38. Коррозия в гомогенных сталях - особенности, причины возникновения и способы предотвращения

Гомогенная сталь - сталь, не имеющая неоднородностей на макро-уровне, однородная сталь. Для получения высокой степени физической и химической однородности при производстве высококлассных легированных сталей могут применяться порошковые технологии.

К аустенитному классу относятся высоколегированные стали, образующие пpи кристаллизации преимущественно однофазную аустенитную структуру γ-Fe c гранецентрированной кристаллической (ГЦК) рeшеткой и сохраняющие еe при охлаждении дo криогенных температур. Кoличество другой фазы - высоколегированного феррита (δ-Fe с объемноцентрированной кристаллической (ОЦК) решеткой) изменяется от О до 10 %. Они содержат 18 ...25 % Сг, обеспечивающего жаро- и коррозионную стойкость, а также 8...35 % Ni, стабилизирующего аустенитную структуру и повышающего жаропрочность, пластичность и технологичность сталей в широком интервале температур. Этo пoзволяет применять аустенитные стали в качествe коррозионно-стойких, жаропрочных, жаростойких, криогенных конструкционных материалов в химических, теплоэнергетических и атомных установках, гдe oни подвергаются совместному дeйствию напряжeний, высоких температур и агрессивных сред.

В аустенитных сталях наряду с хромом и никелем могут находиться в твердом растворе или избыточных фазах и другие легирующие элементы: аустенитизаторы (углерод, азот, марганец) и ферритизаторы (титан, ниобий, молибден, вольфрам, кремний, ванадий), улучшающие указанные служебные свойства и действующие на стабильность аустенитной структуры эквивалентно хрому и никелю.

Под электрохимической коррозией понимают растворение металла в жидких электропроводных растворах кислот и расплавах, содержащих ионы с положительным и отрицательным зарядами (Н22+ , SO42-и др.). Наиболее опасны межкристаллитная и структурноизбирательная коррозии, развивающиеся по границам зерен.

При контакте металла с электропроводным раствором термодинамически обусловлен и неизбежен переход ионов Fe+ из дефектных мест кристаллической решетки в раствор, что создает на металле отрицательный заряд и разность потенциалов между металлом и электролитом, препятствующую дальнейшему растворению (поляризация). Однако в других местах контактной поверхности в результате электропроводности металла и раствора действуют электростатические силы, при водящие к оседанию на поверхности металла положительно заряженных ионов (Н22+ и др.), образующих нейтральные молекулы Н2 . Это вызывает деполяризацию и непрерывное действие гальванической пары: металл (-) - раствор (+), т.е. коррозии. Скорость коррозии хрома в кипящей 65%-ной кислоте 5 * 10-2 г/(м2 * ч), а железа -105 г/(м2 * ч), т.е. в 107 раз выше.

Поэтому при наличии в стали хрома коррозия практически не развивается. Главный фактор коррозионной стойкости стали - однородность твердого раствора хрома в железе, отсутствие его соединений с углеродом и другими элементами, приводящих к локальному обеднению стали хромом и создающих границы раздела между фазами с дефектными участками кристаллической решетки, где у атомов железа ослаблены межатомные связи. Так, образование карбида хрома Сr23С6. содержащего 94 % Сr, обедняет окружающую матрицу с 18 ...25 % Сr. Поэтому составы коррозионностойких сталей отличаются от жаропрочных минимумом углерода (до 0,02 %), являющегося для них вредной примесью, либо наличием в стехиометрическом отношении стабилизирующих элементов (титан, ниобий), образующих более прочные карбиды, чем хром, что исключает обеднение твердого раствора хромом. Для обеспечения прочности и стабильности аустенита в ряде сталей часть углерода заменена азотом. Он препятствует образованию δ-Fe, упрочняет аустенит и не образует карбидов.

В сталях с большим запасом аустенитности получение швов с аустенитно-ферритной структурой затруднено. Возможность предотвращения в них горячих трещин достигается ограничением содержания в швах примесей, образующих легкоплавкие эвтектики (фосфора, серы). Для этого применяют сварочные материалы, изготовленные из сталей вакуумной выплавки или электрошлакового переплава, и ограничивают проплавление основного металла. В некоторых случаях можно улучшить стойкость швов против горячих трещин повышением содержания ликвирующих примесей до концентраций, обеспечивающих получение на завершающих стадиях кристаллизации обильной эвтектики на поверхности кристаллитов, например при легировании стали бором (0,3-1,5%). При этом уменьшаются деформации, накапливаемые в металле шва к концу кристаллизации, вследствие понижения верхней температуры эффективного интервала кристаллизации. Снижение действия силового фактора (ограничением тока, заполнением разделки валиками небольшого сечения, рациональной конструкцией соединения и др.) также является фактором предупреждения горячих трещин.

Кроме сложности получения на аустенитных высоколегированных сталях и сплавах швов без горячих трещин, имеются и другие особенности сварки, обусловленные особенностями их использования. К сварным соединениям жаропрочных сталей предъявляется требование сохранения в течение длительного времени высоких механических свойств при повышенных температурах. Большие скорости охлаждения при сварке приводят к фиксации неравновесных структур в металле шва. В процессе эксплуатации при температурах выше 350 0С в результате диффузионных процессов в стали появляются новые структурные составляющие, приводящие к снижению пластических свойств металла шва. Термическое старение при 350-500 0С вызывает появление «475-градусной хрупкости», а при 500-650 0С приводит к выпадению карбидов и одновременно к образованию α-фазы. Выдержка при 700-850 0С интенсифицирует образование α-фазы с соответствующим сильным охрупчиванием металла при более низких температурах и снижением прочности при высоких температурах. При этом возрастает роль и интерметаллидного упрочнения. В процессах теплового старения аустенитных сталей ведущее место занимают процессы карбидного и интерметаллидного упрочнения, поэтому для уменьшения склонности сварных соединений жаростойких и жаропрочных сталей к охрупчиванию в результате выпадения карбидов эффективно снижать содержание углерода в основном металле и металле шва.

В околошовной зоне некоторых жаропрочных аустенитных сталей под действием термического цикла сварки снижаются пластические и прочностные свойства, что может повести к образованию в этой зоне трещин. Подобные изменения свойств основного металла вызываются развитием диффузионных процессов, приводящих к повышенной концентрации в металле околошовной зоны поверхностно-активных элементов (углерода, кислорода и др.), которые совместно с другими примесями могут образовывать легкоплавкие эвтектики и в конечном итоге обусловливать появление горячих трещин. Кроме того, при длительной эксплуатации в этой зоне могут выделяться мелкодисперсные карбиды и интерметаллиды. Образование непрерывной прослойки карбидов и интерметаллидов по границам зерен приводит к охрупчиванию шва. При сварке этих сталей для предупреждения горячих трещин в шве часто получают наплавленный металл, по составу отличающийся от основного и имеющий двухфазную структуру. Однако в процессе высокотемпературной эксплуатации происходит карбидное и интерметаллидное упрочнение такого наплавленного металла и соответствующее снижение его пластических свойств, что приводит к локализации в околошовной зоне деформаций и образованию в ней трещин. Этому способствуют и значительные остаточные сварочные напряжения, а также рабочие напряжения.

Предотвращение подобных локальных разрушений достигается термической обработкой: аустенизацией при 1050-1100 0С для снятия остаточных сварочных напряжений, самонаклепа и придания сварному соединению более однородных свойств. В некоторых случаях аустенизация сопровождается последующим стабилизирующим отжигом при 750-800 0С для получения относительно стабильных структур в результате выпадения карбидной и интерметаллидной фаз. Локальные разрушения характерны для участка перегрева околошовной зоны и являются межкристаллическими разрушениями вследствие концентрации деформаций по границам зерен и развития процессов межзеренного проскальзывания. Упрочнение границ зерен стали типа Х16Н9М2 за счет молибдена, образующего карбиды по границам зерен, а также уменьшение содержания углерода (до 0,02%) или увеличение содержания бора до 0,5% в сталях 1Х15Н24В4Т и 1Х14Н14В2М соответственно повышает сопротивляемость сталей локальным разрушениям. Другим средством снижения склонности к локальным разрушениям является получение более пластичного металла шва.

При сварке высокопрочных сталей в околошовной зоне возможно образование холодных трещин. Поэтому до сварки рекомендуется произвести их аустенизацию для получения высоких пластических свойств металла, а упрочняющую термическую обработку проводить после сварки. Предварительный и сопутствующий нагрев до 350-450 С также уменьшает опасность образования холодных трещин.

Межкристаллитная коррозия (МКК) основного металла на некотором расстоянии от шва также вызвана действием термического цикла сварки на ту часть основного металла, которая была нагрета до критических температур.

Склонность стали и швов к межкристаллитной коррозии предупреждается:

1) снижением содержания углерода до пределов его растворимости в аустсните (до 0,02-0,03%);

2) легированием более энергичными, чем хром, карбидообразующими элементами (стабилизация титаном, ниобием, танталом, ванадием и др.);

3) стабилизирующим отжигом при 850-900 0С в течение 2-3 ч или аустенизацией - закалкой с 1050-1100 0С;

4) созданием аустенитно-ферритной структуры с содержанием феррита до 20-25% путем дополнительного легирования хромом, кремнием, молибденом, алюминием и др. Однако такое высокое содержание в структуре феррита может понизить стойкость металла к общей коррозии.

Эти же меры способствуют и предупреждению ножевой коррозии.

Ножевая коррозия поражает основной металл. Этот вид коррозии развивается в сталях, стабилизированных титаном и ниобием на участках, нагретых при сварке до температур выше 1250 0С, где карбиды титана и ниобия растворяются в аустените. Повторное тепловое воздействие на этот металл критических температур 500-800 0С (например, при многослойной сварке) приведет к сохранению титана и ниобия в твердом растворе и выделению карбидов хрома.

Общая коррозия, т. е. растворение металла в коррозионной среде, может развиваться в металле шва, на различных участках или в околошовной зоне в целом и в основном металле. В некоторых случаях наблюдается равномерная общая коррозия основного металла и сварного соединения.

Имеется еще один вид коррозионного разрушения - коррозионное растрескивание, возникающее под совместным действием растягивающих напряжений и агрессивной среды. Разрушение развивается как межкристаллитное, так и транскристаллитное. Снижение остаточных сварочных напряжений - одна из основных мер борьбы с этим видом коррозионного разрушения.

Общие технологические условия сварки

Аустенитные стали и сплавы обладают комплексом положительных свойств, поэтому одну и ту же сталь иногда можно использовать для изготовления изделий различного назначения: коррозионно-стойких, хладостойких или жаропрочных. При этом требования к свойствам сварных соединений и технология сварки будут различными. Однако теплофизические свойства аустенитных сталей и склонность к образованию в шве и околошовной зоне горячих трещин определяют некоторые общие особенности их сварки.

Задача

Разработка проэктной технологии сварки специальной стали: сталь 12МХ, толщина металла 8 мм, масса конструкции 400 кг, длина шва 800 мм.

Сталь 12МХ - сталь жаропрочная низколегированная, хромомолибденовая перлитного класса, теплоустойчивая.

Стали перлитного класса с содержанием углерода не выше 0,35 % и легирующих элементов в сумме до 3 - 4 % свариваются в большинстве случае вполне удовлетворительно. удовлетворительно.

Стали перлитного класса с содержанием углерода не выше 0,35 % и легирующих элементов в сумме до 2-5 % пользуются широким распространением благодаря повышенным механическим свойствам и относительно невысокой их стоимости.

Таблица 1 - Химический состав стали 12МХ

Химический элемент	%
Вольфрам (W), не более	0.20
Ванадий (V), не более	0.05
Кремний (Si)	0.17-0.37
Медь (Cu), не более	0.20
Молибден (Mo)	0.40-0.60
Марганец (Mn)	0.40-0.70
Никель (Ni), не более	0.30
Титан (Ti), не более	0.03
Фосфор (P), не более	0.030
Хром (Cr)	0.40-0.70
Сера (S), не более	0.025

Основными способами сварки жаропрочных перлитных сталей являются дуговая покрытыми электродами, в защитных газах и под флюсом. Подготовку кромок деталей под сварку производят механической обработкой. Допускается применение кислородной или плазменно-дуговой резки с последующим удалением слоя поврежденного металла толщиной не менее 2 мм. Дуговую сварку производят при температуре окружающего воздуха не ниже 0 °С с предварительным и сопутствующим местным или общим подогревом.

Большинство сварных конструкций из жаропрочных перлитных сталей подвергают термической обработке для устранения структурной неоднородности, остаточных сварочных напряжений и обеспечения эксплуатационной надежности. Исключение составляют сварные соединения из хромомолибденовых и хромрмолибденованадиевых сталей толщиной менее 6 мм. При термообработке конструкций из жаропрочных перлитных сталей используют обычно отпуск, он может применяться также как местная термическая обработка. Отпуск стабилизирует структуру (твердость) сварного соединения и снижает остаточные напряжения. С увеличением содержания хрома, молибдена, ванадия и других элементов, повышающих релаксационную стойкость сталей, температура отпуска и время выдержки должны увеличиваться. Недостатком отпуска является невозможность полного выравнивания структуры, в частности устранения разупрочненной прослойки в зоне термического влияния сварки, что может быть достигнуто только при печной термической обработке всей конструкции. Ручную дуговую сварку жаропрочных перлитных сталей выполняют электродами с основным (фтористо-кальциевым) покрытием и стержнем из малоуглеродистой сварочной проволоки с введением легирующих элементов через покрытие.

Обеспечение равнопрочности металла шва с основным металлом достигается в основном за счет легирования его элементами, переходящими из основного металла. Иногда для повышения прочности и стойкости против хрупкого разрушения металл шва дополнительно легируют через сварочную проволоку.

Стойкость металла шва против кристаллизационных трещин при сварке низколегированных сталей несколько ниже, чем низкоуглеродистых, в связи с усилением отрицательного влияния углерода некоторыми легирующими элементами, например кремнием. Повышение стойкости против образования трещин достигается снижением содержания в шве углерода, серы и некоторых других элементов за счет применения сварочной проволоки с пониженным содержанием указанных элементов, а также выбором соответствующей технологии сварки (последовательность выполнения швов, обеспечение благоприятной формы провара) и рациональной конструкции изделия.

Поскольку толщина свариваемых деталей 8 мм, масса конструкции 400 кг, длина шва 800 мм мы выбираем ручную дуговую сварку покрытым электродом марки ЦЛ – 39, которые предназначены для сварки легированных теплоустойчивых хромомолибденованадиевых сталей энергооборудования тепловых и атомных электростанций, работающих при температуре до 565°С.

Химический состав наплавленного металла приведен в таблице 2.

Таблица 2 - Химический состав наплавленного металла

C	Si	Mn	Cr	Mo	V	S	P
0.06-0.12	0.20-0.40	0.60-0.90	0.80-1.25	0.40-0.70	0.12-0.30	≤0.025	0.03

Ориентировочные режимы сварки приведены в таблице 3.

Таблица 3 - Ориентировочные режимы сварки.

Диаметр электрода, мм	Сила сварочного тока, А	Напряжение, В	Род тока	Полярность
3	90-100	28-30	постоянный	обратная

После сварки стали 12МХ возможны два варианта термообработки:

1. Закалка или нормализация при температуре 920 ± 10 ᵒС с последующим охлаждением на воздухе.

2. Отпуск (или отжиг ) 680 – 690 ᵒС с последующим охлаждением на воздухе.

В целях экономии мы назначаем отпуск 680 – 690 ᵒС с последующим охлаждением на воздухе.

Список літератури

1. Єфіменко М.Г. Зварювання спеціальних сталей і сплавів. –Харків:УІПА,2007 – 190с.

2. Єфіменко М.Г. Зварювання спеціальних сталей і сплавів. Конспект лекцій. – УІПА – 2006.– 180с.

3. Єфіменко М.Г., Родзівілова Н.О. Металознавство і термічна обробка зварних з'єднань. – Харків: УІПА, 2003. – 489 с.

4. Сварка в машиностроении: Справочник / Под ред.. А.И.Акулова. - М.: Машиностроение, 1978. - Т.2. - 462 с.

5. Хромченко Ф.А. Сварка оборудования электростанций: Справочник. - М.: Энергия, 1977. - 168 с.

6. Электродуговая сварка сталей: Справочник / Н.И.Каховский, В.М.Фартушный, К.А.Ющенко. - Киев: Наук. Думка, 1975, - 467 с.

7. Каховский Н.И. Сварка высоколегированых сталей. - Киев: Наук. Думка, 1975. -324 с.