Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Влияние обработки концентрированными потоками энергии на коррозионную стойкость металлических материалов (краткий обзор) 11
1.1 Методы повышения коррозионной стойкости конструкционных материалов
1.2 Влияние лазерной обработки на коррозионную стойкость металлических материалов
1.3 Повышение коррозионной стойкости с использованием мощных электронных пучков
1.4 Увеличение коррозионной стойкости металлических материалов с использованием мощных импульсных ионных пучков
1.5 Влияние обработки потоками высокотемпературной импульсной плазмы на коррозионную стойкость металлических материалов
1.6 Комбинированные методы обработки 41
Глава 2. Материалы и экспериментальные методы исследования 45
2.1 Исследованные материалы 45
2.2 Условия обработки потоками высокотемпературной импульсной плазмы
2.3 Методики проведения коррозионных испытаний 50
2.3.1 Коррозионные испытания на межкристаллитную коррозию методом АМ/АМУ
2.3.2 Коррозионные испытания в жидком свинце 51
2.4 Методы исследования образцов 52
2.4.1 Исследования топографии поверхности и структуры приповерхностных слоев образцов
2.4.2 Исследование элементного состава образцов 54
2.4.3 Рентгеновские исследования 54
2.4.4 Измерение микротвердости 56
Глава 3. Разработка методик плакирования и поверхностного легирования сталей с использованием потоков импульсной плазмы 57
3.1 Плакирование низколегированных сталей быстрозакаленными 57
сплавами-припоями
3.1.1 Методика плакирования 57
3.1.2 Микроструктура и элементный состав образцов плакированных сталей
3.1.3 Влияние обработки потоками импульсной плазмы на микроструктуру плакированных сталей
3.2 Поверхностное жидкофазное легирование сталей 85
3.2.1 Методика поверхностного легирования сталей 85
3.2.2 Исследование топографии и элементного состава поверхностно-легированных труб из ферритно-мартенситных сталей
3.3 Выводы 103
Глава 4. Влияние обработки потоками импульсной плазмы на межкри сталлитную коррозию низколегированных сталей 105
4.1 Определение скорости коррозии образцов 105
4.2 Микроструктура образцов низколегированных сталей и сплава СТЕМЕТ1305 после коррозионных испытаний
4.3 Структурно-фазовое состояние плакированных сталей после коррозионных испытаний
4.4 Выводы 123
Глава 5. Влияние поверхностного жидкофазного легирования на коррози онную стойкость ферритно-мартенситных сталей в потоке свинца 125
5.1 Исследование топографии поверхности образцов после коррозионных испытаний
5.2 Торцевая микроструктура образцов после коррозионных испытаний
5.3 Исследование элементного состава образцов после коррозионных испытаний
5.4 Выводы 141
Основные выводы 142
Список использованной литературы
- Увеличение коррозионной стойкости металлических материалов с использованием мощных импульсных ионных пучков
- Коррозионные испытания в жидком свинце
- Микроструктура и элементный состав образцов плакированных сталей
- Структурно-фазовое состояние плакированных сталей после коррозионных испытаний
Увеличение коррозионной стойкости металлических материалов с использованием мощных импульсных ионных пучков
Решение проблем, связанных с устойчивостью металлических изделий и конструкций против разрушения в результате воздействия на них окружающей среды, всегда было актуальным и не потеряло своего значения в настоящее время [4, 16]. При внешнем воздействии агрессивной окружающей среды на металлические поверхности имеют место различные виды взаимодействия между ними (химическое, электрохимическое, физико-химическое, механическое и др.), что может привести во многих случаях к разрушению или порче оборудования, ухудшению экологии и другим нежелательным последствиям.
Металлические изделия и конструкции составляют наиболее значительную и ценную часть основных производственных фондов любой промышленно развитой страны, и их защита от коррозионного разрушения является важной экономической проблемой. Потери от коррозии в странах мира составляют около десятой части национального дохода.
Для организации и проведения эффективной борьбы с коррозией необходимы фундаментальные исследования коррозионных процессов, а также внедрение комплекса противокоррозионных мероприятий на стадии проектирования изделий и оборудования [17, 18].
Экономический фактор является главной движущей силой большинства прикладных коррозионных исследований. Второй важный аспект исследований - повышение надежности узлов изделий и оборудования, которые в результате коррозии могут разрушаться с катастрофическими последствиями. В частности, высокая надежность - важнейшее требование при разработке энергонапряженных узлов ядерных энергетических установок (ЯЭУ) и систем захоронения радиоактивных отходов. Третьим аспектом исследований является сохранность металлического фонда, мировые ресурсы которого ограничены. При этом основой дальнейшего прогресса в области изучения процессов коррозии должны стать фундаментальные исследования и разработка эффективных методов повышения коррозионной стойкости конструкционных и функциональных материалов.
Одним из эффективных путей создания надежных конструкций, способных длительное время работать в агрессивных средах, еще на стадии проектирования является грамотное и обоснованное использование в них совместимых материалов, т.е. таких, которые могут находиться в рабочих условиях длительное время без заметного химического взаимодействия друг с другом. Критерий совместимости во многих случаях является определяющим для надежности и долговечности конструкции или для установления принципи альной возможности использования данных материалов в конкретных условиях. Решение проблем, связанных с совместимостью, требует знание механизмов и общих закономерностей важнейших коррозионных процессов и способов защиты от коррозии.
Современные способы защиты металлических материалов от коррозии базируются на следующих основных методах:
повышение химического сопротивления конструкционных материалов, изоляция поверхности металла от действия агрессивной среды, понижение агрессивности окружающей (рабочей) среды, снижение коррозии наложением внешнего тока (электрохимическая защита). Данные методы можно разделить на две группы. Первые два метода обычно реали зуются до начала производственной эксплуатации металлоизделия (выбор конструкцион ных материалов и их сочетаний еще на стадии проектирования и изготовления изделия, нанесение на него защитных покрытий). Последние два метода, напротив, могут быть осуществлены только в ходе эксплуатации металлоизделия (пропускание тока для дости жения защитного потенциала, введение в технологическую среду специальных добавок ингибиторов) и не связаны с какой-либо предварительной обработкой до начала исполь зования изделий.
При применении первых двух методов не могут быть изменены состав сталей и природа защитных покрытий данного металлоизделия при непрерывной его работе в условиях изменяющейся агрессивности среды. Вторая группа методов позволяет при необходимости создавать новые режимы защиты, обеспечивающие наименьшую коррозию изделия при изменении условий их эксплуатации. Например, на разных участках трубопровода в зависимости от агрессивности почвы можно поддерживать различные плотности катодного тока или для разных сортов нефти, прокачиваемой через трубы данного состава, использовать разные ингибиторы.
Однако в каждом случае приходится решать, каким из средств, или в каком их сочетании можно получить наибольший экономический эффект.
Известно, что коррозионные свойства изделий в значительной степени определяются структурно-фазовым состоянием и свойствами материала поверхности, поэтому разработка методов модифицирования поверхностных слоев является актуальной и практически важной задачей для развития новых современных технологий повышения коррозионной стойкости.
В настоящее время для модифицирования поверхностных слоев материалов широкое применение получили концентрированные потоки энергии (КПЭ), которые создаются мощными (сильноточными) импульсными электронными (СИЭП) и ионными (МИЛ) пуч ками, лазерным излучением (ЛИ) и потоками высокотемпературной импульсной плазмы (ВТИП). При обработке КПЭ происходит изменение топографии поверхности, структурно-фазового состояния материала, коррозионной стойкости, микротвердости, прочностных и трибологических характеристик и коэффициентов радиационной эрозии.
Учитывая это, рассмотрим кратко основные особенности и причины изменения коррозионной стойкости материалов после обработки различными источниками КПЭ.
Обработка поверхности металлических изделий лазерным излучением позволяет получать слои с высоким уровнем физико-механических и эксплуатационных свойств. Одним из наиболее перспективных направлений улучшения эксплуатационных свойств, в частности коррозионной стойкости, конструкционных сталей является лазерное легирование. Поверхностное легирование при локальной лазерной обработке с высокими скоростями плавления и кристаллизации обладает следующими преимуществами [5]:
В работе [19] представлены результаты исследования влияния лазерного модифицирования поверхности, в том числе, в условиях поверхностного легирования на коррозионную стойкость аустенитного никелевого сплава Alloy 600 (Ni-16Cr-9Fe). Для введения хрома в качестве легирующего элемента на часть образцов перед облучением методом гальванического осаждения при температуре 60 С, токе 9 А в течение 2 ч наносилось покрытие из хрома толщиной 50-80 мкм.
Проведенные исследования показали, что после обработки поверхности исходных образцов лазерным излучением в условиях плавления создается модифицированный слой толщиной 200-250 мкм с ячеистой структурой (рисунок 1.1, а), образующейся в результате быстрого затвердевания расплава. Характерный размер ячеек составляет 3-4 мкм. Как видно на рисунке, после воздействия ЛИ происходит эпитаксиальное затвердевание расплавленного слоя относительно исходной матрицы.
Исходные хромированные слои имели множество открытых трещин. Лазерная обработка приводила к образованию относительно гладкой бездефектной поверхности со структурой подобной образцам без покрытия (рисунок 1.16). Результаты энергодисперсионного элементного анализа для обоих типов образцов показали, что после лазерного воздействия происходит выравнивание содержания хрома по объему зерна. При этом после лазерного легирования содержание хрома в приповерхностных слоях повышается до 30 ат. %.
Коррозионные испытания в жидком свинце
Исследование микроструктуры облучённой стали методам растровой электронной микроскопии показало, что после воздействия потоками ВТИП в образцах образуется мелкоячеистая структура. На основании этого авторами [77] сделано предположение о возможном увеличении сопротивления коррозии обработанной поверхности.
В работе [78] исследована возможность использования обработки поверхности образцов из титана потоками импульсной водородной плазмы для получения на поверхности титана тонких слоев сплава Ti-Ni с улучшенными электрохимическими свойствами. Целью экспериментов было создание поверхностного коррозионно-стойкого и анодно-активного сплава на основе системы Ti-Ni на титановой подложке путём обработки потоками импульсной плазмы поверхности титана с предварительно нанесённым на неё слоем электролитического никеля толщиной 10 мкм. Исследование обработанной поверхности показало, что под действием потоков импульсной плазмы образуются модифицированные Ті - Ni слои толщиной до 40 мкм. Полученные образцы подвергали электрохимическим исследованиям, результаты которых сравнивали с поведением образцов до плазменной обработки, а также с поведением кристаллического интерметаллида ТігМ и образцами из чистого титана и никеля. На рисунке 1.15 показаны потенциодинамические анодные поляризационные кривые (50 мВ/мин) в растворе 0,5 Н NaCl при комнатной температуре.
Анодная кривая титана с электролитическим слоем никеля, подвергнутого обработке импульсным потоком плазмы, не имеет области активного растворения, характерной для никеля, а в пассивном состоянии плотность тока на модифицированных образцах на 1,5 порядка выше, чем на титане, то есть коррозионная стойкость лучше, чем у чистого титана. Для напряжений выше 1,6 В плотность анодного тока быстро увеличивается и при 1,8 В достигает 100 А/м , то есть анодное выделение хлора идёт с меньшим перенапряжением, чем на поверхности кристаллического ТігМ. ijA/м"
Из рисунка 1.16 видно, что никелевое покрытие, нанесённое электролитическим способом на подложку из Ті, при анодной поляризации растворяется за время около 2 ч, на что расходуется количество электричества, примерно соответствующее нанесению данного слоя из никеля. Образцы, обработанные потоками плазмы, при этом имели стабильный потенциал равный 1,8 В в течение 100 ч испытаний, а скорость их коррозии не превышала 0,01 г/(м -ч).
В результате анализа результатов проведённых исследований был сделан вывод, что метод импульсной плазменной обработки титана, покрытого слоем электролитического никеля, позволяет осуществлять легирование поверхности никелем. При этом возмож но получение поверхностных модифицированных слоев, прочно сцепленные с подложкой, имеющих повышенную устойчивость пассивного состояния и более высокую каталитическую активность в отношении анодного выделения хлора из растворов хлоридов по сравнению с кристаллическим интерметаллидом ТігМ.
Установлено [5], что коррозионная стойкость титанового сплава ОТ4-1, обработанного потоками ВТИП, при испытаниях в 5 и 10% растворах серной кислоты в течение 50-100 ч в три и более раз выше по сравнению с исходными образцами. Причем с увеличением концентрации кислоты в растворе с 5 до 10% коррозионная стойкость модифицированного сплава не изменятся, тогда как у исходных образцов при аналогичном увеличении концентрации наблюдается возрастание скорости коррозии. Это свидетельствует об изменении потенциала коррозии модифицированного сплава.
В работах [79, 80] проведены исследования по влиянию импульсной плазменной обработки на коррозионную стойкость титана с предварительно нанесенным на его поверхность различными способами, в том числе, и ионной имплантацией, слоя палладия.
Поверхностное легирование титановых (99,6% Ті) фольг толщиной 50 мкм палладием проводилось тремя способами. 1) Pulsed implantation doping (РШ, легирование методом импульсной имплантации). Предварительно электронно-лучевым испарением осаждался слой Pd плотностью 100 мг/см . Далее воздействием плазменного импульса проводилось смешивание покрытия с поверхностными слоям подложки. 2) Deposition by pulsed erosion modes (DPE, осаждение в режимах импульсной эрозии). В данном методе первый импульс воздействия плазмы состоит из ионов рабочего газа и ионов легирующего материала, образующихся при распылении расходуемого электрода. Ионы Pd движутся медленнее, поэтому их осаждение происходит уже на предварительно расплавленный ионами рабочего газа поверхностный слой мишени. Легирование достигается при последующем плазменном импульсе, при котором проплавляется часть поверхности, включая осажденный материал. 3) Вакуумно-дуговой имплантацией ионов с энергиями 140 и 150 кэВ флюенсом 5x10і и 2x10і ат./см , соответственно, при температуре 300 С. Завершающим этапом обработки части образцов, являлась плазменное облучение 1-5 импульсами. Плазменная обработка выполнялась в стержневом плазменном инжекторе, который имеет следующие основные параметры: длительность импульса 100 мкс, энергия ионов 10 кэВ, флюенс ионов 10 ат./см . В качестве рабочего газа в работах использовался азот.
Микроструктура и элементный состав образцов плакированных сталей
Проведенные в дальнейшем исследования по модифицированию структурно-фазового состояния плакированных образцов воздействием потоками импульсной плазмы показали, что наличие большого количества межзеренной прослойки, значительно обогащенной кремнием (см. таблицу 3.6), а также сложных по составу игловидных карбидов приводит к растрескиванию поверхности образцов при импульсной плазменной обработке, что неприемлемо для технологического использования. Учитывая это, были проведены исследования по выбору наиболее оптимального режима плакирования образцов с точки зрения их структурно-фазового состояния. Как отмечалось выше (раздел 3.1.1), при отработке методики плакирования образцов плакирование осуществлялось по двум различным температурным циклам (рисунок 3.3): «пилообразному» и нагреву с различной длительностью выдержки при максимальной температуре. Проведенные исследования показали, что относительно небольшие времена выдержки (1 и 3 минуты) при максимальной тем пературе нагрева позволяют получать более качественные по однородности, структуре и составу
Как видно на приведенных снимках, микроструктура плакированного слоя достаточно однородна по всей поверхности образца. При этом наблюдаются три несколько различающиеся между собой области: с дендритной структурой (1), отдельные конгломераты зерен (2) и равноосные зерна (3) размером порядка 20 мкм. Для более детального выявления структуры образцов и выбора наиболее оптимального режима плакирования (длительности выдержки At) была проведена тонкая механическая полировка плакированных в разных условиях образцов на глубину не более 2-3 мкм таким образом, чтобы не повредить основной плакирующий слой. На рисунке 3.10 приведены типичные снимки микроструктуры полированных образцов при разных длительностях выдержки At (0, 1, 3 и 5 мин) при максимальной температуре Т = 1150 С, полученные методом растровой электронной микроскопии в обратно-рассеянных электронах.
Следует отметить, что образование выделений наблюдается, как в теле зерен, так и по их границам. С увеличением длительности плакирования (времени выдержки At при максимальной температуре с 1 до 5 мин) количество таких выделений увеличивалось более чем в два раза (см. рисунки 3.10, б и г), при этом они располагались уже преимущественно по границам зерен.
Повышение объемной доли мелкодисперсных выделений в поверхностных слоях плакированных образцов при увеличении времени выдержки вызвано возрастанием концентрации углерода, которое может быть обусловлено двумя факторами. Во-первых, при повышенных температурах (Т= 1150 С) происходит диффузия данного элемента внедрения из стальной подложки к поверхности плакированного слоя. Как видно на снимках микроструктуры торцевых шлифов (рисунок 3.4), при Аґ = 1 мин большинство выделений расположены на границе раздела плакирующий слой - подложка. Увеличение времени выдержки при плакировании приводит к проникновению все большего количества угле рода к поверхности и образованию хрупких выделений в поверхностном слое. Второй возможной причиной может служить присутствие в вакуумной камере электропечи остаточных паров масла диффузионного насоса, при осаждении которых на поверхность образца углерод связывается с компонентами сплава, что приводит к образованию частиц карбосилицидов, нежелательных с технологической стороны. Таким образом, из технологических соображений целесообразно уменьшать длительность выдержки при максимальной температуре плакирования. От «пилообразного» режима, приводящего к получению наименьшего количества прослойки по границам зерен и меньшего количества ограннен-ных выделений, в дальнейших исследованиях пришлось отказаться из-за формирующегося неоднородного по поверхности плакирующего слоя и его «плохой» границы со стальной подложкой.
В таблице 3.7 представлены экспериментальные результаты по элементному составу поверхности образцов из стали 20ХГНМ, плакированных с выдержкой при максимальной температуре нагрева в течение 3 мин, после тонкой полировки. Характерные области, в которых проводился элементный анализ, показаны на рисунке 3.11.
Из результатов, приведенных в таблице 3.7, видно, что равноосные зерна и межзе-ренная прослойка представляют собой фазы на основе никеля, содержащие в различных количествах атомы хрома, железа и кремния, причем в прослойке (2) концентрация атомов кремния значительно больше (силицид никеля, хрома и железа), а хрома и железа -меньше, чем в основных зернах (1), которые являются твердым раствором на основе никеля. Это соответствует ранее приведенным результатам по составу плакированного слоя, полученного при длительности выдержки равной 10 мин (см. таблицу 3.5). Анализ мелкодисперсные выделений (3) методами дифракции обратно-рассеянных электронов и рентгеноспектрального микроанализа показал, что они являются карбосилицидами хрома и никеля Cr3Ni2SiC. Следует отметить, что изменение времени выдержки в интервале от 1 до 5 мин не приводит к значительному перераспределению элементов между фазами.
При сравнении результатов рентгеноспектрального анализа образцов из стали 20ХГНМ, плакированных с использованием ленты из быстрозакаленного сплава СТЕМЕТ 1305, и исходного слитка того же сплава (см. таблицы 3.7 и 3.2) обнаруживается подобие структурно-фазовых составляющих. Равноосные зерна плакированного слоя можно сопоставить с «крестообразными» зернами (дендритная структура) в слитке, а прослойку между равноосными зернами - с прослойкой в слитке. Отличие данных фаз заключается в том, что при плакировании часть атомов хрома и никеля в исходной ленте замещаются на атомы железа из подложки. В прослойке плакированного слоя, так же как и в прослойке, наблюдаемой в микроструктуре слитка, обнаруживаются «вкрапления», имеющие состав близкий к составу равноосных зерен, однако их значительно меньше, чем в образцах из слитка. Это свидетельствует о смещении эвтектического состава в сторону большего содержания никеля при введении железа в сплав Ni-18% Cr-10% Si. Силициды хрома литого слитка, которые обнаруживаются только при проведении рентгеноструктурного анализа, после плакирования преобразуются в более крупные карбосилициды хрома и никеля. При этом объемная доля прослойки в плакированных слоях уменьшается, а зерен - увеличивается. Это является следствием перераспределения элементов прослойки между зернами и карбосилицидами.
Проведенный количественный анализ полученных электронно-микроскопических снимков показал, что наиболее однородная структура с относительно небольшой плотностью образующихся выделений карбосилицидов хрома и никеля, а также близкими по размерам равноосными зернами наблюдалась для времени выдержки при температуре плакирования равном 1 и 3 минутам. На основании этого образцы, плакированные в этих режимах, были выбраны и использованы для последующего модифицирования плазменной обработкой.
Плазменная обработка исходных и плакированных образцов сталей осуществлялась потоками импульсной азотной, водородной и гелиевой плазмы в различных режимах, приведенных в таблице 3.8. Каждый цикл облучения проводился при постоянном числе импульсов N = 2. Осуществлялась также плазменная обработка путем последовательного набора числа импульсов облучения для нескольких циклов (при N = 2 для каждого цикла облучения) при плотностях энергии потоков азотной плазмы равных 22, 25, 28 и 31 Дж/см2.
Структурно-фазовое состояние плакированных сталей после коррозионных испытаний
Как видно из представленных в таблице 4.1 данных, для исходных образцов-свидетелей (без предварительной обработки потоками ВТИП) в двух циклах коррозионных испытаний получены одинаковые величины скорости коррозии. Это свидетельствует о хорошей воспроизводимости условий испытаний в различных циклах и возможности использования данной методики для исследования коррозионной стойкости, в том числе, и образцов из низколегированных сталей.
Анализ полученных экспериментальных результатов показал, что для всех образцов, предварительно обработанных потоками газовой ВТИП, наблюдается уменьшение скорости коррозии (таблица 4.1). При этом для одинаковых условий получения потоков плазмы (постоянных значений U и N) степень уменьшения коррозии зависит от вида плазмообра-зующего газа, а установленное снижение абсолютных значений скорости коррозии для различных плазмообразующих газов определяется величиной удельной мощности потоков плазмы. Наиболее значительный эффект повышения коррозионной стойкости получен для образцов, обработанных потоками азотной плазмы. Это обусловлено, как было показано ранее (см. раздел 3.1.3), изменениями структурно-фазового состояния приповерхностных слоев стали, зависящими от режимов импульсной плазменной обработки.
Для обоснования выбора вида плакирующего сплава (никелевого сплава СТЕМЕТ 1305) проведены коррозионные испытания образцов, изготовленных из слитка данного сплава, в исходном и модифицированном воздействием потоками плазмы состояниях. Для сравнения, в колбе с кипящим водным раствором, содержащим серную кислоту, одновременно выдерживались образцы из аустенитной коррозионно-стойкой стали типа Х18Н10Т и низколегированной стали 20ХГНМ. Кроме того, на данном этапе испытаний проводился окончательный выбор вида плазмообразующего газа для модифицирования плакированных образцов. Результаты исследований представлены в таблице 4.2.
Как видно из представленных в таблице 4.2 результатов, скорость коррозии выбранного для плакирования никелевого сплава СТЕМЕТ 1305 в исходном состоянии более чем в 2 раза меньше скорости коррозии аустенитной стали Х18Н10Т и более чем на 3 порядка величины меньше, чем для образцов из низколегированной стали 20ХГНМ. При этом показано, что предварительная обработка образцов потоками азотной ВТИП приводит к увеличению коррозионной стойкости данного сплава в 3 раза. Таким образом, экспериментально подтверждено, что сплав марки СТЕМЕТ 1305 имеет высокую коррозионную стойкость, поэтому целесообразно его применение в качестве плакирующего материала для повышения коррозионной стойкости промышленных углеродистых и низколегированных сталей.
Сравнение результатов коррозионных испытаний исходных и плакированных сплавом СТЕМЕТ 1305 при длительности выдержки At = 1 мин образцов из стали 20ХГНМ, модифицированных воздействием потоками импульсной плазмы (см. таблицы 4.1 и 4.2), показало, что наибольшее уменьшение скорости коррозии достигается при использовании в качестве плазмообразующего газа - азота. В частности, обработка плакированной стали потоками азотной плазмы с q = 1,1 МВт/см уменьшает скорость коррозии более чем на порядок величины ( 15 раз), тогда как обработка плакированных образцов потоками гелиевой плазмы при большем значении плотности мощности падающего потока (q = 6,2 МВт/см ) позволяет увеличить их коррозионную стойкость до 9 раз. Учитывая это, дальнейшие исследования влияния импульсной плазменной обработки на коррозионную стойкость плакированных сталей проведены с использованием обработки потоками азотной плазмы.
Как было выявлено ранее (см. раздел 3.1), структурно-фазовое состояние плакированных образцов определяется условиями плакирования, поэтому проведено исследование влияния режимов плакирования и последующей обработки потоками азотной ВТИП на коррозионную стойкость образцов из малоуглеродистой стали СтЗ и низколегированной стали 20ХГНМ. Результаты рассчитанных значений средних скоростей коррозии образцов в зависимости от их исходного состояния и представлены в таблицах 4.3 и 4.4.
Как видно из приведенных в таблицах 4.3 и 4.4 значений, скорости коррозии, рассчитанные на основе потери массы образцов при испытаниях, зависят как от условий плакирования и предварительной подготовки поверхности, так и от режимов импульсной плазменной обработки. Анализ полученных результатов позволяет сделать следующие заключения: - образцы из малоуглеродистой стали обыкновенного качества СтЗ в исходном и плакированном состояниях подвержены более интенсивной коррозии, чем образцы из низколегированной конструкционной стали 20ХГНМ (скорость коррозии больше в (3-4,5) раза); - плакирование в режиме с выдержкой при максимальной температуре нагрева (At =1-3 мин) приводит к увеличению в 1,5-3 раза скорости коррозии, что, как будет показано в разделе 4.3, обусловлено изменением механизма разрушения плакированного слоя в процессе коррозионных испытаний (отслоением и удалением плакированного слоя с поверхности); - плакирование и последующая обработка поверхности образцов потоками ВТИП существенно повышают сопротивляемость коррозии исследуемых сталей, в частности, плакирование стали 20ХГНМ в режиме с выдержкой при нагреве At = 1 мин и после-дующее модифицирование поверхности азотной плазмой при Q = 22 Дж/см позволяет уменьшить скорость ее коррозии в 15 раз.
Следует отметить, что для некоторых образцов получены некорректные отрицательные величины скорости коррозии, что обусловлено увеличением массы образцов из-за осаждения на них в процессе коррозионных испытаний меди, используемой для создания окислительно-восстановительного потенциала. Оценка коррозионной стойкости данных образцов проводилась металлографическим методом.
Из результатов исследований микроструктуры плакированных образцов после обработки потоками ВТИП, представленных в разделе 3.1.3, следует, что увеличение плотности поглощенной энергии приводит к увеличению степени перемешивания элементов и сглаживанию рельефа поверхности. В связи с этим проведены сравнительные коррозионные испытания образцов, облученных потоками ВТИП, несколькими циклами по два импульса в каждом с последовательно возрастающей плотностью энергии падающего потока. Результаты рассчитанных скоростей коррозии приведены в таблице 4.4.
Полученные результаты показывают, что сглаживание рельефа поверхности образцов путем их механической полировки приводит к повышению коррозионной стойкости как исходных, так и плакированных образцов. Данный эффект обусловлен тем, что при сглаживании рельефа уменьшается площадь поверхности, контактирующей с агрессивной средой, и, кроме того, на поверхности формируется оксидная пленка с меньшим уровнем микрогетерогенности и внутренних напряжений [1].
Сравнение результатов, представленных в таблице 4.4, показало, что последовательная обработка образцов с увеличением плотности энергии потоков плазмы приводит к возрастанию сопротивления коррозии и использование оптимального, с точки зрения модифицирования структуры поверхностных слоев плакированных образцов, комбинированного режима обработки с максимальной величиной g3=28 Дж/см2 (см. раздел 3.1.3) позволяет достигнуть уменьшения скорости коррозии до 40 раз по сравнению со значением для исходных (не полированных) образцов низколегированной стали в данном цикле испытаний.
Обобщение и анализ полученных экспериментальных данных, представленных в таблицах АЛ-АЛ, позволяет сделать следующие выводы: - образцы-свидетели (подложки без плакирования и воздействия потоками ВТИП) из стали 20ХГНМ во всех проведенных экспериментах показали в пределах погрешности определения практически одинаковые значения скорости коррозии, что свидетельствует о достаточно хорошей повторяемости условий испытаний в различных циклах. Средняя скорость коррозии исходных образцов составила VK = 9,3 г/(м -ч) при среднестатистической погрешности равной 20 %; - обработка потоками высокотемпературной импульсной плазмы исходных и плакированных образцов позволяет значительно увеличить их коррозионную стойкость. При этом режим плакирования с выдержкой At = 1 мин при максимальной температуре нагрева с последующим комбинированным режимом облучения потоками азотной плаз 9 9 9 мой с Q\ =22 Дж/см + ( = 25 Дж/см + ( = 28 Дж/см (7УИмп = 2) являются наиболее оптимальными и позволяют уменьшить скорость коррозии низколегированных сталей при испытаниях методом АМУ до 40 раз.