超高强度材教学课件PPT.ppt

第二章 超高强度材料,第一节 发展现状 1、产生的背景 现代科学技术和生产的迅猛发展对新材料的需求，特别是某些高技术领域的发展对新材料的需要，航空、航天、国防等。 航天 飞行器 强度高、重量轻(比强度、比刚度高） 军工 潜艇 锅炉、高压容器,机器制造业和建筑业所用的钢材一般通称结构钢。在航空工业中结构钢主要用于制造重要承力结构件、连接件、紧固件和传动系统零件等。高强度钢具有高的比强度、良好的疲劳性能和工艺性能,且价格低廉,在航空产品上得到广泛应用，其中超高强度钢的使用是一大亮点。超高强度钢的主要特点是具有很高的强度和足够的韧性,用于制造承受高应力的重要构件,是制造国防尖端武器的关键材料。 一般认为屈服强0.21350mpa的钢为超高强度钢。 其应用很广泛,如在航空领域多用于制造飞机起落架、机翼主梁、平尾大轴、直升机旋翼轴、接头和对接螺栓等。制作的飞机起落架,承受着飞机的全部质量和起落时的振动与冲击载荷;制作固体火箭发动机壳体,保证了极高的稳定性和可靠性;制作新型战术导弹的侵彻弹弹体,可以高达700900m/s的速度撞击混凝土目标,并穿入至一定深度后爆炸,从而达到破坏机场跑道、摧毁地下设施、遏制战斗力的效果。目前各类钢在战斗机中的用量约占总质量的5%8%,但是作用却非常重要,是航空制造业必不可少的材料。,第二节 材料的强度和强化机制 1、固溶强化 溶质原子溶入溶剂中形成固溶体时可发生强化作用，称 为固溶强化。由于溶质原子的存在，使晶格发生畸变， 从而使固溶体的硬度、 强度提高，塑性韧性 下降. 例如:碳钢fe中的c ， 晶格畸变-提高了塑性 变形抗力。见右图.,空位( vacancy ) ： 晶格结点处无原子 置换原子( gap atom ) ： 晶格结点处为其它原子占据 间隙原子( substitutional atom ) ： 原子占据晶格间隙,a、 点缺陷( point defect ) 晶格结点处或间隙处，产生偏离理想晶体的变化,置换原子 引起的晶格畸变,空位引起的晶格畸变,晶格畸变,溶质原子溶入晶格畸变位错远动阻力上升金属塑性变形困难强度、硬度升高。,图2.1 铜镍合金相图及其固溶体性能与成分的关系,溶质原子溶入基体金属后，合金的变形抗力总是提高，即所谓固溶强化现象。图2.1为cu-ni固溶体的强度、塑性随其成分变化的关系，可以发现其强度、硬度随溶质含量增加而增加，而塑性指标则呈现相反的规律。,研究发现，溶质原子的加入通常同时提高了屈服强度和整个应力应变曲线的水平，并使材料的加工硬化速率增高，如图2.2所示即为铝溶有镁后的应力应变曲线。不同溶质原子引起的固溶强化效果是不同的，如图2.2所示。,图2.2 铝溶有镁后的应力应变 曲线,图2.3 溶入合金元素对铜单晶临 界分切应力的影响,产生固溶强化的原因，是由于溶质原子与位错相互作用的结果，溶质原子不仅使晶格发生畸变，而且易被吸附在位错附近形成柯氏气团，使位错被钉扎住，位错要脱钉，则必须增加外力，从而使变形抗力提高.,柯氏cotrell气团溶质原子偏聚segregation,在位错线附近存在溶质原子偏聚，位错的滑移受到约束和钉扎作用，塑性变形难度增加，金属材料的强度增加。,2、细晶强化 . hall-pitch关系：s=0+kyd-1/2 .细晶强化：晶粒细化强度、硬度提高、塑性提高、韧性提高，,细晶强化是金属的一种非常重要的强韧化手段！,。,图2-4 屈服强度与晶粒尺寸的关系图,图 2-5 等强温度示意图,所以，作为材料强化的一种有效手段，晶粒细化在大多数情况下都是我们所期望的，尤其与我们以后所涉及的其它强化方式相比，细晶化是唯一的一种在增加材料强度的同时也增加材料塑性的强化方式。,不过，由于细晶强化所依赖的前提条件是晶界阻碍位错滑移，这在温度较低的情况下是存在的。而晶界本质上是一种缺陷，当温度升高时，随着原子活动性的加强，晶界也变得逐渐不稳定，这将导致其强化效果逐渐减弱，甚至出现晶界弱化的现象。 因此，实际上多晶体材料的强度温度关系中，存在一个所谓的“等强温度”，小于这个温度时，晶界强度高于晶内强度，反之则晶界强度小于晶内强度如图2-5所示。,3、弥散强化,当合金的组织由多相混合物组成时，合金的塑性变形除与合金基体的性质有关外，还与第二相的性质、形态、大小、数量和分布有关。,当在晶界呈网状分布时，对合金的强度和塑性不利； 当在晶内呈片状分布时，可提高强度、硬度，但会降低塑性和韧性；,珠光体,当在晶内呈颗粒状弥散分布时，第二相颗粒越细，分布越均匀，合金的强度、硬度越高，塑性、韧性略有下降，这种强化方法称弥散强化或沉淀强化,ni-cr superalloys 碳化物粒子弥散在fcc基体上,颗粒钉扎作用的电镜照片,原因:是由于硬的颗粒不易被切变，因而阻碍了位错的运动，提高了变形抗力。,orowan mechanism,弥散强化,4. 加工硬化（形变硬化）（冷作硬化）（性能）,加工硬化金属在冷态下进行塑性变形时，随着变形度的增加，其强度、硬度提高，塑性、韧性下降,单晶体金属的塑性变形,弹性变形 解理断裂,外力,切应力,正应力,塑性变形,滑移 slip 孪生 twinning 扭折 kink,dominant,滑移带slip bands的形成 弹性变形外力克服单晶原子间的键合力，使原子偏离其平衡位置，试样开始伸长。 晶面滑移当外力大于屈服极限后，沿单晶的某一特定晶面原子产生相对滑移。随应力的增加，发生滑移的晶面增加，塑性变形量加大。,a. 滑移 slip 滑移是指晶体的一部分沿一定的晶面和晶向相对于另一部分发生滑动位移的现象。,位错的滑移？,滑移的结果在晶体表面形成台阶，称滑移线，若干条滑移线组成一个滑移带。,铜拉伸试样表面滑移带,滑移带slip bands和滑移线slip lines,通常，滑移带是很狭窄的，往往观察到的是呈线状的滑移带。,滑移发生在晶体的密排面上，并沿密排方向进行。,密排面的d最大，点阵阻力最小，最容易滑移,密排晶向原子间距最小，单位滑移量小； 相互作用力最大，滑移原子间距保持不变。,?,滑移系 slip systems,滑移系 = 滑移面 * 滑移方向,fcc结构 滑移面：111 滑移方向：,一个滑移面和其上的一个滑移方向构成一个滑移系。,滑移系越多，金属发生滑移的可能性越大，塑性也越好。,金属中的滑移系,临界分切应力tc,外力f 作用在面积为a 的园柱体上，在滑移面上产生的分切应力,宏观起始 拉伸应力,取向因子 orientation factor,当外力在某一滑移系中的分切应力达到一定临界值时，该滑移系方向首先发生滑移，该分切应力称为临界分切应力critical resolved shear stress。,施密特因子 schmid factor, = = 45o时,临界分切应力tc,是材料常数，与晶体取向无关！其大小取决于位错在滑移面上运动时所受的阻力。,ss小,软取向,ss大,硬取向,滑移的位错机制 点阵阻力 派-纳力 p-n force,实测晶体滑移的临界切应力较理论计算低34个数量级，表明晶体滑移是借助位错在滑移面上运动而逐步实现的。 晶体滑移的阻力,其他位错对运动位错的作用力,晶体点阵对位错运动的阻力 -点阵阻力,dominant!,滑移变形的特点 ： 滑移只能在切应力的作用下发生。,产生滑移的最小切应力称临界分切应力tc。, 滑移常沿晶体中原子密度最大的晶面和晶向发生。 ?,bcc和fcc的密排面和密排方向？,因原子密度最大的晶面之间面间距最大，结合力最弱，阻力最小，产生滑移所需切应力最小。,(020),bcc,滑移时，晶体两部分的相对位移量是原子间距的整数倍., 滑移的同时伴随着晶体的转动。,转动的原因：晶体滑移后使s分量和t分量组成了力偶.,当滑移面、滑移方向与外力方向都呈45角时，滑移方向上切应力最大，因而最容易发生滑移。 滑移后, 滑移面两侧晶体的位向关系未发生变化。,转动的方式,滑移面向外力轴方向转动 滑移面上滑移方向向最大切应力方向转动。,(5) 滑移是通过滑移面上的位错的运动来实现的。,滑移不是刚性滑动,晶体通过位错运动产生滑移时，只在位错中心的少数原子发生移动，它们移动的距离远小于一个原子间距，因而所需临界切应力小，这种现象称作位错的易动性。,多晶体金属的塑性变形,晶界及晶粒位向差的影响,（1）晶界的影响,当位错运动到晶界附近时，受到晶界的阻碍而堆积起来,称位错的塞积。要使变形继续进行, 则必须增加外力, 从而使金属的变形抗力提高。,晶界对塑性变形的影响,cu-4.5al合金晶界的位错塞积,(2) 晶粒位向的影响 由于各相邻晶粒位向不同，当一个晶粒发生塑性变形时，为了保持金属的连续性，周围的晶粒若不发生塑性变形，则必以弹性变形来与之协调。这种弹性变形便成为塑性变形晶粒的变形阻力。由于晶粒间的这种相互约束，使得多晶体金属的塑性变形抗力提高。,2. 多晶体金属的塑性变形过程,首先发生滑移的是滑移系与外力夹角等于或接近于45的晶粒。 当塞积位错前端的应力达到一定程度，加上相邻晶粒的转动，使相邻晶粒中原来处于不利位向滑移系上的位错开动，从而使滑移由一批晶粒传递到另一批晶粒，当有大量晶粒发生滑移后，金属便显示出明显的塑性变形。,塑性变形 改变晶粒组织和结构,产生加工硬化的原因是: 1、随变形量增加, 位错密度增加，由于位错之间的交互作用(堆积、缠结)，使得位错难以继续运动，从而使变形抗力增加；,位错密度与强度关系,最本质原因,其它原因: 2、随变形量增加，亚结构细化，亚晶界对位错运动有阻碍作用； 3、随变形量增加, 空位密度增加，空位阻碍位错运动； 4、由于晶粒由有利位向转到不利位向而发生几何硬化，因而变形抗力增加。位错选择在最易启动和运动的晶粒取向的晶粒进行，但是随着变形发生，晶粒要转动，逐渐离开原来的取向，因而偏离有利位向，而发生几何硬化，即位错难以启动和运动。,现象,加工硬化是强化金属的重要手段之一,由于加工硬化,有变形的地方就慢慢变得不能变形，而变形要转移到其它地方，致使最后均匀塑性变形。,晶体： 非晶体：,具有加工硬化，产生塑性变形 就没有塑性，很脆！,塑性变形的方式,金属及合金强化途径,滑移,孪生,扭折,固溶强化,细晶强化,弥散强化,加工硬化,各自的特点和区别,多晶体的塑性变形,晶界和晶粒位相差的影响,整个塑性变形的过程,合金的塑性变形,产生强化的本质原因,第三节 超高强度钢的类型、性能和应用,一、低合金超高强度钢 35simnmov 屈服强度 1500mpa 40crnimo 屈服强度 1600mpa 高强度部件 飞机起落架 二、中合金超高强度钢 4cr5movsi 合金总量1.5% 耐热高强度部件 三、高合金超高强度钢 马氏体时效钢 18ni 屈服强度 2050 mpa 20ni 1750 mpa 25ni 1800 mpa 飞机、火箭中、原子能结构件,1.1 马氏体时效钢 马氏体时效钢是一种以fe-ni为基础的高合金钢,它通过金属间化合物在含碳极低的高ni马氏体基体中弥散析出来获得超高强度。当ni含量大于6%时,高温奥氏体冷却至室温时转变为马氏体,再加热至约500,此马氏体仍保持稳定。已用于工业生产的马氏体时效钢的c含量不高于0.03%,ni含量在18%25%,同时还添加有各种能产生时效硬化的合金元素,mo,ti,al,co和nb等。为了获得高韧度,应尽量降低钢中的p,s,c和n含量。 根据ni含量,马氏体时效钢分为18ni,20ni和25ni三种类型,其中18ni马氏体时效钢因加工容易,应用最广泛。,18ni马氏体时效钢 随着ti含量从0.20%提高到14%,屈服强度可以在13752410mpa之间变化,其分为200,250,300,350和400ksi五个级别,商业名称分别为m200,m250,m300,m350和m400。提高ni含量可降低 马氏体相变开始点ms,获得很细的低c高ni板条马氏体,再利用金属间化合物在含碳极低的马氏体中弥散析出达到硬化。 这种超低碳、高纯度、高ni含量保证了马氏体时效钢的良好韧性。美国、英国和日本先后在20世纪60年代中、末期用马氏体时效钢制造了各种不同直径的火箭发动机壳体和发动机轴等2。马氏体时效钢的优点是强度和韧性好。时效硬化前,因含碳极低故容易加工,焊接性也好;固溶处理后淬火开裂危险性小,热处理变形很小。但其弹性模量低,刚性不足,抗疲劳性能也低于300m钢。而且,其 化学成分的微小变化会引起力学性能的很大波动,限制了它在航空上的应用。,1.2 hp9-4-x系列 1962年,美国的republic steel公司在9%ni低温用钢基础上成功研制出hp9-4-x系列钢4。利用回火马氏体组织得到高强度;利用高ni含量来达到固溶强化,使钢的韧脆转变温度向低温移动,具有较好的低温韧性,同时具有良好的抗应力腐蚀性能和工艺性能;利用co来防止ms点降得过低,从而减少残余奥氏体量,使焊缝热影响区的马氏体在高温形成。所以,这类钢具有十分良好的可焊性,断裂韧度也很突出,与同一屈服强度的超高强度钢比较,显示出最好的kic值。该系列钢应用于火箭发动机壳体、飞机结构部件、船身与潜艇壳体、炮筒与装甲板等。在9ni-4co系列钢的基础上,dabkowski等5成功地研制出深海潜艇壳体用钢hy180,创造出第一个高co-ni合金钢。 这种钢的拉伸强度约为1380mpa,断裂韧度198mpam1/2,当时认为这是优良韧度与强度匹配的重要突破,但这一强度水平尚不能满足大多数航空构件的要求。,1.3 低碳、高钴镍二次硬化钢 20世纪70年代,为满足快速发展的航空工业对材料的需要,人们分析了航空构件的结构质量效率和对材料断裂韧度的要求,提出了开发新型高强度合金钢的目标,既要求可焊接的合金钢强度达到15861724mpa,又要求断裂韧度超过125mpam1/2,而且为适应大型构件的需要,获得此高强韧度只能通过热处理方法。,仅从强韧性来看,当时出现的马氏体时效钢已能满足要求,但损伤容限和耐久性都无法达到航空构件材料的使用要求。,speich6对co-ni马氏体钢进行了开创性研究,在此基础上建立的高强度和高韧度的ni-co系二次硬化型超高强度钢以其综合性能好而得到迅速发展。,1978年,通用动力(general dy-namics)和republic steel公司合作,在speich等人的研究成果基础上2,7,由little c d等8在hy180钢的基础上提高c和co的含量,研制成功了替代hy180的钢种,即可焊接的新一代超高强度钢af1410。,该钢经510时效后屈服强度可达到1600mpa,断裂韧度超过150mpam1/2,并有很好的抗应力腐蚀性能,其断裂韧度临界值kiscc值高达80mpam1/2,可在海洋气候条件下应用。因此该钢以高的强韧性、良好的加工性能和焊接性能而成为航空界欢迎的一种新型材料。,自其问世以来,通过大量深入的研究,af1410钢已日益成熟,并得到广泛的应用。它主要用于制造飞机和飞机发动机的主要受力构件,美国已成功用它制造可变机翼枢轴接头、平尾大轴、着陆钩和起落架等零件。,但af1410钢的最大拉伸强度只有1620mpa左右,这样强度的材料不能像300m钢那样制造高强度-质量比的高应力结构件。人们期望一种不但具有300m钢的高强度,又af1410钢的高断裂韧度的合金。,在保持af1410超高强度钢良好韧性的基础上,为了进一步提高其强度及在海洋环境中的抗应力腐蚀开裂性能和降低韧脆性转变温度,1991年,美国car-penter公司的hemphill r m等9沿用hy180钢和af1410钢的基本冶金思路,运用统计理论和计算机技术,建立了一个fe-co-ni-mo-cr-c合金系性能和元素间相互作用关系的计算机模型,成功地设计和实验验证了一种新型超高强度钢aermet100,该钢与af1410钢相比,从化学成分来看c含量提高了,主要合金元素ni,cr,co和mo等的含量也得到了调整,同时把残留元素s,p,n和o的含量控制在非常低的水平,因为二次硬化型超高强度钢的高韧度与钢的高纯度有密切关系,杂质的存在会严重影响材料的强韧度10 ;从室温力学性能来看,强度有了进一步提高,但韧度稍有下降。,aermet100钢的抗拉强度1930mpa,断裂韧度110mpam1/2,并且具有良好的抗应力腐蚀性能11。在抗拉强度为1930mpa或更高的钢中(aermet100,300m和h-11),aermet100钢具有最高的断裂韧度,显示出优异的强度和韧度匹配。不仅如此,由于aermet100钢是高合金钢,其耐一般腐蚀性能明显优于低合金超高强度钢。,aermet100钢提供了航空工业所希望的强度、疲劳抗力和应力腐蚀开裂抗力等优良的综合性能,它可以代替现有任何一种超高强度钢制造航空受力件,使用它可以减小构件尺寸,减轻质量,提高可靠性和延长寿命。,aermet100钢可以用于制造起落架、涡轮发动机轴和承力螺栓等. 如用aer-met100钢替代300m钢做起落架,可克服300m钢的低断裂韧度和对应力腐蚀开裂敏感等缺点; 用aer-met100钢替代马氏体时效钢做机轴,是因为它具有足够的刚度和强度,尤其是疲劳强度; 用aermet100钢替代h-11钢是因为它的韧