Acciaio inossidabile ad altissima resistenza alla trazione

Gennaio 11, 2023

Parole chiave: acciaio inossidabile ad altissima resistenza, meccanismo di rinforzo e tempra, infragilimento da idrogeno, corrosione da stress, fase precipitata, austenite trasformata inversa

Applicazione di acciaio inossidabile ad alta resistenza

L'acciaio inossidabile ad alta resistenza è ampiamente utilizzato nei settori aerospaziale, dell'ingegneria navale e dell'energia, come ad esempio:

  • Il principale membro portante dell'aeromobile
  • dispositivo di fissaggio
  • Giroscopio satellitare
  • guscio dell'astronave
  • Piattaforma petrolifera offshore
  • industria automobilistica
  • Industria dell'energia nucleare
  • Produzione di ingranaggi e cuscinetti

La storia dello sviluppo dell'acciaio inossidabile altoresistenziale

  • Al fine di soddisfare le esigenze dell'ingegneria aerospaziale e navale per l'acciaio strutturale resistente alla corrosione ad alte prestazioni, l'American Carnegie Illionois Steel Company ha sviluppato con successo la prima generazione di acciaio inossidabile martensitico indurente per precipitazione - Stainless W nel 1946.
  • Sulla base del sistema in lega di acciaio inossidabile, vengono aggiunti elementi Cu e Nb e rimossi elementi Al e Ti. La Arm-co Steel Company degli Stati Uniti sviluppò l'acciaio 17-4PH nel 1948. A causa della sua buona resistenza, tenacità e resistenza alla corrosione, non viene utilizzato solo nei componenti del carrello di atterraggio degli aerei F-15, ma anche ampiamente utilizzato nella produzione di elementi di fissaggio e motori. parti, ma la sua capacità di deformazione a freddo è scarsa. Al fine di ridurre la δ-ferrite ad alta temperatura che è sfavorevole alle proprietà meccaniche trasversali, riducendo il contenuto di elemento formante ferrite Cr e aumentando il contenuto di elemento Ni, è stato sviluppato acciaio 15-5PH, che supera la duttilità trasversale dell'acciaio 17-4PH Scarse carenze, è stato utilizzato nella fabbricazione di navi e aerei civili e altri componenti portanti.
  • Nei primi anni 1960, l'International Nickel Corporation inventò l'acciaio maraging e introdusse il concetto di rinforzo maraging per lo sviluppo di acciaio inossidabile ad alta resistenza, aprendo così il sipario sullo sviluppo dell'acciaio inossidabile maraging.
  • Nel 1961, American Carpenter Technology Company sviluppò per la prima volta l'acciaio inossidabile Maraging contenente Mo Custom450.
  • Nel 1967 e nel 1973, Pyromet X-15 e Pyromet X-12 furono sviluppati successivamente. Durante questo periodo, gli Stati Uniti hanno anche successivamente sviluppato AM363, In736, PH13-8Mo, Unimar CR, ecc.
  • Martin et al hanno ottenuto i brevetti di invenzione degli acciai Custom465 e Custom475 rispettivamente nel 1997 e nel 2003 e li hanno applicati agli aerei dell'aviazione civile.
  • Il Regno Unito ha sviluppato gradi di acciaio inossidabile ad alta resistenza come FV448, 520, 520 (B) e 520 (S).
  • La Germania ha sviluppato Ultrafort401, 402 e così via nel 1967 e nel 1971.
  • Oltre a imitare e migliorare i tipi di acciaio americani, l'ex Unione Sovietica ha anche studiato in modo indipendente una serie di nuovi tipi di acciaio. I gradi di acciaio comuni includono 0Х15Н8Ю, 0Х17Н5М3, 1Х15Н4АМ3, 07Х16Н6, ecc., Nonché gradi di acciaio con un contenuto di Co più elevato, come 00Х12К14Н5М5Т, 00Х14К14Н4М3Т, ecc.
  • Nel 2002, QuesTek degli Stati Uniti ha intrapreso il progetto di prevenzione dell'inquinamento del Programma strategico di ricerca e sviluppo ambientale (SERDP) del Dipartimento della Difesa degli Stati Uniti. Attraverso il Materials Genome Project, ha progettato e sviluppato un nuovo tipo di Ferrium® S53 in acciaio inossidabile ad altissima resistenza per il carrello di atterraggio degli aerei e lo ha pubblicato alla fine del 2008. AMS5922 Aerospace Standard, Ferrium®S53 ha una resistenza di circa 1930 MPa e una tenacità alla frattura (KIC) di oltre 55 MPa m1/2. È stato aggiunto al manuale del materiale dorsale MMPDS negli Stati Uniti nel 2017. Questo materiale è stato applicato con successo a A-10 negli Stati Uniti. Gli aerei da combattimento e gli aerei T-38 sono i materiali preferiti per il carrello di atterraggio della prossima generazione di velivoli basati su portaerei.

Progressi della ricerca sull'acciaio inossidabile ad altissima resistenza

Le buone proprietà dell'acciaio inossidabile ad altissima resistenza includono principalmente resistenza ultra-elevata, eccellente plasticità e tenacità, eccellente resistenza alla corrosione, resistenza alla corrosione da sforzo e prestazioni di fatica da corrosione.

Di seguito è riportato il progresso dell'esplorazione di queste proprietà dell'acciaio inossidabile ad altissima resistenza.

Progettazione della lega e fasi di rinforzo in acciaio inossidabile ad alta resistenza

Le tipiche strutture a temperatura ambiente in acciaio inossidabile ad altissima resistenza includono:

1. Matrice di martensite a listelli fini

La martensite di assicella ha un'elevata resistenza grazie alla sua alta densità di dislocazione.

2. Quantità appropriata di austenite residua (o trasformazione inversa)

L'austenite residua metastabile (trasformazione inversa) può alleviare la concentrazione di stress sulla punta della fessura e migliorare la tenacità del materiale.

3. Fase di rafforzamento delle precipitazioni distribuita in modo disperso

La fase di rafforzamento su scala nanometrica precipitata durante il trattamento di invecchiamento può migliorare ulteriormente la resistenza dell'acciaio. Secondo la composizione della lega della fase precipitata, può essere suddivisa in tre categorie, vale a dire carburo (MC, M2C), composto intermetallico (NiAl, Ni3Ti) e fase arricchita dell'elemento (fase ε, fase α'), ecc. Nell'acciaio inossidabile ad altissima resistenza, il potenziale di rafforzamento della fase precipitata dipende dalla natura della fase precipitata e dalle sue dimensioni, densità numerica, frazione volumetrica e distribuzione spaziale. Se le prestazioni ottimali possono essere ottenute dipende principalmente dal controllo delle caratteristiche termiche e cinetiche del comportamento di precipitazione della fase precipitata, e quindi guida la regolazione della composizione della lega e la formulazione del processo di trattamento termico.


Ricerca sulla relazione tra composizione chimica e proprietà meccaniche

Cr

Quando si progetta la composizione dell'acciaio inossidabile ad altissima resistenza, al fine di garantire che l'acciaio abbia una buona resistenza alla corrosione, il contenuto di Cr nell'acciaio generale dovrebbe essere superiore al 10% e Cr è anche un elemento che riduce la temperatura di trasformazione martensitica.

Ni

Ni può migliorare il potenziale e la tendenza alla passivazione dell'acciaio inossidabile, aumentare la resistenza alla corrosione dell'acciaio, migliorare la plasticità e la tenacità dell'acciaio, in particolare la tenacità dell'acciaio a bassa temperatura, e Ni formerà anche una fase di rafforzamento η-Ni3Ti.

Mo

L'aggiunta di Mo serve principalmente ad aumentare l'effetto di indurimento secondario. Circa il 2% di Mo può far sì che l'acciaio mantenga un'elevata durezza in diverse condizioni di trattamento della soluzione e i precipitati ricchi di Mo precipitati durante il processo di invecchiamento svolgono un ruolo di rinforzo. Fai in modo che l'acciaio mantenga una buona tenacità e Mo può anche migliorare la resistenza alla corrosione dell'acqua di mare dell'acciaio inossidabile.

Co

Co può inibire il recupero della sottostruttura di dislocazione nella martensite, fornire più siti di nucleazione per la formazione di precipitati, ridurre la solubilità di Mo in α-Fe e promuovere la formazione di precipitati contenenti Mo.

Ti

L'aggiunta di una piccola quantità di Ti all'acciaio aumenterà significativamente la resistenza dell'acciaio, ma un'aggiunta eccessiva ridurrà la tenacità dell'acciaio.

La composizione chimica e le proprietà meccaniche del tipico acciaio inossidabile ad altissima resistenza sono mostrate nella seguente tabella:

Acciaio 15-5PH

Come tipico rappresentante della prima generazione di acciaio inossidabile ad alta resistenza, le caratteristiche di lega dell'acciaio 15-5PH sono:

  • Circa il 15% di Cr viene utilizzato per garantire la resistenza alla corrosione dell'acciaio;
  • Il contenuto di Ni di circa il 5% può bilanciare l'equivalente Cr-Ni dell'acciaio utilizzato nell'esperimento, in modo che l'acciaio possa ottenere una struttura martensitica a temperatura ambiente, e allo stesso tempo ridurre la δ-ferrite nell'acciaio;
  • L'aggiunta di circa il 4% di Cu svolge un ruolo di rafforzamento;
  • Una piccola quantità di Nb può formare la fase MC con C, che svolge il ruolo di fissare i bordi dei grani e raffinare i grani.
  • Dopo il trattamento di invecchiamento a 550 °C, un gran numero di fasi ricche di Cu con struttura fcc precipitata sulla matrice martensite e la relazione di orientamento tra la fase ricca di Cu e la matrice martensite soddisfa la relazione K-S (111)Cu//(011)M, [11ˉ0] Cu//[11ˉ1]M.

Gli studi di Habibi-Bajguirani et al. hanno dimostrato che ci sono due diversi tipi di precipitati di Cu in acciaio 15-5PH durante il processo di invecchiamento. Quando si invecchia al di sotto di 500 °C, si formeranno prima le particelle di cluster con struttura bcc. Questo cluster Si evolverà successivamente in una struttura 9R, e infine si trasformerà in una fase precipitata fcc. I risultati della microanalisi a raggi X dell'estratto di fase precipitata mostrano che questa fase precipitata è in realtà una fase ricca di Cu. Quando invecchia a 650 ~ 700 ° C, la fase fcc ricca di Cu mantiene inizialmente una relazione coerente con la matrice e poi si trasforma in una relazione K-S semi-coerente.

PH13-8Mo

Come tipico rappresentante dell'acciaio inossidabile ad alta resistenza di seconda generazione, PH13-8Mo adotta un design in lega a basso tenore di carbonio e le sue caratteristiche sono:

  • Circa il 13% di Cr viene utilizzato per garantire la resistenza alla corrosione dell'acciaio;
  • Circa l'8% di Ni può compensare lo squilibrio equivalente di Cr-Ni nel diagramma di Schaeffler causato dal basso tenore di carbonio, ridurre il contenuto di δ-ferrite e far sì che l'acciaio ottenga una struttura martensitica di assicella;
  • L'aggiunta dell'1% di Al può formare una fase di rafforzamento nell'acciaio e svolgere un ruolo nel rafforzamento della matrice.

Schober et al. hanno studiato l'effetto dell'elemento Ti sull'evoluzione dei precipitati durante il processo di invecchiamento:

  • Nell'acciaio PH13-8Mo senza aggiunta di elemento Ti, la fase precipitata è solo fase NiAl.
  • Dopo aver aggiunto l'elemento Ti, le fasi precipitate nell'acciaio sono la fase G e la fase η. Il composto intermetallico ordinato NiAl viene precipitato nell'acciaio PH13-8Mo senza aggiunta di elemento Ti nella fase iniziale del trattamento di invecchiamento. Con il prolungamento del tempo di invecchiamento, gli elementi di lega in fase NiAl tendono gradualmente all'equilibrio stechiometrico e la durezza raggiunge il valore massimo. Nell'acciaio con aggiunta di Ti, una fase di precipitazione ricca di Ni, Si, Al e Ti viene precipitata nell'acciaio nella fase iniziale del trattamento di invecchiamento e la durezza dell'acciaio raggiunge il massimo in questo momento. Con il prolungamento del tempo di invecchiamento, nell'acciaio si formeranno fasi ellissoidali Ni16Si7Ti6-G e fasi Ni3(Ti, Al)-η a forma di asta corta.

0,004C-13,5Cr-12,7Co-3,3Mo-4,4Ni-0,5Ti-0,2Al

Li et al. hanno studiato un acciaio inossidabile martensitico indurente per precipitazione a base di Cr-Ni-Co-Mo con una resistenza fino a 1900 MPa e hanno ritenuto che l'altissima resistenza fosse ottenuta grazie al rafforzamento composito di più fasi di rinforzo.

La composizione nominale dell'acciaio è 0.004C-13.5Cr-12.7Co-3.3Mo-4.4Ni-0.5Ti-0.2Al (frazione atomica %).

Esistono principalmente tre tipi di fasi precipitate nell'acciaio, fase η-Ni3(Ti, Al), fase R' ricca di Mo e fase α' ricca di Cr. Queste fasi precipitate vengono trasformate da particelle di cluster ricche di Ni-Ti-Al, ricche di Mo e ricche di Cr, rispettivamente nella fase iniziale dell'invecchiamento. Durante il processo di invecchiamento, la fase η-Ni3(Ti, Al) cresce lentamente a causa della segregazione della fase R' ricca di Mo e della fase di α' ricca di Cr.


Un nuovo modello di calcolo per la progettazione delle leghe

Dal punto di vista dello sviluppo dell'acciaio inossidabile ad alta resistenza, all'aumentare del livello di resistenza, il rafforzamento di una singola fase di rafforzamento si sviluppa gradualmente in un rafforzamento composito multifase. Rispetto al rafforzamento di un singolo tipo di fase precipitata, il rafforzamento composito è più favorevole all'ulteriore miglioramento della resistenza dell'acciaio.

Tuttavia, l'influenza della composizione della lega e del sistema di invecchiamento sulle precipitazioni e sul comportamento di crescita di diversi tipi di fasi precipitate è molto diversa. Considerando che diverse composizioni di leghe e sistemi di trattamento termico possono ottenere diverse e varie fasi precipitate quando si progettano nuovi tipi di acciaio, ci sono ancora carenze nel processo di progettazione della lega utilizzando esperimenti tradizionali di prova ed errore e simulazioni di reti neurali artificiali basate sull'accumulo di dati. È urgentemente necessario un nuovo tipo di modello basato sulla metallurgia fisica.

Ad esempio, Xu et al. e Parn et al. hanno proposto un modello di calcolo basato sull'apprendimento automatico per la composizione della lega. Questo modello integra la composizione della lega e i corrispondenti parametri di trattamento termico, consentendo alle proprietà desiderate di evolvere all'interno di un quadro genetico. Questo modello viene applicato alla progettazione di acciaio ultra altoresistenziale con carburo MC come fase di rinforzo. È adatto anche per ammassi di Cu, fasi precipitate Ni3Ti e NiAl. Può anche essere applicato per progettare una fase di rinforzo multitipo, tra cui carburo MC, fase Cu ricca e composto intermetallico Ni3Ti rafforzare la lega insieme. Il modello include la simulazione di parametri corrispondenti come le proprietà meccaniche dell'acciaio, la resistenza alla corrosione e la microstruttura, che fornisce un percorso più affidabile per la progettazione della composizione della lega.


Fase di tempra e meccanismo di tempra

L'effetto dell'austenite trasformata inversa sulla tenacità dell'acciaio inossidabile ad alta resistenza è strettamente correlato alla sua morfologia, contenuto, dispersione e stabilità.

Le sue caratteristiche sono influenzate dalla velocità di riscaldamento, dalla temperatura isoterma e dal tempo del processo di trattamento termico, dalla diffusione e segregazione degli elementi formanti austenite, dalla posizione di nucleazione e dalle dimensioni dell'austenite e dalla densità di dislocazione nella matrice.

Studi esistenti hanno dimostrato che ci sono tre meccanismi per la formazione di austenite trasformata inversa,

  • Meccanismo di inversione di taglio senza diffusione,
  • meccanismo di restrizione della variante,
  • Meccanismo di crescita austenite mantenuto.

Il meccanismo di taglio ha origine dal processo inverso del meccanismo di taglio di non diffusione dall'austenite alla martensite. L'austenite trasformata inversamente formata dalla martensite che mantiene una certa relazione di fase di grado cristallino con l'austenite originale e l'austenite originale mantiene la stessa relazione di fase.

Il meccanismo di restrizione della modifica sottolinea che durante la formazione dell'austenite trasformata inversa controllata dalla diffusione, la sua posizione di nucleazione manterrà rigorosamente una certa relazione di fase cristallografica con l'austenite, il carburo e la matrice originali, limitando così la trasformazione dell'austenite trasformata inversa. Tipi di varianti. Il meccanismo di crescita dell'austenite trattenuta ritiene che l'austenite residua nell'acciaio martensitico dopo la tempra continuerà a crescere attraverso la diffusione di elementi stabilizzanti austenitici nel successivo processo di rinvenimento, quindi ulteriormente "invertendo la trasformazione". "Per la nuova organizzazione austenitica.

La ricerca sull'acciaio inossidabile martensitico 0Cr13Ni4Mo mostra che il carburo (Cr23C6) e l'austenite coprecipitano durante il rinvenimento nella regione bifase leggermente superiore alla temperatura di inizio della trasformazione austenitica (AS). Un'ulteriore analisi del carburo, dell'austenite e della distribuzione degli elementi Cr e Ni sull'interfaccia mostra che la segregazione di Cr nel carburo promuove la distribuzione dell'elemento Ni all'austenite inversa, e l'arricchimento dell'elemento Ni riduce inverte la forza motrice chimica per la formazione dell'austenite e aumenta l'energia interfacciale,

Pertanto, la regione ricca di Ni può essere utilizzata come sito di nucleazione dell'austenite trasformata inversa durante il rinvenimento, cioè la formazione di austenite trasformata inversa è controllata dalla diffusione dell'elemento Ni.

Aumentare ulteriormente la temperatura di rinvenimento, sebbene la diffusione degli atomi sia più significativa, ma a causa dell'aumento della temperatura, la condizione della forza motrice per la trasformazione della martensite temperata in austenite è stata soddisfatta, quindi il meccanismo di formazione dell'austenite trasformata inversa in questo momento non è Il meccanismo di taglio della diffusione.

Al fine di spiegare ulteriormente il meccanismo di restrizione della modifica, Nakada et al. hanno studiato la relazione di fase del grado cristallino tra austenite trasformata inversa e precedente matrice di austenite e martensite. Dopo il rinvenimento dell'acciaio 13Cr-6Ni, in un grano austenite originale, l'austenite trasformata inversamente non solo è uniformemente distribuita nel limite del listello della martensite, ma ha anche una trasformazione inversa all'interfaccia tra blocchi e pacchetti. Austenite trasformata, e la maggior parte di essi mantiene lo stesso orientamento dell'austenite originale, mentre una piccola parte dell'orientamento è diversa dall'austenite originale. Ci possono essere 12 relazioni di fase di varianti austenitiche trasformate inverse in una precedente superficie di abitudine austenitica e un gruppo di assicelle martensite.

Si può osservare che sotto la premessa di seguire la relazione K-S, ci sono solo 6 diverse direzioni di fasci di assicelle di martensite parallele al piano chiuso, e ci sono solo 2 fasci di austenite di trasformazione inversa all'interno di ciascun fascio di assicelle di martensite. variante del corpo.

Ciò dimostra che a causa della tripla simmetria dell'austenite nella famiglia dei piani {111} γ, le 12 varianti austenitiche trasformate al contrario in un gruppo di assicelle martensitiche possono essere divise in 2 tipi, cioè le stesse varianti V1 orientate all'austenite originali e le varianti V2 che sono gemellate a V1.

Secondo il modello di costruzione bidimensionale proposto da Lee e Aaron-son, la forma critica del nucleo dell'austenite trasformata inversa dovrebbe soddisfare il requisito di minimizzare l'energia di nucleazione.

L'austenite trasformata inversamente formata all'interfaccia del listello è solitamente coerente con l'orientamento dei grani austenitici originali, e l'interfaccia α/γ del nucleo mantiene la relazione K-S con entrambi i lati della matrice martensite, mentre il confine originale del grano austenitico Il nucleo austenitico mantiene solo la relazione K-S con la matrice su un lato.

Pertanto, l'austenite trasformata inversamente al confine originale del grano austenite formerà una forma sferica dovuta all'essere avvolta da interfacce coerenti e incoerenti e la differenza di energia superficiale e energia di deformazione elastica ai due lati del confine, mentre al listello L'austenite trasformata inversamente tende a formare morfologia allungata aghiforme.

L'aumento del contenuto di austenite a trasformazione inversa può migliorare la plasticità e la tenacità del materiale, mentre troppa austenite trasformata inversamente spesso porta al deterioramento della resistenza allo snervamento dell'acciaio.

Schnitzer et al. hanno rispettivamente calcolato l'influenza della fase di rafforzamento NiAl e dell'austenite di trasformazione inversa della fase di indurimento sulla resistenza allo snervamento complessiva in PH13-8Mo e la diminuzione del 40% della resistenza allo snervamento dopo il trattamento di invecchiamento è stata attribuita all'alto contenuto di austenite a trasformazione inversa, Il resto è attribuito alla grossolanità della fase NiAl.

Pertanto, nel caso in cui sia richiesta un'elevata tenacità, è necessario utilizzare una temperatura di invecchiamento più elevata per aumentare il contenuto di austenite trasformata inversa, ma al costo di perdere la resistenza del materiale. Inoltre, alcuni studi hanno anche trovato l'effetto negativo dell'austenite trasformata inversa sulla plasticità. Ad esempio, i risultati di Viswanathan et al. hanno dimostrato che il miglioramento della plasticità mediante austenite trasformata inversamente si verifica solo nella fase iniziale dell'invecchiamento e il tempo prolungato causerà anche una grave fragilità del materiale. frattura.


Suscettibilità all'infragilimento da idrogeno e alla ricerca sulla corrosione da sforzo

All'aumentare del livello di resistenza, gli acciai altoresistenziali diventano più sensibili alla tensocorrosione (tensocorrosione cracking, SCC) e all'infragilimento da idrogeno (infragilimento da idrogeno, HE). In particolare, quando i componenti di gas inquinanti o corrosivi e gli atomi di H agiscono sull'acciaio altoresistenziale in combinazione con lo stress, è molto facile causare l'innesco di fessure e espandersi gradualmente fino alla fessurazione.

Questo tipo di frattura è la principale modalità di rottura delle parti strutturali in acciaio altoresistenziale che servono in ambienti corrosivi, causando enormi rischi per la sicurezza e perdite di proprietà.

Suscettibilità all'infragilimento da idrogeno

L'idrogeno diffusibile è il principale fattore che causa la perdita di plasticità dell'acciaio. Qualsiasi misura che riduca la mobilità dell'idrogeno diffusibile può migliorare efficacemente la resistenza alla suscettibilità all'infragilimento da idrogeno dei materiali.

Forti trappole per idrogeno possono aumentare significativamente il contenuto di idrogeno supersaturo assorbito dall'acciaio, rendendo così innocuo l'idrogeno che entra nella matrice.

Il punto di vista di cui sopra è stato confermato in una certa misura nell'osservazione della frattura ritardata indotta dall'idrogeno dell'acciaio altoresistenziale, cioè quando l'acciaio altoresistenziale è sotto l'azione di una sollecitazione statica inferiore alla sua resistenza alla trazione, subirà una frattura fragile istantanea dopo un periodo di servizio. Il guasto sotto carico statico è dovuto all'intrusione di atomi di H nella matrice.

Come fase principale di rinforzo e di tempra nell'acciaio, un gran numero di particelle di rinforzo della seconda fase disperse e austenite trasformata inversamente precipitata durante l'invecchiamento possono essere considerate importanti trappole per l'idrogeno nell'acciaio.

Molte ricerche si sono concentrate sulla regolazione del numero e della densità di "trappole di idrogeno benigno" (trappole benigne per idrogeno) nell'acciaio attraverso il trattamento termico per prevenire la diffusione di H nel materiale, migliorando così la resistenza del materiale alla sensibilità all'infragilimento da idrogeno.

Un gran numero di studi ha dimostrato che i carburi sono tipiche "trappole benigne per l'idrogeno" nell'acciaio e possono aumentare efficacemente la suscettibilità all'infragilimento da idrogeno dell'acciaio. Ad esempio, sferoidizzando le particelle di cementite o raffinando la cementite riscaldando rapidamente alla temperatura di rinvenimento dopo la formazione e il raffreddamento nella regione monofase dell'austenite, la resistenza alla suscettibilità all'infragilimento da idrogeno dell'acciaio può essere efficacemente migliorata.

Inoltre, aggiungendo elementi di microlega come Ti, V e Nb, nell'acciaio si formano carburi come TiC, VC e NbC, che possono essere utilizzati come efficaci trappole per l'idrogeno. Takahashi et al. hanno usato APT per osservare direttamente che le trappole TiC e V4C3 catturano gli atomi di deuterio. H è principalmente intrappolato sull'interfaccia tra TiC e la matrice, mentre i siti di trappola in V4C3 sono principalmente le posizioni centrali delle dislocazioni disadattate sull'interfaccia semi-coerente. Con l'aiuto dei calcoli dei primi principi e dell'analisi degli elementi finiti, è ulteriormente confermato che per la precipitazione TiC, l'interfaccia TiC-matrice è la principale trappola per l'idrogeno, mentre i posti vacanti di carbonio sono i principali siti di trappola in V4C3.

Ci sono pochi rapporti su composti intermetallici e fasi ricche di elementi come trappole per l'idrogeno.

Recentemente, Li et al. hanno confrontato il comportamento dell'infragilimento da idrogeno dell'acciaio 17-4PH e dell'acciaio PH13-8Mo per l'ultimo stadio delle pale delle turbine a vapore. I risultati della ricerca hanno mostrato che il tipo di precipitati nell'acciaio e la relazione cristallografica tra la matrice martensite e i precipitati, è la ragione principale per cui l'acciaio PH13-8Mo ha un coefficiente di diffusione dell'idrogeno apparente più elevato e una minore solubilità apparente dell'idrogeno rispetto all'acciaio 17-4PH.

Rispetto alla fase coerente β-NiAl nell'acciaio PH13-8Mo, esiste una fase ricca di Cu incoerente con la matrice nell'acciaio 17-4PH, che ha una maggiore capacità di catturare gli atomi di H. Questo perché il raggio del gap ottaedrico della fase ricca di Cu è 0,0529 nm, che è circa il doppio del raggio (0,0206 nm) del gap ottaedrico della fase βNiAl.

Inoltre, rispetto all'interfaccia coerente tra la fase β-NiAl e la matrice, l'interfaccia non coerente tra la fase ricca di Cu e la matrice può intrappolare più atomi di H.

Inoltre, il nucleo della dislocazione disadattata sull'interfaccia coerente e il reticolo meno distorto adiacente al nucleo sono deboli trappole di idrogeno, e l'energia di de-intrappolamento dell'idrogeno della fase precipitata incoerente è superiore a quella della dislocazione coerente. L'energia di desorbimento della fase precipitata del reticolo.

Rispetto alla matrice martensite, il tasso di diffusione di H nell'austenite residua (o trasformazione inversa) è inferiore (tasso di diffusione in austenite: 10-15 ~ 10-16m2 / s, in martensite Tasso di diffusione: 10-10 ~ 10-12m2 / s), e la solubilità di H in austenite è superiore a quella in martensite. Inoltre, l'energia di bloccaggio dell'austenite per H può raggiungere 55kJ / mol, rendendolo un sito di trappola H irreversibile.

Tuttavia, l'influenza dell'austenite negli acciai di diversi sistemi rispetto alla suscettibilità all'infragilimento da idrogeno del materiale è ancora ampiamente dibattuta. Alcuni risultati mostrano che l'austenite trasformata inversa e l'austenite fine trattenuta nell'acciaio possono efficacemente impedire la diffusione di H nella matrice, migliorando così la resistenza alla suscettibilità all'infragilimento da idrogeno dell'acciaio.

Al contrario, alcuni studiosi hanno sottolineato che gli atomi di H disciolti nell'austenite possono ridurre la sua energia di faglia di impilamento, rendendo più probabile che si verifichi l'effetto TRIP, e la nuova martensite come "fonte di idrogeno" rilascerà atomi di H, risultando fragile del materiale.

Fan et al. hanno riportato l'effetto dell'austenite trasformata inversa sul comportamento di frattura da infragilimento da idrogeno dell'acciaio inossidabile martensitico S41500 (composizione nominale 0.04C-13Cr-4.1Ni-0.6Mo-0.7Mn, %). Nell'austenite trasformata inversa di Ni, non c'è arricchimento di atomi H all'interfaccia di austenite/martensite e austenite/carburo.

I risultati dell'osservazione TEM della frattura quasi-scissione del campione dopo il trattamento di rinvenimento mostrano che il percorso della frattura si trova lungo l'interfaccia tra la martensite temperata e la martensite di nuova formazione (NFM) sotto l'effetto di plasticità indotta dalla trasformazione (TRIP), che è Perché la maggior parte dell'H è stata catturata dall'austenite invertita invece di segregare al confine originale del grano austenite, che riduce la stabilità dell'austenite invertita e promuove la trasformazione martensitica.

Dopo che si verifica la trasformazione di fase, la martensite nascente agirà come una fonte di idrogeno per rilasciare una grande quantità di atomi di H, causando la raccolta di una grande quantità di atomi di H nell'interfaccia circostante, e la morfologia della frattura risultante è una morfologia di quasi scissione piuttosto che una morfologia di frattura intergranulare.

Le fessure indotte dall'idrogeno generalmente nucleano a listelli, fasci di isofase, gruppi di assicelle e bordi di grano austriaci originali, e quindi le fessure passano attraverso i fasci di assicelle sotto l'azione di stress esterno e si propagano lungo i gruppi di assicelle e i confini originali dei grani austriaci.

Nell'acciaio inossidabile ad alta resistenza, molte interfacce di struttura multilivello martensitico (limite originale del grano austenito, limite del gruppo di assicella della martensite, confine del fascio di assicella della martensite e limite del telaio della martensite) e confini di fase sono in acciaio inossidabile ad alta resistenza. Una delle ragioni della maggiore suscettibilità all'infragilimento da idrogeno.

I risultati della ricerca sulla diffusione dell'idrogeno e sul comportamento dell'infragilimento da idrogeno nell'acciaio 17-4PH mostrano che la resistenza alla suscettibilità all'infragilimento da idrogeno del campione allo stato di soluzione solida è superiore a quella del campione dello stato di invecchiamento di picco. Questo fenomeno è dovuto principalmente alla fase e alla matrice ricche di Cu nel campione dello stato di invecchiamento. La fase limite di fase cattura più H e l'indebolimento della forza di legame interfacciale provoca la fratture fragile del campione caricato di idrogeno nello stato di invecchiamento di picco.

Con l'aumento della temperatura di trattamento della soluzione, la suscettibilità all'infragilimento da idrogeno e il coefficiente di diffusione dell'idrogeno dell'acciaio 17-4PH sono prima aumentati e poi diminuiti.

Ciò è dovuto principalmente all'effetto della temperatura della soluzione sui bordi di grano dell'austenite originale nell'acciaio e alla densità numerica delle fasi precipitate durante il successivo trattamento di invecchiamento. Con l'aumento della temperatura della soluzione, i grani di austenite originali diventano più grandi e l'area limite del grano aumenta. diminuisce, ma aumenta la solubilità solida della matrice per gli atomi di Cu, il che promuove la precipitazione delle fasi ricche di Cu durante il processo di invecchiamento, e l'aumento della densità e delle dimensioni delle fasi precipitate fornisce più interfacce di fase, che insieme forniscono un'interfaccia che può intrappolare H .

Ovviamente, la suscettibilità all'infragilimento da idrogeno dell'acciaio inossidabile ad alta resistenza è determinata congiuntamente dalla complessa struttura multilivello e multifase dell'acciaio. A causa dei limiti dei metodi analitici e di caratterizzazione, è ancora difficile determinare quantitativamente l'influenza di varie trappole per idrogeno sulla suscettibilità all'infragilimento da idrogeno dell'acciaio inossidabile ad alta resistenza.

I fattori che influenzano la suscettibilità all'infragilimento da idrogeno degli acciai inossidabili altoresistenziali rinforzati da diversi sistemi di rinforzo basati su diversi livelli di resistenza devono ancora essere studiati sistematicamente e in profondità.

La suscettibilità all'infragilimento da idrogeno dell'acciaio inossidabile ad altissima resistenza con sistema di leghe complesse e rafforzamento dell'accoppiamento multifase deve essere studiata con urgenza.

Allo stato attuale, il team dell'autore ha sviluppato un nuovo tipo di acciaio inossidabile ad alta resistenza da 2200 MPa rinforzato dalla precipitazione composita multifase. ), i risultati dell'analisi APT del campione dual-aging sono mostrati nella figura seguente.

Si può vedere dalla figura che ci sono evidenti cluster ricchi di Mo/Cr/C, Mo/Cr e Cr-rich puri nell'acciaio. Ulteriori analisi mostrano che le fasi precipitate nell'acciaio includono composti intermetallici, carburi e fasi ricche di Cr. La resistenza è ottenuta dal rafforzamento accoppiato di tre precipitati, ed è anche l'acciaio inossidabile ad alta resistenza con il più alto livello di resistenza riportato finora.


Fessurazione da tensocorrosione

Il rapporto americano di indagine sui guasti dei componenti aeronautici mostra che la fessurazione da tensocorrosione è una delle principali forme di incidenti improvvisi di guasto dei componenti portanti chiave degli aeromobili durante il servizio.

La maggior parte dei carrelli di atterraggio sono finalmente rotti a causa della corrosione da sforzo o della crescita di fessure da fatica.

Allo stato attuale, la corrosione da stress si verifica non solo nell'alta tecnologia e nelle industrie come l'aviazione, l'aerospaziale, l'energia e l'industria chimica, ma anche in quasi tutti gli acciai e le leghe resistenti alla corrosione comunemente usati.

Pertanto, l'analisi del meccanismo di fessurazione da tensocorrosione dell'acciaio ultra-altoresistenziale e dei fattori che influenzano la tensocorrosione dell'acciaio ultra-altoresistenziale ha un grande valore scientifico e un significato pratico per determinare le misure di protezione dalla tensocorrosione dell'acciaio ultra-altoresistenziale.

La resistenza alla corrosione dei materiali è diventata un fattore importante che limita la tensocorrosione degli acciai altoresistenziali e la corrosione per vaiolatura è la forma più comune e più dannosa di corrosione.

La maggior parte delle fessurazioni da tensocorrosione proviene da pozzi di vaiolatura. Durante il trattamento di invecchiamento dell'acciaio inossidabile ad altissima resistenza, le fasi precipitate precipitate dalla matrice di martensite supersatura causano disomogeneità nella microstruttura. Fonte primaria di corrosione per vaiolatura.

Il film di passivazione vicino alla fase precipitata è relativamente debole e l'intrusione di Cl provoca la distruzione del film passivo e si forma una micro batteria tra la fase precipitata e la matrice, dissolvendo così la matrice, esfoliando la fase precipitata e formando corrosione per vaiolatura. Ad esempio, il carburo ricco di Cr M23C6, M6C e il composto intermetallico Laves fase e σ sono facili da formare un'area povera di Cr intorno a loro, con conseguente insorgenza di corrosione per vaiolatura.

Luo et al. e Yu Qiang hanno studiato l'effetto del tempo di invecchiamento sulla microstruttura e sul comportamento elettrochimico dell'acciaio inossidabile ad altissima resistenza 15-5PH utilizzando la tomografia tridimensionale a sonda atomica.

Cluster ricchi di Cu e nanoparticelle (Cu, Nb) sono stati osservati quando il tempo di invecchiamento variava da 1 a 240 minuti. Rispetto al trattamento di invecchiamento a breve termine, la superficie dei campioni dopo il trattamento di invecchiamento a lungo termine era più suscettibile all'attacco di Cl.

Dopo l'invecchiamento per 240 minuti, anche il contenuto di Cr intorno ai precipitati diminuirà e queste parti sono inclini a formare aree povere di Cr. La riduzione del rapporto Cr/Fe nel film di passivazione è la ragione della diminuzione della resistenza alla corrosione per vaiolatura del film di passivazione.

Inoltre, la precipitazione continua di carburi ricchi di Cr sui bordi dei grani ridurrà la resistenza alla corrosione intergranulare dell'acciaio. Ad esempio, gli studi hanno scoperto che l'acciaio inossidabile AISI316Ti ha una maggiore resistenza alla corrosione intergranulare rispetto all'acciaio inossidabile AISI321. Il motivo è che la precipitazione di TiC riduce la formazione di carburi ricchi di Cr, che sono i precipitati che portano alla corrosione intergranulare. una delle cose.

Essendo la fase duttile più importante nell'acciaio inossidabile ad alta resistenza, il contenuto, la morfologia, le dimensioni e la stabilità dell'austenite influenzeranno anche la suscettibilità alla tensocorrosione dell'acciaio.

A parità di dimensioni, forma e stabilità, all'aumentare del tenore di austenite, aumenta la soglia di fessurazione da tensocorrosione (KISCC) e diminuisce la sensibilità all'incrinazione da tensocorrosione dell'acciaio.

Il motivo è che la struttura austenitica simile a un film formata sul confine del listello martensitico migliora la tenacità dell'acciaio e riduce il tasso di crescita delle cricche indotte dall'idrogeno. Ci sono due ragioni principali per la diminuzione del tasso di crescita delle crepe:

Quando la fessura si propaga dalla matrice martensite all'austenite simile a un film, sia che continui ad espandersi nell'austenite o cambi la direzione di espansione per bypassare la struttura austenite, consumerà molta energia, con conseguente tasso di crescita della fessura Ridotta, maggiore resistenza alla corrosione da stress;

Come accennato in precedenza, H ha una maggiore solubilità solida e una minore tendenza alla segregazione nella struttura austenitica e il tasso di diffusione di H nell'austenite è molto più piccolo di quello nella struttura della martensite, che è alta Le trappole benefiche per l'idrogeno nell'acciaio inossidabile ad alta resistenza portano ad una diminuzione della suscettibilità all'infragilimento da idrogeno nella parte anteriore della fessura, che a sua volta riduce il tasso di crescita delle cricche e aumenta la suscettibilità alla corrosione da stress.

Va notato che la stabilità dell'austenite è anche un parametro chiave per determinare la suscettibilità alla tensocorrosione dell'acciaio. Dopo che lo stress o la tensione inducono la trasformazione martensitica, la martensite fresca trasformata da austenite non può sopprimere la crescita della fessura. Servirà anche come nuova fonte di diffusione dell'idrogeno per aumentare la suscettibilità all'infragilimento da idrogeno dell'acciaio.

In sintesi, la resistenza, la tenacità, la tensocorrosione e la suscettibilità all'infragilimento da idrogeno dell'acciaio sono tutte influenzate dalla complessa struttura multifase multilivello e il tradizionale metodo di prova ed errore viene utilizzato per progettare e produrre acciaio ultra-altoresistenziale con resistenza ultra-elevata, tenacità ed eccellenti prestazioni di servizio. L'acciaio inossidabile è difficile, il ciclo è lungo e il costo è elevato.

Rispetto al metodo per tentativi ed errori, il metodo di progettazione razionale, come la definizione di una serie di modelli di analisi multiscala di resistenza e tenacità, prestazioni di corrosione da sforzo e prestazioni di infragilimento da idrogeno come "dimensione atomica-nanoscala-microscala", sarà più mirato. Stabilire standard di progettazione per l'acciaio inossidabile ad alta resistenza attraverso i risultati dell'analisi di simulazione, ottimizzare la forma, le dimensioni e il contenuto delle fasi precipitate, delle strutture di martensite e austenite in acciaio e combinare ulteriormente la simulazione multiscala con processi di sviluppo dei materiali reali, che ridurranno notevolmente la difficoltà nella ricerca e nello sviluppo dei materiali, riducendo l'input dei costi e abbreviando il ciclo di ricerca e sviluppo.


Outlook

Come materiale strutturale metallico con eccellente resistenza, tenacità e sicurezza di servizio, l'acciaio inossidabile ad alta resistenza ha ampie prospettive di applicazione nei settori dell'aviazione, dell'aerospaziale, dell'ingegneria oceanica e dell'industria nucleare in futuro.

In considerazione del difficile ambiente applicativo di questo tipo di acciaio, l'esplorazione di una nuova generazione di acciaio inossidabile altoresistenziale non dovrebbe concentrarsi solo sull'ulteriore superamento del collo di bottiglia dell'abbinamento ultra-alta resistenza-eccellente plasticità e tenacità, ma anche tenere conto dell'eccellente sicurezza del servizio.

Nel processo di progettazione delle leghe e di formulazione del processo di trattamento termico, il tradizionale metodo di prova ed errore viene gradualmente trasferito a metodi di progettazione razionale come la progettazione di leghe assistite termiche / cinetiche, l'apprendimento automatico dell'intelligenza artificiale, ecc., In modo da migliorare notevolmente il ciclo di sviluppo di nuove leghe resistenti alla corrosione ad alta resistenza, risparmiando costi di ricerca e sviluppo.

La ricerca sul meccanismo di rinforzo e tempra dell'acciaio inossidabile ad alta resistenza deve ancora essere ulteriormente approfondita, in particolare la comprensione del comportamento di precipitazione delle particelle della seconda fase per il rafforzamento composito multifase e la sovrapposizione dei valori di contributo di rafforzamento.

La ricerca sull'influenza del contenuto di austenite, delle dimensioni, della morfologia e della stabilità dell'acciaio sulla tenacità dell'acciaio inossidabile altoresistenziale è relativamente sufficiente, ma non è stato stabilito alcun modello matematico efficace per stimare quantitativamente il suo contributo alla tenacità di questo acciaio.

Inoltre, la ricerca sul meccanismo di fessurazione da tensocorrosione e sulla suscettibilità all'infragilimento da idrogeno dell'acciaio inossidabile altoresistenziale ad altissima resistenza nell'ambito di un complesso sistema di rinforzo deve essere risolta con urgenza, in modo da fornire una base teorica per la progettazione della durata dell'acciaio inossidabile ad altissima resistenza ad alta resistenza.

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