410的強(qiáng)化機(jī)制，研究表明，隨時(shí)效溫度的升高，魏氏滲碳體減少，共格M2C相逐漸形成，引起強(qiáng)度上升并達(dá)到強(qiáng)度峰值。在454℃以上時(shí)效時(shí)，隨時(shí)效溫度的升高，M2C碳化物長(zhǎng)大并逐漸失去與基體的共格關(guān)系，同時(shí)位錯(cuò)密度降低，導(dǎo)致強(qiáng)度下降。該溫度下晶界及板條界面處奧氏體的增加也導(dǎo)致了 482℃時(shí)效時(shí)材料強(qiáng)度下降。因此只有當(dāng)析出相為M2C、且與基體保持共格關(guān)系時(shí)才能獲得最高的強(qiáng)度。多數(shù)研究認(rèn)為M2C為六方結(jié)構(gòu)，長(zhǎng)軸方向沿著BCC，取向關(guān)系為[100]M//[100]M2C，[110]M//[001]M2C。M2C中M所占據(jù)的點(diǎn)陣位置通過(guò)固溶一定量的Cr元素可以有效的降低a軸方向上的錯(cuò)配度從而促進(jìn)M2C高密度析出。M2C產(chǎn)生的強(qiáng)化效果主要來(lái)源于和位錯(cuò)的彈性交互作用，Cr的固溶雖然可以降低M2C與基體的錯(cuò)配度，但是彈性畸變是由晶格錯(cuò)配度和M2C的尺寸共同決定。因此，Cr的添加可細(xì)化組織的同時(shí)提升材料強(qiáng)度。此外，Aermet 100中相對(duì)高的Cr含量還可以降低碳化物的形成溫度并加速M(fèi)2C形成，從而避免過(guò)高時(shí)效溫度導(dǎo)致的逆轉(zhuǎn)變奧氏體增多伴隨的強(qiáng)度下降。

Aermet 100鋼高的斷裂韌性還和一定溫度時(shí)效后在馬氏體板條界面位置處形成的奧氏體薄膜有關(guān)。圖4所示為馬氏體板條界面處形成的薄膜奧氏體組織，Sato等證實(shí)馬氏體晶界可通過(guò)這些逆變奧氏體的塑性變形發(fā)生滑動(dòng)，從而能夠有效的鈍化裂紋尖端并提高斷裂韌性。但是亞穩(wěn)奧氏體在相變后形成的脆性相會(huì)顯著降低材料疲勞性能。Ayer等認(rèn)為由于Aermet100 鋼具有較低的Ac1 溫度，因此易于形成逆轉(zhuǎn)變奧氏體，同時(shí)形成的逆轉(zhuǎn)變奧氏體中富集了大量的Ni、Co、C 元素，使得其Ms 溫度較低，從而保持了逆轉(zhuǎn)變奧氏體的穩(wěn)定性。從熱力學(xué)平衡角度講，奧氏體在室溫以上可以穩(wěn)定存在，而Aermet100鋼又固溶相對(duì)高含量的間隙C元素，由于其遠(yuǎn)高于置換型溶質(zhì)元素的擴(kuò)散系數(shù)，相比于其他馬氏體時(shí)效鋼，Aermet100可通過(guò)C的快速富集更加容易獲得逆轉(zhuǎn)變奧氏體（類似于Q-P鋼及超級(jí)貝氏體鋼中C的配分），因此形成了這種非常獨(dú)特的納米析出和奧氏體薄膜組織。此外，通過(guò)臨界區(qū)退火獲得熱穩(wěn)定奧氏體可進(jìn)一步提高Aermet100的斷裂韌性。

圖4 二次硬化鋼中逆轉(zhuǎn)變奧氏體薄層， Austenite layer-薄膜奧氏體

目前，通過(guò)制備工藝優(yōu)化，Aermer100在2GPa強(qiáng)度下的韌性幾乎已經(jīng)達(dá)到極致。但是對(duì)于強(qiáng)韌化機(jī)理的認(rèn)知仍然由很多爭(zhēng)議的地方，比如超過(guò)韌化峰值溫度后斷裂韌性的顯著下降，M2C結(jié)構(gòu)及化學(xué)成分不明確，薄膜奧氏體穩(wěn)定性及韌化作用等。從合金化角度講，沿著HY180、AF1410、Aermet100的設(shè)計(jì)路線，繼續(xù)提高碳及M2C的含量提升強(qiáng)度面臨著Ms點(diǎn)過(guò)低難以獲得全馬氏體組織、成型性及焊接性能繼續(xù)惡化的關(guān)鍵問(wèn)題，因此M2C強(qiáng)化幾乎趨近瓶頸，近年來(lái)通過(guò)協(xié)同半共格M2C及共格B2相成為新的發(fā)展方向，具體見(jiàn)2.3節(jié)。

2.2 馬氏體時(shí)效鋼

馬氏體時(shí)效鋼是指以無(wú)碳或微碳的鐵鎳馬氏體為基體，通過(guò)合金化Mo、Ti、Co、Al等元素時(shí)效時(shí)能產(chǎn)生金屬間化合物以進(jìn)行沉淀硬化的超高強(qiáng)度鋼，主要包括18Ni為基礎(chǔ)的馬氏體時(shí)效鋼以及PH 13-8Mo，PH 17-4等為代表的馬氏體時(shí)效不銹鋼。

相對(duì)于馬氏體二次硬化鋼，馬氏體時(shí)效鋼不僅具有極高的強(qiáng)度和韌性，因其極低的碳含量，低碳板條馬氏體室溫加工硬化系數(shù)極低，使其具有極為優(yōu)異的熱、冷變形能力，包括拉拔、冷軋、彎曲、深沖等大變形冷加工都很容易實(shí)現(xiàn)，直接變形可超過(guò)90%。同時(shí)，相比其他碳增強(qiáng)材料，馬氏體時(shí)效鋼不僅具有焊接性好、淬透性高和變形小的特定，而且不存在脫碳問(wèn)題。因此，基于其極為優(yōu)異的成型性、強(qiáng)韌性和高的熱穩(wěn)定性，馬氏體時(shí)效鋼廣泛應(yīng)用于超高壓容器、同位素分離用超高速轉(zhuǎn)筒筒體、導(dǎo)彈殼體、發(fā)動(dòng)機(jī)轉(zhuǎn)子、飛機(jī)起落架及熱作模具鋼等國(guó)民經(jīng)濟(jì)重大關(guān)鍵領(lǐng)域和重要國(guó)防裝備。

馬氏體時(shí)效鋼產(chǎn)生于1960年代初，INCO公司相繼開(kāi)發(fā)了1400，1700，1900及2400 MPa級(jí)別的Fe-Ni馬氏體時(shí)效鋼，并將其應(yīng)用于火箭發(fā)動(dòng)機(jī)殼體。在該合金體系中，Ni元素一部分固溶于基體保持?jǐn)嗔秧g性，一部分形成析出相。Co和Mo是馬氏體時(shí)效鋼中重要的析出控制元素，Co固溶于基體與Mo發(fā)生協(xié)同作用，促進(jìn)增強(qiáng)相Ni3Mo在板條內(nèi)部的高密度析出。不同級(jí)別的馬氏體時(shí)效鋼的合金化主要表現(xiàn)在Mo、Ti含量的差別。Ti含量從0.2增加到0.7%時(shí)其強(qiáng)度可以從1400 MPa增加到2000 MPa，主要原因是高密度半共格Ni3(Ti, Mo)相的形成（見(jiàn)圖5）。基于Ti的顯著強(qiáng)化作用，后續(xù)又研發(fā)了包括T250和T300的系列高Ti無(wú)Co馬氏體時(shí)效鋼[43]，但是韌性相較于含Co鋼有明顯下降。無(wú)Co高Ti不可避免地引入了粗大Fe2(Mo,Ti)晶界析出（>100 nm）、TiC碳化物（>500 nm）以及含Ti的立方形狀?yuàn)A雜等對(duì)韌性極為不利的結(jié)構(gòu)，為保證綜合性能對(duì)制備工藝提出了更高的要求。

圖5 馬氏體時(shí)效鋼中強(qiáng)化相η-Ni3(Ti,Mo)高分辨

馬氏體時(shí)效鋼的強(qiáng)化通常由多種金屬間化合物的協(xié)同析出所決定，其中主要的強(qiáng)化相與二次硬化鋼中的M2C相似，均與基體有明確的共格取向關(guān)系，這也是其可以獲得高密度、小尺寸組織的主要原因。強(qiáng)化峰值往往也對(duì)應(yīng)與共格界面的保持，即高強(qiáng)度同樣源自與位錯(cuò)的彈性交互作用。過(guò)時(shí)效時(shí)共格界面演變?yōu)榉枪哺袂野殡S著逆轉(zhuǎn)變奧氏體的形成，造成強(qiáng)度下降的同時(shí)韌性大幅提升。馬氏體時(shí)效鋼的時(shí)效行為與二次硬化鋼有所差異，主要原因可能與含C和不含C逆變奧氏體不同的轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)相關(guān)。因此，綜合考慮二次硬化鋼和馬氏體時(shí)效鋼完全不同的力學(xué)性能演化規(guī)律，進(jìn)一步探索納米析出相和逆轉(zhuǎn)變奧氏體協(xié)同控制、以及兩者在裂紋擴(kuò)展過(guò)程中的行為及作用，對(duì)于發(fā)展新一代超高強(qiáng)度鋼具有重要意義。

2.3 共格及半/非共格析出協(xié)同強(qiáng)化的新型超高強(qiáng)度鋼

馬氏體時(shí)效鋼及二次硬化鋼兩類超高強(qiáng)度鋼的發(fā)展表明，單純借助于某一類強(qiáng)化相的超高強(qiáng)度鋼幾乎達(dá)到了性能極限，具有不同屬性析出相的協(xié)同析出以及其產(chǎn)生的協(xié)同強(qiáng)化效應(yīng)成為超高強(qiáng)度強(qiáng)韌化設(shè)計(jì)的新方向。協(xié)同析出強(qiáng)化具有以下三個(gè)優(yōu)勢(shì)：一是打破合金體系限制。純粹的提升某一種析出相的形成元素不僅會(huì)造成析出相形成溫度過(guò)高、低的奧氏體穩(wěn)定性及初始組織有未溶粗大析出物等問(wèn)題，而且溶質(zhì)含量過(guò)高時(shí)析出相易于粗化、熱穩(wěn)定性較低，通過(guò)多種不同類型析出的合金化，可以突破第二相體積分?jǐn)?shù)的限制；二是細(xì)化組織。各種析出相在形成過(guò)程中會(huì)發(fā)生協(xié)同效應(yīng)，從而影響析出相的形核長(zhǎng)大行為和熱穩(wěn)定性；三是促進(jìn)均勻塑性流變。不同類型析出相和位錯(cuò)交互作用不同，通過(guò)協(xié)同作用可以一定程度上避免各自引起的對(duì)于塑性流變的不利影響。

研究發(fā)現(xiàn)，單純的依靠共格有序析出強(qiáng)化使得鐵素體韌性極低，但是通過(guò)協(xié)同非共格析出M2C和共格的NiAl和M2C，可以有效避免應(yīng)變集中，從而保持高強(qiáng)度的同時(shí)大幅提升了材料韌性。后來(lái)在Aermet100基礎(chǔ)上發(fā)展了含Co的GE1014，由M2C和NiAl相協(xié)同強(qiáng)化，避免了馬氏體鋼中Ti的不利作用同時(shí)提升了M2C組織的熱穩(wěn)定性，從而推動(dòng)了GE90發(fā)動(dòng)機(jī)風(fēng)扇中間軸的性能提升和更新?lián)Q代。Delagnes等發(fā)現(xiàn)共格NiAl相形成速度快且熱穩(wěn)定性高，不僅保留了馬氏體中高密度位錯(cuò)，而且細(xì)化了M2C組織并抑制了粗大滲碳體的形成。為避免Ti對(duì)抗疲勞及韌性的不利作用，同時(shí)又要維持馬氏體時(shí)效鋼的超高強(qiáng)度， Rhoads等在含Co馬氏體的基礎(chǔ)上去除了Ti，這使得在該鋼種中添加0.2 wt.%的C成為可能，進(jìn)而通過(guò)調(diào)節(jié)Cr，Mo含量研發(fā)了Ni3Mo和M2C協(xié)同強(qiáng)化的馬氏體時(shí)效鋼，非金屬夾雜含量大幅下降，抗疲勞性能得到改善，這種成分設(shè)計(jì)的調(diào)整也使其能夠在高達(dá)400°C的溫度條件下服役成為可能。日本也通過(guò)以Al代Ti發(fā)展Ni3Mo和NiAl協(xié)同強(qiáng)化改善其疲勞性能，研發(fā)類似含Co不含Ti的超高強(qiáng)鋼應(yīng)用于汽車無(wú)級(jí)變速帶上。劍橋大學(xué)Sun等設(shè)計(jì)了NiAl和Laves相協(xié)同強(qiáng)化的新型馬氏體時(shí)效鋼，使得超高強(qiáng)度鋼具有優(yōu)異的高溫力學(xué)性能，在500℃ 700 MPa條件下，蠕變壽命超過(guò)2000小時(shí)。以上結(jié)果表明，目前的研究仍然以半共格析出基礎(chǔ)上添加少量共格析出為主，半共格析出本身的瓶頸問(wèn)題仍無(wú)法避免。主要問(wèn)題在于缺乏協(xié)同析出組織調(diào)控及協(xié)同強(qiáng)韌化原理的系統(tǒng)深入研究以及針對(duì)于協(xié)同析出的合金設(shè)計(jì)準(zhǔn)則。

2.4 多尺度計(jì)算模擬與新型耐蝕超高強(qiáng)度鋼

相比于低合金鋼，超高強(qiáng)度鋼合金元素種類多、含量高，且制備工藝復(fù)雜，同時(shí)對(duì)各個(gè)尺度下的組織結(jié)構(gòu)均有嚴(yán)格的要求，基于傳統(tǒng)試錯(cuò)法的研發(fā)方式雖然可以明確簡(jiǎn)化合金體系背后的物理冶金原理，但是存在周期長(zhǎng)、效率低等諸多問(wèn)題，顯然已經(jīng)不能滿足目前新型超高強(qiáng)度鋼的研發(fā)要求，尤其是復(fù)雜合金體系、多相協(xié)同強(qiáng)化的情況。高性能鋼鐵材料的研發(fā)模式需要向理性設(shè)計(jì)轉(zhuǎn)變。

圖6 材料基因科技發(fā)展歷程

Materials Genome Timeline-材料基因工程發(fā)展歷程；Computational Materials Design-計(jì)算材料學(xué)；Integrated ComputationalMaterials Engineering-集成計(jì)算材料學(xué)；Alloys-合金；Polymers-聚合物；Ceramics-陶瓷；Composites-復(fù)合材料)；Refractory-難熔合金

美國(guó)Olson團(tuán)隊(duì)率先展開(kāi)了基于數(shù)據(jù)庫(kù)、多尺度材料模擬設(shè)計(jì)、高通量表征測(cè)試的集成計(jì)算技術(shù)和理性研發(fā)模式，搭建了多尺度模擬分析平臺(tái)，用以綜合分析“成分-工藝-性能-工程生產(chǎn)”整個(gè)過(guò)程對(duì)材料性能的影響。圖6所示是材料基因工程發(fā)展的歷程，目前，美國(guó)通過(guò)集成計(jì)算技術(shù)先手研發(fā)了Ferrium S53 和Ferrium M54兩種綜合性能優(yōu)異的新型耐蝕超高強(qiáng)度鋼，優(yōu)化并確定了其在包括鑄造-鍛造-均勻化-時(shí)效整個(gè)過(guò)程中的工藝參數(shù)，最終應(yīng)用在了飛機(jī)起落架、艦艇燃?xì)廨啓C(jī)主軸等美國(guó)軍事裝備上，有效的縮短了鋼鐵材料的研發(fā)周期和成本。Xu等人基于熱力學(xué)數(shù)據(jù)庫(kù)也發(fā)展了其他體系高強(qiáng)鋼。然而，隨著合金體系變得更為復(fù)雜但協(xié)同析出強(qiáng)韌化的機(jī)理尚不明確，對(duì)于復(fù)雜體系的集成計(jì)算技術(shù)目前尚未見(jiàn)有詳細(xì)報(bào)道，相信隨著基礎(chǔ)理論的不斷完善，未來(lái)基礎(chǔ)計(jì)算技術(shù)必將發(fā)揮其獨(dú)特的魅力。

未完待續(xù)。。。。

參考文獻(xiàn)從略