Full Text

С позиций общей теории коррозионной усталости металлов сварные соединения являются одними из наиболее сложных объектов. При их эксплуатации возникает ряд проблем, связанных с неоднородностью свойств материала, сложностью структуры, наличием конструктивных и технологических концентраторов напряжений, остаточных напряжений и т.д. [1-11]. При действии одновременно внешних статических растягивающих или внутренних статических растягивающих напряжений и коррозионной среды многие из конструкций подвергаются коррозионному растрескиванию (КР) именно по сварным швам и околошовным зонам. Это в полной мере относится к таким конструкциям, как резервуары, трубопроводы и др. Характерными особенностями коррозионного растрескивания, отмеченными во всех исследованиях [1, 11-23], являются: - хрупкий характер разрушения; - трещины развиваются в направлении, перпендикулярном растягивающим напряжениям; - трещины при этом имеют межкристаллитный, транскристаллитный или смешанный характер; - время до разрушения зависит от величины растягивающих напряжений следующим образом: с уменьшением уровня растягивающих напряжений время до растрескивания увеличивается. В зависимости от локализации различают три главных типа коррозионного поражения сварного соединения (рис. 1): а б Рис. 1. Локализация различных типов коррозии сварного соединения: а - поперечное сечение; б - вид сверху; 1 - поражение самого шва; 2 - поражение основного металла в зоне термического влияния сварки; 3 - поражение непосредственно у границы сплавления (ножевая коррозия) 1. Коррозия металла шва при воздействии одновременно коррозионной среды и нагрузки или действии остаточных напряжений может иметь характер местной коррозии, проявляющейся в виде коррозионного растрескивания или сетки трещин. По механизму возникновения и развития это разрушение является межкристаллитной коррозией (рис. 2, 3). Рис. 2. Межкристаллитная коррозия металла шва стали 12Х18Н10Т, полученного ручной дуговой сваркой электродом ОК 61.30, после испытаний в кипящем растворе смеси солей MgCl2, NaCl и КCl в течение 600 ч, ´450 [24, 25] Рис. 3. Коррозионное растрескивание по спиральному сварному шву трубопровода [16] 2. Поражение зон термического влияния. В некоторых высокопрочных и нержавеющих сталях можно наблюдать существенное изменение структуры металла в зоне термического влияния на расстоянии примерно 10-15 мм от сварного шва (рис. 4, 5). Появление очагов коррозии в зоне термического влияния связано с длительным пребыванием металла в интервале температур 450-850 °С и выпадением из аустенита комплексных карбидов, обедняющих хромом периферийные Рис. 4. Коррозионное растрескивание по зоне термовлияния продольного шва трубопровода [16] Рис. 5. Коррозионное растрескивание по зоне термовлияния в сварном шве стали 09Х16Н4Б, ´450 [19] участки зерен аустенита. Это приводит к его разрушению по границам зерен. В работах [16, 26] коррозионное растрескивание в этих зонах связывают с возникновением остаточных напряжений. Наибольшая концентрация напряжений наблюдается при сварке листов внахлестку в зоне, лежащей между швами. Для того чтобы снять внутренние напряжения после сварки, рекомендуется осуществлять термообработку. Для изделий с большими габаритами следует проводить местную термообработку зоны сварного соединения. 3. Ножевое поражение возникает на границе между швом и основным металлом в нержавеющих сталях, стабилизированных титаном, ниобием и молибденом, обычно в участках, которые нагревались до температур выше 1250 °С (рис. 6). При этом карбиды титана и ниобия растворяются в аустените. При повторном тепловом воздействии на этот металл критических температур 500-800 °С (например, при многослойной сварке) сохраняются титан и ниобий в твердом растворе и выделяется карбид хрома. В настоящее время проблема ножевой коррозии становится несколько менее актуальной благодаря распространению сталей с особо низким содержанием углерода [1, 10, 27]. Рис. 6. Детальный вид ножевой коррозии в металле сварного шва на отводе технологического трубопровода из стали 12Х18Н10Т [27] Согласно работе [10], механизм коррозионного разрушения сварного соединения одинаков, независимо от локализации разрушения, вместе с тем некоторые исследователи считают, что причины, вызывающие развитие межкристаллитной коррозии (МКК) на различных участках сварного соединения, различны [27]. Механизм образования трещины Многие исследователи рассматривают электрохимическую природу процесса коррозионного растрескивания [1-7, 10, 12, 13, 15, 18, 23]. Образование трещин при коррозии под напряжением сплавов связывается с возникновением гальванического элемента «концентратор напряжений - остальная поверхность (анод - катод соответственно)». Анодами могут быть границы зерен и фаз, а сами зерна - катодами. В этом случае может развиваться наиболее опасный вид коррозии - межкристаллитная коррозия. Межкристаллитная коррозия в основном распространяется вглубь металла по границам зерен и почти незаметна с поверхности. В результате межкристаллитной коррозии и после приложения нагрузки металл может легко разрушаться в связи с нарушением связи между зернами. Это в наибольшей степени относится к сварным соединениям из хромоникелевых аустенитных сталей. Химический состав и маркировка хромоникелевых нержавеющих сталей в соответствии с основными европейскими и американскими системами представлены в таблице. Химический состав и маркировка хромоникелевых и нержавеющих сталей в соответствии с основными европейскими и американскими стандартами Стандарты нержавеющих сталей Содержание легирующих элементов, % DIN AISI ГОСТ C Mn Si Cr Ni Mo Ti 1.4301 304 12Х18Н9 0,07 2,0 0,75 18,0-19,0 8,0-10,0 - - 1.4948 304H 08Х18Н10 0,08 2,0 0,75 18,0-20,0 8,0-10,5 - - 1.4306 304L 03Х18Н11 0,03 2,0 1,0 18,0-20,0 10,0-12,0 - - 1,4833 309S 20Х23Н13 ≤ 0,2 2,0 1,5 19,0-21,0 11,0-13,0 - - 1.4541 321 08Х18Н10Т 0,08 2,0 1,0 17,0-19,0 9,0-12,0 - 0,7 1.4401 316 03Х17Н14М2 0,08 2,0 1,0 16,0-18,0 10,0-14,0 2,0-2,5 - 1.4435 316S 03Х17Н14М3 0,08 2,0 1,0 16,0-18,0 12,0-14,0 2,5-3,0 - 1.4404 316L 03Х17Н14М3 0,03 2,0 1,0 17,0-19,0 10,0-14,0 2,0-3,0 - 1.4571 316Ti 08Х17Н13М2Т 0,08 2,0 0,75 16,0-18,0 11,0-12,5 2,0-3,0 0,8 1.4845 310S 20Х23Н18 0,08 2,0 0,75 24,0-26,0 19,0-21,0 - - Примечания: DIN - Deutsche Industrie Norm; AISI - American Iron and Steel Institute; ГОСТ - государственная система стандартов Российской Федерации. МКК высокохромистой стали обусловлена выделением по границам зерен карбидов типа (Сr,Me)23С6 или Сr23С6 при повышенных температурах. Эти карбиды образуются из-за диффузии углерода из общего объема зерна, а хрома - только с приграничных областей (рис. 7). Углерод перемещается по межузельному механизму диффузии (по механизму внедрения), который может характеризоваться высокой подвижностью по сравнению с перемещением атомов по механизму замещения, вследствие чего происходит снижение содержания концентрации хрома в приграничных областях ниже критической (12-14 %) и скачкообразному падению электродного потенциала с +0,2 до -0,6 В (рис. 8). Границы зерен становятся анодом по отношению к металлу внутри зерен [6]. Когда нержавеющая сталь встречается с агрессивной средой, центр кристалла становится катодом, а межзеренная граница - очень активным местным анодом. Склонность стали к межкристаллитной коррозии исследователи [18-22, 24, 28-35] объясняют следующим образом. При высокотемпературном нагреве свыше 1250-1300 °С стабилизированных титаном Тело зерна Граница зерен с карбидом 12 1 2 Cr23C6 Cr Cr Cr Cr Cr C C C C C C A К К Рис. 7. Схема формирования МКК высокохромистой стали: направления диффузии хрома и углерода указаны стрелками; 1 - распределение хрома в граничной области; 2 - граница зерен; А - анодная область; К - катодная область; - частицы карбида Cr23C6 Рис. 8. Зависимость электрохимического потенциала V от содержания хрома в аустените (ниобием) сталей происходит диссоциация карбидов, а также переход титана (ниобия) и углерода в твердый раствор аустенита. При этом углерод сегрегирует преимущественно по границам зерен. Последующий нагрев при температуре 600-700 °С приводит к выделению карбидов, в состав которых входит значительное количество хрома. Сталь при этом становится восприимчивой к межкристаллитной коррозии в локальном участке из-за резкого снижения содержания количества хрома в пограничных областях зерен. Также есть мнение, что неравномерность электрохимических свойств металла может быть вызвана гетерогенностью структуры околошовной зоны. Границы зерен с ослабленными межатомными связями за счет разделения растворенных элементов имеют потенциал, отличный от потенциала тела зерна, и являются анодами. На границах зерен выпадает густая цепочка карбидов, что вызывает резкий рост плотности коррозионного тока в этих анодных участках, в результате чего они стремительно корродируют. На усиление коррозии пограничных слоев зерен также оказывают влияние отмеченные выше напряжения, возникающие в решетке твердого раствора при выделении избыточной фазы. Интересный механизм развития коррозионного растрескивания под напряжением предложен в работе [13]. Коррозионное растрескивание происходит тогда, когда в сплаве есть более или менее непрерывные каналы, по которым может происходить развитие коррозии. Например, такими каналами могут являться границы зерен. При локализованной электрохимической коррозии, которая распространяется преимущественно по этим каналам, образуются небольшие узкие щели (трещины). Дно этих трещин может иметь радиус кривизны порядка атомных размеров. Первоначально небольшие трещины проходят по границам зерен или по телу зерна. Также может образоваться нескольких трещин подобного типа. При углублении трещин на дне концентрируются растягивающие напряжения. Распространение трещины возможно через всё сечение образца, или же оно может остановиться при встрече с препятствием или вследствие релаксации напряжений, причем препятствием могут быть неметаллические включения, неблагоприятная ориентация границ зерен и т.п. Это зависит от формы образца, способа нагружения, условий опыта и энергетического состояния сплава. Механическое продвижение трещины приводит к тому, что обнажается новая поверхность металла, куда быстро проникает коррозионная среда под действием капиллярных сил, и, в результате интенсивной коррозии, наступает период развития трещины. В этот же период может происходить разветвление трещины. Таким образом, по данной гипотезе развитие трещины может состоять из чередующихся попеременно процессов локализованной коррозии и механического разрушения [13]. В работе [12] различают два варианта развития трещин после образования очага растрескивания: межкристаллитное и транскристаллитное. Межкристаллитное разрушение характерно для материала корпусов ядерных водяных кипящих реакторов при температуре 200-300 °С и напряжениях выше предела текучести [12], а также для сварных швов. Транскристаллитное коррозионное растрескивание чаще всего возникает в средах с высоким содержанием хлорида, но может обнаруживаться также в присутствии концентрированных щелочных агентов. На практике коррозионное растрескивание под напряжением может быть связано с местным обогащением хлоридами на горячих поверхностях в результате испарения. Значительным условием транскристаллитного коррозионного растрескивания является высокая температура; хлоридный вариант растрескивания редко наблюдается при температуре ниже 60 °С, а щелочной - ниже 100 °С. Транскристаллитному растрескиванию могут быть подвержены аустенитные нержавеющие стали; но с увеличением содержания никеля их стойкость возрастает, и сплавы, которые содержат 40 % никеля и более, считаются практически стойкими. Ферритные хромистые стали могут считаться устойчивыми к транскристаллитному растрескиванию при условии низкого содержания других легирующих компонентов. Стали с ферритно-аустенитной структурой в общем случае являются менее чувствительными, чем чисто аустенитные стали. В работе [12] изучалась кинетика развития трещины при коррозии под напряжением высокопрочных сталей. Результаты показали, что трещина развивается на протяжении трех этапов. Первый этап - образование коррозионной трещины. Второй этап - скачкообразное развитие трещины, которое показывает значительную роль механического фактора. При переходе от первого этапа ко второму происходит значительное увеличение скорости развития трещины. Третий этап - лавинообразное развитие трещины. Жизненный цикл коррозионного растрескивания под напряжением сварных швов трубопровода хорошо описывается моделью Паркинса [16], как показано на рис. 9. Разрушение проходит четыре последовательные стадии: 1 - инкубационный период, без повреждений, зависящий от условий эксплуатации трубопровода, качества защитного покрытия и др.; 2 - стадия зарождения очага трещины, является следствием нарушения защитного покрытия, несовершенства структуры стали, концентрации напряжений и др.; 3 - коалесценция и дальнейшее развитие трещин; 4 - катастрофическое распространение растрескивания с очень высокой скоростью. Рис. 9. Жизненный цикл коррозионного растрескивания под напряжением сварных швов трубопровода (модель Паркинса [16]) Представляет интерес модель коррозионного элемента Fe-Fe (напряженное), описанная в работе [13]. При действии растягивающих напряжений происходит смещение электродного потенциала сталей в отрицательную сторону. Установленный в работе [5] факт более сильного разблагораживания электродного потенциала стали при воздействии растягивающих напряжений на дне концентратора по сравнению с его бортом представляет большой интерес. Следовательно, дно концентратора напряжения является анодом, а остальная поверхность - катодом. Более сильное разблагораживание концентраторов напряжений по сравнению с остальной поверхностью напряженного образца может служить предположением, что развитие трещин при коррозионном растрескивании под напряжением связано главным образом с работой коррозионного элемента «концентратор напряжений - остальная поверхность». Предполагалось, что чем больше сила тока этого коррозионного элемента, тем меньше время до растрескивания. В работе [13] установили, что напряженный образец из высокопрочной стали в паре Fe-Fe-напряженное работает как анод, причем увеличение растягивающих напряжений приводит к увеличению силы тока. Образование коррозионной трещины на напряженном образце происходит вместе с резким увеличением силы тока. Влияние легирования на коррозионное растрескивание нержавеющих сталей Углерод. Наиболее действенным способом предотвращения восприимчивости к избирательной коррозии аустенитных сталей при воздействии сварочного термического цикла является снижение содержания углерода до уровня, близкого к пределу стабильной растворимости его в твердом растворе аустенита при комнатной температуре. Однако, как будет показано ниже, хромоникелевые аустенитные стали с весьма низким содержанием углерода также не лишены недостатков, касающихся чувствительности к сварочному термическому циклу. Титан, молибден, ниобий, ванадий. Большое влияние на сопротивление коррозионному растрескиванию сталей оказывают элементы, которые связывают углерод и азот в виде соединений, нерастворимых в γ- и a-железе. К таким элементам относятся сильные карбидообразователи - титан, молибден, ниобий, ванадий, которые повышают сопротивление КР малоуглеродистых сталей по механизму, описанному выше, но в разной степени. Меньшую склонность к ножевой коррозии имеют аустенитные стали, стабилизированные ниобием, по сравнению со сталями, стабилизированными титаном. Это можно объяснить тем, что ниобий, в отличие титана, при высокотемпературном нагреве труднее растворяется в аустените, сосредоточивается преимущественно в пограничных слоях зерен и связывает весь углерод, диффундирующий к границам зерен при отпуске, и карбиды хрома не выделяются. Выделение карбидов ниобия из твердого раствора происходит значительно быстрее, чем карбидов титана. Вследствие этого напряжения, возникающие в решетке, в первом случае во много раз меньше, чем во втором. Коррозия металла у линии сплавления в сталях с Nb также значительно слабее, чем в сталях с Ti. Например, в сварных соединениях стали 08Х17Н5Г9АБ ножевая коррозия вообще не была обнаружена, даже с учетом расходования части ниобия на образование нитридов [26]. Однако неправильно считать, что КР конструкционных сталей в различных средах определяется только тем, как располагаются выделяющиеся карбиды. Имеет значение также структурный фактор: при исследованиях влияния термической обработки было показано, что наименьшее сопротивление КР обнаруживают стали с мартенситной структурой. Хром. Хром значительно повышает коррозионную стойкость стали. Он относится к самопассивирующимся материалам. Вследствие пассивации хрома, который входит в состав сплава, на поверхности последнего образуется пассивная пленка, как защитный слой оксидов или адсорбированного кислорода. Этот слой значительно повышает коррозионную стойкость сплава. Установлено, что для получения нержавеющей стали минимальное содержание хрома (по весу) должно быть не ниже 13-15 %. Марганец. При введении в сталь марганца повышается устойчивость аустенита и увеличивается степень его переохлаждения, благодаря чему критическая скорость закалки снижается и прокаливаемость стали возрастает. С увеличением содержания марганца сопротивление высокопрочной мартенситной стали КР понижается. Марганец способен удержать около себя атомы азота в объеме кристалла, вследствие чего на дислокациях, которые расположены по границам зерен, собирается углерод, что может понижать сопротивление высокопрочной стали КР. Никель. С увеличением содержания никеля сопротивление стали КР понижается. Кремний. Основное свойство кремния - существенное затруднение коагуляции карбидов, которые выделяются при отпуске. Кремний в некоторой степени повышает предел прочности и текучести стали, а также может повышать устойчивость сорбитных структур против отпуска. Азот. Многие исследователи отмечают у малоуглеродистых сталей, содержащих азот, повышенную склонность к КР. Он имеет небольшой атомный радиус и благодаря этому может образовывать твердые растворы внедрения с a- и γ-железом и некоторыми другими металлами [14]. Примесь фосфора. Увеличение содержания фосфора приводит к понижению сопротивления стали КР, увеличивает интенсивность наводороживания. Он концентрируется по границам зерен. Примесь водорода. Некоторые исследователи отмечают существенную роль атомарного водорода, адсорбированного в вершине коррозионной трещины и способствующего ее распространению [16, 36]. Влияние термообработки на коррозионное растрескивание нержавеющих сталей Влияние температуры отпуска. Прежде всего необходимо отметить, что режимы интерметаллидного старения аустенитных хромоникелевых сталей, обеспечивающие максимальное упрочнение, и режимы, обеспечивающие наибольшую стойкость против КР, не совпадают. При повышении температуры отпуска сопротивление КР всех высокопрочных сталей сначала увеличивается, а затем понижается; после очередного повышения температуры отпуска сопротивление КР снова повышается. Температура отпуска, при которой может наблюдаться понижение сопротивления стали КР, зависит от состава стали [9, 17]. Например, в работе [2] было изучено сопротивление КР сталей в зависимости от температуры отпуска, проведенного после закалки - для стали 08Х15Н5Д2Т(У) и закалки и обработки холодом - для стали 13X15H4AMЗ. Стали более чувствительны к растрескиванию после отпуска при температуре 425-475 °С, который обеспечивает наибольший уровень прочности. При низкотемпературных отпусках (200-350 °С) и при более высокотемпературных отпусках (525-560 °С) происходит повышение сопротивления КР вплоть до исключения растрескивания. Важным является установленный факт значительного отличия поведения сварных соединений, сваренных после отпуска при температурах ниже 400 °С и выше 500 °С. Так, при температурах ниже 400 °С КР только замедляется, а при температурах выше 500 °С КР может быть исключено. Для того чтобы обеспечить высокое сопротивление КР сварных соединений стали 08Х15Н5Д2Т, был разработан отпуск до сварки при температуре 500-550 °С. Такой способ обработки в режиме перестаривания приводит к коагуляции упрочняющей фазы, нарушает ее когерентность с матрицей, уменьшает упругие искажения, в результате исчезают участки с концентрационной неоднородностью. Эти тонкие структурные изменения могут не только устранять КР сварных соединений в атмосфере, содержащей хлориды, но и резко повышать стойкость против МКК. Образовавшиеся в результате низкого отпуска дисперсные карбидные частицы равномерно распределяются внутри кристаллов. Уменьшение содержания углерода в a-растворе приводит к уменьшению внутренних напряжений, вследствие чего может увеличиваться сопротивление стали КР. Повышение температуры отпуска приводит к дальнейшему выделению из твердого раствора. При этом происходит коагуляция карбидных частиц, а также образование мартенсита отпуска из остаточного аустенита. Распад мартенсита может происходить быстрее по границам зерен бывшего аустенита, чем в зерне. Распад на границах зерен может почти полностью заканчиваться на определенной стадии отпуска, а внутри зерна еще возможно сохранение пересыщенного раствора углерода в a-железе. Данный распад мартенсита по границам зерен бывшего аустенита может увеличивать внутренние напряжения растяжения между зернами, так как удельный объем выделившихся карбидов больше объема маточного раствора. Кроме того, данный факт приводит к появлению коррозионного элемента «карбид - обедненный углеродом мартенсит», в котором карбид является катодом, а участки, обедненные углеродом, - анодом. Далее при повышении температуры отпуска происходит распад мартенсита по всему зерну, уменьшение внутренних напряжений и, как следствие, повышение сопротивления сталей КР [2, 37]. Предотвращение коррозионного растрескивания под напряжением Методы предотвращения склонности сварных соединений аустенитных хромоникелевых сталей к коррозионному растрескиванию под напряжением можно разделить на металлургические и технологические. Металлургические методы связаны с воздействием на химический состав шва и структуру сварного соединения, а технологические - с управлением параметрами режима сварки и термообработки: 1. Существенное снижение содержания углерода и введение в сталь таких сильных карбидообразующих элементов, как титан, ниобий, молибден, ванадий и др. Эффективным средством, подавляющим межкристаллитную коррозию высокохромистых сталей, является максимальное снижение содержания углерода [6]. Известно, что если содержание углерода в стали не превышает 0,02-0,03 %, предела его растворимости в аустените (0,02 %), то карбиды выпадать не будут. Так, сварные соединения из стали 03Х18Н11 (0,02 % С) не склонны к ножевой коррозии даже при испытании в 50-65%-ной азотной кислоте, поэтому предпочтительно максимальное снижение в стали содержания углерода менее 0,03 %, однако практически, с учетом требований прочности, содержание углерода выше и составляет 0,08-0,12 %. При содержании в стали углерода больше предела его растворимости в аустените вводят в сталь такие сильные карбидообразующие элементы, как титан, ниобий, молибден и др., обладающие бóльшим сродством к углероду, чем хром. Тогда углерод выделится не в виде карбидов хрома, а в виде карбидов TiC, NbC, MoC; хром при этом сохраняется в твердом растворе и коррозионная стойкость стали не уменьшается. Однако в этом случае повысится прочность и понизится пластичность стали. В работе [38] приведены результаты экспериментальных исследований по повышению коррозионной стойкости сварных соединений за счет изменения концентрации нанопорошка молибдена, введенного в сварочную ванну вместе со струей защитного газа при дуговой сварке плавящимся электродом. Установлено, что при разной концентрации образуется различная микроструктура наплавленного металла. Показано, что природа нанопорошков влияет на коррозионную устойчивость образцов сварных соединений. Самые коррозионностойкие образцы получены при использовании нанопорошков молибдена и вольфрама. 2. Формирование благоприятной двухфазной аустенитно-ферритной структуры в шве. Следующий метод снижения склонности к коррозионному растрескиванию заключается в формировании благоприятной структуры металла шва. Установлено, что получение двухфазной аустенитно-ферритной структуры (долегирование металла шва элементами-ферритизаторами) может полностью исключить появление разрушения. Стойкость к МКК увеличивается при наличии первичного феррита в аустенитном шве благодаря тому, что необходимая концентрация хрома в обедненных участках быстро восстанавливается за счет высокой скорости диффузии хрома в феррите. Особенно сложно управлять структурообразованием металла шва посредством выбора присадочных материалов при сварке и наплавке разнородных материалов. При наплавке коррозионностойкой стали на низкоуглеродистую или низколегированную сталь структуру наплавленного металла можно определить с помощью диаграммы Шеффлера. В статье [39] представлены результаты работы по дополнительному исследованию и модернизации стали марки ЭП-302 (10Х15Н9С3Б1) и сварочных материалов (проволока 03Х14Н8С3БУ), освоенных в промышленных условиях и успешно применявшихся для изготовления оборудования АЭУ со свинцово-висмутовым теплоносителем с рабочей температурой до 450 °С. Данные марки легированы кремнием, что, как известно, является эффективным способом повышения жаростойкости и стойкости против жидкометаллической коррозии. С помощью широкого спектра методик электронной просвечивающей и растровой микроскопии и рентгеновского анализа проведены исследования микроструктуры кремнийсодержащих аустенитно-ферритных Cr-Ni-Nb сварных швов. Особый интерес представляло изучение содержания ферритной фазы, предел содержания которой в 2-5 % является одним из условий, способствующих повышению технологичности полуфабрикатов при сварке. Обнаружено превращение дельта-феррита в сигма-фазу в металле шва в образцах после длительного старения при температурах 500-600 °С. В работе [37] установлена температурно-временная область и состав металла шва, обеспечивающие стойкость против МКК сварных соединений. Так, металл шва низконикелевой аустенитной стали 08Х18АН5, содержащий <0,05 % С, ~2 % Mn, 17-18 % Cr, 6-7 % Nb, 0,12-0,15 % N, имеет наименьшую область склонности к МКК в диапазоне технологических нагревов при сварке. 3. Обеспечение высокой скорости охлаждения в области критических температур (500-800 °С) при сварке. Для того чтобы металл стал чувствительным к МКК, необходимо наименьшее время выдержки в интервале Т = 650...700 °С. Такое время, отвечающее данному интервалу, называется критическим (tкр) (рис. 10). Выше и ниже указанных температур время, необходимое для появления в металле чувствительности к коррозии, увеличивается. Таким образом, для снижения вероятности появления МКК в металле сварного шва необходимо обеспечить высокую скорость охлаждения в области критических температур (500-800 °С) при сварке и тем самым увеличить tкр. Т, °С Т, °С 750 730 650 550 450 0 10 102 103 t, с tкр Рис. 10. Температурно-временная зависимость межкристаллитной коррозии сварных соединений аустенитных хромоникелевых сталей [2] 4. Проведение гомогенизирующей термообработки. Проведение гомогенизирующей термообработки - закалки или стабилизирующего отжига - еще один действенный метод предотвращения МКК и КР. Аустенитизацию (закалку) проводят с температур 1050-1100 °С, однако при повторном нагреве в интервале критических температур (500-800 °С) сталь повторно приобретает склонность к межкристаллитной коррозии; стабилизирующий отжиг проводят при температуре 850-900 °С в течение 2-3 ч. Избежать появления МКК в зоне термовлияния сварных соединений позволяет: - Закалка на гомогенный твердый раствор. При осущетсвлении нагрева под закалку выпавшие карбиды хрома растворяются в аустените. Далее происходит быстрое охлаждение, позволяющее получить однородный аустенит. - Стабилизирующий (диффузионный) отжиг. Нагрев в течение 2-3 ч при Т = 850...900 °С с последующим остыванием на воздухе. В данном случае карбиды выпадают более полно, однако за счет диффузионных процессов содержание хрома в объеме зерна аустенита выравнивается и металл становится нечувствительным к МКК. 5. Правильный выбор параметров режима сварки. Оптимальным для предотвращения КР сварных соединений аустенитных хромоникелевых сталей является режим сварки, исключающий перегрев металла (сварка с малой погонной энергией, искусственное охлаждение металла зоны термического воздействия).

About the authors

E. A Krivonosova

Perm National Research Polytechnic University

S. N Akulova

Perm National Research Polytechnic University

A. V Myshkina

Perm National Research Polytechnic University

References

Statistics

Views

Abstract - 22

PDF (Russian) - 7

Refbacks

• There are currently no refbacks.