<<
>>

5.5.1. Водородный механизм


Водородное коррозионное растрескивание под напряжением происходит в ситуации, когда наряду с существованием коррозионных условий для адсорбции водорода материал испытывает воздействие растягивающих напряжений.

Для случаев разрушения высокопрочных сталей в условиях очевидного наводороживания металла используют даже особый термин - замедленное разрушение [185,186] (выявленное при наводороживании гладких образцов под действием упругих напряжений ниже предела текучести). Именно в результате замедленного разрушения чаще всего реализуется преждевременное хрупкое разрушение высокопрочных сталей. Природу этого разрушения обычно связывают с изменением либо сопротивления деформации под воздействием водорода, либо когезивной прочности границ зерен.
На рис. 5.66 представлена типичная кривая зависимости времени до разрушения стали 40Х от уровня приложенного напряжения [185].



I

Рис. 5.66. Зависимость времени до разрушения (/) и длительности инкубационного периода (2) от уровня приложенного напряжения при замедленном разрушении


Образцы диаметром 5 мм закаливали от 850°С в масле и подвергали 1,5-ч отпуску при 470 °С. Механические свойства стали: ов = 12,8 ГПа, о0 2= 10,5 ГПа, гр = 55%. После нагружения образцов до заданного уровня напряжения со скоростью деформации 103 с 1 включали поляризующий ток. Наводороживание проводили в растворе 0,05 н. H2S04 + 20 мг SeO.j/л при i = 1 мА/см2.
Замедленное разрушение стали в процессе насыщения водородом проходит в три стадии: зарождения трещины, называемой [185] «инкубационным периодом» (Дти), стабильного роста трещины (авторы [185] не указывают стадию ускоренного роста трещины) и долома. Считается, что продолжительность инкубационного периода контролируется диффузией водорода [186]. По мере снижения приложенных напряжений возрастает время до разрушения тр и увеличивается Дти (рис. 5.67). Напряжение - 0,3 о0 2 не вызывает разрушения в течение ^2 ч и для данных условий наводороживания является пороговым при замедленном разрушении.
Из рис. 5.67 следует, что имеются три области напряжений с различным изменением характеристик разрушения. При напряжениях от 0 до 0,3 о0 2 (область I) замедленное разрушение отсутствует (рис. 5.67, а). В области II с о = (0,3 -ъ 0,5)о0 2 при увеличении уровня приложенных напряжений Дти сокращается и снижается средняя скорость роста стабильной трещины. При о gt; 0,5о(| 2 (область III) значения Дти и da/dx практически не зависят от приложенных напряжений.
Рис. 5.67, б иллюстрирует разный характер изменения в стали при испытании содержания остаточного (3) и диффузионно-подвиж-




Рис. 5.67. Влияние уровня приложенного напряжения при испытании на замедленное разрушение на длительность инкубационного периода Дти (/), скорость стабильного роста трещины (2), количество остаточного (3) и диффузионно-подвижного (4) водорода, а также на изменение фона внутреннего трения AQ1 и модуля упругости АЕ/Е наводороженной (5, 7) и ненаводороженной (6, 8) стали


ного (4) водорода.
В области II количество остаточного водорода почти не изменяется, а диффузионно-подвижного резко убывает. В области III (о gt; О,5о0 2) остаточного водорода заметно больше при этом же объеме диффузионно-подвижного водорода в стали.
Согласно [185], зарождение трещины в процессе замедленного разрушения гладких образцов при наводороживании под действием упругих напряжений ниже предела текучести зависит от сопротивления стали микропластической деформации. Возникновение трещины происходит при о gt;окр1 и О,3о0 2, где окр1 - критическое напряжение зарождения трещины. Величина окр1 — по сути пороговое напряжение для замедленного разрушения. При более высоких напряжениях в стали создаются предпосылки для зарождения трещины от поверхностных дефектов - концентраторов.
Характер изменения внутреннего трения и динамического модуля упругости (рис. 5.67, в, г) указывает на существование второго критического уровня приложенных напряжений о 2 = О,5о02, соответствующего напряжению начала микродеформации в стали, не подвергнутой электролитическому наводороживанию. При о gt; окр2 поглощение водорода металлом происходит после его микропластической деформации, приводящей к образованию в структуре стали локальных полей упругих напряжений. Согласно [185], поля упругих напряжений вызывают формирование областей объемного растяжения решетки - потенциальных водородных ловушек. Попадая в такие ловушки, водород частично теряет свою подвижность, что приводит к замедлению распространения стабильной трещины. Повышенное содержание остаточного водорода обусловлено, вероятно, накоплением водорода в областях объемного растяжения и формированием большого числа дефектов типа микротрещин.
При реализации механизма замедленного разрушения поверхность разрушения приобретает межкристаллитное строение. Отчетливо выявляется характерная огранка поверхности разрушения (рис. 5.68), возникающая при распространении хрупких трещин по границам кристаллитов. Часто видны трещины уходящие в глубь металла. Такая же картина разрушения выявлена при изучении влияния водорода и приложенного напряжения на высокопрочную (о0 2 = 1200 МПа) сталь 38ХНЗМФА в закаленно-отпущенном состоянии [187]. Испытания на замедленное разрушение проводили при комнатной температуре, нагружая стандартные призматические с острым надрезом (угол Раскрытия 45°, радиус основания надреза р = 0,22 мм, наведенная усталостная трещина) образцы с постоянно действующим изгибающим Моментом (по схеме чистого изгиба). Источником водорода служил


Рис. 5.68. Строение излома стали 40Х в зоне стабильного роста трещины при замедленном разрушении. СЭМ. х 1800


раствор 0,01 н. H2S04 с добавлением (20 мг/л) стимулятора наводороживания (NH)2CS при плотности катодного тока 50 А/м2.
Из рис. 5.69 следует, что пороговый коэффициент интенсивности напряжений стали в условиях наводороживания в течение 550 мин составляет 66 МПа • л/м. В ненаводороженном состоянии вязкость разрушения стали достигает 116 МПа • Vm, т.е. почти в два раза больше.
Как уже отмечалось присутствие в трубопроводах для транспортировки газа и нефти, а также в сосудах и аппаратах давления для переработки сырой нефти кислых водных коррозионных фаз, содержащих H2S, СО, HCN, и других агрессивных компонентов обусловливает развитие в сталях коррозионного растрескивания под напряжением по водородному механизму. Разрушение начинается у неметаллических включений и неоднородностей структуры, вызванных ликвацией химических элементов. Растрескивание происходит
Рис. 5.69. Влияние коэффициента интенсивности напряжений К, на время до разрушения т образцов
100 200 300 400              X,              мин


Рис. 5.70. Длительная коррозионная прочность стали ХНМС, содержащей, % : 1 - 0,002 Р и 0,001 S;2- 0,001 Р и 0,048 S; 3 - 0,039 Р и 0,001 S


в виде отдельных или ступенчатых трещин, преимущественно параллельных плоскости прокатки.
Склонность к водородному коррозионному растрескиванию под напряжением зависит от химического состава сталей и от содержания вредных примесей, особенно фосфора. Для сталей с 0,14-0,17% С, 0,43-2,14% Мп, 0,02-0,13% Si и пределом текучести 120-265 МПа чувствительность к коррозионному растрескиванию под напряжением в 1М H2SO, повышается с увеличением содержания фосфора (от 30 до 540 ат./млн) [188]. Эта чувствительность к растрескиванию связана с активностью водорода в коррозионной среде. Увеличение склонности стали к растрескиванию сопровождается ростом в изломе доли межзеренного разрушения.
Наличие в сталях серы и фосфора существенно влияет на наводо- роживание чистой стали [189]. Заготовки стали ХНМС, выплавленной в индукционной вакуумной печи закаливали от 850 °С в воде и отпускали при 200 °С. Образцы (ГОСТ 1497-61) стали ХНМС подвергали катодной поляризации в 3% -ном водном растворе NaCl при растяжении о = 900 МПа и комнатной температуре. Поляризацию проводили в течение 20 ч при ik = 0,001 и 0,01 А/см2. Анодом служила платиновая пластина. Содержание водорода в образцах до испытания составляло 0,85-1,0 см3/100 г металла. Как видно из табл. 5.9, на наводорожива- ние наиболее сильно влияет фосфор.
Количество поглощенного водорода оказывает существенное влияние на длительную коррозионную прочность (рис. 5.70). Испытания на стандартных образцах (ГОСТ 1497-61) стали на склонность к коррозии под напряжением проводили в дистиллированной воде. Сталь с высокой концентрацией фосфора оказалась наименее стойкой к коррозионному растрескиванию под напряжением.
Таблица 5.9. Влияние содержания примесей в стали ХНМС
на количество поглощенного водорода и механические свойства

Плавка*

Содержание

Количество поглощенного водорода, см3/100 г, при ik, А/см2

ов,
МПа

8, %

примесей, %

суль
фидов,
баллы

S

Р

0,001

0,01

№ 1

0,001

0,002

0,5

4,4

4,8

1950

12,5

№2

0.001

0,015

0,5

-

-

1930

10,5

№ 3

0,001

0,039

0,5

7,1

9,3

1940

10,0

№4

0,048

0,001

4,0

5,6

7,0

1950

7,7

№5

0,020

0,001

2,0

-

' -

1900

8,3

* Во всех плавках содержались оксиды, нитриды и силикаты по 0,5 балла


С целью уточнения действующего механизма распространения трещины в условиях коррозионного растрескивания болтовых соединений исследовали [175] строение болтов М 24 из стали 40ХФА с структурой мартенсита и бейнита отпуска. Изучали изломы болтов со следами и без следов периодической остановки стабильной трещины, типа представленных на рис. 5.57.
Исследовали картину распространения элементарных микротрещин хрупкого транскристаллитного скола по отношению к направлению роста макротрещины. Выбор методики исследования вызван возможностью проследить по «речному узору» ступенек скола место зарождения и направление распространения элементарных микротрещин.
В качестве угла разориентации между направлением распространения макротрещины и направлением хрупкого транскристаллитного скола принимали угол 0, образуемый вектором в точке зарождения микротрещины (точке сходимости ступенек транскристаллитного скола), совпадающим с его направлением и направлением распространения макротрещины.
В изломах болтов микротрещины транскристаллитного скола ориентированы, в основном, навстречу направлению распространения макротрещины (в зоне стабильного ее роста) (рис. 5.71). Доля микротрещин транскристаллитного скола, ориентированных вдоль


Рис. 5.71. Гистограмма распределения направлений распространения лидирующих микротрещин транскристаллитного скола (по отношению к направлению роста макротрещины) в зонах стабильного роста трещины болтов из стали 40ХФА, не обнаруживающих (1) и обнаруживающих (2) в изломах следы периодической остановки трещины


направления распространения макротрещины, для болта со следами периодической остановки трещины несколько больше, чем для болтов без этих следов. В изломах болтов в пределах зоны стабильного роста трещины со следами и без следов периодической остановки доля межзеренного разрушения fM = 22,9 ± 5,9 и 35,9 ± 6,5% соответственно. Остальная часть поверхности разрушения состоит из фасеток транскристаллитного скола и участков с ямочным рельефом.
Таким образом, распространение трещины в болтах на стадии стабильного ее роста происходит в результате зарождения у вершины лидирующих субмикротрещин, которые продвигаются навстречу макротрещине. Эти данные указывают на действие водородного механизма при коррозионном растрескивании болтов в условиях коррозионного растрескивания под напряжением. Преимущественно встречное распространение лидирующих микротрещин транскристаллитного скола выявлено и в цилиндрических образцах сталей 40Х и 40ХФА, испытанных на коррозионное растрескивание под напряжением в среде с pH 2,2. 
<< | >>
Источник: Горицкий В.М. Диагностика металлов. 2004

Еще по теме 5.5.1. Водородный механизм:

  1. § 1.2. СИСТЕМНЫЙ ХАРАКТЕР КОМПЛЕКСНОГО МЕХАНИЗМА. СИНТЕЗ ПРАВОВОГО МЕХАНИЗМА С МЕХАНИЗМАМИ ДРУГОЙ ПРИРОДЫ
  2. Водородная коррозия
  3. Водородное растрескивание
  4. Водородная хрупкость технологического происхождения
  5. Водородное охрупчивание эксплуатационного происхождения
  6. Использование механизмов защиты прав человека Договоры и контрольные механизмы
  7. § 1.2.3. Организационный механизм
  8. С. АБСОЛЮТНЫЙ МЕХАНИЗМ
  9. 1.7. Механизм государства
  10. Глава первая МЕХАНИЗМ
  11. Глава 12. Механизм государства