Ultra hoge treksterkte roestvrij staal

Trefwoorden: ultra-hoge sterkte roestvrij staal, versterkings- en verhardingsmechanisme, waterstofbrosheid, spanningscorrosie, neergeslagen fase, omgekeerd getransformeerd austeniet

Toepassing van hoogwaardig roestvrij staal

Hoogwaardig roestvrij staal wordt veel gebruikt in de lucht- en ruimtevaart, maritieme techniek en energievelden, zoals:

Het hoofdlager van het vliegtuig
bevestiger
satelliet gyroscoop
ruimteschip shell
Offshore olieplatform
auto-industrie
kernenergie-industrie
Productie van tandwielen en lagers

De ontwikkelingsgeschiedenis van hoogwaardig roestvrij staal

Om te voldoen aan de behoeften van de lucht- en ruimtevaart- en waterbouwtechniek voor hoogwaardig corrosiebestendig constructiestaal, heeft de Amerikaanse Carnegie Illionois Steel Company in 1946 met succes de eerste generatie martensitisch precipitatiehardend roestvrij staal ontwikkeld - roestvrij W.
Op basis van het RVS W staallegeringssysteem worden Cu- en Nb-elementen toegevoegd en Al- en Ti-elementen verwijderd. Arm-co Steel Company uit de Verenigde Staten ontwikkelde in 1948 17-4PH staal. Vanwege zijn goede sterkte, taaiheid en corrosiebestendigheid wordt het niet alleen gebruikt in F-15-vliegtuiglandingsgestelcomponenten, maar ook op grote schaal gebruikt bij de vervaardiging van bevestigingsmiddelen en motoren. onderdelen, maar het koude vervormingsvermogen is slecht. Om de hoge temperatuur δ-ferriet te verminderen die ongunstig is voor de transversale mechanische eigenschappen, door het gehalte aan ferrietvormend element Cr te verminderen en het gehalte aan Ni-element te verhogen, werd 15-5PH-staal ontwikkeld, dat de transversale ductiliteit van 17-4PH-staal overwint Slechte tekortkomingen, is gebruikt bij de vervaardiging van schepen en burgerluchtvaartuigen en andere dragende componenten.
In de vroege jaren 1960 vond de International Nickel Corporation maragingstaal uit en introduceerde het concept van maragingversterking voor de ontwikkeling van hoogsterkte roestvrij staal, waardoor het gordijn van de ontwikkeling van maraging roestvrij staal werd geopend.
In 1961 ontwikkelde American Carpenter Technology Company voor het eerst de Mo-bevattende maraging roestvrij staal Custom450.
In 1967 en 1973 werden achtereenvolgens Pyromet X-15 en Pyromet X-12 ontwikkeld. In deze periode ontwikkelden de Verenigde Staten ook achtereenvolgens AM363, In736, PH13-8Mo, Unimar CR, enz.
Martin et al. verkregen de uitvindingsoctrooien van Custom465- en Custom475-staalsoorten in respectievelijk 1997 en 2003 en pasten deze toe in burgerluchtvaartvliegtuigen.
Het Verenigd Koninkrijk heeft hoogwaardige roestvrij staalsoorten ontwikkeld, zoals FV448, 520, 520 (B) en 520 (S).
Duitsland ontwikkelde Ultrafort401, 402 enzovoort in 1967 en 1971.
Naast het imiteren en verbeteren van Amerikaanse staalsoorten, deed de voormalige Sovjet-Unie ook onafhankelijk onderzoek naar een reeks nieuwe staalsoorten. Veel voorkomende staalsoorten zijn 0Х15Н8Ю, 0Х17Н5М3, 1Х15Н4АМ3, 07Х16Н6, enz., Evenals staalsoorten met een hoger Co-gehalte, zoals 00Х12К14Н5М5Т, 00Х14К14Н4М3Т, enz.
In 2002 ondernam QuesTek uit de Verenigde Staten het vervuilingspreventieproject van het Strategic Environmental Research and Development Program (SERDP) van het Amerikaanse ministerie van Defensie. Via het Materials Genome Project ontwierp en ontwikkelde het een nieuw type ultrasterk roestvrijstalen Ferrium® S53 voor het landingsgestel van vliegtuigen en publiceerde het eind 2008. AMS5922 Aerospace Standard, Ferrium®S53 heeft een sterkte van ongeveer 1930 MPa en een fractuurhardheid (KIC) van meer dan 55 MPa m1/2. Het werd in 2017 toegevoegd aan de MMPDS-handleiding voor backbonemateriaal in de Verenigde Staten. Dit materiaal is met succes toegepast op A-10 in de Verenigde Staten. Gevechtsvliegtuigen en T-38-vliegtuigen zijn de voorkeursmaterialen voor het landingsgestel van de volgende generatie op vliegdekschepen gebaseerde vliegtuigen.

Onderzoeksvoortgang van ultrasterk roestvrij staal

De goede eigenschappen van ultra-hoogsterkte roestvrij staal omvatten voornamelijk ultrahoge sterkte, uitstekende plasticiteit en taaiheid, uitstekende corrosiebestendigheid, weerstand tegen spanningscorrosie en corrosievermoeidheidsprestaties.

Het volgende is de voortgang van het verkennen van deze eigenschappen van ultra-hoogsterkte roestvrij staal.

Legeringsontwerp en versterkingsfasen in hoogwaardig roestvrij staal

Typische kamertemperatuurstructuren van ultrasterk roestvrij staal zijn:

1. Fijne latten martensiet matrix

Lath martensiet heeft een hoge sterkte vanwege zijn eigen hoge dislocatiedichtheid.

2. Passende hoeveelheid residueel (of omgekeerde omzetting) austeniet

Metastabiele rest (omgekeerde transformatie) austeniet kan de spanningsconcentratie aan de scheurpunt verlichten en de taaiheid van het materiaal verbeteren.

3. Neerslagversterkende fase verspreid verdeeld

De versterkingsfase op nanoschaal die tijdens de verouderingsbehandeling wordt neergeslagen, kan de sterkte van het staal verder verbeteren. Volgens de legeringssamenstelling van de neergeslagen fase kan deze worden onderverdeeld in drie categorieën, namelijk carbide (MC, M2C), intermetallische verbinding (NiAl, Ni3Ti) en element Verrijkte fase (ε fase, α'-fase), enz. In ultrahoogsterkte roestvrij staal hangt het versterkingspotentieel van de neergeslagen fase af van de aard van de neergeslagen fase en de grootte, getaldichtheid, volumefractie en ruimtelijke verdeling. Of de optimale prestaties kunnen worden verkregen, hangt voornamelijk af van de controle van de thermische en kinetische kenmerken van het neerslaggedrag van de neergeslagen fase en begeleidt vervolgens de regulatie van de legeringssamenstelling en de formulering van het warmtebehandelingsproces.

Onderzoek naar de relatie tussen chemische samenstelling en mechanische eigenschappen

Bij het ontwerpen van de samenstelling van ultrasterk roestvrij staal, om ervoor te zorgen dat het staal een goede corrosiebestendigheid heeft, moet het gehalte aan Cr in het algemeen staal groter zijn dan 10%, en Cr is ook een element dat de martensitische transformatietemperatuur verlaagt.

Ni kan het potentieel en de passiveringstendens van roestvrij staal verbeteren, de corrosiebestendigheid van staal verhogen, de plasticiteit en taaiheid van staal verbeteren, met name de taaiheid van staal bij lage temperatuur, en Ni zal ook een versterkende η-Ni3Ti-fase vormen.

De toevoeging van Mo is vooral om het secundaire verhardingseffect te vergroten. Ongeveer 2% Mo kan ervoor zorgen dat het staal een hoge hardheid behoudt onder verschillende behandelingsomstandigheden, en de Mo-rijke neerslaande neerslagen die tijdens het verouderingsproces worden neergeslagen, spelen een versterkende rol. Zorg ervoor dat staal een goede taaiheid behoudt en Mo kan ook de zeewatercorrosiebestendigheid van roestvrij staal verbeteren.

Co kan het herstel van dislocatie-substructuur in martensiet remmen, meer nucleatieplaatsen bieden voor de vorming van neerslag, de oplosbaarheid van Mo in α-Fe verminderen en de vorming van Mo-bevattende neerslag bevorderen.

Het toevoegen van een kleine hoeveelheid Ti aan het staal zal de sterkte van het staal aanzienlijk verhogen, maar overmatige toevoeging zal de taaiheid van het staal verminderen.

De chemische samenstelling en mechanische eigenschappen van typisch ultrasterk roestvrij staal worden weergegeven in de volgende grafiek:

15-5PH staal

Als een typische vertegenwoordiger van de eerste generatie hoogwaardig roestvrij staal, zijn de legeringskenmerken van 15-5PH staal:

Ongeveer 15% Cr wordt gebruikt om de corrosiebestendigheid van staal te garanderen;
Het Ni-gehalte van ongeveer 5% kan het Cr-Ni-equivalent van het staal dat in het experiment wordt gebruikt in evenwicht brengen, zodat het staal bij kamertemperatuur een martensitische structuur kan verkrijgen en tegelijkertijd de δ-ferriet in het staal kan verminderen;
Het toevoegen van ongeveer 4% Cu speelt een versterkende rol;
Een kleine hoeveelheid Nb kan MC-fase vormen met C, die de rol speelt van het vastzetten van korrelgrenzen en het verfijnen van korrels.
Na verouderingsbehandeling bij 550 °C, een groot aantal Cu-rijke fasen met fcc-structuur neergeslagen op de martensietmatrix, en de oriëntatierelatie tussen de Cu-rijke fase en de martensietmatrix voldoet aan de K-S-relatie (111)Cu//(011)M, [11ˉ0] Cu//[11ˉ1]M.

Studies van Habibi-Bajguirani et al. hebben aangetoond dat er twee verschillende soorten Cu-neerslagen zijn in 15-5PH-staal tijdens het verouderingsproces. Bij veroudering onder de 500 °C worden eerst clusterdeeltjes met bcc-structuur gevormd. Dit cluster Het zal vervolgens evolueren naar een 9R-structuur en uiteindelijk transformeren in een fcc-geprecipiteerde fase. De röntgenmicroanalyseresultaten van het geprecipiteerde fase-extract laten zien dat deze versnelde fase eigenlijk een Cu-rijke fase is. Bij veroudering bij 650 ~ 700 ° C onderhoudt de fcc Cu-rijke fase eerst een coherente relatie met de matrix en transformeert vervolgens in een semi-coherente K-S-relatie.

Ph13-8Mo

Als een typische vertegenwoordiger van de tweede generatie hoogsterkte roestvrij staal, neemt PH13-8Mo een koolstofarm legeringsontwerp aan en de kenmerken zijn:

Ongeveer 13% Cr wordt gebruikt om de corrosiebestendigheid van staal te garanderen;
Ongeveer 8% Ni kan de Cr-Ni-equivalente onbalans in het Schaeffler-diagram compenseren die wordt veroorzaakt door een laag koolstofgehalte, het δ-ferrietgehalte verminderen en ervoor zorgen dat het staal een latten martensitische structuur krijgt;
Het toevoegen van 1% Al kan een versterkende fase in het staal vormen en een rol spelen bij het versterken van de matrix.

Schober et al. bestudeerden het effect van ti-element op de evolutie van neerslagen tijdens het verouderingsproces:

In het PH13-8Mo staal zonder toevoeging van Ti element is de neergeslagen fase slechts NiAl fase.
Na toevoeging van het Ti-element zijn de neergeslagen fasen in het staal G-fase en η fase. De ordelijke intermetallische verbinding NiAl wordt neergeslagen in het PH13-8Mo-staal zonder toevoeging van ti-element in de beginfase van de verouderingsbehandeling. Met de verlenging van de verouderingstijd neigen de legeringselementen in de NiAl-fase geleidelijk naar het stoichiometrische evenwicht en bereikt de hardheid de maximale waarde. In het staal waaraan Ti is toegevoegd, wordt een neerslagfase rijk aan Ni, Si, Al en Ti neergeslagen in het staal in de beginfase van de verouderingsbehandeling en de hardheid van het staal bereikt op dit moment het maximum. Met de verlenging van de verouderingstijd zal ellipsoïdale Ni16Si7Ti6-G-fase en korte staafvormige Ni3 (Ti, Al) -η fase in het staal worden gevormd.

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

Li et al. bestudeerden een cr-ni-co-mo-gebaseerd martensitisch neerslaghardend roestvrij staal met een sterkte tot 1900 MPa, en geloofden dat de ultrahoge sterkte werd verkregen als gevolg van de composietversterking van meerdere versterkingsfasen.

De nominale samenstelling van het staal is 0.004C-13.5Cr-12.7Co-3.3Mo-4.4Ni-0.5Ti-0.2Al (atomaire fractie %).

Er zijn voornamelijk drie soorten versnelde fasen in staal, η-Ni3(Ti, Al)-fase, Mo-rijke R'-fase en Cr-rijke α'-fase. Deze versnelde fasen worden getransformeerd van Ni-Ti-Al-rijke, Mo-rijke en Cr-rijke clusterdeeltjes in het vroege stadium van veroudering respectievelijk. Tijdens het verouderingsproces groeit de η-Ni3(Ti, Al) fase langzaam door de segregatie van de Mo-rijke R' fase en de Cr-rijke α' fase.

Een nieuw rekenmodel voor legeringsontwerp

Vanuit het perspectief van de ontwikkeling van zeer sterk roestvrij staal, naarmate het sterkteniveau toeneemt, ontwikkelt de versterking van een enkele versterkingsfase zich geleidelijk tot meerfasige composietversterking. In vergelijking met de versterking van een enkel type neergeslagen fase, is composietversterking meer bevorderlijk voor de verdere verbetering van de staalsterkte.

De invloed van legeringssamenstelling en verouderingssysteem op de neerslag en het groeigedrag van verschillende soorten neergeslagen fasen is echter heel anders. Gezien het feit dat verschillende legeringssamenstellingen en warmtebehandelingssystemen verschillende en verschillende versnelde fasen kunnen verkrijgen bij het ontwerpen van nieuwe staalsoorten, zijn er nog steeds tekortkomingen in het legeringsontwerpproces met behulp van traditionele trial-and-error-experimenten en kunstmatige neurale netwerksimulaties op basis van gegevensaccumulatie. Een nieuw type fysiek model op basis van metallurgie is dringend nodig.

Xu et al. en Parn et al. stelden bijvoorbeeld een op machine learning gebaseerd rekenmodel voor legeringssamenstelling voor. Dit model integreert de legeringssamenstelling en de bijbehorende warmtebehandelingsparameters, waardoor de gewenste eigenschappen binnen een genetisch kader kunnen evolueren. Dit model wordt toegepast op het ontwerp van ultrasterk staal met MC-hardmetaal als versterkingsfase. Het is ook geschikt voor Cu-clusters, Ni3Ti en NiAl-versnelde fasen. Het kan ook worden toegepast om een multi-type versterkingsfase te ontwerpen, waaronder MC-hardmetaal, rijke Cu-fase en Ni3Ti intermetallische verbinding versterken de legering samen. Het model omvat de simulatie van overeenkomstige parameters zoals staalmechanische eigenschappen, corrosiebestendigheid en microstructuur, die een betrouwbaarder pad biedt voor het ontwerp van legeringssamenstellingen.

Verhardingsfase en verhardingsmechanisme

Het effect van omgekeerd getransformeerd austeniet op de taaiheid van hoogwaardig roestvrij staal hangt nauw samen met de morfologie, inhoud, dispersie en stabiliteit.

De kenmerken ervan worden beïnvloed door de verwarmingssnelheid, isothermische temperatuur en tijd van het warmtebehandelingsproces, de diffusie en scheiding van austenietvormende elementen, de nucleatiepositie en -grootte van austeniet en de dislocatiedichtheid in de matrix.

Bestaande studies hebben aangetoond dat er drie mechanismen zijn voor de vorming van omgekeerd getransformeerd austeniet,

Diffusievrij schuifinversiemechanisme,
variant beperkingsmechanisme,
Behouden austeniet groeimechanisme.

Het afschuifmechanisme is afkomstig van het omgekeerde proces van het niet-diffusieschuifmechanisme van austeniet naar martensiet. Het omgekeerd getransformeerde austeniet gevormd door martensiet dat een bepaalde kristalgraadfaserelatie onderhoudt met het oorspronkelijke austeniet, en het oorspronkelijke austeniet behoudt dezelfde faserelatie.

Het modificatiebeperkingsmechanisme wijst erop dat tijdens de vorming van omgekeerd getransformeerd austeniet gecontroleerd door diffusie, de nucleatiepositie strikt een bepaalde kristallografische faserelatie met het oorspronkelijke austeniet, carbide en matrix zal handhaven, waardoor de transformatie van omgekeerd getransformeerd austeniet wordt beperkt. Soorten varianten. Het groeimechanisme van behouden austeniet gelooft dat het resterende austeniet in martensitisch staal na het blussen zal blijven groeien door de diffusie van austenietstabiliserende elementen in het daaropvolgende tempereringsproces, waardoor de transformatie verder wordt omgekeerd. "Voor de nieuwe austenitische organisatie.

Onderzoek naar 0Cr13Ni4Mo martensitisch roestvrij staal toont aan dat carbide (Cr23C6) en austeniet samenslaan tijdens het temperen in het tweefasengebied dat iets hoger is dan de austeniettransformatiestarttemperatuur (AS). Verdere analyse van carbide, austeniet en de verdeling van Cr- en Ni-elementen op het grensvlak toont aan dat de segregatie van Cr in carbide de verdeling van Ni-element bevordert om austeniet om te keren, en de verrijking van Ni-element vermindert de chemische drijvende kracht voor austenietvorming en verhoogt de interfaciale energie,

Daarom kan het Ni-rijke gebied worden gebruikt als de nucleatieplaats van omgekeerd getransformeerd austeniet tijdens het temperen, dat wil zeggen dat de vorming van omgekeerd getransformeerd austeniet wordt gecontroleerd door de diffusie van het Ni-element.

Verhoog de temperingstemperatuur verder, hoewel de diffusie van atomen significanter is, maar vanwege de temperatuurstijging is aan de drijvende krachtvoorwaarde voor de transformatie van getemperd martensiet naar austeniet voldaan, dus het vormingsmechanisme van omgekeerd getransformeerd austeniet op dit moment is niet Het schuifmechanisme van diffusie.

Om het modificatiebeperkingsmechanisme verder te verklaren, bestudeerden Nakada et al. de kristalgraadfaserelatie tussen omgekeerd getransformeerd austeniet en eerdere austeniet- en martensietmatrix. Na het tempereren van 13Cr-6Ni staal, in een originele austenietkorrel, wordt het omgekeerd getransformeerde austeniet niet alleen gelijkmatig verdeeld in de martensiet lattengrens, maar heeft het ook omgekeerde transformatie op het grensvlak tussen blokken en pakketten. Getransformeerd austeniet, en de meeste van hen behouden dezelfde oriëntatie als het oorspronkelijke austeniet, terwijl een klein deel van de oriëntatie verschilt van het oorspronkelijke austeniet. Er kunnen 12 faserelaties zijn van omgekeerd getransformeerde austenietvarianten in een eerder austenietgewoonte oppervlak en een martensiet lattengroep.

Er kan worden opgemerkt dat onder het uitgangspunt van het volgen van de K-S-relatie, er slechts 6 verschillende richtingen van martensiet lattenbundels parallel aan het dicht opeengepakte vlak zijn, en er zijn slechts 2 omgekeerde transformatie austenietbundels in elke martensiet lattenbundel. lichaamsvariant.

Dit toont aan dat vanwege de drievoudige symmetrie van austeniet in de {111} γ vlakfamilie, de 12 omgekeerd getransformeerde austenietvarianten in een martensitische lattengroep kunnen worden onderverdeeld in 2 typen, dat wil zeggen hetzelfde als de oorspronkelijke austeniet georiënteerde V1-varianten en V2-varianten die zijn gekoppeld aan V1.

Volgens het tweedimensionale constructiemodel voorgesteld door Lee en Aaron-son, zou de kritische kernvorm van omgekeerd getransformeerd austeniet moeten voldoen aan de vereiste om de nucleatie-energie te minimaliseren.

Het omgekeerde getransformeerde austeniet gevormd op het latten-interface is meestal consistent met de oriëntatie van de oorspronkelijke austenietkorrels, en de α'/γ interface van de kern handhaaft de K-S-relatie met beide zijden van de martensietmatrix, terwijl de oorspronkelijke austenietkorrelgrens De austenitische kern handhaaft slechts de K-S-relatie met de matrix aan één kant.

Daarom zal het omgekeerde getransformeerde austeniet op de oorspronkelijke austenietkorrelgrens een bolvorm vormen omdat het wordt omwikkeld door coherente en onsamenhangende interfaces, en het verschil in oppervlakte-energie en elastische spanningsenergie aan de twee zijden van de grens, terwijl bij de lat Het omgekeerd getransformeerde austeniet de neiging heeft om langwerpige naaldachtige morfologie te vormen.

De toename van het omgekeerd getransformeerde austenietgehalte kan de plasticiteit en taaiheid van het materiaal verbeteren, terwijl te veel omgekeerd getransformeerd austeniet vaak leidt tot de verslechtering van de vloeigrens van het staal.

Schnitzer et al. berekenden respectievelijk de invloed van versterkingsfase NiAl en verhardingsfase omgekeerde transformatie austeniet op de totale vloeigrens in PH13-8Mo, en de 40% afname van de vloeigrens na verouderingsbehandeling werd toegeschreven aan het hoge gehalte aan omgekeerde transformatie austeniet, De rest wordt toegeschreven aan de verruwing van de NiAl-fase.

Daarom moet in het geval dat een hoge taaiheid vereist is, een hogere verouderingstemperatuur worden gebruikt om het omgekeerde getransformeerde austenietgehalte te verhogen, maar ten koste van het verliezen van de sterkte van het materiaal. Bovendien hebben sommige studies ook het nadelige effect van omgekeerd getransformeerd austeniet op plasticiteit gevonden. De resultaten van Viswanathan et al. toonden bijvoorbeeld aan dat de verbetering van plasticiteit door omgekeerd getransformeerd austeniet alleen optreedt in het vroege stadium van veroudering, en de verlengde tijd zal ook ernstige brosheid van het materiaal veroorzaken. breuk.

Gevoeligheid voor waterstofbrosheid en stresscorrosieonderzoek

Naarmate het sterkteniveau toeneemt, worden hoogsterkte staalsoorten gevoeliger voor spanningscorrosie (spanningscorrosie, SCC) en waterstofbrosheid (waterstofbrosheid, HE). Met name wanneer vervuilende of corrosieve gascomponenten en H-atomen inwerken op hoogsterkte staal in combinatie met spanning, is het heel gemakkelijk om scheurinitiatie te veroorzaken en geleidelijk uit te zetten totdat ze barsten.

Dit soort breuken is de belangrijkste faalmodus van hoogsterkte stalen structurele onderdelen die dienen in corrosieve omgevingen, wat enorme veiligheidsrisico's en eigendomsverliezen veroorzaakt.

Gevoeligheid voor waterstofbrosheid

Diffusieerbare waterstof is de belangrijkste factor die het plasticiteitsverlies van staal veroorzaakt. Elke maatregel die de mobiliteit van diffusieerbare waterstof vermindert, kan de gevoeligheid van materialen voor waterstofbrosheid effectief verbeteren.

Sterke waterstofvallen kunnen het gehalte aan oververzadigde waterstof geabsorbeerd door staal aanzienlijk verhogen, waardoor de waterstof die de matrix binnenkomt onschadelijk wordt.

Het bovenstaande standpunt is tot op zekere hoogte bevestigd in de waarneming van waterstof-geïnduceerde vertraagde breuk van hoogsterkte staal, dat wil zeggen, wanneer hoogsterktestaal onder invloed is van een statische spanning die lager is dan zijn treksterkte, zal het na een periode van gebruik onmiddellijk broze breuk ondergaan. Het falen onder statische belasting is te wijten aan het binnendringen van H-atomen in de matrix.

Als de belangrijkste versterkingsfase en verhardingsfase in staal, kan een groot aantal gedispergeerde tweede fase versterkende deeltjes en omgekeerd getransformeerd austeniet neergeslagen tijdens veroudering worden beschouwd als belangrijke waterstofvallen in staal.

Veel onderzoek heeft zich gericht op het reguleren van het aantal en de dichtheid van "goedaardige waterstofvallen" (goedaardige waterstofvallen) in staal door middel van warmtebehandeling om de diffusie van H in het materiaal te voorkomen, waardoor de weerstand van het materiaal tegen waterstofbrosheidsgevoeligheid wordt verbeterd.

Een groot aantal studies heeft aangetoond dat carbiden typische "goedaardige waterstofvallen" in staal zijn en de waterstofbrosheidsgevoeligheid van staal effectief kunnen verhogen. Door bijvoorbeeld cementietdeeltjes te sferiden of cementiet te raffineren door snel te verhitten tot temperatuur na vorming en afkoeling in het austeniet eenfasige gebied, kan de waterstofbrosheidsgevoeligheidsweerstand van staal effectief worden verbeterd.

Bovendien worden door het toevoegen van microlegeringselementen zoals Ti, V en Nb carbiden zoals TiC, VC en NbC gevormd in het staal, die kunnen worden gebruikt als effectieve waterstofvangers. Takahashi et al. gebruikten APT om direct waar te nemen dat TiC- en V4C3-vallen deuteriumatomen opvingen. H zit voornamelijk gevangen op de interface tussen TiC en de matrix, terwijl de vallocaties in V4C3 voornamelijk de kernposities zijn van misfit-dislocaties op de semi-coherente interface. Met behulp van first-principles berekeningen en eindige elementen analyse, wordt verder bevestigd dat voor TiC-neerslag de TiC-matrix interface de belangrijkste waterstofval is, terwijl de koolstofvacatures de belangrijkste vallocaties in V4C3 zijn.

Er zijn weinig rapporten over intermetallische verbindingen en elementrijke fasen als waterstofvallen.

Onlangs vergeleken Li et al. het waterstofbrosheidsgedrag van 17-4PH staal en PH13-8Mo staal voor de laatste fase van stoomturbinebladen. De onderzoeksresultaten toonden aan dat het type neerslag in het staal en de kristallografische relatie tussen de martensietmatrix en de neerslagen, Het is de belangrijkste reden dat PH13-8Mo-staal een hogere schijnbare waterstofdiffusiecoëfficiënt en een lagere schijnbare waterstofoplosbaarheid heeft dan 17-4PH-staal.

Vergeleken met de coherente β-NiAl-fase in PH13-8Mo-staal, is er een Cu-rijke fase-incoherent met de matrix in 17-4PH-staal, die een sterker vermogen heeft om H-atomen te vangen. Dit komt omdat de straal van de octaëdrische kloof van de Cu-rijke fase 0,0529 nm is, wat ongeveer twee keer de straal (0,0206 nm) is van de octahedrale kloof van de βNiAl-fase.

Bovendien, vergeleken met de coherente interface tussen de β-NiAl-fase en de matrix, kan de niet-coherente interface tussen de Cu-rijke fase en de matrix meer H-atomen vangen.

Bovendien zijn de kern van de misfit-dislocatie op het coherente raakvlak en het minder vervormde rooster naast de kern zwakke waterstofvallen, en de waterstofontvangende energie van de onsamenhangende neergeslagen fase is hoger dan die van de coherente dislocatie. De desorptie-energie van de neergeslagen fase van het rooster.

Vergeleken met de martensietmatrix is de diffusiesnelheid van H in het residuele (of omgekeerde transformatie) austeniet lager (diffusiesnelheid in austeniet: 10-15 ~ 10-16m2 / s, in martensiet Diffusiesnelheid: 10-10 ~ 10-12m2 / s), en de oplosbaarheid van H in austeniet is hoger dan die in martensiet. Bovendien kan de pinning-energie van austeniet voor H 55kJ / mol bereiken, waardoor het een onomkeerbare H-valplaats is.

De invloed van austeniet in staalsoorten van verschillende systemen ten opzichte van de waterstofbrosheidsgevoeligheid van het materiaal wordt echter nog steeds veel besproken. Sommige resultaten tonen aan dat het omgekeerd getransformeerde austeniet en fijn vastgehouden austeniet in het staal de diffusie van H in de matrix effectief kunnen voorkomen, waardoor de gevoeligheidsweerstand voor waterstofbrosheid van het staal wordt verbeterd.

Integendeel, sommige geleerden wezen erop dat de H-atomen opgelost in het austeniet de stapelfoutenergie kunnen verminderen, waardoor het TRIP-effect waarschijnlijker wordt, en het nieuwe martensiet als een "waterstofbron" zal H-atomen vrijgeven, wat resulteert in de broosheid van het materiaal.

Fan et al. rapporteerden het effect van omgekeerd getransformeerd austeniet op het waterstofbrosheidsfracturengedrag van S41500 martensitisch roestvrij staal (nominale samenstelling 0,04C-13Cr-4.1Ni-0,6Mo-0,7Mn, %). In het omgekeerde getransformeerde austeniet van Ni is er geen verrijking van H-atomen op het grensvlak van austeniet/martensiet en austeniet/carbid.

De TEM-observatieresultaten van de quasi-splitsingsfractuur van het monster na een tempereringsbehandeling tonen aan dat het breukpad zich langs het raakvlak tussen het getemperde martensiet en het nieuw gevormde martensiet (NFM) bevindt onder het transformatie-geïnduceerde plasticiteitseffect (TRIP), wat komt omdat het grootste deel van de H is opgevangen door het omgekeerde austeniet in plaats van te scheiden op de oorspronkelijke austenietkorrelgrens, die de stabiliteit van het omgekeerde austeniet vermindert en de martensitische transformatie bevordert.

Nadat de fasetransformatie heeft plaatsgevonden, zal het ontluikende martensiet fungeren als een waterstofbron om een grote hoeveelheid H-atomen vrij te geven, waardoor een grote hoeveelheid H-atomen zich verzamelt op het omringende grensvlak, en de resulterende fractuurmorfologie is een quasi-splitsingsmorfologie in plaats van een intergranulaire fractuurmorfologie.

Waterstof-geïnduceerde scheuren nucleeren over het algemeen bij latten, isofasebundels, lattengroepen en originele Oostenrijkse graangrenzen, en dan gaan de scheuren door de lattenbundels onder invloed van externe spanning en verspreiden zich langs de lattengroepen en originele Oostenrijkse graangrenzen.

In hoogwaardig roestvrij staal zijn veel martensitische multi-level structuurinterfaces (originele austenietkorrelgrens, martensiet lathgroepgrens, martensiet lath bundelgrens en martensiet lath grens) en fasegrenzen hoogsterkte roestvrij staal. Een van de redenen voor de hogere gevoeligheid voor waterstofbrosheid.

De onderzoeksresultaten van waterstofdiffusie en waterstofbrosheidsvormingsgedrag in 17-4PH staal tonen aan dat de waterstofbrosheidsgevoeligheidsgevoeligheidsweerstand van het vaste oplossingstoestandsmonster hoger is dan die van het piekverouderingstoestandsmonster. Dit fenomeen is voornamelijk te wijten aan de Cu-rijke fase en matrix in het verouderingstoestandsmonster. De fasegrensfase vangt meer H op en de verzwakking van de interfaciale bindingskracht veroorzaakt de broze breuk van het waterstof-geladen monster in de piekverouderingstoestand.

Met de verhoging van de behandelingstemperatuur van de oplossing nam de gevoeligheid voor waterstofbrosheid en waterstofdiffusiecoëfficiënt van 17-4PH staal eerst toe en vervolgens af.

Dit komt voornamelijk door het effect van de oplossingstemperatuur op de korrelgrenzen van het oorspronkelijke austeniet in het staal en de getaldichtheid van de neergeslagen fasen tijdens de daaropvolgende verouderingsbehandeling. Met de verhoging van de oplossingstemperatuur worden de oorspronkelijke austenietkorrels groter en neemt het korrelgrensgebied toe. neemt af, maar de solide oplosbaarheid van de matrix voor Cu-atomen neemt toe, wat de neerslag van Cu-rijke fasen tijdens het verouderingsproces bevordert, en de toename van de dichtheid en grootte van de neergeslagen fasen zorgt voor meer fase-interfaces, die samen een interface bieden die H kan vangen .

Uiteraard wordt de gevoeligheid voor waterstofbrosheid van hoogwaardig roestvrij staal gezamenlijk bepaald door de complexe meerlagige en meerfasige structuur in het staal. Vanwege de beperkingen van analyse- en karakteriseringsmethoden is het nog steeds moeilijk om kwantitatief de invloed van verschillende waterstofvallen op de waterstofbrosheidsgevoeligheid van hoogwaardig roestvrij staal te bepalen.

De beïnvloedende factoren van waterstofbrosheidsgevoeligheid van zeer sterk roestvrij staal versterkt door verschillende versterkingssystemen op basis van verschillende sterkteniveaus moeten nog systematisch en diepgaand worden bestudeerd.

De gevoeligheid voor waterstofbrosheid van ultrasterk roestvrij staal met complex legeringssysteem en meerfasige koppelingsversterking moet dringend worden bestudeerd.

Op dit moment heeft het team van de auteur een nieuw type 2200MPa hoogsterkte roestvrij staal ontwikkeld, versterkt door meerfasige composietprecipitatie. ), worden de APT-analyseresultaten van de dual-aging steekproef weergegeven in de onderstaande figuur.

Aan de figuur is te zien dat er duidelijke Mo/Cr/C, Mo/Cr en pure Cr-rijke clusters in het staal zitten. Verdere analyse toont aan dat de versnelde fasen in het staal intermetallische verbindingen, carbiden en Cr-rijke fasen omvatten. De sterkte wordt verkregen door de gekoppelde versterking van drie neerslagen, en het is ook het zeer sterke roestvrij staal met het hoogste sterkteniveau dat tot nu toe is gerapporteerd.

Spanningscorrosie scheuren

Uit het Amerikaanse onderzoeksrapport voor het falen van vliegtuigonderdelen blijkt dat spanningscorrosie een van de belangrijkste vormen is van plotselinge storingsongevallen van belangrijke dragende componenten van vliegtuigen tijdens de dienst.

De meeste landingsgestellen zijn uiteindelijk gebroken als gevolg van spanningscorrosie of vermoeiingsscheurgroei.

Op dit moment komt spanningscorrosie niet alleen voor in hightech en industrieën zoals de lucht-, ruimtevaart-, energie- en chemische industrie, maar ook in bijna alle veelgebruikte corrosiebestendige staalsoorten en legeringen.

Daarom heeft het analyseren van het spanningscorrosiekraakmechanisme van ultrasterk staal en de factoren die van invloed zijn op spanningscorrosie van ultrahoogsterktestaal een grote wetenschappelijke waarde en praktische betekenis voor het bepalen van de spanningscorrosiebeschermingsmaatregelen van ultrasterk staal.

De corrosiebestendigheid van materialen is een belangrijke factor geworden die spanningscorrosie van hoogsterkte staalsoorten beperkt, en putcorrosie is de meest voorkomende en meest schadelijke vorm van corrosie.

De meeste spanningscorrosie is afkomstig van putputten. Tijdens de verouderingsbehandeling van ultrasterk roestvrij staal veroorzaken neergeslagen fasen van de oververzadigde martensietmatrix inhomogeniteit in de microstructuur. Primaire bron van putcorrosie.

De passiveringsfilm in de buurt van de neergeslagen fase is relatief zwak en de intrusie van Cl veroorzaakt de vernietiging van de passieve film, en een microbatterij wordt gevormd tussen de neergeslagen fase en de matrix, waardoor de matrix wordt opgelost, de neergeslagen fase wordt geëxfolieerd en putcorrosie wordt gevormd. Bijvoorbeeld, de Cr-rijke hardmetaal M23C6, M6C en de intermetallische compound Laves fase en σ zijn gemakkelijk om een Cr-arm gebied om hen heen te vormen, wat resulteert in het optreden van putcorrosie.

Luo et al. en Yu Qiang bestudeerden het effect van verouderingstijd op de microstructuur en het elektrochemische gedrag van 15-5PH ultra-hoogsterkte roestvrij staal met behulp van driedimensionale atoomsondetomografie.

Cu-rijke clusters en (Cu,Nb) nanodeeltjes werden waargenomen wanneer de verouderingstijd varieerde van 1 tot 240 min. In vergelijking met de kortdurende verouderingsbehandeling was het oppervlak van de monsters na langdurige verouderingsbehandeling gevoeliger voor aanvallen door Cl.

Na 240 minuten rijping zal het Cr-gehalte rond de neerslagen ook afnemen en deze delen zijn gevoelig voor het vormen van Cr-arme gebieden. De vermindering van de verhouding Cr/Fe in de passiveringsfilm is de reden voor de afname van de putcorrosieweerstand van de passiveringsfilm.

Bovendien zal de continue neerslag van Cr-rijke carbiden op graangrenzen de intergranulaire corrosiebestendigheid van staal verminderen. Studies hebben bijvoorbeeld aangetoond dat AISI316Ti roestvrij staal een hogere weerstand heeft tegen intergranulaire corrosie dan AISI321 roestvrij staal. De reden is dat de neerslag van TiC de vorming van Cr-rijke carbiden vermindert, de neerslagen die leiden tot intergranulaire corrosie. een van de dingen.

Als de belangrijkste ductiele fase in hoogwaardig roestvrij staal, zullen het gehalte, de morfologie, de grootte en de stabiliteit van austeniet ook van invloed zijn op de spanningscorrosiegevoeligheid van staal.

In het geval van dezelfde grootte, vorm en stabiliteit, naarmate het austenietgehalte toeneemt, neemt de spanningscorrosiescheurdrempel (KISCC) toe en neemt de gevoeligheid voor spanningscorrosie van staal af.

De reden is dat de filmachtige austenietstructuur gevormd op de martensitische lattengrens de taaiheid van het staal verbetert en de groeisnelheid van door waterstof geïnduceerde scheuren vermindert. Er zijn twee belangrijke redenen voor de afname van de scheurgroeisnelheid:

Wanneer de scheur zich voortplant van de martensietmatrix naar het filmachtige austeniet, of het nu blijft uitzetten in het austeniet of de richting van uitzetting verandert om de austenietstructuur te omzeilen, zal het veel energie verbruiken, wat resulteert in een scheurgroeisnelheid Verminderde, verhoogde spanningscorrosieweerstand;

Zoals hierboven vermeld, heeft H een hogere vaste oplosbaarheid en een lagere segregatietentendens in de austenietstructuur, en de diffusiesnelheid van H in austeniet is veel kleiner dan die in martensietstructuur, die hoog is De gunstige waterstofvallen in het zeer sterke roestvrij staal leiden tot een afname van de gevoeligheid voor waterstofbrosheid aan de voorkant van de scheur, wat op zijn beurt de scheurgroeisnelheid vermindert en de gevoeligheid voor spanningscorrosie verhoogt.

Opgemerkt moet worden dat de stabiliteit van austeniet ook een belangrijke parameter is om de spanningscorrosiegevoeligheid van staal te bepalen. Nadat stress of spanning martensitische transformatie induceert, kan het verse martensiet dat uit austeniet wordt getransformeerd, de scheurgroei niet onderdrukken. Het zal ook dienen als een nieuwe bron van waterstofdiffusie om de gevoeligheid voor waterstofbrosheid van staal te vergroten.

Kortom, de sterkte, taaiheid, spanningscorrosie en waterstofbrosheidsgevoeligheid van staal worden allemaal beïnvloed door de complexe meerfasige structuur met meerdere niveaus, en de traditionele trial and error-methode wordt gebruikt om ultrasterk staal te ontwerpen en te produceren met zowel ultrahoge sterkte, taaiheid als uitstekende serviceprestaties. Roestvrij staal is moeilijk, de cyclus is lang en de kosten zijn hoog.

Vergeleken met de trial and error-methode zal de rationele ontwerpmethode, zoals het opstellen van een reeks multischaalanalysemodellen van sterkte en taaiheid, stresscorrosieprestaties en waterstofbrosheidsvormingsprestaties zoals "atomaire grootte-nanoschaal-microschaal", doelgerichter zijn. Stel ontwerpnormen vast voor hoogwaardig roestvrij staal door middel van simulatieanalyseresultaten, optimaliseer de vorm, grootte en inhoud van neergeslagen fasen, martensiet- en austenietconstructies in staal en combineer verder multischaalsimulatie met daadwerkelijke materiaalontwikkelingsprocessen, wat de moeilijkheidsgraad in materiaalonderzoek en -ontwikkeling aanzienlijk zal verminderen, de kosteninvoer zal verminderen en de onderzoeks- en ontwikkelingscyclus zal verkorten.

Outlook

Als een metalen constructiemateriaal met uitstekende sterkte, taaiheid en serviceveiligheid, heeft hoogwaardig roestvrij staal in de toekomst brede toepassingsperspectieven op het gebied van luchtvaart, ruimtevaart, oceaantechniek en nucleaire industrie.

Gezien de ruwe toepassingsomgeving van dit type staal, moet de verkenning van een nieuwe generatie hoogwaardig roestvrij staal zich niet alleen richten op het verder doorbreken van de bottleneck van ultrahoge sterkte-uitstekende plasticiteit en taaiheidsmatching, maar ook rekening houden met uitstekende serviceveiligheid.

In het proces van legeringsontwerp en warmtebehandelingsprocesformulering wordt de traditionele trial and error-methode geleidelijk overgeschakeld naar rationele ontwerpmethoden zoals thermisch / kinetisch geassisteerd legeringsontwerp, kunstmatige intelligentie machine learning, enz., Om de ontwikkelingscyclus van nieuwe corrosiebestendige legeringen met hoge sterkte aanzienlijk te verbeteren, R &D-kosten te besparen.

Het onderzoek naar het versterkings- en verhardingsmechanisme van hoogwaardig roestvrij staal moet nog verder worden uitgediept, met name het begrip van het neerslaggedrag van de tweede fase deeltjes voor meerfasige composietversterking en de superpositie van versterkende bijdragewaarden.

Het onderzoek naar de invloed van austenietgehalte, grootte, morfologie en stabiliteit in staal op de taaiheid van hoogsterkte roestvast staal is relatief voldoende, maar er is geen effectief wiskundig model opgesteld om de bijdrage ervan aan de taaiheid van dit staal kwantitatief te schatten.

Bovendien moet het onderzoek naar het spanningscorrosiekraakmechanisme en de gevoeligheid voor waterstofbrosheid van ultrasterk hoogwaardig hoogwaardig roestvrij staal onder complex versterkingssysteem dringend worden opgelost, om een theoretische basis te bieden voor het duurzaamheidsontwerp van ultrasterk hoogsterkte roestvrij staal.