Acier inoxydable à ultra haute résistance à la traction

janvier 11, 2023

Mots-clés : acier inoxydable à ultra-haute résistance, mécanisme de renforcement et de trempe, fragilisation par l’hydrogène, corrosion sous contrainte, phase précipitée, austénite transformée en arrière

Application d’acier inoxydable à haute résistance

L’acier inoxydable à haute résistance est largement utilisé dans les domaines de l’aérospatiale, de l’ingénierie maritime et de l’énergie, tels que:

  • L’élément de roulement principal de l’aéronef
  • dispositif de fixation
  • Gyroscope satellite
  • Coque de vaisseau spatial
  • Plate-forme pétrolière offshore
  • Industrie automobile
  • Industrie de l’énergie nucléaire
  • Fabrication d’engrenages et de roulements

L’histoire du développement de l’acier inoxydable à haute résistance

  • Afin de répondre aux besoins de l’ingénierie aérospatiale et maritime en acier de construction haute performance résistant à la corrosion, l’American Carnegie Illionois Steel Company a développé avec succès la première génération d’acier inoxydable trempé par précipitation martensitique – Stainless W en 1946.
  • Sur la base du système d’alliage d’acier inoxydable W, des éléments Cu et Nb sont ajoutés et les éléments Al et Ti sont retirés. Arm-co Steel Company des États-Unis a développé l’acier 17-4PH en 1948. En raison de sa bonne résistance, de sa ténacité et de sa résistance à la corrosion, il est non seulement utilisé dans les composants du train d’atterrissage des avions F-15, mais également largement utilisé dans la fabrication de fixations et de moteurs. pièces, mais sa capacité de déformation à froid est faible. Afin de réduire la δ-ferrite à haute température qui est défavorable aux propriétés mécaniques transversales, en réduisant la teneur en ferrite formant Cr et en augmentant la teneur en élément Ni, l’acier 15-5PH a été développé, qui surmonte la ductilité transversale de l’acier 17-4PH Mauvaises lacunes, a été utilisé dans la fabrication de navires et d’avions civils et d’autres composants porteurs.
  • Au début des années 1960, l’International Nickel Corporation a inventé l’acier maraging et a introduit le concept de renforcement maraging pour le développement de l’acier inoxydable à haute résistance, ouvrant ainsi le rideau du développement de l’acier inoxydable maraging.
  • En 1961, American Carpenter Technology Company a d’abord développé l’acier inoxydable maraging Custom450 contenant du Mo.
  • En 1967 et 1973, Pyromet X-15 et Pyromet X-12 ont été développés successivement. Au cours de cette période, les États-Unis ont également développé successivement AM363, In736, PH13-8Mo, Unimar CR, etc.
  • Martin et al ont obtenu les brevets d’invention des aciers Custom465 et Custom475 en 1997 et 2003 respectivement, et les ont appliqués dans les avions de l’aviation civile.
  • Le Royaume-Uni a développé des nuances d’acier inoxydable à haute résistance telles que FV448, 520, 520 (B) et 520 (S).
  • L’Allemagne a développé Ultrafort401, 402 et ainsi de suite en 1967 et 1971.
  • En plus d’imiter et d’améliorer les nuances d’acier américaines, l’ex-Union soviétique a également effectué des recherches indépendantes sur une série de nouvelles nuances d’acier. Les nuances d’acier courantes comprennent 0Х15Н8Ю, 0Х17Н5М3, 1Х15Н4АМ3, 07Х16Н6, etc., ainsi que des nuances d’acier à teneur en Co plus élevée, telles que 00Х12К14Н5М5Т, 00Х14К14Н4М3Т, etc.
  • En 2002, QuesTek des États-Unis a entrepris le projet de prévention de la pollution du Strategic Environmental Research and Development Program (SERDP) du département de la Défense des États-Unis. Dans le cadre du projet Materials Genome, elle a conçu et développé un nouveau type de Ferrium® S53 en acier inoxydable à ultra-haute résistance pour les trains d’atterrissage des avions, et l’a publié fin 2008. AMS5922 Aerospace Standard, Ferrium®S53 a une résistance d’environ 1930 MPa et une ténacité à la rupture (KIC) de plus de 55 MPa m1/2. Il a été ajouté au manuel des matériaux de base MMPDS aux États-Unis en 2017. Ce matériau a été appliqué avec succès à A-10 aux États-Unis. Les avions de chasse et les avions T-38 sont les matériaux préférés pour le train d’atterrissage de la prochaine génération d’avions embarqués.

Progrès de la recherche sur l’acier inoxydable à ultra-haute résistance

Les bonnes propriétés de l’acier inoxydable à ultra-haute résistance comprennent principalement l’ultra-haute résistance, l’excellente plasticité et ténacité, l’excellente résistance à la corrosion, la résistance à la corrosion sous contrainte et la résistance à la corrosion.

Voici les progrès de l’exploration de ces propriétés de l’acier inoxydable à ultra-haute résistance.

Phases de conception et de renforcement d’alliages en acier inoxydable à haute résistance

Les structures typiques à température ambiante de l’acier inoxydable à ultra-haute résistance comprennent:

1. Matrice de martensite de latte fine

La martensite de Lath a une résistance élevée en raison de sa propre densité de dislocation élevée.

2. Quantité appropriée d’austénite résiduelle (ou transformation inverse)

L’austénite résiduelle métastable (transformation inverse) peut soulager la concentration de contrainte à l’extrémité de la fissure et améliorer la ténacité du matériau.

3. Phase de renforcement des précipitations distribuée de manière dispersée

La phase de renforcement à l’échelle nanométrique précipitée pendant le traitement de vieillissement peut encore améliorer la résistance de l’acier. Selon la composition de l’alliage de la phase précipitée, elle peut être divisée en trois catégories, à savoir le carbure (MC, M2C), le composé intermétallique (NiAl, Ni3Ti) et la phase enrichie par élément (phase ε, phase α'), etc. Dans l’acier inoxydable à ultra-haute résistance, le potentiel de renforcement de la phase précipitée dépend de la nature de la phase précipitée et de sa taille, de sa densité numérique, de sa fraction volumique et de sa distribution spatiale. La possibilité d’obtenir des performances optimales dépend principalement du contrôle des caractéristiques thermiques et cinétiques du comportement de précipitation de la phase précipitée, puis guide la régulation de la composition de l’alliage et la formulation du processus de traitement thermique.


Recherche sur la relation entre la composition chimique et les propriétés mécaniques

Cr

Lors de la conception de la composition de l’acier inoxydable à ultra-haute résistance, afin de garantir une bonne résistance à la corrosion de l’acier, la teneur en Cr dans l’acier général doit être supérieure à 10%, et Cr est également un élément qui réduit la température de transformation martensitique.

Ni

Le Ni peut améliorer le potentiel et la tendance à la passivation de l’acier inoxydable, augmenter la résistance à la corrosion de l’acier, améliorer la plasticité et la ténacité de l’acier, en particulier la ténacité de l’acier à basse température, et le Ni formera également une phase de renforcement η-Ni3Ti.

Mo

L’ajout de Mo vise principalement à augmenter l’effet de durcissement secondaire. Environ 2% de Mo peut permettre à l’acier de maintenir une dureté élevée dans différentes conditions de traitement de solution, et les précipités riches en Mo précipités pendant le processus de vieillissement jouent un rôle de renforcement. Faire en sorte que l’acier maintienne une bonne ténacité, et Mo peut également améliorer la résistance à la corrosion de l’eau de mer de l’acier inoxydable.

Co

Le Co peut inhiber la récupération de la sous-structure de dislocation dans la martensite, fournir plus de sites de nucléation pour la formation de précipités, réduire la solubilité du Mo dans le α-Fe et favoriser la formation de précipités contenant du Mo.

Ti Ti Ti

L’ajout d’une petite quantité de Ti à l’acier augmentera considérablement la résistance de l’acier, mais un ajout excessif réduira la ténacité de l’acier.

La composition chimique et les propriétés mécaniques de l’acier inoxydable à ultra-haute résistance typique sont présentées dans le tableau suivant:

Acier 15-5PH

En tant que représentant typique de la première génération d’acier inoxydable à haute résistance, les caractéristiques d’alliage de l’acier 15-5PH sont:

  • Environ 15% de Cr est utilisé pour assurer la résistance à la corrosion de l’acier;
  • La teneur en Ni d’environ 5% peut équilibrer l’équivalent Cr-Ni de l’acier utilisé dans l’expérience, de sorte que l’acier peut obtenir une structure martensitique à température ambiante, tout en réduisant la δ-ferrite dans l’acier;
  • L’ajout d’environ 4% de Cu joue un rôle de renforcement;
  • Une petite quantité de Nb peut former la phase MC avec C, qui joue le rôle d’épingler les joints de grains et d’affiner les grains.
  • Après un traitement de vieillissement à 550 °C, un grand nombre de phases riches en Cu avec une structure fcc précipitées sur la matrice de martensite, et la relation d’orientation entre la phase riche en Cu et la matrice martensite satisfait la relation K-S (111)Cu//(011)M, [11ˉ0] Cu//[11ˉ1]M.

Des études menées par Habibi-Bajguirani et coll. ont montré qu’il existe deux types différents de précipités de Cu dans l’acier 15-5PH au cours du processus de vieillissement. Lors du vieillissement en dessous de 500 °C, des particules en grappe avec une structure cci seront formées en premier. Ce cluster Il évoluera par la suite en une structure 9R, et finalement se transformera en une phase précipitée fcc. Les résultats de la microanalyse aux rayons X de l’extrait de phase précipitée montrent que cette phase précipitée est en fait une phase riche en Cu. Lors du vieillissement à 650 ~ 700 ° C, la phase riche en Cu fcc maintient d’abord une relation cohérente avec la matrice, puis se transforme en une relation K-S semi-cohérente.

PH13-8Mo

En tant que représentant typique de l’acier inoxydable haute résistance de deuxième génération, PH13-8Mo adopte une conception en alliage à faible teneur en carbone et ses caractéristiques sont:

  • Environ 13% de Cr est utilisé pour assurer la résistance à la corrosion de l’acier;
  • Environ 8% de Ni peut compenser le déséquilibre équivalent Cr-Ni dans le diagramme de Schaeffler causé par une faible teneur en carbone, réduire la teneur en δ-ferrite et permettre à l’acier d’obtenir une structure martensitique de tour;
  • L’ajout de 1% d’Al peut former une phase de renforcement dans l’acier et jouer un rôle dans le renforcement de la matrice.

Schober et al. ont étudié l’effet de l’élément Ti sur l’évolution des précipités au cours du processus de vieillissement:

  • Dans l’acier PH13-8Mo sans ajout d’élément Ti, la phase précipitée n’est que la phase NiAl.
  • Après ajout de l’élément Ti, les phases précipitées dans l’acier sont la phase G et la phase η. Le composé intermétallique ordonné NiAl est précipité dans l’acier PH13-8Mo sans ajouter d’élément Ti au stade initial du traitement de vieillissement. Avec la prolongation du temps de vieillissement, les éléments d’alliage dans la phase NiAl tendent progressivement vers l’équilibre stœchiométrique et la dureté atteint la valeur maximale. Dans l’acier avec Ti ajouté, une phase de précipitation riche en Ni, Si, Al et Ti est précipitée dans l’acier au stade initial du traitement de vieillissement, et la dureté de l’acier atteint le maximum à ce moment. Avec la prolongation du temps de vieillissement, la phase ellipsoïdale Ni16Si7Ti6-G et la phase Ni3(Ti, Al)-η courte en forme de tige seront formées dans l’acier.

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

Li et al. ont étudié un acier inoxydable à trempe par précipitation martensitique à base de Cr-Ni-Co-Mo avec une résistance allant jusqu’à 1900 MPa, et ont estimé que la résistance ultra-élevée avait été obtenue en raison du renforcement composite de plusieurs phases de renforcement.

La composition nominale de l’acier est 0,004C-13.5Cr-12.7Co-3.3Mo-4.4Ni-0.5Ti-0.2Al (fraction atomique%).

Il existe principalement trois types de phases précipitées dans l’acier, la phase η-Ni3(Ti, Al), la phase R' riche en Mo et la phase α riche en Cr. Ces phases précipitées sont transformées à partir de particules d’amas riches en Ni-Ti-Al, riches en Mo et en Cr au stade précoce du vieillissement respectivement. Au cours du processus de vieillissement, la phase η-Ni3 (Ti, Al) se développe lentement en raison de la ségrégation de la phase R' riche en Mo et de la phase α riche en Cr.


Un nouveau modèle de calcul pour la conception des alliages

Du point de vue du développement de l’acier inoxydable à haute résistance, à mesure que le niveau de résistance augmente, le renforcement d’une seule phase de renforcement se transforme progressivement en renforcement composite multiphasé. Par rapport au renforcement d’un seul type de phase précipitée, le renforcement composite est plus propice à l’amélioration de la résistance de l’acier.

Cependant, l’influence de la composition de l’alliage et du système de vieillissement sur le comportement de précipitation et de croissance de différents types de phases précipitées est très différente. Étant donné que différentes compositions d’alliages et systèmes de traitement thermique peuvent obtenir des phases précipitées différentes et variées lors de la conception de nouvelles nuances d’acier, il existe encore des lacunes dans le processus de conception d’alliage utilisant des expériences traditionnelles d’essais et d’erreurs et des simulations de réseaux neuronaux artificiels basées sur l’accumulation de données. Un nouveau type de modèle physique basé sur la métallurgie est nécessaire de toute urgence.

Par exemple, Xu et al. et Parn et al. ont proposé un modèle de calcul basé sur l’apprentissage automatique pour la composition des alliages. Ce modèle intègre la composition de l’alliage et les paramètres de traitement thermique correspondants, permettant aux propriétés souhaitées d’évoluer dans un cadre génétique. Ce modèle est appliqué à la conception d’acier à ultra-haute résistance avec du carbure MC comme phase de renforcement. Il convient également aux clusters Cu, Ni3Ti et NiAl phases précipitées. Il peut également être appliqué pour concevoir une phase de renforcement multitype, y compris le carbure MC, la phase Cu riche et le composé intermétallique Ni3Ti renforcent l’alliage ensemble. Le modèle comprend la simulation de paramètres correspondants tels que les propriétés mécaniques de l’acier, la résistance à la corrosion et la microstructure, ce qui fournit un chemin plus fiable pour la conception de la composition de l’alliage.


Phase de durcissement et mécanisme de durcissement

L’effet de l’austénite transformée en arrière sur la ténacité de l’acier inoxydable à haute résistance est étroitement lié à sa morphologie, sa teneur, sa dispersion et sa stabilité.

Ses caractéristiques sont affectées par la vitesse de chauffage, la température isotherme et le temps du processus de traitement thermique, la diffusion et la ségrégation des éléments formant austénite, la position de nucléation et la taille de l’austénite, et la densité de dislocation dans la matrice.

Les études existantes ont montré qu’il existe trois mécanismes pour la formation d’austénite transformée en arrière,

  • Mécanisme d’inversion de cisaillement sans diffusion,
  • mécanisme de restriction de variante,
  • Mécanisme de croissance de l’austénite retenue.

Le mécanisme de cisaillement provient du processus inverse du mécanisme de cisaillement sans diffusion de l’austénite à la martensite. L’austénite transformée en arrière formée par la martensite qui maintient une certaine relation de phase de degré cristallin avec l’austénite originale, et l’austénite originale maintiennent la même relation de phase.

Le mécanisme de restriction de modification souligne que lors de la formation de l’austénite transformée inverse contrôlée par diffusion, sa position de nucléation maintiendra strictement une certaine relation de phase cristallographique avec l’austénite, le carbure et la matrice d’origine, limitant ainsi la transformation de l’austénite transformée inversement. Types de variantes. Le mécanisme de croissance de l’austénite retenue croit que l’austénite résiduelle dans l’acier martensitique après trempe continuera à croître grâce à la diffusion d’éléments stabilisateurs d’austénite dans le processus de revenu ultérieur, ce qui permettra d’inverser la transformation. « Pour la nouvelle organisation austénitique.

La recherche sur l’acier inoxydable martensitique 0Cr13Ni4Mo montre que le carbure (Cr23C6) et l’austénite coprécipitent pendant le revenu dans la région biphasée légèrement supérieure à la température de début de transformation de l’austénite (AS). Une analyse plus approfondie du carbure, de l’austénite et de la distribution des éléments Cr et Ni sur l’interface montre que la ségrégation du Cr dans le carbure favorise la distribution de l’élément Ni à l’austénite inverse, et que l’enrichissement de l’élément Ni réduit inverse la force motrice chimique pour la formation d’austénite et augmente l’énergie interfaciale,

Par conséquent, la région riche en Ni peut être utilisée comme site de nucléation de l’austénite transformée inverse pendant le revenu, c’est-à-dire que la formation d’austénite transformée inverse est contrôlée par la diffusion de l’élément Ni.

Augmenter encore la température de revenu, bien que la diffusion des atomes soit plus importante, mais en raison de l’augmentation de la température, la condition de force motrice pour la transformation de la martensite trempée en austénite a été satisfaite, de sorte que le mécanisme de formation de l’austénite transformée inverse à ce moment n’est pas Le mécanisme de cisaillement de diffusion.

Afin d’expliquer davantage le mécanisme de restriction de modification, Nakada et al. ont étudié la relation de phase de degré cristallin entre l’austénite transformée en inverse et la matrice antérieure d’austénite et de martensite. Après trempe de l’acier 13Cr-6Ni, dans un grain d’austénite d’origine, l’austénite transformée en arrière est non seulement uniformément répartie dans la limite de la lature martensite, mais présente également une transformation inverse à l’interface entre les blocs et les paquets. Austénite transformée, et la plupart d’entre eux maintiennent la même orientation que l’austénite originale, tandis qu’une petite partie de l’orientation est différente de l’austénite originale. Il peut y avoir 12 relations de phase de variantes d’austénite transformées en inverse dans une surface d’habit austénite antérieure et un groupe de latte martensite.

On peut observer que sous la prémisse de suivre la relation K-S, il n’y a que 6 directions différentes de faisceaux de latte martensite parallèles au plan serré, et il n’y a que 2 faisceaux d’austénite à transformation inverse à l’intérieur de chaque faisceau de latte martensite. Variante du corps.

Cela montre qu’en raison de la triple symétrie de l’austénite dans la famille des plans {111} γ, les 12 variantes d’austénite transformées en arrière dans un groupe de tours martensitiques peuvent être divisées en 2 types, c’est-à-dire les mêmes que les variantes originales d’austénite orientées V1 et les variantes V2 jumelées à V1.

Selon le modèle de construction bidimensionnel proposé par Lee et Aaron-son, la forme critique du noyau de l’austénite transformée en arrière devrait répondre à l’exigence de minimiser l’énergie de nucléation.

L’austénite transformée en arrière formée à l’interface de la latte est généralement cohérente avec l’orientation des grains d’austénite d’origine, et l’interface α'/γ du noyau maintient la relation K-S avec les deux côtés de la matrice de martensite, tandis que la limite originale des grains d’austénite Le noyau austénitique ne maintient la relation K-S avec la matrice que d’un côté.

Par conséquent, l’austénite transformée inverse à la limite du grain d’austénite d’origine formera une forme sphérique en raison d’être enveloppée par des interfaces cohérentes et incohérentes, et la différence d’énergie de surface et d’énergie de déformation élastique des deux côtés de la frontière, tandis qu’à la latte L’austénite transformée en arrière tend à former une morphologie allongée en forme d’aiguille.

L’augmentation de la teneur en austénite transformée en inversion peut améliorer la plasticité et la ténacité du matériau, tandis qu’une trop grande quantité d’austénite transformée en arrière entraîne souvent une détérioration de la limite d’élasticité de l’acier.

Schnitzer et al. ont respectivement calculé l’influence de la phase de renforcement NiAl et de l’austénite de transformation inverse de la phase de durcissement sur la limite d’élasticité globale dans PH13-8Mo, et la diminution de 40% de la limite d’élasticité après le traitement de vieillissement a été attribuée à la teneur élevée en austénite de transformation inverse, Le reste est attribué au grossissement de la phase NiAl.

Par conséquent, dans le cas où une ténacité élevée est requise, une température de vieillissement plus élevée doit être utilisée pour augmenter la teneur en austénite transformée en invers, mais au prix d’une perte de résistance du matériau. En outre, certaines études ont également révélé l’effet néfaste de l’austénite transformée en inverse sur la plasticité. Par exemple, les résultats de Viswanathan et al. ont montré que l’amélioration de la plasticité par l’austénite transformée en arrière ne se produit qu’au début du vieillissement, et le temps prolongé entraînera également une fragilité grave du matériau. fracture.


Sensibilité à la recherche sur la fragilisation par l’hydrogène et la corrosion sous contrainte

Au fur et à mesure que le niveau de résistance augmente, les aciers à haute résistance deviennent plus sensibles à la fissuration par corrosion sous contrainte (fissuration par corrosion sous contrainte, SCC) et à la fragilisation par l’hydrogène (fragilisation par l’hydrogène, HE). En particulier, lorsque des composants gazeux polluants ou corrosifs et des atomes H agissent sur un acier à haute résistance en combinaison avec des contraintes, il est très facile de provoquer l’initiation de fissures et de se dilater progressivement jusqu’à la fissuration.

Ce type de fracture est le principal mode de défaillance des pièces structurelles en acier à haute résistance servant dans des environnements corrosifs, entraînant d’énormes risques pour la sécurité et des pertes matérielles.

Sensibilité à la fragilisation par l’hydrogène

L’hydrogène diffusible est le principal facteur causant la perte de plasticité de l’acier. Toute mesure qui réduit la mobilité de l’hydrogène diffusible peut améliorer efficacement la résistance à la susceptibilité à la fragilisation par l’hydrogène des matériaux.

Les pièges à hydrogène puissants peuvent augmenter considérablement la teneur en hydrogène sursaturé absorbé par l’acier, rendant ainsi l’hydrogène entrant dans la matrice inoffensif.

Le point de vue ci-dessus a été confirmé dans une certaine mesure par l’observation de la rupture retardée induite par l’hydrogène de l’acier à haute résistance, c’est-à-dire que lorsque l’acier à haute résistance est soumis à une contrainte statique inférieure à sa résistance à la traction, il subira une rupture fragile instantanée après une période de service. La défaillance sous charge statique est due à l’intrusion d’atomes H dans la matrice.

En tant que phase principale de renforcement et phase de trempe en acier, un grand nombre de particules dispersées de renforcement de la deuxième phase et d’austénite transformée en arrière précipitées au cours du vieillissement peuvent être considérées comme des pièges à hydrogène importants dans l’acier.

De nombreuses recherches se sont concentrées sur la régulation du nombre et de la densité des « pièges à hydrogène bénins » (pièges à hydrogène bénins) dans l’acier par traitement thermique pour empêcher la diffusion de H dans le matériau, améliorant ainsi la résistance du matériau à la sensibilité à la fragilisation par l’hydrogène.

Un grand nombre d’études ont montré que les carbures sont des « pièges à hydrogène bénins » typiques de l’acier et peuvent augmenter efficacement la susceptibilité à la fragilisation par l’hydrogène de l’acier. Par exemple, en globulisant des particules de cémentite ou en affinant la cémentite en chauffant rapidement à la température de revenu après formage et refroidissement dans la région monophasée de l’austénite, la résistance à la susceptibilité à la fragilisation par l’hydrogène de l’acier peut être efficacement améliorée.

De plus, en ajoutant des éléments de microalliage tels que Ti, V et Nb, des carbures tels que TiC, VC et NbC sont formés dans l’acier, qui peuvent être utilisés comme pièges à hydrogène efficaces. Takahashi et al. ont utilisé APT pour observer directement que les pièges TiC et V4C3 capturaient les atomes de deutérium. H est principalement piégé sur l’interface entre TiC et la matrice, tandis que les sites de piège dans V4C3 sont principalement les positions centrales des dislocations inadaptées sur l’interface semi-cohérente. À l’aide de calculs de principes premiers et d’analyses par éléments finis, il est en outre confirmé que pour les précipitations de TiC, l’interface TiC-matrice est le principal piège à hydrogène, tandis que les vides de carbone sont les principaux sites de piégeage dans V4C3.

Il existe peu de rapports sur les composés intermétalliques et les phases riches en éléments en tant que pièges à hydrogène.

Récemment, Li et al. ont comparé le comportement de fragilisation par l’hydrogène de l’acier 17-4PH et de l’acier PH13-8Mo pour le dernier étage des aubes de turbine à vapeur. Les résultats de la recherche ont montré que le type de précipités dans l’acier et la relation cristallographique entre la matrice de martensite et les précipités, C’est la principale raison pour laquelle l’acier PH13-8Mo a un coefficient de diffusion d’hydrogène apparent plus élevé et une solubilité apparente de l’hydrogène inférieure à celle de l’acier 17-4PH.

Par rapport à la phase cohérente β-NiAl dans l’acier PH13-8Mo, il existe une phase riche en Cu incohérente avec la matrice dans l’acier 17-4PH, qui a une plus grande capacité à capturer les atomes H. En effet, le rayon de l’intervalle octaédrique de la phase riche en Cu est de 0,0529 nm, soit environ deux fois le rayon (0,0206 nm) de l’intervalle octaédrique de la phase βNiAl.

De plus, par rapport à l’interface cohérente entre la phase β-NiAl et la matrice, l’interface non cohérente entre la phase riche en Cu et la matrice peut piéger plus d’atomes H.

En outre, le cœur de la dislocation inadaptée sur l’interface cohérente et le réseau moins déformé adjacent au cœur sont des pièges à hydrogène faibles, et l’énergie de désemprisonnement de l’hydrogène de la phase précipitée incohérente est supérieure à celle de la dislocation cohérente. L’énergie de désorption du réseau précipite la phase.

Par rapport à la matrice de martensite, le taux de diffusion de H dans l’austénite résiduelle (ou transformation inverse) est plus faible (taux de diffusion dans l’austénite: 10-15~10-16m2/s, dans la martensite Taux de diffusion: 10-10~10-12m2/s), et la solubilité de H dans l’austénite est supérieure à celle dans la martensite. De plus, l’énergie d’épinglage de l’austénite pour H peut atteindre 55 kJ/mol, ce qui en fait un site de piégeage H irréversible.

Cependant, l’influence de l’austénite dans les aciers de différents systèmes par rapport à la susceptibilité à la fragilisation par l’hydrogène du matériau est encore largement débattue. Certains résultats montrent que l’austénite transformée en arrière et l’austénite fine retenue dans l’acier peuvent empêcher efficacement la diffusion de H dans la matrice, améliorant ainsi la résistance de l’acier à la susceptibilité à la fragilisation par l’hydrogène.

Au contraire, certains chercheurs ont souligné que les atomes H dissous dans l’austénite peuvent réduire son énergie de défaut d’empilement, ce qui rend l’effet TRIP plus susceptible de se produire, et la nouvelle martensite en tant que « source d’hydrogène » libérera des atomes H, ce qui rendra le matériau fragile.

Fan et al. ont rapporté l’effet de l’austénite transformée en arrière sur le comportement de rupture de fragilisation par l’hydrogène de l’acier inoxydable martensitique S41500 (composition nominale 0,04C-13Cr-4,1Ni-0,6Mo-0,7Mn, %). Dans l’austénite transformée en sens inverse de Ni, il n’y a pas d’enrichissement des atomes H à l’interface austénite/martensite et austénite/carbure.

Les résultats de l’observation TEM de la fracture de quasi-clivage de l’échantillon après traitement de revenu montrent que le chemin de fracture se trouve le long de l’interface entre la martensite trempée et la martensite nouvellement formée (NFM) sous l’effet de plasticité induite par transformation (TRIP), qui est Parce que la majeure partie du H a été capturée par l’austénite inversée au lieu d’être séparée à la limite du grain d’austénite d’origine, ce qui réduit la stabilité de l’austénite inversée et favorise la transformation martensitique.

Après la transformation de phase, la martensite naissante agira comme une source d’hydrogène pour libérer une grande quantité d’atomes H, provoquant une grande quantité d’atomes H à se rassembler à l’interface environnante, et la morphologie de fracture résultante est une morphologie de quasi-clivage plutôt qu’une morphologie de fracture intergranulaire.

Les fissures induites par l’hydrogène se nucléent généralement au niveau des lattes, des faisceaux isophasiques, des groupes de tours et des joints de grains autrichiens d’origine, puis les fissures traversent les faisceaux de latte sous l’action de contraintes externes et se propagent le long des groupes de latte et des joints de grains autrichiens d’origine.

En acier inoxydable à haute résistance, de nombreuses interfaces de structure martensitique à plusieurs niveaux (limite de grain d’austénite d’origine, limite de groupe de tour de martensite, limite de faisceau de tournage de martensite et limite de latte de martensite) et limites de phase sont en acier inoxydable à haute résistance. L’une des raisons de la susceptibilité plus élevée à la fragilisation par l’hydrogène.

Les résultats de la recherche sur la diffusion de l’hydrogène et le comportement de fragilisation de l’hydrogène dans l’acier 17-4PH montrent que la résistance à la susceptibilité à la fragilisation par l’hydrogène de l’échantillon à l’état de solution solide est supérieure à celle de l’échantillon à l’état de vieillissement de pointe. Ce phénomène est principalement dû à la phase riche en Cu et à la matrice dans l’échantillon d’état de vieillissement. La phase limite de phase capture plus de H, et l’affaiblissement de la force de liaison interfaciale provoque la rupture fragile de l’échantillon chargé d’hydrogène dans l’état de vieillissement maximal.

Avec l’augmentation de la température de traitement de la solution, la sensibilité à la fragilisation par l’hydrogène et le coefficient de diffusion de l’hydrogène de l’acier 17-4PH ont d’abord augmenté puis diminué.

Ceci est principalement dû à l’effet de la température de la solution sur les joints de grain de l’austénite d’origine dans l’acier et à la densité numérique des phases précipitées lors du traitement de vieillissement ultérieur. Avec l’augmentation de la température de la solution, les grains d’austénite d’origine deviennent plus gros et la surface limite du grain augmente. diminue, mais la solubilité solide de la matrice pour les atomes de Cu augmente, ce qui favorise la précipitation des phases riches en Cu pendant le processus de vieillissement, et l’augmentation de la densité et de la taille des phases précipitées fournit plus d’interfaces de phase, qui fournissent ensemble une interface qui peut piéger H .

De toute évidence, la susceptibilité à la fragilisation par l’hydrogène de l’acier inoxydable à haute résistance est déterminée conjointement par la structure complexe à plusieurs niveaux et à plusieurs phases de l’acier. En raison des limites des méthodes d’analyse et de caractérisation, il est encore difficile de déterminer quantitativement l’influence de divers pièges à hydrogène sur la susceptibilité à la fragilisation par l’hydrogène de l’acier inoxydable à haute résistance.

Les facteurs d’influence de la susceptibilité à la fragilisation par l’hydrogène des aciers inoxydables à haute résistance renforcés par différents systèmes de renforcement basés sur différents niveaux de résistance doivent encore être étudiés systématiquement et en profondeur.

La sensibilité à la fragilisation par l’hydrogène de l’acier inoxydable à ultra-haute résistance avec un système d’alliage complexe et un renforcement de couplage multiphasique doit être étudiée d’urgence.

À l’heure actuelle, l’équipe de l’auteur a développé un nouveau type d’acier inoxydable à haute résistance de 2200MPa renforcé par précipitation composite multiphasique. ), les résultats de l’analyse APT de l’échantillon à double vieillissement sont présentés dans la figure ci-dessous.

On peut voir sur la figure qu’il y a des amas évidents de Mo/Cr/C, Mo/Cr et de purs Cr-riches en Cr dans l’acier. Une analyse plus approfondie montre que les phases précipitées dans l’acier comprennent des composés intermétalliques, des carbures et des phases riches en Cr. La résistance est obtenue par le renforcement couplé de trois précipités, et c’est aussi l’acier inoxydable à haute résistance avec le niveau de résistance le plus élevé rapporté jusqu’à présent.


Fissuration par corrosion sous contrainte

Le rapport d’enquête sur la défaillance des composants d’aéronefs américains montre que la fissuration par corrosion sous contrainte est l’une des principales formes d’accidents de défaillance soudaine des principaux composants porteurs des aéronefs en service.

La plupart des trains d’atterrissage sont finalement cassés en raison de la corrosion sous contrainte ou de la croissance des fissures de fatigue.

À l’heure actuelle, la corrosion sous contrainte se produit non seulement dans la haute technologie et les industries telles que l’aviation, l’aérospatiale, l’énergie et l’industrie chimique, mais aussi dans presque tous les aciers et alliages résistants à la corrosion couramment utilisés.

Par conséquent, l’analyse du mécanisme de fissuration par corrosion sous contrainte de l’acier à ultra-haute résistance et des facteurs affectant la corrosion sous contrainte de l’acier à ultra-haute résistance ont une grande valeur scientifique et une importance pratique pour déterminer les mesures de protection contre la corrosion sous contrainte de l’acier à ultra-haute résistance.

La résistance à la corrosion des matériaux est devenue un facteur important limitant la fissuration par corrosion sous contrainte des aciers à haute résistance, et la corrosion par piqûres est la forme de corrosion la plus courante et la plus nocive.

La plupart des fissures par corrosion sous contrainte proviennent des piqûres. Lors du traitement de vieillissement de l’acier inoxydable à ultra-haute résistance, les phases précipitées précipitées de la matrice de martensite sursaturée provoquent une inhomogénéité de la microstructure. Principale source de corrosion par piqûres.

Le film de passivation près de la phase précipitée est relativement faible, et l’intrusion de Cl provoque la destruction du film passif, et une micro batterie se forme entre la phase précipitée et la matrice, dissolvant ainsi la matrice, exfoliant la phase précipitée et formant une corrosion par piqûres. Par exemple, le carbure riche en Cr M23C6, M6C et le composé intermétallique Laves phase et σ sont faciles à former une zone pauvre en Cr autour d’eux, ce qui entraîne l’apparition de corrosion par piqûres.

Luo et al. et Yu Qiang ont étudié l’effet du temps de vieillissement sur la microstructure et le comportement électrochimique de l’acier inoxydable 15-5PH à ultra-haute résistance en utilisant la tomographie tridimensionnelle par sonde atomique.

Des amas riches en Cu et des nanoparticules (Cu,Nb) ont été observés lorsque le temps de vieillissement variait de 1 à 240 min. Par rapport au traitement de vieillissement à court terme, la surface des échantillons après un traitement de vieillissement à long terme était plus susceptible d’être attaquée par Cl.

Après un vieillissement de 240 minutes, la teneur en Cr autour des précipités diminuera également, et ces parties sont susceptibles de former des zones pauvres en Cr. La réduction du rapport Cr/Fe dans le film de passivation est la raison de la diminution de la résistance à la corrosion par piqûres du film de passivation.

De plus, la précipitation continue des carbures riches en Cr sur les joints de grains réduira la résistance à la corrosion intergranulaire de l’acier. Par exemple, des études ont montré que l’acier inoxydable AISI316Ti a une résistance plus élevée à la corrosion intergranulaire que l’acier inoxydable AISI321. La raison en est que la précipitation du TiC réduit la formation de carbures riches en Cr, qui sont les précipités qui conduisent à la corrosion intergranulaire. une des choses.

En tant que phase ductile la plus importante de l’acier inoxydable à haute résistance, le contenu, la morphologie, la taille et la stabilité de l’austénite affecteront également la sensibilité à la corrosion sous contrainte de l’acier.

Pour la même taille, la même forme et la même stabilité, à mesure que la teneur en austénite augmente, le seuil de fissuration par corrosion sous contrainte (KISCC) augmente et la sensibilité à la fissuration par corrosion sous contrainte de l’acier diminue.

La raison en est que la structure austénite en forme de film formée sur la limite du tour martensitique améliore la ténacité de l’acier et réduit le taux de croissance des fissures induites par l’hydrogène. Il y a deux raisons principales à la diminution du taux de croissance des fissures:

Lorsque la fissure se propage de la matrice de martensite à l’austénite en forme de film, qu’elle continue à se dilater dans l’austénite ou change la direction d’expansion pour contourner la structure de l’austénite, elle consomme beaucoup d’énergie, ce qui entraîne un taux de croissance des fissures Résistance réduite et accrue à la corrosion sous contrainte;

Comme mentionné ci-dessus, H a une solubilité solide plus élevée et une tendance à la ségrégation plus faible dans la structure austénite, et le taux de diffusion de H dans l’austénite est beaucoup plus faible que celui de la structure de la martensite, qui est élevée. Les pièges à hydrogène bénéfiques dans l’acier inoxydable à haute résistance entraînent une diminution de la susceptibilité à la fragilisation par l’hydrogène à l’avant de la fissure, ce qui réduit le taux de croissance des fissures et augmente la sensibilité à la corrosion sous contrainte.

Il convient de noter que la stabilité de l’austénite est également un paramètre clé pour déterminer la sensibilité à la corrosion sous contrainte de l’acier. Après que le stress ou la déformation induise une transformation martensitique, la martensite fraîche transformée à partir de l’austénite ne peut pas supprimer la croissance de la fissure. Il servira également de nouvelle source de diffusion de l’hydrogène pour augmenter la susceptibilité à la fragilisation par l’hydrogène de l’acier.

En résumé, la résistance, la ténacité, la corrosion sous contrainte et la susceptibilité à la fragilisation par l’hydrogène de l’acier sont toutes affectées par la structure multiphase complexe à plusieurs niveaux, et la méthode traditionnelle d’essais et d’erreurs est utilisée pour concevoir et fabriquer un acier à ultra-haute résistance avec à la fois une résistance ultra-élevée, une ténacité et une excellente performance de service. L’acier inoxydable est difficile, le cycle est long et le coût est élevé.

Par rapport à la méthode d’essais et d’erreurs, la méthode de conception rationnelle, telle que l’établissement d’une série de modèles d’analyse multi-échelles de résistance et de ténacité, de performance de corrosion sous contrainte et de performance de fragilisation par l’hydrogène, tels que « taille atomique-échelle nanométrique-micro-échelle », sera plus utile. Établir des normes de conception pour l’acier inoxydable à haute résistance grâce aux résultats de l’analyse de simulation, optimiser la forme, la taille et le contenu des phases précipitées, des structures de martensite et d’austénite en acier, et combiner davantage la simulation multi-échelle avec les processus réels de développement des matériaux, ce qui réduira considérablement la difficulté dans la recherche et le développement des matériaux, réduisant les coûts et raccourcissant le cycle de recherche et développement.


Outlook

En tant que matériau structurel métallique avec une excellente résistance, ténacité et sécurité de service, l’acier inoxydable à haute résistance a de larges perspectives d’application dans les domaines de l’aviation, de l’aérospatiale, de l’ingénierie océanique et de l’industrie nucléaire à l’avenir.

Compte tenu de l’environnement d’application difficile de ce type d’acier, l’exploration d’une nouvelle génération d’acier inoxydable à haute résistance devrait non seulement se concentrer sur le franchissement du goulot d’étranglement de l’ultra-haute résistance-excellente plasticité et de la ténacité, mais également prendre en compte une excellente sécurité de service.

Dans le processus de conception d’alliage et de formulation de processus de traitement thermique, la méthode traditionnelle d’essais et d’erreurs est progressivement remplacée par des méthodes de conception rationnelles telles que la conception d’alliages assistés thermiquement / cinétique, l’apprentissage automatique par intelligence artificielle, etc., afin d’améliorer considérablement le cycle de développement de nouveaux alliages résistants à la corrosion à haute résistance, de réduire les coûts de R & D.

La recherche sur le mécanisme de renforcement et de trempe de l’acier inoxydable à haute résistance doit encore être approfondie, en particulier la compréhension du comportement de précipitation des particules de deuxième phase pour le renforcement composite multiphase et la superposition des valeurs de contribution au renforcement.

Les recherches sur l’influence de la teneur, de la taille, de la morphologie et de la stabilité de l’austénite dans l’acier sur la ténacité de l’acier inoxydable à haute résistance sont relativement suffisantes, mais aucun modèle mathématique efficace n’a été établi pour estimer quantitativement sa contribution à la ténacité de cet acier.

En outre, la recherche sur le mécanisme de fissuration par corrosion sous contrainte et la susceptibilité à la fragilisation par l’hydrogène de l’acier inoxydable à ultra-haute résistance et à haute résistance sous système de renforcement complexe doit être résolue d’urgence, afin de fournir une base théorique pour la conception de durabilité de l’acier inoxydable à ultra-haute résistance et à haute résistance.

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