Aço Inoxidável Ultra Alta Resistência à Tração

Janeiro 11, 2023

Palavras-chave: aço inoxidável de ultra-alta resistência, mecanismo de fortalecimento e endurecimento, fragilização por hidrogênio, corrosão sob tensão, fase precipitada, austenita transformada reversa

Aplicação de aço inoxidável de alta resistência

O aço inoxidável de alta resistência é amplamente utilizado nos campos aeroespacial, de engenharia naval e de energia, tais como:

  • O membro do rolamento principal da aeronave
  • elemento de fixação
  • giroscópio satélite
  • concha da nave espacial
  • Plataforma de petróleo offshore
  • indústria automobilística
  • indústria da energia nuclear
  • Fabricação de engrenagens e rolamentos

A história de desenvolvimento do aço inoxidável de alta resistência

  • A fim de atender às necessidades da engenharia aeroespacial e marítima para aço estrutural resistente à corrosão de alto desempenho, a American Carnegie Illionois Steel Company desenvolveu com sucesso a primeira geração de aço inoxidável martensítico endurecedor por precipitação - Stainless W em 1946.
  • Com base no sistema de liga de aço W inoxidável, os elementos e Nb são adicionados e os elementos Al e Ti são removidos. A Arm-co Steel Company dos Estados Unidos desenvolveu o aço 17-4PH em 1948. Devido à sua boa resistência, tenacidade e resistência à corrosão, não é usado apenas em componentes de trem de pouso de aeronaves F-15, mas também amplamente utilizado na fabricação de fixadores e motores. partes, mas sua capacidade de deformação a frio é pobre. A fim de reduzir a alta temperatura δ-ferrita que é desfavorável às propriedades mecânicas transversais, reduzindo o teor de elemento formador de ferrita Cr e aumentando o teor de elemento Ni, o aço 15-5PH foi desenvolvido, que supera a ductilidade transversal do aço 17-4PH Pobres deficiências, tem sido usado na fabricação de navios e aeronaves civis e outros componentes de suporte de carga.
  • No início da década de 1960, a International Nickel Corporation inventou o aço maraging e introduziu o conceito de reforço maraging para o desenvolvimento de aço inoxidável de alta resistência, abrindo assim a cortina do desenvolvimento do aço inoxidável maraging.
  • Em 1961, a American Carpenter Technology Company desenvolveu pela primeira vez o aço inoxidável maraging Custom450 contendo Mo.
  • Em 1967 e 1973, o Pyromet X-15 e o Pyromet X-12 foram desenvolvidos sucessivamente. Durante este período, os Estados Unidos também desenvolveram sucessivamente AM363, In736, PH13-8Mo, Unimar CR, etc.
  • Martin et al obtiveram as patentes de invenção dos aços Custom465 e Custom475 em 1997 e 2003, respectivamente, e as aplicaram em aeronaves da aviação civil.
  • O Reino Unido desenvolveu tipos de aço inoxidável de alta resistência, como FV448, 520, 520 (B) e 520 (S).
  • A Alemanha desenvolveu o Ultrafort401, 402 e assim por diante em 1967 e 1971.
  • Além de imitar e melhorar os graus de aço americanos, a antiga União Soviética também pesquisou de forma independente uma série de novos tipos de aço. Tipos de aço comuns incluem 0Х15Н8Ю, 0Х17Н5М3, 1Х15Н4АМ3, 07Х16Н6, etc., bem como graus de aço com maior teor de Co, como 00Х12К14Н5М5Т, 00Х14К14Н4М3Т, etc.
  • Em 2002, a QuesTek dos Estados Unidos realizou o projeto de prevenção da poluição do Programa Estratégico de Pesquisa e Desenvolvimento Ambiental (SERDP) do Departamento de Defesa dos EUA. Através do Materials Genome Project, projetou e desenvolveu um novo tipo de Ferrium® S53 de aço inoxidável de ultra-alta resistência para trens de pouso de aeronaves, e o publicou no final de 2008. AMS5922 Aerospace Standard, Ferrium®S53 tem uma força de cerca de 1930 MPa e uma tenacidade à fratura (KIC) de mais de 55 MPa m1/2. Foi adicionado ao manual de material de backbone do MMPDS nos Estados Unidos em 2017. Este material foi aplicado com sucesso ao A-10 nos Estados Unidos. Aviões de combate e aeronaves T-38 são os materiais preferidos para o trem de pouso da próxima geração de aeronaves baseadas em porta-aviões.

Progresso da pesquisa de aço inoxidável de ultra-alta resistência

As boas propriedades do aço inoxidável de ultra-alta resistência incluem principalmente ultra-alta resistência, excelente plasticidade e tenacidade, excelente resistência à corrosão, resistência à corrosão sob tensão e desempenho à fadiga por corrosão.

A seguir está o progresso da exploração dessas propriedades do aço inoxidável de ultra-alta resistência.

Projeto de liga e fases de fortalecimento em aço inoxidável de alta resistência

Estruturas típicas de temperatura ambiente de aço inoxidável de ultra-alta resistência incluem:

1. Matriz de martensita de ripa fina

A martensita de Lath tem alta resistência devido à sua própria alta densidade de deslocamento.

2. Quantidade adequada de austenita residual (ou transformação reversa)

A austenita residual metaestável (transformação reversa) pode aliviar a concentração de tensão na ponta da fissura e melhorar a tenacidade do material.

3. Fase de reforço da precipitação dispersamente distribuída

A fase de fortalecimento em nanoescala precipitada durante o tratamento do envelhecimento pode melhorar ainda mais a resistência do aço. De acordo com a composição da liga da fase precipitada, pode ser dividida em três categorias, nomeadamente carboneto (MC, M2C), composto intermetálico (NiAl, Ni3Ti) e elemento Fase enriquecida (fase ε, fase α), etc. Em aço inoxidável de ultra-alta resistência, o potencial de fortalecimento da fase precipitada depende da natureza da fase precipitada e seu tamanho, densidade numérica, fração de volume e distribuição espacial. Se o desempenho ideal pode ser obtido depende principalmente do controle das características térmicas e cinéticas do comportamento de precipitação da fase precipitada e, em seguida, orienta a regulação da composição da liga e a formulação do processo de tratamento térmico.


Pesquisa sobre a relação entre composição química e propriedades mecânicas

Cr

Ao projetar a composição do aço inoxidável de ultra-alta resistência, a fim de garantir que o aço tenha boa resistência à corrosão, o teor de Cr no aço geral deve ser superior a 10%, e Cr também é um elemento que reduz a temperatura de transformação martensítica.

Ni

Ni pode melhorar o potencial e a tendência de passivação do aço inoxidável, aumentar a resistência à corrosão do aço, melhorar a plasticidade e a tenacidade do aço, especialmente a tenacidade do aço a baixa temperatura, e Ni também formará uma fase de fortalecimento η-Ni3Ti.

Mo

A adição de Mo é principalmente para aumentar o efeito de endurecimento secundário. Cerca de 2% de Mo podem fazer com que o aço mantenha uma alta dureza sob diferentes condições de tratamento de solução, e os precipitados ricos em Mo precipitados durante o processo de envelhecimento desempenham um papel de fortalecimento. Faça o aço manter uma boa tenacidade, e o Mo também pode melhorar a resistência à corrosão da água do mar do aço inoxidável.

Co

Co pode inibir a recuperação da subestrutura de deslocamento em martensita, fornecer mais locais de nucleação para a formação de precipitados, reduzir a solubilidade de Mo em α-Fe, e promover a formação de precipitados contendo Mo.

Ti

Adicionar uma pequena quantidade de Ti ao aço aumentará significativamente a resistência do aço, mas a adição excessiva reduzirá a tenacidade do aço.

A composição química e as propriedades mecânicas do aço inoxidável típico de ultra-alta resistência são mostradas no seguinte gráfico:

Aço 15-5PH

Como um representante típico da primeira geração de aço inoxidável de alta resistência, as características de liga do aço 15-5PH são:

  • Cerca de 15% de Cr é usado para garantir a resistência à corrosão do aço;
  • O teor de Ni de cerca de 5% pode equilibrar o equivalente Cr-Ni do aço utilizado no experimento, de modo que o aço possa obter uma estrutura martensítica à temperatura ambiente e, ao mesmo tempo, reduzir a δ-ferrita no aço;
  • A adição de cerca de 4% de desempenha um papel de fortalecimento;
  • Uma pequena quantidade de Nb pode formar a fase MC com C, que desempenha o papel de fixar os limites dos grãos e refinar os grãos.
  • Após o tratamento do envelhecimento a 550 °C, um grande número de fases ricas em com estrutura fcc precipitadas na matriz de martensita, e a relação de orientação entre a fase rica em e a matriz de martensita satisfaz a relação K-S (111)//(011)M, [11ˉ0]//[11ˉ1]M.

Estudos de Habibi-Bajguirani et al. mostraram que existem dois tipos diferentes de precipitados de em aço 15-5PH durante o processo de envelhecimento. Ao envelhecer abaixo de 500 °C, as partículas de aglomerado com estrutura bcc serão formadas primeiro. Este cluster Ele irá posteriormente evoluir para uma estrutura 9R e, finalmente, se transformar em uma fase precipitada fcc. Os resultados da microanálise de raios-X do extrato de fase precipitada mostram que esta fase precipitada é, na verdade, uma fase rica em. Ao envelhecer a 650 ~ 700 °C, a fase rica em fcc mantém uma relação coerente com a matriz no início e, em seguida, se transforma em uma relação K-S semi-coerente.

PH13-8Mo

Como um representante típico do aço inoxidável de alta resistência de segunda geração, o PH13-8Mo adota um design de liga de baixo carbono, e suas características são:

  • Cerca de 13% de Cr é usado para garantir a resistência à corrosão do aço;
  • Cerca de 8% de Ni podem compensar o desequilíbrio equivalente de Cr-Ni no diagrama de Schaeffler causado pelo baixo teor de carbono, reduzir o teor de ferrita δ e fazer com que o aço obtenha estrutura martensítica de ripa;
  • A adição de 1% de Al pode formar uma fase de fortalecimento no aço e desempenhar um papel no fortalecimento da matriz.

Schober et al. estudaram o efeito do elemento Ti na evolução dos precipitados durante o processo de envelhecimento:

  • No aço PH13-8Mo sem adição de elemento Ti, a fase precipitada é apenas a fase NiAl.
  • Após a adição do elemento Ti, as fases precipitadas no aço são a fase G e a fase η. O composto intermetálico ordenado NiAl é precipitado no aço PH13-8Mo sem adicionar o elemento Ti na fase inicial do tratamento do envelhecimento. Com o prolongamento do tempo de envelhecimento, os elementos de liga na fase NiAl tendem gradualmente ao equilíbrio estequiométrico e a dureza atinge o valor máximo. No aço com Ti adicionado, uma fase de precipitação rica em Ni, Si, Al e Ti é precipitada no aço no estágio inicial do tratamento do envelhecimento, e a dureza do aço atinge o máximo neste momento. Com o prolongamento do tempo de envelhecimento, a fase elipsoidal Ni16Si7Ti6-G e a fase Ni3(Ti, Al)-η em forma de haste curta serão formadas no aço.

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

Li et al. estudaram um aço inoxidável martensítico de endurecimento por precipitação à base de Cr-Ni-Co-Mo com uma resistência de até 1900 MPa, e acreditavam que a resistência ultra-alta foi obtida devido ao fortalecimento composto de múltiplas fases de fortalecimento.

A composição nominal do aço é 0.004C-13.5Cr-12.7Co-3.3Mo-4.4Ni-0.5Ti-0.2Al (fração atômica%).

Existem principalmente três tipos de fases precipitadas no aço, η-Ni3 (Ti, Al), fase R rica em Mo e fase de α rica em Cr. Essas fases precipitadas são transformadas a partir de partículas de aglomerados ricas em Ni-Ti-Al, Mo-rich e Cr-rich no estágio inicial do envelhecimento, respectivamente. Durante o processo de envelhecimento, a fase η-Ni3(Ti, Al) cresce lentamente devido à segregação da fase R' rica em Mo e da fase de α rica em Cr.


Um novo modelo de cálculo para o projeto de ligas

Do ponto de vista do desenvolvimento do aço inoxidável de alta resistência, à medida que o nível de resistência aumenta, o fortalecimento de uma única fase de fortalecimento gradualmente se desenvolve em reforço composto multifásico. Em comparação com o fortalecimento de um único tipo de fase precipitada, o reforço composto é mais propício para a melhoria adicional da resistência do aço.

No entanto, a influência da composição da liga e do sistema de envelhecimento no comportamento de precipitação e crescimento de diferentes tipos de fases precipitadas é bastante diferente. Considerando que diferentes composições de ligas e sistemas de tratamento térmico podem obter diferentes e várias fases precipitadas ao projetar novos tipos de aço, ainda existem deficiências no processo de projeto de ligas usando experimentos tradicionais de tentativa e erro e simulações de redes neurais artificiais baseadas no acúmulo de dados. Um novo tipo de modelo baseado em metalurgia física é urgentemente necessário.

Por exemplo, Xu et al. e Parn et al. propuseram um modelo de cálculo baseado em aprendizado de máquina para a composição de ligas. Este modelo integra a composição da liga e os parâmetros de tratamento térmico correspondentes, permitindo que as propriedades desejadas evoluam dentro de uma estrutura genética. Este modelo é aplicado ao projeto de aço de ultra-alta resistência com carboneto MC como fase de fortalecimento. Também é adequado para aglomerados de, Ni3Ti e fases precipitadas de NiAl. Também pode ser aplicado para projetar uma fase de fortalecimento multitipo, incluindo carboneto MC, fase rica e composto intermetálico Ni3Ti que fortalecem a liga juntos. O modelo inclui a simulação de parâmetros correspondentes, como propriedades mecânicas do aço, resistência à corrosão e microestrutura, o que fornece um caminho mais confiável para o projeto de composição da liga.


Fase de Endurecimento e Mecanismo de Endurecimento

O efeito da austenita transformada reversa na tenacidade do aço inoxidável de alta resistência está intimamente relacionado à sua morfologia, conteúdo, dispersão e estabilidade.

Suas características são afetadas pela taxa de aquecimento, temperatura isotérmica e tempo do processo de tratamento térmico, a difusão e segregação de elementos formadores de austenita, a posição de nucleação e o tamanho da austenita e a densidade de deslocamento na matriz.

Estudos existentes mostraram que existem três mecanismos para a formação de austenita transformada reversa,

  • Mecanismo de inversão de cisalhamento sem difusão,
  • mecanismo de restrição variante,
  • Mecanismo de crescimento de austenita retido.

O mecanismo de cisalhamento origina-se do processo inverso do mecanismo de cisalhamento não difundido da austenita à martensita. A austenita transformada inversa formada pela martensita que mantém uma certa relação de fase de grau cristalino com a austenita original, e a austenita original mantém a mesma relação de fase.

O mecanismo de restrição de modificação aponta que, durante a formação da austenita transformada reversa controlada por difusão, sua posição de nucleação manterá estritamente uma certa relação de fase cristalográfica com a austenita, carboneto e matriz originais, limitando assim a transformação da austenita transformada reversa. Tipos de variantes. O mecanismo de crescimento da austenita retida acredita que a austenita residual no aço martensítico após a têmpera continuará a crescer através da difusão de elementos estabilizadores de austenita no processo de têmpera subsequente, assim "revertendo ainda mais a transformação". "Pela nova organização austenítica.

Pesquisas com aço inoxidável martensítico 0Cr13Ni4Mo mostram que o carboneto (Cr23C6) e a austenita co-precipitam durante a têmpera na região bifásica ligeiramente acima da temperatura de início da transformação da austenita (AS). Uma análise mais aprofundada do carboneto, austenita e da distribuição dos elementos Cr e Ni na interface mostra que a segregação de Cr no carboneto promove a distribuição do elemento Ni para reverter a austenita, e o enriquecimento do elemento Ni reduz reverte a força motriz química para a formação de austenita e aumenta a energia interfacial,

Portanto, a região rica em Ni pode ser utilizada como o local de nucleação da austenita transformada reversa durante a têmpera, ou seja, a formação de austenita transformada reversa é controlada pela difusão do elemento Ni.

Aumentar ainda mais a temperatura de têmpera, embora a difusão de átomos seja mais significativa, mas devido ao aumento da temperatura, a condição da força motriz para a transformação da martensita temperada em austenita foi satisfeita, de modo que o mecanismo de formação de austenita transformada reversa neste momento não é o mecanismo de cisalhamento de difusão.

A fim de explicar melhor o mecanismo de restrição de modificação, Nakada et al. estudaram a relação de fase de grau cristalino entre a austenita transformada reversa e a matriz prévia de austenita e martensita. Após a têmpera do aço 13Cr-6Ni, em um grão de austenita original, a austenita transformada reversa não é apenas uniformemente distribuída na fronteira do torno martensita, mas também tem transformação reversa na interface entre blocos e pacotes. Austenita transformada, e a maioria deles mantém a mesma orientação que a austenita original, enquanto uma pequena parte da orientação é diferente da austenita original. Pode haver 12 relações de fase de variantes de austenita transformadas reversas em uma superfície de hábito austenita anterior e um grupo de ripas martensitas.

Pode-se observar que, sob a premissa de seguir a relação K-S, existem apenas 6 direções diferentes de feixes de ripas de martensita paralelas ao plano fechado, e existem apenas 2 feixes de austenita de transformação reversa dentro de cada feixe de ripas de martensita. variante corporal.

Isso mostra que, devido à tripla simetria da austenita na família de planos {111} γ, as 12 variantes de austenita transformadas reversamente em um grupo de ripas martensíticas podem ser divididas em 2 tipos, ou seja, o mesmo que as variantes V1 orientadas de austenita originais e as variantes V2 que são geminadas a V1.

De acordo com o modelo de construção bidimensional proposto por Lee e Aaron-son, a forma crítica do núcleo da austenita transformada reversa deve atender ao requisito de minimizar a energia de nucleação.

A austenita transformada reversa formada na interface do lath é geralmente consistente com a orientação dos grãos de austenita originais, e a interface α'/γ do núcleo mantém a relação K-S com ambos os lados da matriz de martensita, enquanto o limite original do grão de austenita O núcleo austenítico mantém apenas a relação K-S com a matriz de um lado.

Portanto, a austenita transformada inversa no limite original do grão de austenita formará uma forma esférica devido a ser envolvida por interfaces coerentes e incoerentes, e a diferença na energia da superfície e na energia de deformação elástica nos dois lados da fronteira, enquanto na ripa a austenita transformada reversa tende a formar morfologia alongada semelhante a uma agulha.

O aumento do teor de austenita transformada reversa pode melhorar a plasticidade e a tenacidade do material, enquanto o excesso de austenita transformada reversa geralmente leva à deterioração da resistência ao rendimento do aço.

Schnitzer e col. respectivamente calcularam a influência da fase de fortalecimento NiAl e da austenita de transformação reversa da fase de endurecimento na força de rendimento global em PH13-8Mo, e a diminuição de 40% na força de rendimento após o tratamento de envelhecimento foi atribuída ao alto teor de austenita de transformação reversa, O resto é atribuído ao engrossamento da fase NiAl.

Portanto, no caso em que é necessária alta tenacidade, uma temperatura de envelhecimento mais alta deve ser usada para aumentar o teor de austenita transformada reversa, mas ao custo de perder a resistência do material. Além disso, alguns estudos também encontraram o efeito adverso da austenita transformada reversa na plasticidade. Por exemplo, os resultados de Viswanathan et al. mostraram que a melhora da plasticidade pela austenita transformada reversa só ocorre no estágio inicial do envelhecimento, e o tempo prolongado também causará séria fragilidade do material. fratura.


Suscetibilidade à Pesquisa de Fragilização por Hidrogênio e Corrosão sob Tensão

À medida que o nível de resistência aumenta, os aços de alta resistência tornam-se mais sensíveis à fissuração por corrosão sob tensão (fissuração por corrosão sob tensão, SCC) e à fragilização por hidrogênio (fragilização por hidrogênio, HE). Em particular, quando componentes de gás poluentes ou corrosivos e átomos de H atuam em aço de alta resistência em combinação com a tensão, é muito fácil causar o início da fissura e expandir gradualmente até a fissuração.

Esse tipo de fratura é o principal modo de falha de peças estruturais de aço de alta resistência que servem em ambientes corrosivos, causando enormes riscos de segurança e perdas de propriedade.

Suscetibilidade à fragilização do hidrogênio

O hidrogênio difusível é o principal fator que causa a perda de plasticidade do aço. Qualquer medida que reduza a mobilidade do hidrogênio difusível pode efetivamente melhorar a resistência à suscetibilidade à fragilização do hidrogênio dos materiais.

Armadilhas de hidrogênio fortes podem aumentar significativamente o conteúdo de hidrogênio supersaturado absorvido pelo aço, tornando o hidrogênio que entra na matriz inofensivo.

O ponto de vista acima foi confirmado até certo ponto na observação da fratura retardada induzida por hidrogênio de aço de alta resistência, ou seja, quando o aço de alta resistência está sob a ação de uma tensão estática menor do que sua resistência à tração, ele sofrerá fratura quebradiça instantânea após um período de serviço. A falha sob carga estática é devido à intrusão de átomos H na matriz.

Como a principal fase de fortalecimento e fase de endurecimento no aço, um grande número de partículas dispersas de fortalecimento de segunda fase e austenita transformada reversa precipitada durante o envelhecimento podem ser consideradas como importantes armadilhas de hidrogênio em aço.

Muitas pesquisas se concentraram em regular o número e a densidade de "armadilhas benignas de hidrogênio" (armadilhas benignas de hidrogênio) no aço através do tratamento térmico para evitar a difusão de H no material, melhorando assim a resistência do material à sensibilidade à fragilização do hidrogênio.

Um grande número de estudos mostrou que os carbonetos são típicas "armadilhas benignas de hidrogênio" no aço e podem efetivamente aumentar a suscetibilidade à fragilização do hidrogênio do aço. Por exemplo, esferoidizando partículas de cimentita ou refinando a cementita aquecendo rapidamente à temperatura de têmpera após a formação e resfriamento na região monofásica da austenita, a resistência à suscetibilidade à fragilização do hidrogênio do aço pode ser efetivamente melhorada.

Além disso, ao adicionar elementos de microliga, como Ti, V e Nb, carbonetos como TiC, VC e NbC são formados no aço, que pode ser usado como armadilhas de hidrogênio eficazes. Takahashi et al. usaram o APT para observar diretamente que as armadilhas TiC e V4C3 capturavam átomos de deutério. H está preso principalmente na interface entre o TiC e a matriz, enquanto os locais de armadilha no V4C3 são principalmente as posições centrais dos deslocamentos desajustados na interface semi-coerente. Com a ajuda de cálculos de primeiros princípios e análise de elementos finitos, confirma-se ainda que, para a precipitação de TiC, a interface matriz de TiC é a principal armadilha de hidrogênio, enquanto as vagas de carbono são os principais locais de armadilha em V4C3.

Há poucos relatos sobre compostos intermetálicos e fases ricas em elementos como armadilhas de hidrogênio.

Recentemente, Li et al. compararam o comportamento de fragilização por hidrogênio do aço 17-4PH e do aço PH13-8Mo para o último estágio das pás da turbina a vapor. Os resultados da pesquisa mostraram que o tipo de precipitados no aço e a relação cristalográfica entre a matriz de martensita e os precipitados, É a principal razão pela qual o aço PH13-8Mo tem maior coeficiente de difusão de hidrogênio aparente e menor solubilidade aparente de hidrogênio do que o aço 17-4PH.

Em comparação com a fase coerente β-NiAl no aço PH13-8Mo, há uma fase rica em incoerente com a matriz em aço 17-4PH, que tem uma capacidade mais forte de capturar átomos H. Isso ocorre porque o raio da lacuna octaédrica da fase rica em é de 0,0529 nm, que é cerca de duas vezes o raio (0,0206 nm) da lacuna octaédrica da fase βNiAl.

Além disso, em comparação com a interface coerente entre a fase β-NiAl e a matriz, a interface não coerente entre a fase rica em e a matriz pode aprisionar mais átomos H.

Além disso, o núcleo do deslocamento desajustado na interface coerente e a rede menos distorcida adjacente ao núcleo são armadilhas de hidrogênio fracas, e a energia de desacoplamento de hidrogênio da fase precipitada incoerente é maior do que a do deslocamento coerente. A energia de dessorção da fase precipitada da rede.

Em comparação com a matriz de martensita, a taxa de difusão de H na austenita residual (ou transformação reversa) é menor (taxa de difusão na austenita: 10-15~10-16m2/s, na martensita Taxa de difusão: 10-10~10-12m2/s), e a solubilidade de H na austenita é maior do que a da martensita. Além disso, a energia de fixação da austenita para H pode chegar a 55kJ / mol, tornando-se um local de armadilha H irreversível.

No entanto, a influência da austenita em aços de diferentes sistemas em relação à suscetibilidade à fragilização do hidrogênio do material ainda é amplamente debatida. Alguns resultados mostram que a austenita transformada reversa e a austenita fina retida no aço podem efetivamente impedir a difusão de H na matriz, melhorando assim a resistência à suscetibilidade à fragilização do hidrogênio do aço.

Pelo contrário, alguns estudiosos apontaram que os átomos de H dissolvidos na austenita podem reduzir sua energia de falha de empilhamento, tornando o efeito TRIP mais provável de ocorrer, e a nova martensita como uma "fonte de hidrogênio" liberará átomos de H, resultando na fragilidade do material.

Fan et al. relataram o efeito da austenita transformada reversa no comportamento de fratura por fragilização por hidrogênio do aço inoxidável martensítico S41500 (composição nominal 0,04C-13Cr-4,1Ni-0,6Mo-0,7Mn, %). Na austenita transformada inversa de Ni, não há enriquecimento de átomos de H na interface de austenita/martensita e austenita/carboneto.

Os resultados da observação do MET da fratura de quase-clivagem da amostra após o tratamento de têmpera mostram que o caminho da fratura é ao longo da interface entre a martensita temperada e a martensita recém-formada (NFM) sob o efeito de plasticidade induzida por transformação (TRIP), que é porque a maior parte do H foi capturada pela austenita invertida em vez de segregar no limite original do grão de austenita, que reduz a estabilidade da austenita invertida e promove a transformação martensítica.

Após a transformação de fase ocorrer, a martensita nascente atuará como uma fonte de hidrogênio para liberar uma grande quantidade de átomos de H, fazendo com que uma grande quantidade de átomos de H se reúna na interface circundante, e a morfologia de fratura resultante é uma morfologia de quase-clivagem em vez de uma morfologia de fratura intergranular.

As fissuras induzidas por hidrogênio geralmente nucleam em ripas, feixes de isófases, grupos de ripas e limites de grãos austríacos originais e, em seguida, as rachaduras passam pelos feixes de ripas sob a ação de tensão externa e se propagam ao longo dos grupos de ripas e limites originais de grãos austríacos.

Em aço inoxidável de alta resistência, muitas interfaces de estrutura martensítica de vários níveis (limite original de grãos de austenita, limite de grupo de ripas de martensita, limite de feixe de ripas de martensita e limite de ripas de martensita) e limites de fase são de aço inoxidável de alta resistência. Uma das razões para a maior suscetibilidade à fragilização do hidrogênio.

Os resultados da pesquisa de difusão de hidrogênio e comportamento de fragilização de hidrogênio em aço 17-4PH mostram que a resistência à suscetibilidade à fragilização de hidrogênio da amostra de estado de solução sólida é maior do que a da amostra de estado de pico de envelhecimento. Esse fenômeno se deve principalmente à fase e matriz ricas em na amostra do estado de envelhecimento. A fase limite de fase captura mais H, e o enfraquecimento da força de ligação interfacial causa a fratura frágil da amostra carregada de hidrogênio no estado de pico de envelhecimento.

Com o aumento da temperatura de tratamento da solução, a suscetibilidade à fragilização do hidrogênio e ao coeficiente de difusão do hidrogênio do aço 17-4PH primeiro aumentou e depois diminuiu.

Isto é principalmente devido ao efeito da temperatura da solução sobre os limites de grãos da austenita original no aço e a densidade numérica das fases precipitadas durante o tratamento de envelhecimento subsequente. Com o aumento da temperatura da solução, os grãos de austenita originais tornam-se maiores e a área limite do grão aumenta. diminui, mas a solubilidade sólida da matriz para átomos de aumenta, o que promove a precipitação de fases ricas em durante o processo de envelhecimento, e o aumento na densidade e tamanho das fases precipitadas fornece mais interfaces de fase, que juntas fornecem uma interface que pode prender H .

Obviamente, a suscetibilidade à fragilização por hidrogênio do aço inoxidável de alta resistência é determinada conjuntamente pela complexa estrutura multinível e multifásica no aço. Devido às limitações dos métodos analíticos e de caracterização, ainda é difícil determinar quantitativamente a influência de várias armadilhas de hidrogênio na suscetibilidade à fragilização de hidrogênio do aço inoxidável de alta resistência.

Os fatores de influência da suscetibilidade à fragilização por hidrogênio de aços inoxidáveis de alta resistência fortalecidos por diferentes sistemas de fortalecimento baseados em diferentes níveis de resistência ainda precisam ser estudados de forma sistemática e profunda.

A suscetibilidade à fragilização por hidrogênio do aço inoxidável de ultra-alta resistência com sistema de liga complexo e reforço de acoplamento multifásico precisa ser estudada com urgência.

Atualmente, a equipe do autor desenvolveu um novo tipo de aço inoxidável de alta resistência 2200MPa reforçado por precipitação composta multifásica. ), os resultados da análise do TPA da amostra de duplo envelhecimento são mostrados na figura abaixo.

Pode-se ver a partir da figura que existem óbvios Mo / Cr / C, Mo / Cr e aglomerados puros ricos em Cr no aço. Análises posteriores mostram que as fases precipitadas no aço incluem compostos intermetálicos, carbonetos e fases ricas em Cr. A resistência é obtida pelo fortalecimento acoplado de três precipitados, e também é o aço inoxidável de alta resistência com o maior nível de resistência relatado até agora.


Craqueamento por corrosão sob tensão

O relatório de investigação de falhas de componentes de aeronaves americano mostra que a fissuração por corrosão sob tensão é uma das principais formas de acidentes de falha súbita dos principais componentes de suporte de carga da aeronave durante o serviço.

A maioria dos trens de pouso é finalmente quebrada devido à corrosão sob tensão ou ao crescimento de rachaduras por fadiga.

Atualmente, a corrosão sob tensão ocorre não apenas em indústrias de alta tecnologia e como aviação, aeroespacial, energia e indústria química, mas também em quase todos os aços e ligas resistentes à corrosão comumente usados.

Portanto, analisar o mecanismo de fissuração por corrosão sob tensão do aço de ultra-alta resistência e os fatores que afetam a corrosão sob tensão do aço de ultra-alta resistência têm grande valor científico e significado prático para determinar as medidas de proteção contra corrosão sob tensão do aço de ultra-alta resistência.

A resistência à corrosão dos materiais tornou-se um fator importante que limita a fissuração por corrosão sob tensão de aços de alta resistência, e a corrosão por pite é a forma mais comum e mais prejudicial de corrosão.

A maioria das fissuras por corrosão sob tensão se origina de poços de corrosão sob tensão. Durante o tratamento de envelhecimento do aço inoxidável de ultra-alta resistência, as fases precipitadas precipitadas da matriz de martensita supersaturada causam falta de homogeneidade na microestrutura. Fonte primária de corrosão por pites.

O filme de passivação perto da fase precipitada é relativamente fraco, e a intrusão de Cl causa a destruição do filme passivo, e uma microbateria é formada entre a fase precipitada e a matriz, dissolvendo assim a matriz, esfoliando a fase precipitada e formando corrosão por pites. Por exemplo, o carboneto rico em Cr M23C6, M6C e o composto intermetálico Laves fase e σ são fáceis de formar uma área pobre em Cr em torno deles, resultando na ocorrência de corrosão por pites.

Luo et al. e Yu Qiang estudaram o efeito do tempo de envelhecimento sobre a microestrutura e o comportamento eletroquímico do aço inoxidável de ultra-alta resistência 15-5PH usando tomografia de sonda de átomos tridimensionais.

Aglomerados ricos em e nanopartículas (,Nb) foram observados quando o tempo de envelhecimento variou de 1 a 240 min. Em comparação com o tratamento de envelhecimento de curto prazo, a superfície das amostras após o tratamento de envelhecimento a longo prazo foi mais suscetível ao ataque de Cl.

Após o envelhecimento por 240 minutos, o teor de Cr em torno dos precipitados também diminuirá, e essas partes são propensas a formar áreas pobres em Cr. A redução da relação Cr/Fe no filme de passivação é a razão para o declínio da resistência à corrosão por pite do filme de passivação.

Além disso, a precipitação contínua de carbonetos ricos em Cr nos limites dos grãos reduzirá a resistência à corrosão intergranular do aço. Por exemplo, estudos descobriram que o aço inoxidável AISI316Ti tem maior resistência à corrosão intergranular do que o aço inoxidável AISI321. A razão é que a precipitação de TiC reduz a formação de carbonetos ricos em Cr, que são os precipitados que levam à corrosão intergranular. uma das coisas.

Como a fase dúctil mais importante no aço inoxidável de alta resistência, o conteúdo, a morfologia, o tamanho e a estabilidade da austenita também afetarão a suscetibilidade à corrosão sob tensão do aço.

No caso do mesmo tamanho, forma e estabilidade, à medida que o teor de austenita aumenta, o limiar de fissuração por corrosão sob tensão (KISCC) aumenta e a sensibilidade de fissuração por corrosão sob tensão do aço diminui.

A razão é que a estrutura de austenita semelhante a um filme formada no limite do torno do torno martensítico melhora a tenacidade do aço e reduz a taxa de crescimento das rachaduras induzidas pelo hidrogênio. Existem duas razões principais para a diminuição da taxa de crescimento do crack:

Quando a rachadura se propaga da matriz de martensita para a austenita semelhante a um filme, quer continue a se expandir para a austenita ou mude a direção da expansão para contornar a estrutura da austenita, ela consumirá muita energia, resultando em uma taxa de crescimento de rachaduras Reduzida, aumento da resistência à corrosão sob tensão;

Como mencionado acima, H tem maior solubilidade sólida e menor tendência de segregação na estrutura da austenita, e a taxa de difusão de H na austenita é muito menor do que na estrutura da martensita, que é alta As armadilhas benéficas de hidrogênio no aço inoxidável de alta resistência levam a uma diminuição na suscetibilidade à fragilização do hidrogênio na frente da rachadura, o que, por sua vez, reduz a taxa de crescimento de rachaduras e aumenta a suscetibilidade à corrosão sob tensão.

Deve-se notar que a estabilidade da austenita também é um parâmetro-chave para determinar a suscetibilidade à corrosão sob tensão do aço. Depois que o estresse ou a tensão induzem a transformação martensítica, a martensita fresca transformada de austenita não pode suprimir o crescimento da rachadura. Também servirá como uma nova fonte de difusão de hidrogênio para aumentar a suscetibilidade à fragilização do hidrogênio do aço.

Em resumo, a resistência, tenacidade, corrosão sob tensão e suscetibilidade à fragilização por hidrogênio do aço são afetadas pela complexa estrutura multifásica de vários níveis, e o método tradicional de tentativa e erro é usado para projetar e fabricar aço de ultra-alta resistência com resistência ultra-alta, tenacidade e excelente desempenho de serviço. O aço inoxidável é difícil, o ciclo é longo e o custo é alto.

Em comparação com o método de tentativa e erro, o método de projeto racional, como o estabelecimento de uma série de modelos de análise em várias escalas de resistência e tenacidade, desempenho de corrosão sob tensão e desempenho de fragilização de hidrogênio, como "tamanho atômico-nanoescala-microescala", será mais proposital. Estabeleça padrões de projeto para aço inoxidável de alta resistência através de resultados de análise de simulação, otimize a forma, o tamanho e o conteúdo de fases precipitadas, estruturas de martensita e austenita em aço e combine ainda mais a simulação em várias escalas com processos reais de desenvolvimento de materiais, o que reduzirá muito a dificuldade em pesquisa e desenvolvimento de materiais, reduzindo a entrada de custos e encurtando o ciclo de pesquisa e desenvolvimento.


Outlook

Como um material estrutural metálico com excelente resistência, tenacidade e segurança de serviço, o aço inoxidável de alta resistência tem amplas perspectivas de aplicação nos campos da aviação, aeroespacial, engenharia oceânica e indústria nuclear no futuro.

Tendo em vista o ambiente de aplicação hostil deste tipo de aço, a exploração de uma nova geração de aço inoxidável de alta resistência não deve apenas se concentrar em romper ainda mais o gargalo da resistência ultra-alta - excelente plasticidade e correspondência de tenacidade, mas também levar em conta a excelente segurança do serviço.

No processo de projeto de ligas e formulação do processo de tratamento térmico, o método tradicional de tentativa e erro é gradualmente transferido para métodos de projeto racionais, como projeto de liga assistida por térmica / cinética, aprendizado de máquina de inteligência artificial, etc., de modo a melhorar muito o ciclo de desenvolvimento de novas ligas resistentes à corrosão de alta resistência, economizando custos de P & D.

A pesquisa sobre o mecanismo de fortalecimento e endurecimento do aço inoxidável de alta resistência ainda precisa ser mais aprofundada, especialmente a compreensão do comportamento de precipitação das partículas de segunda fase para o fortalecimento de compósitos multifásicos e a superposição de valores de contribuição de fortalecimento.

A pesquisa sobre a influência do teor de austenita, tamanho, morfologia e estabilidade em aço sobre a tenacidade do aço inoxidável de alta resistência é relativamente suficiente, mas nenhum modelo matemático eficaz foi estabelecido para estimar quantitativamente sua contribuição para a tenacidade deste aço.

Além disso, a pesquisa sobre o mecanismo de fissuração por corrosão sob tensão e a suscetibilidade à fragilização por hidrogênio do aço inoxidável de alta resistência de ultra-alta resistência sob um sistema de fortalecimento complexo precisa ser resolvida com urgência, de modo a fornecer uma base teórica para o projeto de durabilidade do aço inoxidável de alta resistência de ultra-alta resistência.

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