Ultrahochfester Edelstahl

Januar 11, 2023

Schlüsselwörter: ultrahochfester Edelstahl, Verstärkungs- und Vorspannmechanismus, Wasserstoffversprödung, Spannungskorrosion, gefällte Phase, umgekehrt transformierter Austenit

Anwendung von hochfestem Edelstahl

Hochfester Edelstahl ist in der Luft- und Raumfahrt, der Schiffstechnik und im Energiebereich weit verbreitet, wie zum Beispiel:

  • Das Hauptlagerelement des Flugzeugs
  • Verbindungselement
  • Satelliten-Gyroskop
  • Raumschiff Shell
  • Offshore-Ölplattform
  • Automobilindustrie
  • Kernenergieindustrie
  • Getriebe- und Lagerbau

Die Entwicklungsgeschichte von hochfestem Edelstahl

  • Um den Bedarf der Luft- und Raumfahrt und der Schiffstechnik an korrosionsbeständigen Hochleistungsbaustählen zu decken, entwickelte die amerikanische Carnegie Illionois Steel Company 1946 erfolgreich die erste Generation martensitischer ausscheidungshärtender Edelstahle – Stainless W.
  • Auf der Grundlage des Edelstahllegierungssystems werden Cu- und Nb-Elemente hinzugefügt und Al- und Ti-Elemente entfernt. Arm-co Steel Company aus den Vereinigten Staaten entwickelte 1948 17-4PH-Stahl. Aufgrund seiner guten Festigkeit, Zähigkeit und Korrosionsbeständigkeit wird es nicht nur in F-15-Flugzeugfahrwerkskomponenten verwendet, sondern auch häufig bei der Herstellung von Verbindungselementen und Triebwerken. Teile, aber seine kalte Verformungsfähigkeit ist schlecht. Um den Hochtemperatur-δ-Ferrit, der für die transversalen mechanischen Eigenschaften ungünstig ist, durch Verringerung des Gehalts an ferritbildendem Element Cr und Erhöhung des Gehalts an Ni-Element zu reduzieren, wurde 15-5PH-Stahl entwickelt, der die Querduktilität von 17-4PH-Stahl überwindet Schlechte Mängel, wurde bei der Herstellung von Schiffen und Zivilflugzeugen und anderen tragenden Komponenten verwendet.
  • In den frühen 1960er Jahren erfand die International Nickel Corporation Maraging-Stahl und führte das Konzept der Maraging-Verstärkung für die Entwicklung von hochfestem Edelstahl ein und öffnete damit den Vorhang für die Entwicklung von Maraging-Edelstahl.
  • 1961 entwickelte die American Carpenter Technology Company erstmals den Mo-haltigen Maraging-Edelstahl Custom450.
  • In den Jahren 1967 und 1973 wurden nacheinander Pyromet X-15 und Pyromet X-12 entwickelt. Während dieser Zeit entwickelten die Vereinigten Staaten auch nacheinander AM363, In736, PH13-8Mo, Unimar CR usw.
  • Martin et al. erhielten 1997 bzw. 2003 die Erfindungspatente der Stähle Custom465 und Custom475 und wandten sie in Flugzeugen der Zivilluftfahrt an.
  • Großbritannien hat hochfeste Edelstahlsorten wie FV448, 520, 520(B) und 520(S) entwickelt.
  • Deutschland entwickelte Ultrafort401, 402 und so weiter in den Jahren 1967 und 1971.
  • Neben der Nachahmung und Verbesserung amerikanischer Stahlsorten erforschte die ehemalige Sowjetunion auch unabhängig eine Reihe neuer Stahlsorten. Übliche Stahlsorten sind 0Х15Н8Ю, 0Х17Н5М3, 1Х15Н4АМ3, 07Х16Н6 usw. sowie Stahlsorten mit höherem Co-Gehalt, wie 00Х12К14Н5М5Т, 00Х14К14Н4М3Т usw.
  • Im Jahr 2002 unternahm QuesTek aus den Vereinigten Staaten das Projekt zur Vermeidung von Umweltverschmutzung des Strategic Environmental Research and Development Program (SERDP) des US-Verteidigungsministeriums. Im Rahmen des Materials Genome Project entwarf und entwickelte es einen neuen Typ von ultrahochfestem Edelstahl Ferrium® S53 für Flugzeugfahrwerke und veröffentlichte es Ende 2008. AMS5922 Aerospace Standard, Ferrium®S53 hat eine Festigkeit von ca. 1930 MPa und eine Bruchzähigkeit (KIC) von mehr als 55 MPa m1/2. Es wurde 2017 in das MMPDS-Backbone-Materialhandbuch in den USA aufgenommen. Dieses Material wurde erfolgreich auf A-10 in den Vereinigten Staaten angewendet. Kampfflugzeuge und T-38-Flugzeuge sind die bevorzugten Materialien für das Fahrwerk der nächsten Generation von trägergestützten Flugzeugen.

Forschungsfortschritt von ultrahochfestem Edelstahl

Zu den guten Eigenschaften von ultrahochfestem Edelstahl gehören vor allem ultrahohe Festigkeit, ausgezeichnete Plastizität und Zähigkeit, ausgezeichnete Korrosionsbeständigkeit, Spannungskorrosionsbeständigkeit und Korrosionsermüdungsverhalten.

Im Folgenden finden Sie den Fortschritt bei der Erforschung dieser Eigenschaften von ultrahochfestem Edelstahl.

Legierungskonstruktion und Verstärkungsphasen in hochfestem Edelstahl

Typische Raumtemperaturstrukturen von ultrahochfestem Edelstahl sind:

1. Feine Martensitmatrix

Latenmartensit hat aufgrund seiner eigenen hohen Versetzungsdichte eine hohe Festigkeit.

2. Angemessene Menge an Restaustenit (oder umgekehrter Umwandlung)

Metastabiler Restaustenit (Reverse Transformation) kann die Spannungskonzentration an der Rissspitze verringern und die Zähigkeit des Materials verbessern.

3. Niederschlagsverstärkungsphase verteilt verteilt

Die nanoskalige Verstärkungsphase, die während der Alterungsbehandlung ausfällt, kann die Festigkeit des Stahls weiter verbessern. Entsprechend der Legierungszusammensetzung der gefällten Phase kann sie in drei Kategorien unterteilt werden, nämlich Karbid (MC, M2C), intermetallische Verbindung (NiAl, Ni3Ti) und Element angereicherte Phase (ε Phase, α' Phase) usw. Bei ultrahochfestem Edelstahl hängt das Verstärkungspotential der gefällten Phase von der Art der gefällten Phase und ihrer Größe, Anzahldichte, Volumenanteil und räumlichen Verteilung ab. Ob die optimale Leistung erzielt werden kann, hängt hauptsächlich von der Kontrolle der thermischen und kinetischen Eigenschaften des Fällungsverhaltens der gefällten Phase ab und leitet dann die Regulierung der Legierungszusammensetzung und die Formulierung des Wärmebehandlungsprozesses.


Forschung zum Zusammenhang zwischen chemischer Zusammensetzung und mechanischen Eigenschaften

Cr

Bei der Gestaltung der Zusammensetzung von ultrahochfestem Edelstahl sollte der Gehalt an Cr im Allgemeinen mehr als 10% betragen, um sicherzustellen, dass der Stahl eine gute Korrosionsbeständigkeit aufweist, und Cr ist auch ein Element, das die martensitische Umwandlungstemperatur reduziert.

Ni

Ni kann das Potenzial und die Passivierungsneigung von Edelstahl verbessern, die Korrosionsbeständigkeit von Stahl erhöhen, die Plastizität und Zähigkeit von Stahl verbessern, insbesondere die Zähigkeit von Stahl bei niedrigen Temperaturen, und Ni wird auch eine verstärkende η-Ni3Ti-Phase bilden.

Mo

Die Zugabe von Mo dient hauptsächlich dazu, den sekundären Härtungseffekt zu verstärken. Etwa 2% Mo kann dazu führen, dass der Stahl unter verschiedenen Lösungsbehandlungsbedingungen eine hohe Härte beibehält, und die während des Alterungsprozesses ausgefällten Mo-reichen Ausscheidungen spielen eine stärkende Rolle. Lassen Sie Stahl eine gute Zähigkeit beibehalten, und Mo kann auch die Seewasserkorrosionsbeständigkeit von Edelstahl verbessern.

Ko

Co kann die Wiederherstellung der Dislokationssubstruktur in Martensit hemmen, mehr Keimbildungsstellen für die Bildung von Ausfällungen bereitstellen, die Löslichkeit von Mo in α-Fe verringern und die Bildung von Mo-haltigen Ausfällungen fördern.

Ti

Die Zugabe einer kleinen Menge Ti zum Stahl erhöht die Festigkeit des Stahls erheblich, aber eine übermäßige Zugabe verringert die Zähigkeit des Stahls.

Die chemische Zusammensetzung und die mechanischen Eigenschaften typischer ultrahochfester Edelstahle sind in der folgenden Grafik dargestellt:

15-5PH Stahl

Als typischer Vertreter der ersten Generation von hochfestem Edelstahl sind die Legierungseigenschaften von 15-5PH-Stahl:

  • Etwa 15% Cr wird verwendet, um die Korrosionsbeständigkeit von Stahl zu gewährleisten;
  • Der Ni-Gehalt von etwa 5% kann das Cr-Ni-Äquivalent des im Versuch verwendeten Stahls ausgleichen, so dass der Stahl bei Raumtemperatur ein martensitisches Gefüge erhalten und gleichzeitig den δ-Ferrit im Stahl reduzieren kann;
  • Die Zugabe von etwa 4% Cu spielt eine stärkende Rolle;
  • Eine kleine Menge Nb kann eine MC-Phase mit C bilden, die die Rolle spielt, Korngrenzen zu fixieren und Körner zu verfeinern.
  • Nach Alterungsbehandlung bei 550 °C fiel eine große Anzahl von Cu-reichen Phasen mit fcc-Struktur auf der Martensitmatrix aus, und die Orientierungsbeziehung zwischen der Cu-reichen Phase und der Martensitmatrix erfüllt die K-S-Beziehung (111)Cu//(011)M, [11ˉ0] Cu//[11ˉ1]M.

Studien von Habibi-Bajguirani et al. haben gezeigt, dass es während des Alterungsprozesses zwei verschiedene Arten von Cu-Ausfällen in 15-5PH-Stahl gibt. Bei Alterung unter 500 °C bilden sich zuerst Clusterpartikel mit bcc-Struktur. Dieser Cluster Es wird sich anschließend zu einer 9R-Struktur entwickeln und schließlich in eine fcc-Fällungsphase umgewandelt. Die Ergebnisse der Röntgenmikroanalyse des gefällten Phasenextrakts zeigen, dass es sich bei dieser gefällten Phase tatsächlich um eine Cu-reiche Phase handelt. Bei Alterung bei 650 ~ 700 ° C behält die fcc-Cu-reiche Phase zunächst eine kohärente Beziehung mit der Matrix bei und wandelt sich dann in eine halbkohärente K-S-Beziehung um.

PH13-8Mo

Als typischer Vertreter des hochfesten Edelstahls der zweiten Generation nimmt PH13-8Mo ein kohlenstoffarmes Legierungsdesign an, und seine Eigenschaften sind:

  • Etwa 13% Cr wird verwendet, um die Korrosionsbeständigkeit von Stahl zu gewährleisten;
  • Etwa 8% Ni kann das durch Kohlenstoffgehalt verursachte Ungleichgewicht des Cr-Ni-Äquivalents im Schaeffler-Diagramm ausgleichen, den δ-Ferrit-Gehalt reduzieren und dazu führen, dass der Stahl eine martensitische Lattenstruktur erhält;
  • Die Zugabe von 1% Al kann eine Verstärkungsphase im Stahl bilden und eine Rolle bei der Verstärkung der Matrix spielen.

Schober et al. untersuchten die Wirkung des Ti-Elements auf die Entwicklung von Ausfällen während des Alterungsprozesses:

  • Im PH13-8Mo-Stahl ohne Zugabe von Ti-Element ist die ausgefällte Phase nur NiAl-Phase.
  • Nach Zugabe des Ti-Elements sind die Ausscheidungsphasen im Stahl G-Phase und η-Phase. Die geordnete intermetallische Verbindung NiAl wird im PH13-8Mo-Stahl ohne Zugabe von Ti-Element in der Anfangsphase der Alterungsbehandlung gefällt. Mit der Verlängerung der Alterungszeit neigen die Legierungselemente in der NiAl-Phase allmählich zum stöchiometrischen Gleichgewicht und die Härte erreicht den Maximalwert. Im Stahl mit Ti wird im Anfangsstadium der Alterungsbehandlung eine an Ni, Si, Al und Ti reiche Ausscheidungsphase im Stahl ausgefällt und die Härte des Stahls erreicht zu diesem Zeitpunkt das Maximum. Mit der Verlängerung der Alterungszeit bilden sich im Stahl die ellipsoide Ni16Si7Ti6-G-Phase und die kurze stabförmige Ni3(Ti, Al)-η-Phase.

0.004C-13.5Cr-12.7Co-3.3Mo-4.4Ni-0.5Ti-0.2Al

Li et al. untersuchten einen auf Cr-Ni-Co-Mo basierenden martensitischen ausscheidungshärtenden Edelstahl mit einer Festigkeit von bis zu 1900 MPa und glaubten, dass die ultrahohe Festigkeit durch die Verbundverstärkung mehrerer Verstärkungsphasen erreicht wurde.

Die Nennzusammensetzung des Stahls beträgt 0,004C-13,5Cr-12,7Co-3,3Mo-4,4Ni-0,5Ti-0,2Al (Atomanteil%).

Es gibt hauptsächlich drei Arten von gefällten Phasen in Stahl, η-Ni3(Ti, Al)-Phase, Mo-reiche R'-Phase und Cr-reiche α'-Phase. Diese gefällten Phasen werden im frühen Stadium der Alterung aus Ni-Ti-Al-reichen, Mo-reichen und Cr-reichen Clusterpartikeln transformiert. Während des Alterungsprozesses wächst die η-Ni3(Ti, Al)-Phase aufgrund der Trennung der Mo-reichen R'-Phase und der Cr-reichen α'-Phase langsam.


Ein neues Berechnungsmodell für die Legierungsbemessung

Aus der Perspektive der Entwicklung von hochfestem Edelstahl entwickelt sich mit zunehmendem Festigkeitsniveau die Verstärkung einer einzelnen Verstärkungsphase allmählich zur mehrphasigen Verbundverstärkung. Im Vergleich zur Verstärkung einer einzelnen Art von Ausscheidungsphase ist die Verbundverstärkung förderlicher für die weitere Verbesserung der Stahlfestigkeit.

Der Einfluss der Legierungszusammensetzung und des Alterungssystems auf das Fällungs- und Wachstumsverhalten verschiedener Arten von gefällten Phasen ist jedoch sehr unterschiedlich. In Anbetracht der Tatsache, dass unterschiedliche Legierungszusammensetzungen und Wärmebehandlungssysteme bei der Entwicklung neuer Stahlsorten unterschiedliche und verschiedene Ausscheidungsphasen erhalten können, gibt es immer noch Mängel im Legierungsdesignprozess unter Verwendung traditioneller Trial-and-Error-Experimente und künstlicher neuronaler Netzwerksimulationen, die auf Datenakkumulation basieren. Ein neuartiges physikalisches metallurgisches Modell ist dringend erforderlich.

Zum Beispiel schlugen Xu et al. und Parn et al. ein auf maschinellem Lernen basierendes Berechnungsmodell für die Legierungszusammensetzung vor. Dieses Modell integriert die Legierungszusammensetzung und die entsprechenden Wärmebehandlungsparameter, so dass sich die gewünschten Eigenschaften innerhalb eines genetischen Rahmens entwickeln können. Dieses Modell wird auf die Konstruktion von ultrahochfestem Stahl mit MC-Hartmetall als Verstärkungsphase angewendet. Es eignet sich auch für Cu-Cluster, Ni3Ti und NiAl-Fällungsphasen. Es kann auch angewendet werden, um eine Multityp-Verstärkungsphase zu entwerfen, einschließlich MC-Karbid, reicher Cu-Phase und Ni3Ti-intermetallischer Verbindung, die die Legierung zusammen verstärken. Das Modell beinhaltet die Simulation entsprechender Parameter wie mechanische Eigenschaften von Stahl, Korrosionsbeständigkeit und Mikrostruktur, was einen zuverlässigeren Weg für das Design der Legierungszusammensetzung bietet.


Vorspannphase und Vorspannmechanismus

Der Einfluss von umgekehrt transformiertem Austenit auf die Zähigkeit von hochfestem Edelstahl hängt eng mit seiner Morphologie, seinem Gehalt, seiner Dispersion und seiner Stabilität zusammen.

Seine Eigenschaften werden durch die Heizrate, die isotherme Temperatur und die Zeit des Wärmebehandlungsprozesses, die Diffusion und Seigerung von austenitbildenden Elementen, die Keimbildungsposition und -größe von Austenit sowie die Versetzungsdichte in der Matrix beeinflusst.

Bestehende Studien haben gezeigt, dass es drei Mechanismen für die Bildung von umgekehrt transformiertem Austenit gibt:

  • Diffusionsfreier Scherumkehrmechanismus,
  • Variantenbeschränkungsmechanismus,
  • Beibehaltener Austenitwachstumsmechanismus.

Der Schermechanismus stammt aus dem umgekehrten Prozess des Nichtdiffusionsschermechanismus von Austenit zu Martensit. Der umgekehrt transformierte Austenit, der durch Martensit gebildet wird, der eine bestimmte Phasenbeziehung mit dem ursprünglichen Austenit aufrechterhält, und der ursprüngliche Austenit behält die gleiche Phasenbeziehung bei.

Der Modifikationsrestriktionsmechanismus weist darauf hin, dass während der Bildung von umgekehrt transformiertem Austenit, der durch Diffusion gesteuert wird, seine Keimbildungsposition eine bestimmte kristallographische Phasenbeziehung mit dem ursprünglichen Austenit, Karbid und Matrix strikt aufrechterhält, wodurch die Umwandlung von umgekehrt transformiertem Austenit begrenzt wird. Arten von Varianten. Der Wachstumsmechanismus von zurückgehaltenem Austenit geht davon aus, dass der Restaustenit in martensitischem Stahl nach dem Abschrecken durch die Diffusion von austenitstabilisierenden Elementen im nachfolgenden Anlassprozess weiter wachsen wird, wodurch die "Umkehrumwandlung" weiter erfolgt. "Für die neue austenitische Organisation.

Untersuchungen an martensitischem Edelstahl 0Cr13Ni4Mo zeigen, dass Hartmetall (Cr23C6) und Austenit während des Anlassens im Zweiphasenbereich etwas höher ausfallen als die Starttemperatur der Austenitumwandlung (AS). Eine weitere Analyse von Carbid, Austenit und der Verteilung von Cr- und Ni-Elementen an der Grenzfläche zeigt, dass die Seigerung von Cr in Carbid die Verteilung des Ni-Elements fördert, um Austenit umzukehren, und die Anreicherung des Ni-Elements reduziert die chemische Antriebskraft für die Austenitbildung umkehrt und die Grenzflächenenergie erhöht.

Daher kann der Ni-reiche Bereich als Keimbildungsort von umgekehrt transformiertem Austenit während des Temperns verwendet werden, dh die Bildung von umgekehrt transformiertem Austenit wird durch die Diffusion des Ni-Elements gesteuert.

Weitere Erhöhung der Anlasstemperatur, obwohl die Diffusion von Atomen signifikanter ist, aber aufgrund der Temperaturerhöhung wurde die treibende Kraftbedingung für die Umwandlung von temperiertem Martensit in Austenit erfüllt, so dass der Bildungsmechanismus von umgekehrt transformiertem Austenit zu diesem Zeitpunkt kein Der Schermechanismus der Diffusion.

Um den Modifikationsrestriktionsmechanismus weiter zu erklären, untersuchten Nakada et al. die Kristallgradphasenbeziehung zwischen umgekehrt transformiertem Austenit und früherer Austenit- und Martensitmatrix. Nach dem Anlassen von 13Cr-6Ni-Stahl in einem ursprünglichen Austenitkorn ist der umgekehrt transformierte Austenit nicht nur gleichmäßig in der Martensitlatengrenze verteilt, sondern hat auch eine umgekehrte Transformation an der Grenzfläche zwischen Blöcken und Paketen. Transformierter Austenit, und die meisten von ihnen behalten die gleiche Orientierung wie der ursprüngliche Austenit, während ein kleiner Teil der Orientierung sich vom ursprünglichen Austenit unterscheidet. Es kann 12 Phasenbeziehungen von umgekehrt transformierten Austenitvarianten in einer früheren Austenit-Habitusoberfläche und einer Martensit-Lattengruppe geben.

Es kann beobachtet werden, dass es unter der Prämisse, der K-S-Beziehung zu folgen, nur 6 verschiedene Richtungen von Martensit-Lattenbündeln parallel zur dicht gepackten Ebene gibt, und es gibt nur 2 umgekehrte Transformationsaustenitbündel in jedem Martensit-Lattenbündel. Körpervariante.

Dies zeigt, dass aufgrund der dreifachen Symmetrie von Austenit in der {111} γ Ebenenfamilie die 12 umgekehrt transformierten Austenitvarianten in einer martensitischen Lattengruppe in 2 Typen unterteilt werden können, dh die gleichen wie die ursprünglichen austenitorientierten V1-Varianten und V2-Varianten, die mit V1 verbunden sind.

Nach dem von Lee und Aaron-son vorgeschlagenen zweidimensionalen Konstruktionsmodell sollte die kritische Kernform von umgekehrt transformiertem Austenit die Anforderung erfüllen, die Keimbildungsenergie zu minimieren.

Der umgekehrt transformierte Austenit, der an der Lattengrenzfläche gebildet wird, stimmt normalerweise mit der Orientierung der ursprünglichen Austenitkörner überein, und die α / γ Grenzfläche des Kerns behält die K-S-Beziehung zu beiden Seiten der Martensitmatrix bei, während die ursprüngliche Austenitkorngrenze Der austenitische Kern behält nur die K-S-Beziehung mit der Matrix auf einer Seite bei.

Daher bildet der umgekehrt transformierte Austenit an der ursprünglichen Austenitkorngrenze eine sphärische Form, da er von kohärenten und inkohärenten Grenzflächen umwickelt ist, und der Unterschied in der Oberflächenenergie und der elastischen Dehnungsenergie an den beiden Seiten der Grenze, während an der Latte Der umgekehrt transformierte Austenit neigt dazu, eine längliche nadelartige Morphologie zu bilden.

Die Erhöhung des umgekehrt transformierten Austenitgehalts kann die Plastizität und Zähigkeit des Materials verbessern, während zu viel umgekehrt transformierter Austenit oft zu einer Verschlechterung der Streckgrenze des Stahls führt.

Schnitzer et al. berechneten jeweils den Einfluss der Verstärkungsphase NiAl und des Verhärteungsphasenumkehraustenits auf die Gesamtstreckgrenze in PH13-8Mo, und die 40%ige Abnahme der Streckgrenze nach Alterungsbehandlung wurde auf den hohen Gehalt an umgekehrtem Transformationsaustenit zurückgeführt, Der Rest wird der Vergröberung der NiAl-Phase zugeschrieben.

Daher sollte in Fällen, in denen eine hohe Zähigkeit erforderlich ist, eine höhere Alterungstemperatur verwendet werden, um den umgekehrt umgewandelten Austenitgehalt zu erhöhen, jedoch auf Kosten des Verlusts der Festigkeit des Materials. Darüber hinaus haben einige Studien auch die nachteilige Wirkung von umgekehrt transformiertem Austenit auf die Plastizität gefunden. Zum Beispiel zeigten die Ergebnisse von Viswanathan et al., dass die Verbesserung der Plastizität durch umgekehrt transformierten Austenit nur im frühen Stadium der Alterung auftritt und die verlängerte Zeit auch zu einer ernsthaften Sprödigkeit des Materials führt. Bruch.


Anfälligkeit für Wasserstoffversprödung und Spannungskorrosion

Mit zunehmender Festigkeit werden hochfeste Stähle empfindlicher gegenüber Spannungsrisskorrosion (Spannungsrisskorrosion, SCC) und Wasserstoffversprödung (Wasserstoffversprödung, HE). Insbesondere wenn umweltschädliche oder korrosive Gaskomponenten und H-Atome in Kombination mit Spannung auf hochfesten Stahl wirken, ist es sehr einfach, eine Rissinitiierung zu verursachen und sich allmählich bis zum Reißen auszudehnen.

Diese Art von Bruch ist der Hauptversagensmodus von hochfesten Stahlbauteilen, die in korrosiven Umgebungen eingesetzt werden und enorme Sicherheitsrisiken und Sachschäden verursachen.

Anfälligkeit für Wasserstoffversprödung

Diffusibler Wasserstoff ist der Hauptfaktor, der den Plastizitätsverlust von Stahl verursacht. Jede Maßnahme, die die Mobilität von diffusiblem Wasserstoff reduziert, kann die Beständigkeit gegen Wasserstoffversprödungsempfindlichkeit von Materialien effektiv verbessern.

Starke Wasserstofffallen können den Gehalt an übersättigtem Wasserstoff, der von Stahl absorbiert wird, deutlich erhöhen und so den in die Matrix eindringenden Wasserstoff unschädlich machen.

Der vorstehende Standpunkt wurde bis zu einem gewissen Grad bei der Beobachtung des wasserstoffinduzierten verzögerten Bruchs von hochfestem Stahl bestätigt, das heißt, wenn hochfester Stahl unter der Einwirkung einer statischen Spannung steht, die niedriger ist als seine Zugfestigkeit, wird er nach einer Betriebszeit einen sofortigen Sprödbruch erfahren. Das Versagen unter statischer Belastung ist auf das Eindringen von H-Atomen in die Matrix zurückzuführen.

Als Hauptverstärkungsphase und Vorspannphase in Stahl kann eine große Anzahl von dispergierten zweiten Phasenverstärkungspartikeln und umgekehrt transformiertem Austenit, die während der Alterung ausgefällt werden, als wichtige Wasserstofffallen in Stahl angesehen werden.

Viele Forschungen haben sich darauf konzentriert, die Anzahl und Dichte von "gutartigen Wasserstofffallen" (gutartigen Wasserstofffallen) in Stahl durch Wärmebehandlung zu regulieren, um die Diffusion von H im Material zu verhindern und dadurch die Beständigkeit des Materials gegen Wasserstoffversprödungsempfindlichkeit zu verbessern.

Eine Vielzahl von Studien hat gezeigt, dass Hartmetalle typische "gutartige Wasserstofffallen" in Stahl sind und die Wasserstoffversprödungsanfälligkeit von Stahl effektiv erhöhen können. Beispielsweise kann durch Sphäroideisierung von Zementitpartikeln oder Raffination von Zementit durch schnelles Erhitzen auf Anlasstemperatur nach Umformen und Abkühlen im Austenit-Einphasenbereich die Wasserstoffversprödungsempfindlichkeitsbeständigkeit von Stahl effektiv verbessert werden.

Darüber hinaus werden durch Zugabe von Mikrolegierungselementen wie Ti, V und Nb Karbide wie TiC, VC und NbC im Stahl gebildet, die als effektive Wasserstofffallen verwendet werden können. Takahashi et al. verwendeten APT, um direkt zu beobachten, dass TiC- und V4C3-Fallen Deuteriumatome einfingen. H ist hauptsächlich an der Grenzfläche zwischen TiC und der Matrix gefangen, während die Fallenstellen in V4C3 hauptsächlich die Kernpositionen von Fehlpassungsversetzungen auf der semikohärenten Grenzfläche sind. Mit Hilfe von First-Principles-Berechnungen und Finite-Elemente-Analysen wird weiter bestätigt, dass für den TiC-Niederschlag die TiC-Matrix-Grenzfläche die Hauptwasserstofffalle ist, während die Kohlenstoff-Leerstellen die Hauptfallenstellen in V4C3 sind.

Es gibt nur wenige Berichte über intermetallische Verbindungen und elementreiche Phasen als Wasserstofffallen.

Kürzlich verglichen Li et al. das Wasserstoffversprödungsverhalten von 17-4PH-Stahl und PH13-8Mo-Stahl für die letzte Stufe von Dampfturbinenschaufeln. Die Forschungsergebnisse zeigten, dass die Art der Ausscheidungen im Stahl und die kristallographische Beziehung zwischen der Martensitmatrix und den Ausfällungen, Es ist der Hauptgrund, dass PH13-8Mo-Stahl einen höheren scheinbaren Wasserstoffdiffusionskoeffizienten und eine geringere scheinbare Wasserstofflöslichkeit als 17-4PH-Stahl aufweist.

Im Vergleich zur kohärenten β-NiAl-Phase in PH13-8Mo-Stahl gibt es eine Cu-reiche Phase, die nicht mit der Matrix in 17-4PH-Stahl übereinstimmt und eine stärkere Fähigkeit hat, H-Atome einzufangen. Dies liegt daran, dass der Radius der oktaedrischen Lücke der Cu-reichen Phase 0,0529 nm beträgt, was etwa dem doppelten Radius (0,0206 nm) des oktaedrischen Spalts der βNiAl-Phase entspricht.

Darüber hinaus kann die nichtkohärente Grenzfläche zwischen der Cu-reichen Phase und der Matrix im Vergleich zur kohärenten Grenzfläche zwischen der β-NiAl-Phase und der Matrix mehr H-Atome einfangen.

Darüber hinaus sind der Kern der Misfit-Dislokation an der kohärenten Grenzfläche und das weniger verzerrte Gitter neben dem Kern schwache Wasserstofffallen, und die Wasserstoff-Detrapping-Energie der inkohärenten gefällten Phase ist höher als die der kohärenten Dislokation. Die Desorptionsenergie der ausgefällten Gitterphase.

Im Vergleich zur Martensitmatrix ist die Diffusionsrate von H im Restaustenit (oder umgekehrte Transformation) geringer (Diffusionsrate in Austenit: 10-15~10-16m2/s, in Martensit Diffusionsrate: 10-10~10-12m2/s), und die Löslichkeit von H in Austenit ist höher als in Martensit. Darüber hinaus kann die Pinning-Energie von Austenit für H 55 kJ / mol erreichen, was es zu einer irreversiblen H-Fallenstelle macht.

Der Einfluss von Austenit in Stählen unterschiedlicher Systeme auf die Wasserstoffversprödungsempfindlichkeit des Materials wird jedoch noch breit diskutiert. Einige Ergebnisse zeigen, dass der umgekehrt transformierte Austenit und der fein zurückgehaltene Austenit im Stahl die Diffusion von H in der Matrix wirksam verhindern können, wodurch die Wasserstoffversprödungsempfindlichkeitsbeständigkeit des Stahls verbessert wird.

Im Gegenteil, einige Wissenschaftler wiesen darauf hin, dass die in den Austenit gelösten H-Atome seine Stapelfehlerenergie reduzieren können, wodurch der TRIP-Effekt wahrscheinlicher wird, und der neue Martensit als "Wasserstoffquelle" wird H-Atome freisetzen, was zu einem Spröde des Materials führt.

Fan et al. berichteten über den Einfluss von umgekehrt transformiertem Austenit auf das Wasserstoffversprödungsbruchverhalten von martensitischem Edelstahl S41500 (Nennzusammensetzung 0,04C-13Cr-4,1Ni-0,6Mo-0,7Mn, %). Im umgekehrt transformierten Austenit von Ni gibt es keine Anreicherung von H-Atomen an der Grenzfläche von Austenit/Martensit und Austenit/Carbid.

Die TEM-Beobachtungsergebnisse des Quasi-Spaltungsbruchs der Probe nach der Anlassbehandlung zeigen, dass der Bruchweg entlang der Grenzfläche zwischen dem temperierten Martensit und dem neu gebildeten Martensit (NFM) unter dem transformationsinduzierten Plastizitätseffekt (TRIP) verläuft, was Da der größte Teil des H vom umgekehrten Austenit eingefangen wurde, anstatt an der ursprünglichen Austenitkorngrenze zu segregieren, was die Stabilität des umgekehrten Austenits verringert und die martensitische Umwandlung fördert.

Nach der Phasenumwandlung fungiert der entstehende Martensit als Wasserstoffquelle, um eine große Menge von H-Atomen freizusetzen, wodurch sich eine große Menge von H-Atomen an der umgebenden Grenzfläche ansammelt, und die resultierende Bruchmorphologie ist eher eine Quasi-Spaltungsmorphologie als eine interkristalline Bruchmorphologie.

Wasserstoffinduzierte Risse kernen im Allgemeinen an Latten, Isophasenbündeln, Lattengruppen und ursprünglichen österreichischen Korngrenzen, und dann passieren die Risse die Lattenbündel unter der Einwirkung äußerer Beanspruchung und breiten sich entlang der Lattengruppen und ursprünglichen österreichischen Korngrenzen aus.

In hochfestem Edelstahl bestehen viele martensitische mehrstufige Strukturgrenzflächen (ursprüngliche Austenitkorngrenze, Martensit-Lattengruppengrenze, Martensit-Lattenbündelgrenze und Martensit-Lattengrenze) und Phasengrenzen aus hochfestem Edelstahl. Einer der Gründe für die höhere Anfälligkeit für Wasserstoffversprödung.

Die Forschungsergebnisse der Wasserstoffdiffusion und des Wasserstoffversprödungsverhaltens in 17-4PH-Stahl zeigen, dass der Wasserstoffversprödungsempfindlichkeitswiderstand der Mischkristallprobe höher ist als der der Spitzenalterungsprobe. Dieses Phänomen ist hauptsächlich auf die Cu-reiche Phase und Matrix in der Alterungszustandsprobe zurückzuführen. Die Phasengrenzphase fängt mehr H ein, und die Abschwächung der Grenzflächenbindungskraft verursacht den spröden Bruch der wasserstoffgeladenen Probe im Spitzenalterungszustand.

Mit dem Anstieg der Lösungsbehandlungstemperatur nahm die Anfälligkeit für Wasserstoffversprödung und Wasserstoffdiffusionskoeffizient von 17-4PH-Stahl zunächst zu und dann ab.

Dies ist vor allem auf den Einfluss der Lösungstemperatur auf die Korngrenzen des ursprünglichen Austenits im Stahl und die Anzahldichte der ausgefällten Phasen während der anschließenden Alterungsbehandlung zurückzuführen. Mit dem Anstieg der Lösungstemperatur werden die ursprünglichen Austenitkörner größer und die Korngrenzfläche vergrößert sich. nimmt ab, aber die feste Löslichkeit der Matrix für Cu-Atome nimmt zu, was die Ausfällung von Cu-reichen Phasen während des Alterungsprozesses fördert, und die Zunahme der Dichte und Größe der gefällten Phasen liefert mehr Phasengrenzflächen, die zusammen eine Grenzfläche bilden, die H einfangen kann.

Offensichtlich wird die Anfälligkeit für Wasserstoffversprödung von hochfestem Edelstahl durch das komplexe Mehrebenen- und Mehrphasengefüge im Stahl mitbestimmt. Aufgrund der Einschränkungen der Analyse- und Charakterisierungsmethoden ist es immer noch schwierig, den Einfluss verschiedener Wasserstofffallen auf die Wasserstoffversprödungsempfindlichkeit von hochfestem Edelstahl quantitativ zu bestimmen.

Die Einflussfaktoren der Wasserstoffversprödungsempfindlichkeit von hochfesten Edelstählen, die durch unterschiedliche Verstärkungssysteme mit unterschiedlichen Festigkeitsniveaus verstärkt werden, müssen noch systematisch und eingehend untersucht werden.

Die Anfälligkeit für Wasserstoffversprödung von ultrahochfestem Edelstahl mit komplexem Legierungssystem und mehrphasiger Kopplungsverstärkung muss dringend untersucht werden.

Derzeit hat das Autorenteam einen neuen Typ von hochfestem 2200MPa-Edelstahl entwickelt, der durch mehrphasige Verbundausscheidung verstärkt wird. ), sind die APT-Analyseergebnisse der Dual-Aging-Stichprobe in der folgenden Abbildung dargestellt.

Aus der Abbildung ist ersichtlich, dass es im Stahl offensichtliche Mo/Cr/C-, Mo/Cr- und reine Cr-reiche Cluster gibt. Weitere Analysen zeigen, dass zu den ausgefällten Phasen im Stahl intermetallische Verbindungen, Karbide und Cr-reiche Phasen gehören. Die Festigkeit wird durch die gekoppelte Verstärkung von drei Ausscheidungen erreicht, und es ist auch der hochfeste Edelstahl mit dem höchsten bisher berichteten Festigkeitsniveau.


Spannungsrisskorrosion

Der amerikanische Untersuchungsbericht über das Versagen von Flugzeugkomponenten zeigt, dass Spannungsrisskorrosion eine der Hauptformen von plötzlichen Ausfallunfällen von wichtigen tragenden Komponenten von Flugzeugen während des Betriebs ist.

Die meisten Fahrwerke sind schließlich durch Spannungskorrosion oder Ermüdungsrisswachstum gebrochen.

Spannungskorrosion tritt derzeit nicht nur in High-Tech- und Industrien wie Luft-, Raumfahrt-, Energie- und Chemieindustrie auf, sondern auch in fast allen gängigen korrosionsbeständigen Stählen und Legierungen.

Daher haben die Analyse des Spannungsrisskorrosionsmechanismus von ultrahochfestem Stahl und der Faktoren, die die Spannungskorrosion von ultrahochfesten Stählen beeinflussen, einen großen wissenschaftlichen Wert und eine praktische Bedeutung für die Bestimmung der Spannungskorrosionsschutzmaßnahmen von ultrahochfesten Stählen.

Die Korrosionsbeständigkeit von Werkstoffen ist zu einem wichtigen Faktor geworden, der die Spannungsrisskorrosion hochfester Stähle begrenzt, und Lochfraßkorrosion ist die häufigste und schädlichste Form der Korrosion.

Die meisten Spannungsrisskorrosionen entstehen aus Lochfraßgruben. Bei der Alterungsbehandlung von ultrahochfestem Edelstahl verursachen ausgefällte Phasen, die aus der übersättigten Martensitmatrix ausgefällt werden, eine Inhomogenität im Gefüge. Hauptquelle für Lochfraßkorrosion.

Der Passivierungsfilm in der Nähe der gefällten Phase ist relativ schwach, und das Eindringen von Cl verursacht die Zerstörung des passiven Films, und eine Mikrobatterie wird zwischen der gefällten Phase und der Matrix gebildet, wodurch die Matrix aufgelöst, die gefällte Phase abgeblättert und Lochfraßkorrosion gebildet wird. Zum Beispiel bilden die Cr-reichen Hartmetalle M23C6, M6C und die intermetallische Verbindung Laves Phase und σ leicht einen Cr-armen Bereich um sie herum, was zum Auftreten von Lochfraßkorrosion führt.

Luo et al. und Yu Qiang untersuchten den Einfluss der Alterungszeit auf die Mikrostruktur und das elektrochemische Verhalten von ultrahochfestem Edelstahl 15-5PH mittels dreidimensionaler Atomsondentomographie.

Cu-reiche Cluster und (Cu,Nb)-Nanopartikel wurden beobachtet, wenn die Alterungszeit zwischen 1 und 240 min lag. Im Vergleich zur kurzfristigen Alterungsbehandlung war die Oberfläche der Proben nach der Langzeitalterungsbehandlung anfälliger für Angriffe durch Cl.

Nach 240 Minuten Alterung nimmt auch der Cr-Gehalt um die Niederschläge ab, und diese Teile neigen dazu, Cr-arme Bereiche zu bilden. Die Verringerung des Cr/Fe-Verhältnisses im Passivierungsfilm ist der Grund für die Abnahme der Lochfraßkorrosionsbeständigkeit des Passivierungsfilms.

Darüber hinaus verringert die kontinuierliche Ausfällung von Cr-reichen Karbiden an Korngrenzen die interkristalline Korrosionsbeständigkeit von Stahl. Studien haben beispielsweise ergeben, dass Edelstahl AISI316Ti eine höhere Beständigkeit gegen interkristalline Korrosion aufweist als Edelstahl AISI321. Der Grund dafür ist, dass die Ausfällung von TiC die Bildung von Cr-reichen Karbiden reduziert, die zu interkristalliner Korrosion führen. Eines der Dinge.

Als wichtigste duktile Phase in hochfestem Edelstahl beeinflussen Gehalt, Morphologie, Größe und Stabilität von Austenit auch die Spannungskorrosionsempfindlichkeit von Stahl.

Bei gleicher Größe, Form und Stabilität steigt mit zunehmendem Austenitgehalt die Spannungsrisskorrosionsschwelle (KISCC) und die Spannungsrisskorrosionsempfindlichkeit von Stahl nimmt ab.

Der Grund dafür ist, dass die filmartige Austenitstruktur, die sich an der martensitischen Lattengrenze bildet, die Zähigkeit des Stahls verbessert und die Wachstumsrate von wasserstoffinduzierten Rissen verringert. Es gibt zwei Hauptgründe für den Rückgang der Risswachstumsrate:

Wenn sich der Riss von der Martensitmatrix zum filmartigen Austenit ausbreitet, unabhängig davon, ob er sich weiter in den Austenit ausdehnt oder die Ausdehnungsrichtung ändert, um die Austenitstruktur zu umgehen, verbraucht er viel Energie, was zu einer Risswachstumsrate führt Reduzierte, erhöhte Spannungskorrosionsbeständigkeit;

Wie oben erwähnt, hat H eine höhere feste Löslichkeit und eine geringere Seigerungsneigung in der Austenitstruktur, und die Diffusionsrate von H in Austenit ist viel kleiner als die in der Martensitstruktur, die hoch ist Die vorteilhaften Wasserstofffallen im hochfesten Edelstahl führen zu einer Abnahme der Anfälligkeit für Wasserstoffversprödung an der Vorderseite des Risses, Dies wiederum reduziert die Risswachstumsrate und erhöht die Spannungskorrosionsanfälligkeit.

Es ist zu beachten, dass die Stabilität von Austenit auch ein Schlüsselparameter zur Bestimmung der Spannungskorrosionsempfindlichkeit von Stahl ist. Nachdem Spannung oder Dehnung martensitische Umwandlung induziert hat, kann der aus Austenit umgewandelte frische Martensit das Rißwachstum nicht unterdrücken. Es wird auch als neue Quelle der Wasserstoffdiffusion dienen, um die Anfälligkeit für Wasserstoffversprödung von Stahl zu erhöhen.

Zusammenfassend lässt sich sagen, dass die Festigkeit, Zähigkeit, Spannungskorrosion und Wasserstoffversprödungsanfälligkeit von Stahl alle durch die komplexe mehrstufige Mehrphasenstruktur beeinflusst werden, und die traditionelle Trial-and-Error-Methode wird verwendet, um ultrahochfesten Stahl mit ultrahoher Festigkeit, Zähigkeit und ausgezeichneter Betriebsleistung zu entwerfen und herzustellen. Edelstahl ist schwierig, der Zyklus ist lang und die Kosten sind hoch.

Im Vergleich zur Trial-and-Error-Methode wird die rationale Entwurfsmethode, wie die Erstellung einer Reihe von Multiskalen-Analysemodellen für Festigkeit und Zähigkeit, Spannungskorrosionsleistung und Wasserstoffversprödungsleistung wie "Atomgrößen-Nanoskala-Mikroskala", zielgerichteter sein. Festlegung von Konstruktionsstandards für hochfesten Edelstahl durch Simulationsanalyseergebnisse, Optimierung von Form, Größe und Inhalt von Ausscheidungsphasen, Martensit- und Austenitstrukturen in Stahl und weitere Kombination von Multiskalensimulationen mit tatsächlichen Materialentwicklungsprozessen, wodurch die Schwierigkeit in der Materialforschung und -entwicklung erheblich reduziert wird, der Kostenaufwand reduziert und der Forschungs- und Entwicklungszyklus verkürzt wird.


Outlook

Als metallischer Strukturwerkstoff mit ausgezeichneter Festigkeit, Zähigkeit und Gebrauchssicherheit hat hochfester Edelstahl in Zukunft breite Anwendungsperspektiven in den Bereichen Luft- und Raumfahrt, Meerestechnik und Nuklearindustrie.

Angesichts der rauen Anwendungsumgebung dieser Stahlsorte sollte sich die Erforschung einer neuen Generation hochfester Edelstahle nicht nur darauf konzentrieren, den Engpass von ultrahoher Festigkeit - exzellenter Plastizität und Zähigkeitsanpassung weiter zu durchbrechen, sondern auch eine hervorragende Gebrauchssicherheit zu berücksichtigen.

Im Prozess des Legierungsdesigns und der Formulierung des Wärmebehandlungsprozesses wird die traditionelle Trial-and-Error-Methode schrittweise auf rationale Designmethoden wie thermisch / kinetisch unterstütztes Legierungsdesign, maschinelles Lernen mit künstlicher Intelligenz usw. umgestellt, um den Entwicklungszyklus neuer hochfester korrosionsbeständiger Legierungen erheblich zu verbessern und F & E-Kosten zu sparen.

Die Forschung zum Verstärkungs- und Vorspannmechanismus von hochfestem Edelstahl muss noch vertieft werden, insbesondere das Verständnis des Ausscheidungsverhaltens der Partikel der zweiten Phase für die mehrphasige Verbundverstärkung und die Überlagerung von Verstärkungsbeitragswerten.

Die Forschung über den Einfluß von Austenitgehalt, Größe, Morphologie und Stabilität in Stahl auf die Zähigkeit von hochfestem nichtrostendem Stahl ist relativ ausreichend, aber es wurde kein effektives mathematisches Modell erstellt, um seinen Beitrag zur Zähigkeit dieses Stahls quantitativ abzuschätzen.

Darüber hinaus müssen die Forschungen zum Spannungsrisskorrosionsmechanismus und zur Wasserstoffversprödungsanfälligkeit von ultrahochfestem hochfestem Edelstahl unter komplexen Verstärkungssystemen dringend gelöst werden, um eine theoretische Grundlage für die Dauerhaftigkeitsgestaltung von ultrahochfestem hochfestem Edelstahl zu schaffen.

Copyright © 2023 Manufacturers.Best