4. Коррозионное растрескивание

Коррозионное растрескивание — разруше­ние под действием растягивающих напря­жений и коррозионноактивной среды — рас­пространенный в практике вид разрушения коррозионно – стойких сталей. Такому разрушению подвержены трубопро­воды, выпарные аппараты, автоклавы и другие детали хи­мического и энергетического обору­дования. Наличие растягивающих напряжений является необходимым условием коррозионного растрески­вания. Эти напряжения могут возни­кать как – вследствие эксплуатацион­ных нагрузок, так и в процессе изго­товления конструкции (при гибке, сварке, термической или механиче­ской обработке). Коррозионная сре­да может способствовать образова­нию и развитию трещины в резуль­тате анодного растворения стали в устье трещины или в результате ад­сорбции водорода и его диффузии в сталь. В последнем случае коррозионное растрескивание связывают с явлением водородной хрупкости.

Средами, вызывающими коррозионное растрескивание, являются водные растворы хлористых солей, щелочей, рас­творы некоторых азотнокислых солей и органических сое­динений, а также паровая среда энергетических установок.

Связь между разрушающим напряжением и временем до разрушения при коррозионном растрескивании можно представить в виде кривой, представленной на рис. 161. Видно, что существует напряжение акр — предел длитель­ной коррозионной стойкости, ниже которого коррозионного растрескивания не наблюдается. Соотношение между проч­ностными характеристиками и акр коррозионностойких ста­лей различных классов приведено в табл. 32.

Приведенные данные показывают, что наиболее высокое значение Okp наблюдается у сталей ферритного класса, а также у некоторых аустенито-ферритных сталей, которые, следовательно, целесообразно использовать в условиях воз­можного коррозионного растрескивания.

Рве. 161. Связь между на­пряжением и временем до разрушения прн коррозион­ном растрескивании (Е. А. Ульяиин)

Аустенитные стали плохо сопротивляются коррозион­ному растрескиванию. В случае необходимости применения аустеннтных сталей положительное влияние на стойкость

Таблица 32. ав, сто,2, <ткр при 150 0C некоторых коррозионностойких сталей (А. А. Бабаков, Ю. В. Захаров, А. В. Крюкова)

Сталь

Структурный класс

0B

°0,2

°кр

МПа

08Х17Т

Ферритный

400

‘280

350

15Х25Т

»

470

320

450

08Х18Н10Т

Аустенитиый

450

220

150

10Х14Г14Н4Т

»

430

180

100

10Х17Н13М2Т

»

500

240

170

08X11Н5Т

Аустенито-феррит-

520

350

350

Ный

08Х21Н6М2Т

То же

550

360

210

08Х18Г8Н2Т

»

540

350

450

Оказывает никель: чем больше его содержание (в диапазо­не 10—40% Ni), тем выше акр. При 40 %Ni сталь невос­приимчива к коррозионному растрескиванию. Низкое со­противление коррозионному растрескиванию имеют мар­тенситные и аустенито-мартенситные коррозионностойкие стали 20X13, 30X13, 40X13, 20Х17Н2, 09Х17Н7Ю, 09X15Н9Ю и др.

Для предотвращения коррозионного растрескивания применяют уменьшение или снятие растягивающих напря­жений (например, отжигом после механической обработки или сварки), создание на поверхности напряжений сжатия, введение ингибиторов в среду, снижающих ее коррозион­ную активность и другие методы.

Отметим в заключение, что разрушение при коррозион­ном растрескивании может носить как межкристаллитный, так и внутрикристаллитный характер, что определяется свойствами стали и коррозионной среды.

5. Хрупкость коррозионностойких сталей

Коррозионностойкие стали весьма часто проявляют склон­ность к хрупкому разрушению. Появлениехрупкости связывают с фазовыми превращениями: выделением карбидов, образованием мар­тенсита, выделением <т-ф азы, упорядочени­ем и д р. На рис. 162 приведена структурная диаграмма для хромоникелевых коррозионностойких сталей, на кото­рой области составов с возможным проявлением хрупкости после длительных выдержек в интервале температур 700— 800°С заштрихованы.

Аустенитные коррозиониостойкие стали подвержены хрупкости, связанной в основном с образованием карбидов и а-фазы. Отметим также, что пластические характеристи­ки аустеннтных сталей снижаются при чрезмерном росте аустенитного зерна. Кроме того, в сталях аустенитного клас­са может присутствовать заметное количество б-феррита и образовываться мартенситные фазы, что также значитель-

_

Л

/YLPlXt 7

mrjf

/ I L^fS

-OWS /

Il OJX 30

-80-40 О +40+80+120*7601, "С

Рис. 163. Изменение ударной вязкости (по Шарпи) хромистых сталей прн разных температу­рах испытания (Ф. Ф. Химу­шин)

Но влияет на сопротивление хрупкости этих сталей. В двух­фазных аустенито-ферритных сталях соотношение фазовых составляющих феррита и аустенита меняется в широких пределах, поэтому проблемы хрупкости для этих сталей также весьма актуальны.

Наиболее подвержены различным видам хрупкости хро­мистые стали ферритного класса. Различают следующие виды хрупкости этих сталей: хладноломкость, которая про­является при испытаниях на ударную вязкость (эти стали особенно чувствительны к надрезу); хрупкость после низко­го отпуска («хрупкость 475 °С»), проявляется после дли­тельного отпуска или замедленного охлаждения в интерва­ле 450—500 °С; хрупкость после длительных выдержек при температурах 600—8000C.

Ni, %

24 Cr,Yo

Рис. 162. Появление хрупкости в хромоии – келевых сталях (Э. Гудремон):

/ — в связи t выделением карбидов; II То же с-фазы из аустенита; III — то же С-фазы из феррита; IV — в связи с обра­зованием мартенсита

Хладноломкость хромистых сталей проявляется в паде­нии ударной вязкости при испытании образцов с надрезом (рис. 163). У сталей промышленных плавок переход в хру­пкое состояние происходит при температурах, близких к

Комнатной, с увеличением содержания хрома переход в. хрупкое состояние смещается в сторону более высоких тем­ператур.

Хладноломкость этих сталей усиливается их склонно­стью к чрезмерному росту зерна при нагреве выше темпера­тур 850—900 0C, причем крупнозернистость не устраняется последующей термической обработкой, так как в сталях от­сутствуют фазовые превращения.

Txp, 0C 200

У* •

IOO

J

О -50

100

50

О

-ft*

50

О О, OZ О, OU 0,0В О 0,02 O1Ot О 0,2 0,4 (e+N),% O,P,S,°/O si, мп7°/о А 6

Рнс. 154. Влияние различных элементов иа температуру перехо­да в хрупкое состояние (Tx) стали типа Х17 (а) и стали типа X25H3 (б) (Або, Наказава, Токемура)

Сильное влияние на хладноломкость ферритных сталей оказывают элементы внедрения — углерод и азот, а также такие примеси, как кислород, сера и фосфор, марганец и кремний (рис. 164).

При высокотемпературном нагреве происходит раство­рение карбидных фаз в феррите и одновременно очень бы­стро растет зерно. После быстрого охлаждения феррит пе­ресыщен углеродом, который неравномерно распределен в решетке, что приводит к возникновению значительных на­пряжений и является причиной хрупкости. Высказывается также гипотеза, что углерод, азот и другие элементы при нагреве могут скапливаться в приграничных зонах, что со­провождается образованием аустенита и мартенситным превращением при охлаждении.

Отжиг сталей при 730—780 0C не устраняет крупнозерни – стости, но уменьшает хрупкость благодаря образованию и коагуляции хромистых карбидов и карбоиитридов.

273

Введение сильных карбидообразующих элементов (тита­на, ниобия) способствует образованию специальных карби-

18—970

>

Дов и препятствует росту зерна и развитию хладноломкости ферритных сталей. Положительно влияет также примене­ние современных методов выплавки (вакуумная, ЭШПи др.), которые позволяют резко снизить содержание вред­ных примесей.

Хрупкость 475 0C проявляется в резком снижении пла­стичности и вязкости при одновременном повышении твердо­сти и прочности (рис. 165). Развитие хрупкости при 475dC

Связывают с процессами упорядочения (сверх­структура типа Fe3Cr) и расслоения а-твердого ра­створа. Расслоение твер­дого раствора протекает путем образования коге­рентных частиц высоко­хромистой а’-фазы меха­низмом спинодального распада. Эта фаза выде­ляется в виде дисперсных сферических зон, которые затем преобразуются в диски с габитусом, парал­лельным (100) феррита.

Высокотемпературная хрупкость возникает как следст­вие образования ст-фазы, которое сопровождается уменьше­нием магнитной проницаемости, изменением объема, удар­ной вязкости и интенсивным повышением твердости, а-фа – за—хрупкая и обладает высокой твердостью, при ее (выделении происходит обеднение феррита хромом, что сни – ‘ жает коррозионную стойкость стали. Легирование сталей кремнием, марганцем, молибденом, титаном расширяет об­ласти существования а-фаз как по концентрации хрома, так и по температуре образования. Увеличение содержания ни­келя в сталях сдвигает образование а-фазы к более высо­кому содержанию хрома. Так, в стали с 8 % Ni а-фаза об­разуется при 18 % Cr, а при 20 % Ni необходимо иметь 21 % Cr.

Увеличение содержания хрома в сталях способствует об – j разованию а-фазы и одновременно смещает область ее су – ] ществования к более высоким температурам. j

Предварительная холодная пластическая деформация J ¦способствует выделению а-фазы. !

HB

Исх. 200 № 600 воо T0TnC Сост.

Рис. 165. Изменение ударной вязкости KCU н твердости HB, МПа, стали X25T в зависимости от температуры отпуска (Ф. Ф. Химушин)

Скорость образования а-фазы из феррита значительно j больше, чем из аустенита, поэтому ферритные и аустенито – j ферритные стали более подвержены хрупкости, связанной с сигматизацией.

По вопросу о механизме образования сг-фазы в литера­туре нет единого мнения. Предполагается, что б-феррит мо­жет распадаться при изотермической выдержке с образова­нием вторичного аустенита и ог-фазы (К. Куо). По экспери­ментальным данным, при распаде феррита ведущей фазой является а-фаза, рост частиц которой приводит к обедне­нию феррита хромом и б—^-превращению (О. А. Банных).

Образование сг-фазы в чисто аустенитных сталях объяс­няют выделением из аустенита карбидных фаз типа Ме%зСб, которые могут превращаться в сг-фазу, или возможностью непосредственного образования этой фазы из аустенита (JI. Сингхал, Дж. Мартин).

При исследовании ферритных железохромистых сталей было показано, что процесс образования сг-фазы протекает очень медленно (десятки и сотни часов), однако в сложно – легированных и, в частности, в двухфазных аустенито-фер – ритных сталях скорость образования сг-фазы и связанного с ним охрупчивания может быть очень большой.