книги из ГПНТБ / Похмурский, В. И. Коррозионно-усталостная прочность сталей и методы ее повышения

исследуемых металлов (рис. 18). Момент нагружения характеризо­ вался мгновенным сдвигом потенциала в отрицательную сторону, возрастающим с увеличением н а п р я ж е н и я , и снижением прочности исследуемых металлов (табл. 5). В дальнейшем интенсивность сдвига потенциала заметно снижалась и в течение некоторого вре­ мени изменялась незначительно. Время, в течение которого по­ тенциал оставался относительно стабильным, увеличивалось со

затухающее перед резким сдвигом, соответствующим полному раз ­ рушению образца. При снижении напряжений и с увеличением

процессов коррозионной усталости остается одинаковым для ме­

родного потенциала в процессе циклического нагружения образца, кривую потенциал — время разделили на несколько характерных участков (рис. 18, б). Резкий сдвиг потенциала на / участке, ха­ рактеризующем момент нагружения, вызван понижением термо­ динамической устойчивости металла, разрушением окисной плен­ ки, образовавшейся на рабочей поверхности образца с появлением ювенильных участков металла. Пассивация этих участков по­ нижает интенсивность дальнейшего сдвига потенциала. Однако он не возвращается к исходному значению (о = О кГ/мм2), так как процесс пассивации и процессы, происходящие при ускоренном сдвигообразовании в результате адсорбции поверхностно-актив­ ных элементов коррозионной среды на поверхности циклически деформируемого металла, протекают со сравнительно равной ин­ тенсивностью, обеспечивающей относительную стабилизацию об­ щего электродного потенциала на / / участке. Металлографиче­ ские исследования поверхности образцов на этом участке пока­ зали отсутствие коррозионно-усталостиых трещин.

Сравнительно резкое смещение потенциала в отрицательную сторону на / / / участке вызвано возникновением большого коли­ чества внутрикристаллитных микротрещин вследствие развития ножевой коррозии при одновременном действии циклического на­ гружения и коррозионной среды NaCI. Это объясняется, по-види­ мому, постоянным разрушением пассивной пленки, образующейся

40

Постепенное снижение интенсивности сдвига потенциала вплоть до относительной стабилизации его на IV участке связано с уве­ личением глубины трещин и уменьшением чувствительности об­ щего электродного потенциала к появлению ювенильных поверх­ ностей в тупиковой части развитых трещин [198]. Кроме того, продукты коррозии, постепенно скапливающиеся в устье трещин, препятствуют их смыканию и пассивная пленка на их стенках, таким образом, не разрушается .

Характер изменения потенциала на V участке подобен его изменению в момент нагружения, однако вызван другими причи­ нами. Разблагораживание металла в этом случае связано с ката­ строфическим развитием магистральной трещины до полного разрушения образца и мгновенным образованием больших незапассивированных участков металла. После полного разрушения об­ разца смещение потенциала в сторону отрицательных значений прекращается и на VI участке происходит пассивация места долома.

Полученные данные показывают, что смещение электродного потенциала в момент нагружения образца, а также разность по­

В литературе имеются сведения, что умеренное легирование стали хромом, молибденом, никелем, алюминием и другими эле­ ментами (если сталь не переходит в класс нержавеющих) не ока­ зывает существенного в л и я н и я на коррозионную выносливость нормализованных или отожженных образцов. Однако системати­ зированных данных по этому вопросу нет, результаты были по­ лучены разными авторами, работающими по различным методи­ кам. Поэтому данные о влиянии легирования на коррозионную выносливость трудно сопоставимы.

Д л я решения указанного вопроса на базе стали 45 было вы­ плавлено ряд специальных плавок, содержащих различное коли­ чество хрома, никеля, марганца, кремния, молибдена и других наиболее часто применяющихся при легировании сталей элемен­ тов [170] (табл. 6). Исследование проводили на отожженных об­

лено (табл. 6), что легирование стали хромом, никелем, марган­ цем, кремнием, молибденом и ванадием до 5% пе повышает кор­ розионной выносливости отожженной среднеуглеродистой стали.

41

Повышение температуры аустенизации с 1020 до 1130° С ана­ логично статической прочности оказывает существенное влияние на величину предела выносливости стали 1 Х 1 2 Н 2 М В Ф Б А (рис. 19). Более низкая температура з а к а л к и (1020° С) обусловливает резкое снижение предела усталости с повышением температуры отпуска (с 66 до 54,5 кГ/мм2), чем сталь, закаленная с 1130° С (с 62 до 58 кГ/мм2).

Т а б л и ц а 8

Механические свойства нержавеющих сталей

Металлографический анализ показал, что сталь, закаленная с 1020 или 1130° С и отпущенная при 600° С, состоит из отпущенного мартенсита и мелкодисперсных легированных карбидов. Количе­ ство карбидов в стали, закаленной с 1130° С, меньше, чем у стали, закаленной с 1020° С, так как температура аустенизации 1020° С недостаточна для полного растворения карбидов ниобия.

Сталь, закаленная с низшей температуры (1020° С), меняет характеристики прочности и пластичности более заметно при из­ менении температуры отпуска, чем после закалки с 1130° С. Пре­ дел прочности закаленной стали с 1020° С снижается при повы­

46

низации обусловливает большую стабильность свойств стали при

калки и отпуска при 600° С достигается, в основном, за счет вы­

ненной в машиностроении хромистой стали 2X13, которую под­ вергали закалке с 1050° С и отпуску при 600° С. Из результатов испытания видно, что сталь 2X13 при комнатной температуре со­

Результаты исследования коррозионной усталости сталей 2X13, 1Х12Н2ВМФ, 1 Х 1 2 Н 2 М В Ф Б А и 15Х16Н2М [59, 60], термически обработанных по режимам, приведенным в табл. 8, показали, что коррозионная среда (3%-ный раствор NaCl) снижает предел вы­ носливости исследуемых сталей в 2,5—4 раза. Режим термической обработки на изменение коррозионной усталости в абсолютных величинах сказывается слабее, чем на изменение выносливости в воздухе.

47

Исследованием коррозионно-усталостной прочности стали 1Х12Н2ВМФ после закалки и отпуска при 570 и 660° С установ­ лено (см. рис. 20), что изменение температуры отпуска в указан­ ном диапазоне (примерно на 15%) снижает условный предел кор­ розионной усталости. Более высокий условный предел коррозион­ ной усталости стали, отпущенной при низшей температуре (570° С), объясняется высоким содержанием легирующих элементов в твер­ дом растворе. Повышение температуры отпуска до 660° С способ­

имеет высший по абсолютному значению условный предел корро­

которая является результатом вторичного твердения с выделением частиц карбидной фазы типа М е м Х — нитрида хрома. Из сказан ­ ного следует, что структурное состояние сталей 1Х12Н2ВМФ и 15X16Н2М не существенно влияет на изменение условного предела коррозионной усталости. Повышение температуры з а к а л к и с 1020 до И З О 0 С повышает условный предел коррозионной усталости стали 1Х12Н2МВФБА на 10—15%. Влияние температуры отпуска на коррозионную усталость сказывается слабее. Например, по­ вышение температуры отпуска с 600 до 660° С (закалка с 1020° С) и с 600 до 700° С (закалка с 1130° С) обусловливает повышение предела коррозионной усталости лишь на 10—5 % за счет измене­ ния структуры стали. Сталь 1Х12Н2МВФБА после закалки и от­ пуска при 600° С содержит значительное количество карбидной фазы, которая с повышением температуры отпуска до 700° С коа­ гулирует и частично растворяется в матрице, и структура стано­ вится более равномерной. При высоких амплитудах напряжений термическая обработка стали 1 Х 1 2 Н 2 М В Ф Б А не влияет на из­ менение области ограниченной выносливости [60 ]; кривые сливают­ ся до перегиба. С увеличением числа циклов более 5 млн. корро- зионно-усталостные кривые становятся более пологими и эффект термической обработки проявляется четко.

Сталь Х17, отожженная при 780 и 850° С, имеет предел вынос­ ливости соответственно 24 и 27 кГ/мм2. З а к а л к а стали от 1100° С с последующим отпуском при температуре 580 и 550° С существен­

выносливость стали Х17. Отсутствие корреляции между пределом кратковременной прочности и пределом выносливости стали после

48

ее закалки и отпуска, по-видимому, можно объяснить тем, что эта сталь относится к сталям переходного класса и содержит после закалки значительное количество равноосных зерен б-феррита, являющихся наиболее слабой структурой составляющей стали и предопределяющих ее разрушение. При статическом растяжении упрочненная закалкой матрица благодаря ее равномерному нагружению будет оказывать заметное влияние на повышение предела прочности, чего не наблюдается при циклическом нагружении, где решающее значение имеют струк­ турные концентраторы напряже ­ ния, к которым можно отнести зерна б-феррита.

После закалки и отпуска при 580° С и повторного отпуска при 400—550° С предел выносливости стали Х17Н2 составляет 49 — 50,5 кГ/мм2. При увеличении времени повторного отпуска при 400° С от 2 до 100 ч имеет место некоторое повышение ограничен-

цов на предел выносливости стали сказывается также и для об­ разцов, отпущенных после з а к а л к и при более высокой температу­

вается слабее, чем сталь, подвергнутая отпуску при низкой тем­ пературе.

Сталь 15Х16Н2М после закалки и отпуска при 570° С с по­ следующим отпуском при 550° С имеет предел выносливости на

5 кГ/мм2, а с отпуском при 600—680° С — на 3 кГ 1мм2 выше, чем сталь Х17Н2.

Коррозионная выносливость стали Х17 почти не зависит от режимов термической обработки. Условный предел коррозиопно-

понижение коррозионной выносливости. Изменение температуры первичного отпуска в интервале 580—680° С способствует умень­

условный предел коррозионной выносливости стали 15Х16Н2М снизился на 6 кГ 1мм2 по сравнению со сталью Х 1 7 Н 2 , обрабо­ танной по оптимальному режиму.

Результаты проведенных исследований [75] показали, что ат­ мосфера влажного воздуха, которая возникает вследствие испа­ рения водного раствора NaCl (температура 40° С, относительная влажность 97—99%) и не вызывает заметных коррозионных по­ ражений нержавеющих сталей в ненапряженном состоянии, обу-

50

словливает коррозионно-усталостное разрушение как углероди­ стых и низколегированных,. так и нержавеющих сталей. Корро - зионно-усталостному разрушению в указанных условиях подвер­ гаются также такие коррозионно-стойкие материалы, как титано­

различных методов рафинирования относительное снижение вы­ носливости во влажном воздухе значительно больше, чем, напри ­

жает предел выносливости низколегированных углеродистых ста­ лей, находящихся в закаленном состоянии, и значительно умень­ шает эффект рафинирования сталей, хотя различие в условных пределах выносливости в зависимости от чистоты сталей по со­ держанию газов и неметаллических включений составляет всего около 8 кГ'/мм2. С увеличением агрессивности коррозионной среды

сталей Х17Н2 и Х17Н5МЗ, термически обработанных по оптималь­ ным режимам, влажный воздух также обусловливает коррозионноусталостное разрушение, хотя снижение выносливости значитель­ но меньше, чем в 3%-ном растворе NaCl, что объясняется низкой агрессивностью влажного воздуха но отношению к этим сталям.

Нами исследовано также влияние режимов термической об­ работки на коррозионно-усталостную прочность во влажном воз­

51