Menu

Acero inoxidable de resistencia a la tracción ultra alta (2023)

enero 11, 2023

Palabras clave:

Acero inoxidable de ultra alta resistencia, mecanismo de refuerzo y endurecimiento, fragilización por hidrógeno, corrosión bajo tensión, fase precipitada, austenita transformada inversa


Aplicación de acero inoxidable de alta resistencia

El acero inoxidable de alta resistencia es ampliamente utilizado en los campos aeroespacial, de ingeniería marina y energético, tales como:

  • El miembro principal del rodamiento de la aeronave
  • sujetador de
  • giroscopio satelital
  • Proyectil de nave espacial
  • Plataforma petrolífera costa afuera
  • Industria automotriz
  • Industria de la energía nuclear
  • Fabricación de engranajes y rodamientos

La historia del desarrollo del acero inoxidable de alta resistencia

  • Con el fin de satisfacer las necesidades de la ingeniería aeroespacial y marina para el acero estructural resistente a la corrosión de alto rendimiento, la American Carnegie Illionois Steel Company desarrolló con éxito la primera generación de acero inoxidable martensítico endurecido por precipitación: Stainless W en 1946.
  • Sobre la base del sistema de aleación de acero inoxidable W, se agregan elementos Cu y Nb y se eliminan los elementos Al y Ti. Arm-co Steel Company de los Estados Unidos desarrolló acero 17-4PH en 1948. Debido a su buena resistencia, tenacidad y resistencia a la corrosión, no solo se utiliza en los componentes del tren de aterrizaje de los aviones F-15, sino que también se usa ampliamente en la fabricación de sujetadores y motores. partes, pero su capacidad de deformación en frío es pobre. Para reducir la δ-ferrita de alta temperatura que es desfavorable para las propiedades mecánicas transversales, al reducir el contenido del elemento formador de ferrita Cr y aumentar el contenido del elemento Ni, se desarrolló el acero 15-5PH, que supera la ductilidad transversal del acero 17-4PH Pobres deficiencias, se ha utilizado en la fabricación de barcos y aeronaves civiles y otros componentes de carga.
  • A principios de la década de 1960, la International Nickel Corporation inventó el acero martensítico e introdujo el concepto de refuerzo de maraging para el desarrollo de acero inoxidable de alta resistencia, abriendo así la cortina del desarrollo del acero inoxidable martensítico.
  • En 1961, American Carpenter Technology Company desarrolló por primera vez el acero inoxidable martensítico Custom450 que contiene Mo.
  • En 1967 y 1973, Pyromet X-15 y Pyromet X-12 se desarrollaron sucesivamente. Durante este período, los Estados Unidos también desarrollaron sucesivamente AM363, In736, PH13-8Mo, Unimar CR, etc.
  • Martin et al obtuvieron las patentes de invención de los aceros Custom465 y Custom475 en 1997 y 2003 respectivamente, y las aplicaron en aeronaves de aviación civil.
  • El Reino Unido ha desarrollado grados de acero inoxidable de alta resistencia como FV448, 520, 520 (B) y 520 (S).
  • Alemania desarrolló Ultrafort401, 402 y así sucesivamente en 1967 y 1971.
  • Además de imitar y mejorar los grados de acero estadounidenses, la antigua Unión Soviética también investigó de forma independiente una serie de nuevos grados de acero. Los grados de acero comunes incluyen 0Х15Н8Ю, 0Х17Н5М3, 1Х15Н4АМ3, 07Х16Н6, etc., así como grados de acero con mayor contenido de Co, como 00Х12К14Н5М5Т, 00Х14К14Н4М3Т, etc.
  • En 2002, QuesTek de los Estados Unidos emprendió el proyecto de prevención de la contaminación del Programa Estratégico de Investigación y Desarrollo Ambiental (SERDP) del Departamento de Defensa de los Estados Unidos. A través del Proyecto Genoma de Materiales, diseñó y desarrolló un nuevo tipo de Ferrium® S53 de acero inoxidable de ultra alta resistencia para el tren de aterrizaje de aeronaves, y lo publicó a finales de 2008. AMS5922 Estándar aeroespacial, Ferrium®S53 tiene una resistencia de aproximadamente 1930 MPa y una tenacidad a la fractura (KIC) de más de 55 MPa m1/2. Se agregó al manual de material de la columna vertebral MMPDS en los Estados Unidos en 2017. Este material se ha aplicado con éxito a A-10 en los Estados Unidos. Los aviones de combate y los aviones T-38 son los materiales preferidos para el tren de aterrizaje de la próxima generación de aviones basados en portaaviones.

Progreso de la investigación del acero inoxidable de ultra alta resistencia

Las buenas propiedades del acero inoxidable de ultra alta resistencia incluyen principalmente una resistencia ultra alta, excelente plasticidad y tenacidad, excelente resistencia a la corrosión, resistencia a la corrosión bajo tensión y rendimiento a la fatiga por corrosión.

El siguiente es el progreso de la exploración de estas propiedades del acero inoxidable de ultra alta resistencia.

Fases de diseño y refuerzo de aleaciones en acero inoxidable de alta resistencia

Las estructuras típicas a temperatura ambiente del acero inoxidable de ultra alta resistencia incluyen:

1. Matriz de martensita de listón fino

La martensita Lath tiene una alta resistencia debido a su propia alta densidad de dislocación.

2. Cantidad apropiada de austenita residual (o transformación inversa)

La austenita residual metaestable (transformación inversa) puede aliviar la concentración de tensión en la punta de la grieta y mejorar la tenacidad del material.

3. Fase de fortalecimiento de la precipitación distribuida dispersamente

La fase de fortalecimiento a nanoescala precipitada durante el tratamiento de envejecimiento puede mejorar aún más la resistencia del acero. De acuerdo con la composición de aleación de la fase precipitada, se puede dividir en tres categorías, a saber, carburo (MC, M2C), compuesto intermetálico (NiAl, Ni3Ti) y elemento Fase enriquecida (fase ε, fase α'), etc. En el acero inoxidable de ultra alta resistencia, el potencial de fortalecimiento de la fase precipitada depende de la naturaleza de la fase precipitada y su tamaño, densidad numérica, fracción de volumen y distribución espacial. Si se puede obtener el rendimiento óptimo depende principalmente del control de las características térmicas y cinéticas del comportamiento de precipitación de la fase precipitada, y luego guía la regulación de la composición de la aleación y la formulación del proceso de tratamiento térmico.


Investigación sobre la relación entre composición química y propiedades mecánicas

Cr

Al diseñar la composición del acero inoxidable de ultra alta resistencia, para garantizar que el acero tenga una buena resistencia a la corrosión, el contenido de Cr en el acero general debe ser superior al 10%, y Cr también es un elemento que reduce la temperatura de transformación martensítica.

Ni

Ni puede mejorar el potencial y la tendencia de pasivación del acero inoxidable, aumentar la resistencia a la corrosión del acero, mejorar la plasticidad y tenacidad del acero, especialmente la tenacidad del acero a baja temperatura, y Ni también formará una fase de fortalecimiento η-Ni3Ti.

Mo

La adición de Mo es principalmente para aumentar el efecto de endurecimiento secundario. Alrededor del 2% de Mo puede hacer que el acero mantenga una alta dureza en diferentes condiciones de tratamiento de solución, y los precipitados ricos en Mo precipitados durante el proceso de envejecimiento juegan un papel de fortalecimiento. Haga que el acero mantenga una buena tenacidad, y Mo también puede mejorar la resistencia a la corrosión del agua de mar del acero inoxidable.

Co

El Co puede inhibir la recuperación de la subestructura de dislocación en la martensita, proporcionar más sitios de nucleación para la formación de precipitados, reducir la solubilidad de Mo en α-Fe y promover la formación de precipitados que contienen Mo.

Ti

Agregar una pequeña cantidad de Ti al acero aumentará significativamente la resistencia del acero, pero la adición excesiva reducirá la tenacidad del acero.

La composición química y las propiedades mecánicas del acero inoxidable de ultra alta resistencia típicos se muestran en la siguiente tabla:

Acero 15-5PH

Como representante típico de la primera generación de acero inoxidable de alta resistencia, las características de aleación del acero 15-5PH son:

  • Alrededor del 15% de Cr se utiliza para garantizar la resistencia a la corrosión del acero;
  • El contenido de Ni de aproximadamente el 5% puede equilibrar el equivalente de Cr-Ni del acero utilizado en el experimento, de modo que el acero puede obtener una estructura martensítica a temperatura ambiente y, al mismo tiempo, reducir la δ-ferrita en el acero;
  • Agregar aproximadamente 4% de Cu juega un papel fortalecedor;
  • Una pequeña cantidad de Nb puede formar la fase MC con C, que desempeña el papel de fijar los límites del grano y refinar los granos.
  • Después del tratamiento de envejecimiento a 550 °C, un gran número de fases ricas en Cu con estructura fcc precipitaron sobre la matriz de martensita, y la relación de orientación entre la fase rica en Cu y la matriz de martensita satisface la relación K-S (111)Cu//(011)M, [11ˉ0] Cu//M[11ˉ1].

Los estudios de Habibi-Bajguirani et al. han demostrado que hay dos tipos diferentes de precipitados de Cu en el acero 15-5PH durante el proceso de envejecimiento. Cuando se envejece por debajo de 500 °C, primero se formarán partículas de racimo con estructura bcc. Este cúmulo evolucionará posteriormente en una estructura 9R, y finalmente se transformará en una fase precipitada fcc. Los resultados del microanálisis de rayos X del extracto de fase precipitada muestran que esta fase precipitada es en realidad una fase rica en Cu. Al envejecer a 650 ~ 700 ° C, la fase rica en Cu fcc mantiene una relación coherente con la matriz al principio, y luego se transforma en una relación K-S semicoherente.

PH13-8Mo

Como representante típico del acero inoxidable de alta resistencia de segunda generación, PH13-8Mo adopta un diseño de aleación baja en carbono, y sus características son:

  • Alrededor del 13% de Cr se utiliza para garantizar la resistencia a la corrosión del acero;
  • Alrededor del 8% de Ni puede compensar el desequilibrio equivalente de Cr-Ni en el diagrama de Schaeffler causado por el bajo contenido de carbono, reducir el contenido de δ-ferrita y hacer que el acero obtenga una estructura martensítica de listón;
  • Agregar 1% de Al puede formar una fase de fortalecimiento en el acero y desempeñar un papel en el fortalecimiento de la matriz.

Schober et al. estudiaron el efecto del elemento Ti en la evolución de los precipitados durante el proceso de envejecimiento:

  • En el acero PH13-8Mo sin agregar elemento Ti, la fase precipitada es solo fase NiAl.
  • Después de agregar el elemento Ti, las fases precipitadas en el acero son fase G y fase η. El compuesto intermetálico ordenado NiAl se precipita en el acero PH13-8Mo sin agregar elemento Ti en la etapa inicial del tratamiento de envejecimiento. Con la prolongación del tiempo de envejecimiento, los elementos de aleación en la fase NiAl tienden gradualmente al equilibrio estequiométrico y la dureza alcanza el valor máximo. En el acero con Ti agregado, una fase de precipitación rica en Ni, Si, Al y Ti se precipita en el acero en la etapa inicial del tratamiento de envejecimiento, y la dureza del acero alcanza el máximo en este momento. Con la prolongación del tiempo de envejecimiento, se formarán en el acero la fase elipsoidal Ni16Si7Ti6-G y la fase corta en forma de varilla Ni3(Ti, Al)-η.

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

Li et al. estudiaron un acero inoxidable endurecido por precipitación martensítica a base de Cr-Ni-Co-Mo con una resistencia de hasta 1900 MPa, y creyeron que la resistencia ultra alta se obtuvo debido al fortalecimiento compuesto de múltiples fases de fortalecimiento.

La composición nominal del acero es 0.004C-13.5Cr-12.7Co-3.3Mo-4.4Ni-0.5Ti-0.2Al (fracción atómica %).

Hay principalmente tres tipos de fases precipitadas en el acero, la fase η-Ni3 (Ti, Al), la fase R rica en Mo' y la fase α' rica en Cr. Estas fases precipitadas se transforman de partículas de racimo ricas en Ni-Ti-Al, ricas en Mo y ricas en Cr en la etapa temprana del envejecimiento, respectivamente. Durante el proceso de envejecimiento, la fase η-Ni3 (Ti, Al) crece lentamente debido a la segregación de la fase R rica en Mo' y la fase α' rica en Cr.


Un nuevo modelo de cálculo para el diseño de aleaciones

Desde la perspectiva del desarrollo del acero inoxidable de alta resistencia, a medida que aumenta el nivel de resistencia, el fortalecimiento de una sola fase de fortalecimiento se convierte gradualmente en un fortalecimiento compuesto multifásico. En comparación con el fortalecimiento de un solo tipo de fase precipitada, el refuerzo compuesto es más propicio para una mayor mejora de la resistencia del acero.

Sin embargo, la influencia de la composición de la aleación y el sistema de envejecimiento en el comportamiento de precipitación y crecimiento de diferentes tipos de fases precipitadas es bastante diferente. Teniendo en cuenta que las diferentes composiciones de aleación y los sistemas de tratamiento térmico pueden obtener diferentes y diversas fases precipitadas al diseñar nuevos grados de acero, todavía existen deficiencias en el proceso de diseño de aleaciones utilizando experimentos tradicionales de prueba y error y simulaciones de redes neuronales artificiales basadas en la acumulación de datos. Se necesita urgentemente un nuevo tipo de modelo basado en la metalurgia física.

Por ejemplo, Xu et al. y Parn et al. propusieron un modelo de cálculo basado en el aprendizaje automático para la composición de aleaciones. Este modelo integra la composición de la aleación y los parámetros de tratamiento térmico correspondientes, lo que permite que las propiedades deseadas evolucionen dentro de un marco genético. Este modelo se aplica al diseño de acero de ultra alta resistencia con carburo MC como fase de fortalecimiento. También es adecuado para grupos de Cu, fases precipitadas de Ni3Ti y NiAl. También se puede aplicar para diseñar una fase de fortalecimiento de múltiples tipos, que incluye carburo MC, fase de Cu rica y compuesto intermetálico Ni3Ti que fortalecen la aleación juntos. El modelo incluye la simulación de los parámetros correspondientes, como las propiedades mecánicas del acero, la resistencia a la corrosión y la microestructura, lo que proporciona una ruta más confiable para el diseño de la composición de la aleación.


Fase de endurecimiento y mecanismo de endurecimiento

El efecto de la austenita transformada inversa sobre la tenacidad del acero inoxidable de alta resistencia está estrechamente relacionado con su morfología, contenido, dispersión y estabilidad.

Sus características se ven afectadas por la velocidad de calentamiento, la temperatura isotérmica y el tiempo del proceso de tratamiento térmico, la difusión y segregación de los elementos formadores de austenita, la posición de nucleación y el tamaño de la austenita, y la densidad de dislocación en la matriz.

Los estudios existentes han demostrado que hay tres mecanismos para la formación de austenita transformada inversa,

  • Mecanismo de inversión de cizallamiento sin difusión,
  • mecanismo de restricción variante,
  • Mecanismo de crecimiento de austenita retenida.

El mecanismo de cizallamiento se origina a partir del proceso inverso del mecanismo de cizallamiento de no difusión de austenita a martensita. La austenita transformada inversa formada por martensita que mantiene una cierta relación de fase de grado cristalino con la austenita original, y la austenita original mantienen la misma relación de fase.

El mecanismo de restricción de modificación señala que durante la formación de austenita transformada inversa controlada por difusión, su posición de nucleación mantendrá estrictamente una cierta relación de fase cristalográfica con la austenita, el carburo y la matriz originales, limitando así la transformación de la austenita transformada inversa. Tipos de variantes. El mecanismo de crecimiento de la austenita retenida cree que la austenita residual en el acero martensítico después del enfriamiento continuará creciendo a través de la difusión de elementos estabilizadores de austenita en el proceso de templado posterior, lo que "invierte aún más la transformación". "Para la nueva organización austenítica.

La investigación sobre el acero inoxidable martensítico 0Cr13Ni4Mo muestra que el carburo (Cr23C6) y la austenita coprecipitan durante el templado en la región de dos fases ligeramente más alto que la temperatura inicial de transformación de austenita (AS). Un análisis más detallado del carburo, la austenita y la distribución de los elementos Cr y Ni en la interfaz muestra que la segregación de Cr en carburo promueve la distribución del elemento Ni para invertir la austenita, y el enriquecimiento del elemento Ni reduce la fuerza impulsora química para la formación de austenita y aumenta la energía interfacial.

Por lo tanto, la región rica en Ni se puede utilizar como el sitio de nucleación de la austenita transformada inversa durante el templado, es decir, la formación de austenita transformada inversa está controlada por la difusión del elemento Ni.

Aumente aún más la temperatura de templado, aunque la difusión de los átomos es más significativa, pero debido al aumento de la temperatura, se ha satisfecho la condición de fuerza impulsora para la transformación de martensita templada a austenita, por lo que el mecanismo de formación de austenita transformada inversa en este momento no es El mecanismo de difusión de cizallamiento.

Para explicar mejor el mecanismo de restricción de modificación, Nakada et al. estudiaron la relación de fase de grado cristalino entre la austenita transformada inversa y la matriz previa de austenita y martensita. Después del templado del acero 13Cr-6Ni, en un grano de austenita original, la austenita transformada inversa no solo se distribuye uniformemente en el límite del listón de martensita, sino que también tiene transformación inversa en la interfaz entre bloques y paquetes. Austenita transformada, y la mayoría de ellos mantienen la misma orientación que la austenita original, mientras que una pequeña parte de la orientación es diferente de la austenita original. Puede haber 12 relaciones de fase de variantes de austenita transformada inversa en una superficie de hábito de austenita previa y un grupo de listones de martensita.

Se puede observar que bajo la premisa de seguir la relación K-S, solo hay 6 direcciones diferentes de haces de listones de martensita paralelos al plano cerrado, y solo hay 2 haces de austenita de transformación inversa dentro de cada haz de listones de martensita. Variante corporal.

Esto muestra que debido a la triple simetría de la austenita en la familia del plano {111} γ, las 12 variantes de austenita transformada inversamente en un grupo de listones martensíticos se pueden dividir en 2 tipos, es decir, los mismos que las variantes V1 orientadas a la austenita original y las variantes V2 que están hermanadas a V1.

De acuerdo con el modelo de construcción bidimensional propuesto por Lee y Aaron-son, la forma crítica del núcleo de la austenita transformada inversa debería cumplir con el requisito de minimizar la energía de nucleación.

La austenita transformada inversa formada en la interfaz del listón suele ser consistente con la orientación de los granos de austenita originales, y la interfaz α'/γ del núcleo mantiene la relación K-S con ambos lados de la matriz de martensita, mientras que el límite original del grano de austenita El núcleo austenítico solo mantiene la relación K-S con la matriz en un lado.

Por lo tanto, la austenita transformada inversa en el límite de grano de austenita original formará una forma esférica debido a estar envuelta por interfaces coherentes e incoherentes, y la diferencia en la energía superficial y la energía de deformación elástica en los dos lados del límite, mientras que en el listón La austenita transformada inversa tiende a formar una morfología alargada en forma de aguja.

El aumento del contenido de austenita transformada inversa puede mejorar la plasticidad y la tenacidad del material, mientras que demasiada austenita transformada inversa a menudo conduce al deterioro del límite elástico del acero.

Schnitzer et al. calcularon respectivamente la influencia de la fase de fortalecimiento de NiAl y la austenita de transformación inversa de fase de endurecimiento en el límite elástico general en PH13-8Mo, y la disminución del 40% en el límite elástico después del tratamiento de envejecimiento se atribuyó al alto contenido de austenita de transformación inversa, El resto se atribuye al engrosamiento de la fase NiAl.

Por lo tanto, en el caso de que se requiera una alta tenacidad, se debe usar una temperatura de envejecimiento más alta para aumentar el contenido de austenita transformada inversamente, pero a costa de perder la resistencia del material. Además, algunos estudios también han encontrado el efecto adverso de la austenita transformada inversa sobre la plasticidad. Por ejemplo, los resultados de Viswanathan et al. mostraron que la mejora de la plasticidad por austenita transformada inversa solo ocurre en la etapa temprana del envejecimiento, y el tiempo prolongado también causará una fragilidad grave del material. fractura.


Susceptibilidad a la fragilización por hidrógeno y la investigación de corrosión bajo tensión

A medida que aumenta el nivel de resistencia, los aceros de alta resistencia se vuelven más sensibles al agrietamiento por corrosión bajo tensión (agrietamiento por corrosión bajo tensión, SCC) y a la fragilización por hidrógeno (fragilización por hidrógeno, HE). En particular, cuando los componentes de gas contaminantes o corrosivos y los átomos de H actúan sobre el acero de alta resistencia en combinación con la tensión, es muy fácil provocar el inicio de grietas y expandirse gradualmente hasta agrietarse.

Este tipo de fractura es el principal modo de falla de las piezas estructurales de acero de alta resistencia que sirven en ambientes corrosivos, causando enormes riesgos de seguridad y pérdidas de propiedad.

Susceptibilidad a la fragilización por hidrógeno

El hidrógeno difusible es el principal factor que causa la pérdida de plasticidad del acero. Cualquier medida que reduzca la movilidad del hidrógeno difusible puede mejorar eficazmente la resistencia a la susceptibilidad a la fragilización por hidrógeno de los materiales.

Las trampas de hidrógeno fuertes pueden aumentar significativamente el contenido de hidrógeno sobresaturado absorbido por el acero, lo que hace que el hidrógeno que ingresa a la matriz sea inofensivo.

El punto de vista anterior se ha confirmado hasta cierto punto en la observación de la fractura retardada inducida por hidrógeno del acero de alta resistencia, es decir, cuando el acero de alta resistencia está bajo la acción de una tensión estática inferior a su resistencia a la tracción, sufrirá una fractura frágil instantánea después de un período de servicio. La falla bajo carga estática se debe a la intrusión de átomos de H en la matriz.

Como fase principal de fortalecimiento y fase de endurecimiento en el acero, un gran número de partículas dispersas de refuerzo de la segunda fase y austenita transformada inversa precipitada durante el envejecimiento pueden considerarse importantes trampas de hidrógeno en el acero.

Muchas investigaciones se han centrado en regular el número y la densidad de las "trampas de hidrógeno benignas" (trampas de hidrógeno benignas) en el acero a través del tratamiento térmico para evitar la difusión de H en el material, mejorando así la resistencia del material a la sensibilidad a la fragilización por hidrógeno.

Un gran número de estudios han demostrado que los carburos son típicas "trampas de hidrógeno benignas" en el acero y pueden aumentar efectivamente la susceptibilidad a la fragilidad por hidrógeno del acero. Por ejemplo, al esferoidizar partículas de cementita o refinar cementita calentando rápidamente a la temperatura de templado después de formar y enfriar en la región monofásica de austenita, la resistencia a la susceptibilidad a la fragilidad por hidrógeno del acero se puede mejorar de manera efectiva.

Además, al agregar elementos de microaleación como Ti, V y Nb, se forman carburos como TiC, VC y NbC en el acero, que se pueden usar como trampas de hidrógeno efectivas. Takahashi et al. usaron APT para observar directamente que las trampas de TiC y V4C3 capturaron átomos de deuterio. H está atrapado principalmente en la interfaz entre TiC y la matriz, mientras que los sitios de trampa en V4C3 son principalmente las posiciones centrales de dislocaciones de desajuste en la interfaz semicoherente. Con la ayuda de cálculos de primeros principios y análisis de elementos finitos, se confirma aún más que para la precipitación de TiC, la interfaz de matriz de TiC es la principal trampa de hidrógeno, mientras que las vacantes de carbono son los principales sitios de trampa en V4C3.

Hay pocos informes sobre compuestos intermetálicos y fases ricas en elementos como trampas de hidrógeno.

Recientemente, Li et al. compararon el comportamiento de fragilización por hidrógeno del acero 17-4PH y el acero PH13-8Mo para la última etapa de las palas de la turbina de vapor. Los resultados de la investigación mostraron que el tipo de precipitados en el acero y la relación cristalográfica entre la matriz de martensita y los precipitados, es la razón principal por la que el acero PH13-8Mo tiene un coeficiente de difusión de hidrógeno aparente más alto y una solubilidad aparente de hidrógeno más baja que el acero 17-4PH.

En comparación con la fase coherente β-NiAl en el acero PH13-8Mo, hay una fase rica en Cu incoherente con la matriz en acero 17-4PH, que tiene una mayor capacidad para capturar átomos de H. Esto se debe a que el radio de la brecha octaédrica de la fase rica en Cu es 0.0529 nm, que es aproximadamente el doble del radio (0.0206 nm) de la brecha octaédrica de la fase βNiAl.

Además, en comparación con la interfaz coherente entre la fase β-NiAl y la matriz, la interfaz no coherente entre la fase rica en Cu y la matriz puede atrapar más átomos de H.

Además, el núcleo de la dislocación inadaptada en la interfaz coherente y la red menos distorsionada adyacente al núcleo son trampas de hidrógeno débiles, y la energía de desentrampamiento de hidrógeno de la fase precipitada incoherente es mayor que la de la dislocación coherente. La energía de desorción de la fase reticular precipitada.

En comparación con la matriz de martensita, la velocidad de difusión de H en la austenita residual (o transformación inversa) es menor (tasa de difusión en austenita: 10-15 ~ 10-16m2 / s, en la tasa de difusión de martensita: 10-10 ~ 10-12m2 / s), y la solubilidad de H en austenita es mayor que en martensita. Además, la energía de fijación de la austenita para H puede alcanzar los 55 kJ / mol, lo que lo convierte en un sitio de trampa de H irreversible.

Sin embargo, la influencia de la austenita en aceros de diferentes sistemas en relación con la susceptibilidad a la fragilidad por hidrógeno del material todavía se debate ampliamente. Algunos resultados muestran que la austenita transformada inversa y la austenita fina retenida en el acero pueden prevenir eficazmente la difusión de H en la matriz, mejorando así la resistencia a la susceptibilidad a la fragilidad por hidrógeno del acero.

Por el contrario, algunos estudiosos señalaron que los átomos de H disueltos en la austenita pueden reducir su energía de falla de apilamiento, haciendo que el efecto TRIP sea más probable que ocurra, y la nueva martensita como "fuente de hidrógeno" liberará átomos de H, lo que resulta en la fragilidad del material.

Fan et al. informaron el efecto de la austenita transformada inversa en el comportamiento de fractura por fragilización por hidrógeno del acero inoxidable martensítico S41500 (composición nominal 0.04C-13Cr-4.1Ni-0.6Mo-0.7Mn, %). En la austenita transformada inversa de Ni, no hay enriquecimiento de átomos de H en la interfaz de austenita/martensita y austenita/carburo.

Los resultados de la observación TEM de la fractura de cuasi-escisión de la muestra después del tratamiento de templado muestran que la trayectoria de fractura está a lo largo de la interfaz entre la martensita templada y la martensita recién formada (NFM) bajo el efecto de plasticidad inducida por transformación (TRIP), que es Debido a que la mayor parte de la H ha sido capturada por la austenita invertida en lugar de segregarse en el límite de grano de austenita original, que reduce la estabilidad de la austenita invertida y promueve la transformación martensítica.

Después de que ocurra la transformación de fase, la martensita naciente actuará como una fuente de hidrógeno para liberar una gran cantidad de átomos de H, causando que una gran cantidad de átomos de H se reúnan en la interfaz circundante, y la morfología de fractura resultante es una morfología de cuasi-escisión en lugar de una morfología de fractura intergranular.

Las grietas inducidas por hidrógeno generalmente se nuclean en listones, haces de isofases, grupos de listones y límites de grano austriacos originales, y luego las grietas pasan a través de los haces de listones bajo la acción de la tensión externa y se propagan a lo largo de los grupos de listones y los límites de grano austriacos originales.

En acero inoxidable de alta resistencia, muchas interfaces de estructura martensítica de varios niveles (límite de grano de austenita original, límite del grupo de listones de martensita, límite del haz de listones de martensita y límite de listón de martensita) y límites de fase son de acero inoxidable de alta resistencia. Una de las razones de la mayor susceptibilidad a la fragilización por hidrógeno.

Los resultados de la investigación de la difusión de hidrógeno y el comportamiento de fragilización por hidrógeno en acero 17-4PH muestran que la resistencia a la susceptibilidad a la fragilidad por hidrógeno de la muestra de estado de solución sólida es mayor que la de la muestra de estado de envejecimiento máximo. Este fenómeno se debe principalmente a la fase rica en Cu y la matriz en la muestra de estado de envejecimiento. La fase límite de fase captura más H, y el debilitamiento de la fuerza de unión interfacial causa la fractura frágil de la muestra cargada de hidrógeno en el estado de envejecimiento máximo.

Con el aumento de la temperatura de tratamiento de la solución, la susceptibilidad a la fragilización por hidrógeno y el coeficiente de difusión de hidrógeno del acero 17-4PH primero aumentó y luego disminuyó.

Esto se debe principalmente al efecto de la temperatura de la solución en los límites de grano de la austenita original en el acero y la densidad numérica de las fases precipitadas durante el tratamiento de envejecimiento posterior. Con el aumento de la temperatura de la solución, los granos de austenita originales se hacen más grandes y el área límite del grano aumenta. disminuye, pero la solubilidad sólida de la matriz para átomos de Cu aumenta, lo que promueve la precipitación de fases ricas en Cu durante el proceso de envejecimiento, y el aumento en la densidad y el tamaño de las fases precipitadas proporciona más interfaces de fase, que juntas proporcionan una interfaz que puede atrapar H .

Obviamente, la susceptibilidad a la fragilización por hidrógeno del acero inoxidable de alta resistencia está determinada conjuntamente por la compleja estructura multinivel y multifásica del acero. Debido a las limitaciones de los métodos analíticos y de caracterización, todavía es difícil determinar cuantitativamente la influencia de varias trampas de hidrógeno en la susceptibilidad a la fragilidad por hidrógeno del acero inoxidable de alta resistencia.

Los factores que influyen en la susceptibilidad a la fragilización por hidrógeno de los aceros inoxidables de alta resistencia reforzados por diferentes sistemas de refuerzo basados en diferentes niveles de resistencia aún deben estudiarse sistemática y profundamente.

La susceptibilidad a la fragilización por hidrógeno del acero inoxidable de ultra alta resistencia con un sistema de aleación complejo y el refuerzo del acoplamiento multifásico debe estudiarse con urgencia.

En la actualidad, el equipo del autor ha desarrollado un nuevo tipo de acero inoxidable de alta resistencia de 2200MPa reforzado por precipitación compuesta multifásica. ), los resultados del análisis APT de la muestra de doble envejecimiento se muestran en la figura siguiente.

Se puede ver en la figura que hay grupos obvios de Mo / Cr / C, Mo / Cr y ricos en Cr puro en el acero. Un análisis más detallado muestra que las fases precipitadas en el acero incluyen compuestos intermetálicos, carburos y fases ricas en Cr. La resistencia se obtiene mediante el fortalecimiento acoplado de tres precipitados, y también es el acero inoxidable de alta resistencia con el nivel de resistencia más alto reportado hasta ahora.


Agrietamiento por corrosión bajo tensión

El informe de investigación de fallas de componentes de aeronaves estadounidenses muestra que el agrietamiento por corrosión bajo tensión es una de las principales formas de accidentes de falla repentina de componentes clave de carga de aeronaves durante el servicio.

La mayoría de los trenes de aterrizaje finalmente se rompen debido a la corrosión bajo tensión o al crecimiento de grietas por fatiga.

En la actualidad, la corrosión bajo tensión ocurre no solo en la alta tecnología e industrias como la aviación, la industria aeroespacial, energética y química, sino también en casi todos los aceros y aleaciones resistentes a la corrosión de uso común.

Por lo tanto, el análisis del mecanismo de agrietamiento por corrosión bajo tensión del acero de ultra alta resistencia y los factores que afectan la corrosión por tensión del acero de ultra alta resistencia tienen un gran valor científico y una importancia práctica para determinar las medidas de protección contra la corrosión bajo tensión del acero de ultra alta resistencia.

La resistencia a la corrosión de los materiales se ha convertido en un factor importante que limita el agrietamiento por corrosión bajo tensión de los aceros de alta resistencia, y la corrosión por picaduras es la forma más común y dañina de corrosión.

La mayoría de las grietas por corrosión bajo tensión se originan en pozos de picaduras. Durante el tratamiento de envejecimiento del acero inoxidable de ultra alta resistencia, las fases precipitadas precipitadas de la matriz de martensita sobresaturada causan falta de homogeneidad en la microestructura. Fuente primaria de corrosión por picaduras.

La película de pasivación cerca de la fase precipitada es relativamente débil, y la intrusión de Cl causa la destrucción de la película pasiva, y se forma una micro batería entre la fase precipitada y la matriz, disolviendo así la matriz, exfoliando la fase precipitada y formando corrosión por picaduras. Por ejemplo, el carburo rico en Cr M23C6, M6C y el compuesto intermetálico fase y σ Laves son fáciles de formar un área pobre en Cr a su alrededor, lo que resulta en la aparición de corrosión por picaduras.

Luo et al. y Yu Qiang estudiaron el efecto del tiempo de envejecimiento en la microestructura y el comportamiento electroquímico del acero inoxidable de ultra alta resistencia 15-5PH utilizando tomografía de sonda atómica tridimensional.

Se observaron grupos ricos en Cu y nanopartículas (Cu, Nb) cuando el tiempo de envejecimiento osciló entre 1 y 240 min. En comparación con el tratamiento de envejecimiento a corto plazo, la superficie de las muestras después del tratamiento de envejecimiento a largo plazo fue más susceptible al ataque de Cl.

Después de envejecer durante 240 minutos, el contenido de Cr alrededor de los precipitados también disminuirá, y estas partes son propensas a formar áreas pobres en Cr. La reducción de la relación de Cr / Fe en la película de pasivación es la razón de la disminución de la resistencia a la corrosión por picaduras de la película de pasivación.

Además, la precipitación continua de carburos ricos en Cr en los límites del grano reducirá la resistencia a la corrosión intergranular del acero. Por ejemplo, los estudios han encontrado que el acero inoxidable AISI316Ti tiene una mayor resistencia a la corrosión intergranular que el acero inoxidable AISI321. La razón es que la precipitación de TiC reduce la formación de carburos ricos en Cr, que son los precipitados que conducen a la corrosión intergranular. una de las cosas.

Como la fase dúctil más importante en el acero inoxidable de alta resistencia, el contenido, la morfología, el tamaño y la estabilidad de la austenita también afectarán la susceptibilidad a la corrosión bajo tensión del acero.

En el caso del mismo tamaño, forma y estabilidad, a medida que aumenta el contenido de austenita, aumenta el umbral de agrietamiento por corrosión bajo tensión (KISCC) y disminuye la sensibilidad al agrietamiento por corrosión bajo tensión del acero.

La razón es que la estructura de austenita en forma de película formada en el límite del listón martensítico mejora la tenacidad del acero y reduce la tasa de crecimiento de las grietas inducidas por hidrógeno. Hay dos razones principales para la disminución en la tasa de crecimiento de grietas:

Cuando la grieta se propaga de la matriz de martensita a la austenita similar a una película, ya sea que continúe expandiéndose en la austenita o cambie la dirección de expansión para evitar la estructura de austenita, consumirá mucha energía, lo que resultará en una tasa de crecimiento de grietas Reducción y aumento de la resistencia a la corrosión bajo tensión;

Como se mencionó anteriormente, H tiene una mayor solubilidad sólida y una menor tendencia a la segregación en la estructura de austenita, y la velocidad de difusión de H en la austenita es mucho menor que en la estructura de martensita, que es alta. Las trampas de hidrógeno beneficiosas en el acero inoxidable de alta resistencia conducen a una disminución en la susceptibilidad a la fragilidad por hidrógeno en la parte frontal de la grieta, lo que a su vez reduce la tasa de crecimiento de grietas y aumenta la susceptibilidad a la corrosión bajo tensión.

Cabe señalar que la estabilidad de la austenita también es un parámetro clave para determinar la susceptibilidad a la corrosión bajo tensión del acero. Después de que el estrés o la tensión inducen la transformación martensítica, la martensita fresca transformada de austenita no puede suprimir el crecimiento de grietas. También servirá como una nueva fuente de difusión de hidrógeno para aumentar la susceptibilidad a la fragilización por hidrógeno del acero.

En resumen, la resistencia, la tenacidad, la corrosión bajo tensión y la susceptibilidad a la fragilidad por hidrógeno del acero se ven afectadas por la compleja estructura multifase de varios niveles, y el método tradicional de prueba y error se utiliza para diseñar y fabricar acero de ultra alta resistencia con ultra alta resistencia, tenacidad y excelente rendimiento de servicio. El acero inoxidable es difícil, el ciclo es largo y el costo es alto.

En comparación con el método de prueba y error, el método de diseño racional, como el establecimiento de una serie de modelos de análisis multiescala de resistencia y tenacidad, rendimiento de corrosión bajo tensión y rendimiento de fragilización por hidrógeno, como "tamaño atómico-nanoescala-microescala", será más útil. Establecer estándares de diseño para acero inoxidable de alta resistencia a través de resultados de análisis de simulación, optimizar la forma, el tamaño y el contenido de las fases precipitadas, estructuras de martensita y austenita en acero, y combinar aún más la simulación multiescala con procesos reales de desarrollo de materiales, lo que reducirá en gran medida la dificultad en la investigación y el desarrollo de materiales, reduciendo los costos de entrada y acortando el ciclo de investigación y desarrollo.


Outlook

Como material estructural metálico con excelente resistencia, tenacidad y seguridad de servicio, el acero inoxidable de alta resistencia tiene amplias perspectivas de aplicación en los campos de la aviación, la industria aeroespacial, la ingeniería oceánica y la industria nuclear en el futuro.

En vista del duro entorno de aplicación de este tipo de acero, la exploración de una nueva generación de acero inoxidable de alta resistencia no solo debe centrarse en romper aún más el cuello de botella de la compatibilidad de plasticidad y tenacidad de ultra alta resistencia, sino que también debe tener en cuenta una excelente seguridad de servicio.

En el proceso de diseño de aleaciones y formulación del proceso de tratamiento térmico, el método tradicional de prueba y error se pasa gradualmente a métodos de diseño racional como el diseño de aleaciones asistidas térmicas / cinéticas, el aprendizaje automático de inteligencia artificial, etc., para mejorar en gran medida el ciclo de desarrollo de nuevas aleaciones resistentes a la corrosión de alta resistencia, ahorre costos de investigación y desarrollo.

La investigación sobre el mecanismo de fortalecimiento y endurecimiento del acero inoxidable de alta resistencia aún debe profundizarse, especialmente la comprensión del comportamiento de precipitación de las partículas de segunda fase para el fortalecimiento compuesto multifásico y la superposición de valores de contribución de fortalecimiento.

La investigación sobre la influencia del contenido, tamaño, morfología y estabilidad de la austenita en el acero en la tenacidad del acero inoxidable de alta resistencia es relativamente suficiente, pero no se ha establecido ningún modelo matemático efectivo para estimar cuantitativamente su contribución a la tenacidad de este acero.

Además, la investigación sobre el mecanismo de agrietamiento por corrosión bajo tensión y la susceptibilidad a la fragilización por hidrógeno del acero inoxidable de alta resistencia de ultra alta resistencia en un sistema de refuerzo complejo debe resolverse con urgencia, a fin de proporcionar una base teórica para el diseño de durabilidad del acero inoxidable de alta resistencia y alta resistencia.

Compra de acero inoxidable

    Detalles de los requisitos del pedido* :

    Copyright © 2023 Acero inoxidable - Manufacturers.Best | mapa del sitio