<<
>>

Влияние состава стали на склонность к коррозионному растрескиванию под напряжением

Поскольку высокопрочные стали в наибольшей степени по сравнению с менее прочными склонны к коррозионному растрескиванию под напряжением, то особый интерес вызывает возможность прогнозирования этой склонности по химическому составу.

Высокопрочные стали широко используются в болтовых и фланцевых соединениях. Имеются данные о склонности высокопрочных болтовых сталей к растрескиванию при атмосферной коррозии. В условиях промышленного предприятия, на транспорте, в приморских районах, содержащих промышленные газы (S02~, Cl и др.), а также влагу с пылью, несущей соли, в щелях, язвах и трещинах, куда ограничен доступ кислорода к металлу, возможно гидролитическое подкисление раствора до pH 2—4.

На рис. 5.73 приведены результаты испытания на сопротивление коррозионному растрескиванию под напряжением широко используемых в промышленности сталей с 0,2 - 0,4% С. Сопоставление уровня

порогового напряжения оп со значениями о0 2, ав и овн (предел прочности образцов с надрезом) (табл. 5.10) не обнаруживает какой-либо определенной связи. Прочностные характеристики (а0 2, ов) Cr-Mo-V- и Cr-Ni-Mo-V-сталей возрастают с повышением в них содержания С,

не приводя к росту значения Klscc. Значения оп зависят от структуры сталей. После отпуска при 240°С оп сталей 20Х2М, 20Х2НМФ, 30Х2НМФАЮ и ЗОХЗМФ выше, чем у стали 40Х. У стали 20Х2НМФ после отпуска при 450°С оп больше, чем у стали 40Х.

Таблица 5.10. Механические свойства хромомолибденовых и хромомолибденованадиевых сталей

Сталь

°С

°0,2»

МПа

МПа

овн,

МПа

МПа

6

¦ф

Kisccgt;

МПа* д[м

%

40Х

200

1480

2010

2370

470

12

37,0

14,7

450

1010

1140

1980

990

15,1

54,4

30,9

20Х2М

240

Н.О.*

Н.О.

/>2430

1220

Н.О.

Н.О.

38,0

20Х2НМФ

240

Н.О.

и.о.

2380

950

и.о.

Н.О.

30,0

450

1250

1350

2130

1070

11,2

54,0

33,4

30Х2НМФ

240

1510

1750

2300

460

12,0

35,0

14,5

450

1240

1430

2130

425

12,4

47,4

19,1

30Х2НМФАЮ

240

1770

1990

2580

775

16,0

44,3

24,4

450

1470

1650

2170

325

7,8

39,0

10,1

ЗОХЗМФ

240

1390

1570

2300

627

15

35,0

19,7

450

1200

1320

1940

392

16

44,0

12,3

40Х2МФ

450

1230

1420

2130

323

12

45,0

10,1

* Не определяли

Наблюдается отчетливая тенденция роста оп Сг-Мо-V-стали с уменьшением содержания углерода ниже 0,25-0,30% (рис.

5.74). Этому содержанию углерода в стали соответствует переход при закалке от структуры реечного (дислокационного) мартенсита к структуре пластинчатого (двойникованного) мартенсита. В сталях с повышенным содержанием углерода в ряде случаев имеет место зарождение субмикротрещин при столкновении одной крупной пластины мартенсита с другой и с границей зерна.

Испытания на коррозионное растрескивание под напряжением проводили на цилиндрических образцах с кольцевым надрезом глубиной 0,8 мм с радиусом основания 0,2 мм (коэффициент концентрации напряженийKt = 2,75). Коррозионной средой служил 3%-ный раствор NaCl, подкисленный НС1 до pH = 2,2; база испытаний - 30 сут.

Сопротивление коррозионному растрескиванию в среде с pH = 2,2 существенным образом зависит от структуры стали, варьируемой изменением как химического состава, так и температуры отпуска.

Рис. 5.74. Связь между lt;JU и содержанием углерода в сталях, отпущенных при 240°С (о, +) и 450°С (•, в , ^, Ў); о, • - сталь Cr-Mo-V; +, ¦ - сталь Cr-Ni-Mo-V;

^ - сталь 40Х2Ф и Ў - сталь 40Х2АФ

Частичная замена в стали 20Х2М (отпуск при 240°С) со структурой реечного мартенсита Сг на Si в - 3 раза снижает сопротивление стали растрескиванию. При переходе от композиции 20Х2М к 20ХСМ уровень оп снижается от 1220 до 400 МПа.

Особый интерес вызывает влияние бора на сопротивление стали коррозионному растрескиванию. Поскольку бор склонен к сегрегации по границам зерен, то его присутствие в стали может повлиять на весь комплекс механических свойств. Были изучены композиции стали с 0,2 и 0,4% С, в которые вводили 0,002% В [191]. Их механические свойства приведены в табл. 5.11.

После закалки и отпуска при 240 и 450 °С все исследуемые стали приобретают структуру отпущенного мартенсита и троостита соответственно. В сталях, содержащих 0,2% С, структура после закалки образована в основном реечным (пакетным) мартенситом.

Повышение в стали содержания углерода до 0,4% сопровождается увеличением в структуре доли пластинчатого (двойникованного) мартенсита. Влияние титана и бора на структуру сталей, выявляемую с помощью светового микроскопа, практически не заметно. Исключение составляют лишь возникшие в результате легирования титаном крупные (размером 0,09-0,21 мкм) нитриды титана TiN (рис. 5.75). Такие частицы весьма редко встречаются в сталях без титана. Введение титана и бора в сталь незначительно влияет на прочность стали при растяжении (см. табл. 5.12).

Таблица 5.11. Механические свойства сталей

Сталь

t ,

ОПТ4

°С

°0,2»

МПа

ов,

МПа

МПа

Ь, %

яр, %

Я,SCO

МПа • Ум

20Х2НМФТР

240

450

1260

1350

1370

1295

10,6

/>55

42,9

40,6

40Х2НМФТР

240

-

-

1250

-

-

39,0

20ХСМ

240

1690

1820

370

5,4

44

11,5

450

1230

1440

870

8,4

44

27,2

20ХСМТР

240

1410

1560

720

10,9

54

22,7

450

1250

1360

654

ИД

56

20,5

40ХСМТР

240

1800

1980

534

4,7

40

16,5

450

1510

1640

443

9,7

41

13,7

20Х2СНМФТР

240

1490

1610

1310

8,9

52

51,5

450

1330

1430

1304

8,8

52

41,0

40Х2СНМФТР

240

450

1730

1460

1950

1640

824

6,0

6,1

33

33

25,9

20Х2СНМТР

240

1450

1600

1390

12,7

54

43,3

Сопротивление коррозионному растрескиванию под напряжением весьма зависит от химического состава и температуры отпуска сталей.

Так, введение Ti и В в сталь 20ХСМ заметно (на -300 МПа) повышает уровень оп в низкоотпущенном состоянии. Пониженное сопротивление коррозионному растрескиванию обнаружено в стали 40ХСМТР со структурой пластинчатого (70%) и реечного (30%) мартенсита (рис. 5.76). Обнаруживается отчетливая тенденция к снижению опсталей, как содержащих, так и не содержащих Ti и В, с ростом содержания С. Переход от структуры пластинчатого мартенсита к ре-


Рис. 5.75. Электронная микрофотография структуры стали 20Х2СНМТР (отпуск при 240 "С) на угольной реплике с травленого шлифа, х 6000


Рис. 5.76. Зависимость времени до разрушения сталей 20ХСМ (2),

20ХСМТР (2), 20Х2НМФ (3), 20Х2М (4), 20Х2СНМФТР (5), 20Х2СНМТР (б), 40ХСМТР (7), 40Х2СНМФТР (8), 40Х2НМФТР (9) и 20Х2НМФТР (10) от уровня приложенных напряжений после отпуска при 240 (о, б) и 450°С (в)


ечному, связанный с уменьшением содержания С lt; 0,25-0,30% , приводит к существенному росту значений Klscc (см. табл. 5.11).

Высокий уровень сопротивления растрескиванию достигнут у сталей 20Х2СНМТР, 20Х2СНМФТР и 20Х2НМФТР со структурой реечного мартенсита, содержащих 1,20—1,48% Ni, после отпуска при 240°С, в которые введено 0,055-0,060% Ti и 0,002% В (см. рис. 5.76). У этих сталей наблюдается значительное рассеяние значений долговечности: отдельные образцы не разрушились после 720 ч испытаний даже на уровне арн = 2 ГПа. Из рис. 5.74 также следует, что введение карбонитридов V(C,N) (0,12% V) в сталь 20Х2СНМТР не приводит к росту оп [191].

Фрактографическими исследованиями установлено изменение микромеханизма разрушения при переходе от растяжения на воздухе к коррозионному растрескиванию под напряжением в среде с pH 2,2 (рис.

5.77). Так, очаг зарождения трещины (зона 1) в цилиндрическом образце стали 20ХСМ при растяжении на воздухе образован ямочным рельефом (рис. 5.77, а). Ямки видны также в зоне ускоренного роста трещины (рис. 5.77, б). Очаг зарождения трещины при испытании стали 20ХСМ в среде расположен непосредственно у поверхности надреза (рис. 5.77, в). Видна также система трещин, уходящих в глубь Металла. Поверхность разрушения в зоне, подвергшейся интенсивно-

Рис. 5.77. Электронные фрактограммы стали 20ХСМ (а-д) и 20Х2СНМТР (е) после растяжения на воздухе (а, б) и испытания на коррозионное растрескивание (е е): а~д - СЭМ е - ПЭМ; а - х 700; б - х 3000; в, д - х200;

г - х 1000; е-х 1800

му воздействию агрессивной среды, образована фасетками межкристаллитного разрушения (рис. 5.77, г). Межкристаллитный характер разрушения преобладает и в зоне 2 (область А на рис. 5.77, в). В зоне 3 поверхность разрушения образована ямками (рис. 5.77, д).

По данным фрактографического анализа изломов повышение склонности к коррозионному растрескиванию под напряжением исследованных выше сталей сопровождается увеличением в зоне стабильного роста трещины доли поверхности разрушения излома, формирующейся по механизму квазискола и межкристаллитного разрушения [192]. Довольно часто очаг зарождения трещины располагается на некотором расстоянии (0,1-0,3 мм) от основания надреза, что указывает на механизм водородного охрупчивания Cr-Mo-V- сталей при испытании на коррозионное растрескивание.

В сталях с титаном и бором влияние агрессивной среды на строение изломов (отпуск при 240°С) менее заметно (табл. 5.12). Так, зона зарождения трещины в образцах из сталей 20ХСМТР, 20Х2НМФТР, 20Х2СНМФТР в условиях статического растяжения на воздухе и коррозионного растрескивания в 3% -ном NaCl сформирована ямочным рельефом [191]. Зарождение ямок инициируется растрескиванием крупных частиц нитридов (карбонитридов) титана (рис. 5.77, е). На дне ямки видны следы ручьистого узора, возникшего при растрескивании таких частиц. При металлографическом исследовании структуры сталей кар- бонитриды частиц Ti(C, N) выявляются по отчетливо видимой кубической форме частиц включений (см. рис. 5.75). В целом исследуемые стали после отпуска при 240 и 450 °С, обнаруживающие повышенную трещиностойкость в коррозионной среде (Klsc{. gt; 40 МПа • Vm) (см. табл. 5.11), характеризуются преобладанием в зоне стабильного роста трещины ямочного рельефа. Например, в образцах из стали 20Х2НМФТР после отпуска при 240 °С в зонах стабильного роста трещины и долома доли фасеток квазискола, расположенных среди массива ямок, составляют лишь 2 и 10% соответственно.

Из табл. 5.12 отчетливо выявляется тенденция к уменьшению диаметра ямок в зоне стабильного роста трещины при испытании на коррозионное растрескивание по сравнению с растяжением на воздухе (исключение - сталь 20Х2СНМТР с повышенным сопротивлением коррозионному растрескиванию). Это свидетельствует об увеличении Плотности распределения карбидов и неметаллических включений, Инициирующих вязкую микротрещину — ямку. Таким фактором, облегчающим зарождение ямок у карбидов и неметаллических включений, является водород, выделившийся при коррозии и адсопбируемый на поверхности раздела частица-матрица.


Таблица 5.13. Влияние среды испытания на строение изломов конструкционных сталей

Анализ изломов образцов с V-образным надрезом из Cr-Si-Mo-, Cr-Ni-Mo-V-, Cr-Ni-Mo-V-Ti-B-, Cr-Mo-Ti-B-, Cr-Mo-сталей, испытанных на коррозионое растрескивание, показывает, что, когда очаги зарождения трещины обнаружить удается (этому препятствуют продукты коррозии), более чем в 50% случаев они расположены на некотором расстоянии от поверхности. Кольцевые зоны среза (сдвига) отделяют место зарождения трещины от основания -надреза. При водородном охрупчивании облегчается зарождение трещины на некотором удалении от поверхности, где создается трехосное напряженное состояние. Следовательно, по крайней мере, в части образцов трещины зарождаются по механизму водородного охрупчивания.

Согласно [191], введение титана и бора в низколегированные стали уменьшает их склонность к распространению трещины по границам зерен в условиях коррозионного растрескивания. Концентрируясь вблизи границ бывших аустенитных зерен, бор повышает их когезивную прочность или, снижая свободную энергию границ, препятствует диффузии к ним и накоплению ионов водорода.

В случае реализации коррозионного растрескивания по водородному механизму следует ожидать, что адсорбция водорода возможна по границам раздела матрица-включение. С этим согласуется факт растрескивания частиц нитридов титана, инициирующих ямки. Вероятно, это растрескивание происходит на ранних этапах пластической деформации. Ввиду высокой концентрации напряжений в основании кольцевого надреза образца (Kt = 2,75) пластическая деформация возникает при нагружении до а = 0,3ов.

Предполагается [191], что эти трещины в теле частиц наряду с границей раздела матрица-частица являются местами стока для водорода. В результате снижается концентрация водорода по границам зерен и в пластической зоне у вершины макротрещины. Таким образом, вводя титан и бор в Cr-Ni-Mo-V-, Cr-Ni-Mo и Cr-Ni-Mo-Si-V-стали, содержащие - 0,2% С, обеспечивают их высокое сопротивление коррозионному растрескиванию в коррозионно-активных средах.

Повышение чистоты конструкционных сталей по неметаллическим включениям большей частью приводит к улучшению их коррозионно-механической прочности. Такой же эффект вызывает рациональное модифицирование стали редкоземельными и щелочноземельными металлами. Это влияние неметаллических включений обусловлено рядом факторов: ввиду несовпадения параметров решеток включения и феррит- ной матрицы кристаллическая решетка вокруг включений искажена и, соответственно, повышенно термодинамически активна; неметаллические включения на поверхности конструкций могут вытравливаться, что обусловливает формирование у включений питтингов, инициирующих коррозионные трещины; при упруго-пластическом нагружении материалов неметаллические включения, являясь геометрическими концентраторами напряжений, вызывают появление в окрестности включений локальных полей напряжений, существенно изменяющих коррозионные свойства материала; продукты растворения некоторых включений, особенно сульфидосодержащих, дополнительно катализируют растворение прилегающего к включению металла [193]; границы раздела неметаллические включения-матрица, имеющие пустоты, служат коллекторами молизующегося водорода. При дальнейшем накоплении водорода и увеличении его давления в коллекторах зарождаются трещины.

Роль неметаллических включений существенно зависит от их природы. Хрупкие включения, такие как силикаты и глинозем, разрушаясь при производстве прокатных изделий, увеличивают количество ловушек водорода. Пластичные сульфиды и оксисульфиды, более способные к деформируемости при прокатке, не теряют в значительной степени сопряжения кристаллических решеток обеих фаз. Однако образование столь протяженных плоскостных межфазных границ существенно влияет на чувствительность коррозионно-механических характеристик материалов к направлению приложения нагрузки. Особенно опасно приложение нагрузки перпендикулярно прокатке, как в случае, приведенном на рис. 5.78. Оксиды и сульфиды образуют протяженное плоскостное тело.


Рис. 5.78. Структура термоулучшенной стали 06Г2МФБ (шлиф перпендикулярен плоскости листа), х 200

Наиболее часто зарождение и рост трещин в условиях коррозионного растрескивания под напряжением обусловлены их межзеренным характером. Однако имеются дачные о транскристаллитном характере зарождения и роста трещин при этом виде растрескивания. Как правило, образующиеся при коррозионном растрескивании многочисленные трещины ориентированы перпендикулярно направлению растягивающих напряжений. 

<< | >>
Источник: Горицкий В.М. Диагностика металлов. 2004

Еще по теме Влияние состава стали на склонность к коррозионному растрескиванию под напряжением:

  1. Деградационные процессы и выявление определяющих параметров технического состояния
  2. Коррозионное растрескивание под напряжением
  3. 5.5.1. Водородный механизм
  4. Влияние состава стали на склонность к коррозионному растрескиванию под напряжением
  5. Сульфидное растрескивание
  6. Щелочное растрескивание