Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Обзор л итературы 6
1.1. Основные характеристики коррозионностойких биметаллических материалов, определяющие их технологичность при изготовлении оборудования и уровень потребительских свойств 6
1.1.1. Химический состав основного и плакирующего слоя 7
1.1.2. Механические свойства двухслойной стали 9
1.1.3. Химическая и структурная неоднородность 11
1.1.4. Напряженное состояние 12
1.1.5. Качество соединения слоев 14
1.1.6.Коррозионная стойкость биметаллов 14
1.2. Особенности сварки коррозионностойких биметаллов 15
1.3. Пути повышения стойкости против различных видов коррозии сталей, используемых в качестве плакирующего слоя биметаллов . 21
1.3.1. Межкристаллитная коррозия 23
1.3.2. Коррозия под напряжением 26
1.3.3. Питтинговая коррозия 31
1.3.4. Оптимизация режима термической обработки 32
1.4. Анализ существующих способов производства коррозионностойких биметаллов и их сравнительная оценка. Преимущества способа ЭШН 35
1.4.1. Пакетный способ получения биметаллических листов 36
1.4.2. Литейный способ производства биметаллов 39
1.4.3. Получение биметаллов с использованием энергии взрыва 42
1.4.4. Получение биметаллов электрошлаковой наплавкой 44
1.5. Постановка задачи исследований 51
Глава 2. Материал и методика исследований 53
Глава 3. Технологические факторы формирования структуры и свойств коррозионностойких биметаллов, получаемых методом наклон ной ЭШН 58
3.1. Влияние технологических параметров наплавки на качество соединения слоев биметаллов. Разработка требований к коррозионностойкой стали расходуемых электродов 58
3.2. Закономерности формирования структуры плакирующего слоя и переходной зоны в процессе производства биметаллических листов 75
3.2.1. Исследование формирования структуры плакирующего слоя 75
3.2.2. Исследование переходной зоны 81
3.3. Исследование влияния режимов термообработки на структуру основного слоя и механические свойства биметаллических листов 89
Глава 4. Разработка новой экономнолегированной стали повышенной стойкости против общей и питтинговои коррозии для плакирующего слоя биметаллов, получаемых методом ЭШН 98
4.1. Исследование влияния легирования хромистой стали кремнием и ниобием на стойкость против общей и питтинговои коррозии 98
4.2. Проведение коррозионных испытаний, для определения оптимального химического состава стали 04Х14С2Б 107
4.3. Исследование структуры и коррозионной стойкости сварных соединений двухслойной стали 20+04Х14С2 и монометалла 04Х14С2Б 116
4.4. Определение перспективных областей использования биметаллической металлопродукции из стали марки 20+04Х14С2Б 122
Глава 5. Разработка технологии, освоение производства и внедрение различных видов биметаллической металлопродукции 129
5.1. Освоение в ОАО «Северсталь» производства двухслойного проката толщиной 14-30,45,50 мм для оборудования нефтеперерабатывающей, нефтехимической и других отраслей промышленности 129
5.2. Освоение в ОАО «Северсталь» производства двухслойного листового проката марки 20+04X14С2 толщиной 10 мм 132
5.3. Опыт изготовления оборудования из двухслойной стали, полученной методом наклонной ЭШНв ОАО «Пензхиммаш» 136
Выводы 138
Список источников 141
Приложение
- Пути повышения стойкости против различных видов коррозии сталей, используемых в качестве плакирующего слоя биметаллов
- Анализ существующих способов производства коррозионностойких биметаллов и их сравнительная оценка. Преимущества способа ЭШН
- Закономерности формирования структуры плакирующего слоя и переходной зоны в процессе производства биметаллических листов
- Проведение коррозионных испытаний, для определения оптимального химического состава стали 04Х14С2Б
Введение к работе
Коррозионностойкие биметаллы, в которых дорогостоящие дефицитные металлы и сложнолегированные стали и сплавы используются в качестве относительно тонких слоев в сочетании с более дешевым металлом основного слоя, находят широкое применение в различных отраслях машиностроения.
Важнейшими показателями качества двухслойного проката, определяющими его технологичность при изготовлении оборудования и эксплуатационные свойства изделия, являются сплошность и прочность соединения слоев, структура и свойства плакирующего слоя и переходной зоны. Существующие способы получения биметаллов не отвечают современным требованиям (прочность сцепления слоев не ниже 300 Н/мм2 при гарантированной сплошности соединения их на уровне класса сплошности 0 и 1 по ГОСТ 10885, повышенная коррозионная стойкость плакирующего слоя по сравнению с нержавеющими сталями, широкий размерный сортамент, экономичность технологии).
Поэтому актуальной является проблема не только разработки современных надежных и экономичных технологий получения биметаллов и создания на этой основе качественно новых видов биметаллической металлопродукции, но и создание новых экономнолегированных марок сталей плакирующего слоя обладающих повышенной коррозионной стойкостью.
Решению этой задачи и посвящена данная работа.
Проведенный сравнительный анализ известных способов производства биметаллов показал, что наиболее эффективной технологией является способ электрошлаковой наплавки (ЭШН) коррозионностойкого слоя на основу из конструкционной стали, обеспечивающей повышенную степень чистоты плакирующего слоя по примесям, а следовательно и наиболее высокую коррозионную стойкость.
Пути повышения стойкости против различных видов коррозии сталей, используемых в качестве плакирующего слоя биметаллов
Коррозионная стойкость плакирующих слоев из коррозионностойких высоколегированных сталей или сплавов в общем случае обусловлена их способностью к пассивации и длительному сохранению пассивного состояния вследствие образования на поверхности металла фазовых или адсорбционных защитных слоев.
Сопротивление коррозии плакирующих сталей вызывается, главным образом, присутствием в них хрома, который способствует образованию на поверхности металла тонкого слоя окиси, практически нерастворимой во многих коррозионных средах. Присадки никеля создают высокую стойкость в слабоокисляющих или неокисляющих средах с образованием аустенитной структуры в стали и повышением ее механических свойств. Добавки молибдена, меди и других легирующих элементов расширяют области ее применения [17].
Для повышения коррозионной стойкости применяют термическую обработку. Наиболее распространенным видом термической обработки, обеспечивающим высокую сопротивляемость коррозии аустенитных сталей, служит закалка в интервале температур 1050-1150С или стабилизирующий отжиг при температурах 930-950С для связывания углерода в карбиды титана или ниобия.
Так как закалка приводит к снижению механических свойств углеродистой стали основного слоя, то наиболее эффективным режимом термической обработки двухслойных сталей являются режимы, обеспечивающие пребывание биметалла в интервале температур стабилизирующего отжига для стали плакирующего слоя, например нормализация при температуре 900-950С. При выборе марки плакирующей стали большое значение имеет правильность оценки ее коррозионной стойкости. Такая оценка при недостаточном опыте эксплуатации оборудования в промышленных условиях не всегда достоверна. Проектирующие организации при выборе марки стали должны учитывать накопленный опыт эксплуатации плакирующих сталей определенных марок в самых разнообразных условиях (состав, концентрация, температурный режим, стойкость металла и особенно сварных соединений, характер и вид разрушения конструкций или узлов и т.п.). В качестве плакирующего слоя в отечественной и зарубежной практике находят распространение те же коррозионностойкие стали, которые применяются в виде однородного металла для аналогичных сред. В химической и нефтехимической промышленности из двухслойных коррозионностойких сталей изготавливают емкости, резервуары, колонны, реакторы, аппараты с перемешивающими устройствами, автоклавы, теплообменники, а также отдельные элементы химических машин, подобные элементам сосудов (кожухи, барабаны, бункера и т.д.) [21,39,50]. Различные агрессивные среды в которых приходится работать оборудованию из двухслойных сталей, вызывают различные виды коррозии. К основным видам коррозии сталей, используемых в качестве плакирующего слоя биметаллов, можно отнести общую коррозию, питтинговую коррозию, межкристаллитную коррозию и коррозию под напряжением. Рассмотрим пути повышения стойкости против перечисленных видов коррозии сталей. Стойкость против общей коррозии в конкретных средах определяется химическим составом стали по предварительным коррозионным испытаниям или предшествующим опытам. Существенно повысить стойкость оборудования из углеродистых и низколегированных сталей против общей коррозии, а также для обеспечения чистоты продукта во многих эксплуатационных средах, можно применив двухслойные стали с тонкими плакирующими слоями из недорогих коррозионностойких сталей, например стали марки 08X13. При обоснованном выборе марки плакирующего слоя для обеспечения стойкости против общей коррозии в конкретных средах основную опасность представляют локальные виды коррозии. Межкристаллитная коррозия - это разрушение металла по границам зерен при воздействии химического реагента. Распространение коррозии в глубь металла по границам зерен происходит сравнительно быстро, причем тем быстрее, чем крупнее зерно аустенита, так как в крупнозернистой стали общая протяженность границ зерен меньше, чем в мелкозернистой. Межкристаллитная коррозия особенно опасна, так как часто ее нельзя обнаружить невооруженным глазом, а снижение прочности металла при этом оказывается значительным [6]. В настоящее время накоплен обширный фактический материал по влиянию термообработки, состава сталей и других факторов на межкристаллитную коррозию (МКК) нержавеющих сталей [22,51,55]. Сложность явления МКК и зависимость его от многих факторов не позволяют все возможные случаи коррозии свести к одному механизму. Наиболее обоснованной причиной возникновения межкристаллитной коррозии коррозионностойких сталей в подавляющем большинстве случаев следует считать обеднение хромом границ зерен вследствие выделения на них при отпуске фаз, богатых хромом. Наиболее часто МКК связана с образованием карбидов хрома. При отпуске в опасной зоне температур по границам зерен происходит выделение карбидов хрома, вследствие чего резко понижается концентрация углерода и хрома в приграничной области. Так как скорость диффузии углерода значительно выше, чем хрома, то при дальнейшем росте карбидов используется почти весь углерод твердого раствора, а хром только в зоне роста карбидов, т. е. около границ. В результате в приграничной области образуется зона с пониженным содержанием хрома. При увеличении времени выдержки и температуры нагрева скорость диффузии хрома может превысить скорость диффузии углерода, так как концентрация хрома в объеме зерна практически не изменилась, а углерода сильно снизилась из-за образования карбидов. То есть разница в концентрации хрома в теле зерна и на границе будет больше чем углерода. Это приводит к выравниванию концентрации хрома в объеме зерна и на границе. Коррозионная стойкость границ при этом повышается и склонность к МКК снижается. Согласно этим представлениям процессы возникновения и устранения склонности к МКК определяются объемной диффузией хрома, которой должна соответствовать одна и та же величина энергии активации. Однако из кривых Ролласона, как показал И. А. Левин [51], следуют два значения энергии активации, одно из которых близко к значению энергии активации объемной диффузии хрома (-50 Дж/г-атом), а второе значительно выше (-160-250 Дж/г-атом): последнее следует относить к процессу диффузии хрома по границам зерен. Теория обеднения границ зерен по хрому экспериментально подтверждается химическими и электрохимическими методами. Результаты анализа продуктов коррозии после испытания на МКК показывают, что отношение железа к хрому в продуктах коррозии значительно превышает среднее их отношение в сплаве. Наблюдаемое увеличение скорости растворения сталей в состоянии склонности к МКК связано с понижением содержания хрома на границах зерен. Обеднение границ зерен хромом для сплавов, находящихся в состоянии склонности к МКК, было подтверждено с помощью электронного микрозонда диаметром Юнм для сталей состава 18CrlONi и 17Crl2Ni2Mo [96].
Анализ существующих способов производства коррозионностойких биметаллов и их сравнительная оценка. Преимущества способа ЭШН
Важнейшими параметрами качества двухслойного проката, определяющими его технологичность при изготовлении оборудования, а также потребительские свойства изделий из биметалла, являются, как было указано в п.1.1., сплошность соединения слоев, контролируемая методами ультразвуковой дефектоскопии, и прочность сцепления слоев, характеризуемая сопротивлением срезу. Указанные характеристики зависят, в первую очередь, от технологии получения биметаллической заготовки, а точнее от характеров процессов, протекающих на границе раздела металлов при их соединении. По характеру этих процессов можно выделить четыре основных способа получения биметаллов [56.]
Способ пакетной прокатки — соединение металлов в твердом состоянии при их совместной пластической деформации, в частности при горячей прокатке;
Литейный способ — соединение происходит в результате взаимодействия расплавленного металла с твердым, то есть в процессе кристаллизации одного металла на подложке из другого с последующей горячей прокаткой;
Сварка взрывом — соединение происходит с помощью метания одного металла на другой взрывной волной, при этом вследствие высоких скоростей соударения и давления в зоне контакта происходит очистка поверхностей, их активация и образование соединения.
Способ электрошлаковой наплавки плакирующего слоя на заготовку (сляб) основного слоя — соединение плакирующего слоя с основным происходит благодаря проплавленню основного слоя на определенную глубину и перемешиванию наплавляемого металла с расплавленным металлом основы.
Различный характер процессов на границе раздела определяет и различное качество соединения слоев. Рассмотрим более подробно каждый из перечисленных выше способов получения биметаллов.
При пакетном способе производства биметаллов прочная связь между соединяемыми металлами образуется вследствие значительных сжимающих напряжений, которые вызывают интенсивную пластическую деформацию слоев, сопровождающуюся образованием новых ювенильных поверхностей на контактных плоскостях.
Для каждой конкретной пары соединяемых металлов требуются определенная температура и степень деформации, а в ряде случаев и прослойки, облегчающие процесс схватывания или исключающие образование хрупких фаз на границе раздела [24]. Технологическая схема пакетного способа при использовании симметричных четырехслойных пакетов включает в себя комплекс операций, связанных с подготовкой элементов пакета, сборкой и сваркой пакета, выполняемых в специальном пакетосборочном цехе (отделении), рис. 1.2. [24].
Подготовка слябов основного слоя состоит в строжке или фрезеровке по одной широкой грани. Глубина строжки должна быть минимальной, но при этом обеспечивать удаление всех поверхностных дефектов и окисленных мест. Подготовка пластин плакирующего слоя в том случае, когда их вырезают из катаных и травленных листов нержавеющей стали, сводится к нанесению одностороннего защитного покрытия. Наилучшим материалом покрытия является никель, наносимый электролитическим способом или методом металлизации. На вторую сторону плакирующего металла наносят разделительную огнеупорную массу слоем толщиной 0,5-1,0 мм, служащую для предохранения от сваривания верхнего и нижнего двухслойных листов при прокатке пакета. Прямоугольные планки, привариваемые по периметру пакета, должны быть простроганы по граням, соприкасающимся со слябами основного слоя.
Собранные пакеты сваривают по периметру герметичным швом полуавтоматическим или автоматическим сварочным автоматом на специальном кантующем устройстве. Биметаллические листы толщиной до 25 мм изготовляют путем прокатки симметричных пакетов, а листы толщиной 25 - 50 мм чаще всего путем прокатки несимметричных пакетов. На практике большее распространение получили симметричные пакеты.
Готовые четырехслойные пакеты нагревают в кольцевых, камерных, или методических печах и прокатывают на блюменге и/или листопрокатных станах на раскаты толщиной, равной, двойной толщине листа. Температура нагрева перед прокаткой пакетов коррозионностойкой двухслойной стали обычно 1200-1250 С. Важным условием надежного схватывания разнородных слоев биметалла и сплошности сцепления является обеспечение возможно большего суммарного обжатия пакета (не менее 5-ти кратного). Отклонения от оптимальных условий процесса при пакетной прокатке (нарушение сплошности покрытия пластин и обварки пакета, малая степень обжатия, разрыв в процессе прокатки и др.) приводят к нарушению сплошности сцепления слоев и возникновению расслоений, размеры которых могут достигать несколько сотен и даже тысяч квадратных сантиметров. Расслоения чаще наблюдаются на толстых двухслойных листах. На листах толщиной менее 12-14 мм расслоения в процессе изготовления аппаратов обнаруживаются редко. Для исправления дефектов в таких случаях необходимо производить удаление отслоившегося плакирующего слоя и исправление дефектов наплавкой.
Раскатанные пакеты подвергают термообработке, правке, обрезке и разделению на готовые двухслойные листы. В качестве термической обработки раскатов с плакирующим слоем из хромоникелевых и хромоникельмолибденовых сталей с «незакаливающимся» основным слоем обычно применяют нормализацию с нагревом при 920-950 С в течение 2 мин на 1 мм толщины биметалла. Для ускорения охлаждения используют вентиляторы. Листы с плакирующим слоем из стали 08X13 после нормализации подвергают отпуску при 680-700 С с выдержкой 2-2,5 мин на 1 мм толщины листа. Отпуск необходим для устранения хрупкой структуры, которую сталь плакирующего слоя приобретает после нормализации [95].
Закономерности формирования структуры плакирующего слоя и переходной зоны в процессе производства биметаллических листов
Важнейшими показателями качества двухслойных листов, определяющими их потребительские свойства, являются структура и свойства плакирующего слоя и граничной зоны. Исследованию влияния этих свойств посвящено много работ [ 19,20,21,23,32,52] и этот вопрос достаточно изучен применительно к биметаллам, полученных способом пакетной прокатки, заливкой, сваркой взрывом. Однако, применительно к методу наклонной электрошлаковой наплавки, закономерности формирования плакирующего слоя и переходной зоны малоизучены и представляют интерес, так как структура наплавленного слоя и переходной зоны влияет на пластичность и качество плакирующего слоя.
Структура стали плакирующего слоя и переходной зоны, формируется в процессе наплавки коррозионностойкой стали на основу из углеродистой или низколегированной стали, промежуточной прокатки на стане «2000», прокатки на требуемую толщину листа на стане «2800» и его термообработки.
Исследование структуры основного (ОС), плакирующего слоев (ПС) и переходной зоны (ПЗ), значения микротвердости по толщине листа, а также распределения содержания основных легирующих элементов проводили на образцах, вырезанных из двухслойного сляба, двухслойного подката и готового двухслойного листа.
Особенностью двухслойных листов, полученных методом наклонной электрошлаковой наплавки, является волнообразная поверхность раздела плакирующего и основного слоя. Период соответствует расположению электродов по ширине наплавляемого сляба. Толщина слоя в участках под электродами (ПЭ) больше, чем между электродами (МЭ) и может отличаться на 30 %.
Химический состав наплавленного слоя 08Х18Н10Б исследованных образцов приведен в таблице 3.5. Рассмотрим подробно каждую составляющую биметалла.
Формирование структуры стали плакирующего слоя, как указывалось выше, происходит в несколько стадий. На первой стадии в состоянии после наплавки образуется литая структура, состоящая из у-твер дого раствора и 5-феррита. Вблизи линии сплавления количество 8-феррита в МЭ и ПЭ составляет, соответственно 3% и 5%.
Особенностью литого состояния наплавленного слоя является неравномерное распределение 8-феррита, количество которого в поверхностных слоях плакирующего слоя больше, чем вблизи линии сплавления (Рис.3.4,3.5). Данное явление объясняется тем, что вблизи линии сплавления происходит значительное перемешивание металла плакирующего и основного слоев с повышением содержания аустенитообразующих элементов углерода и марганца. На развитие структурной и химической неоднородности значительное влияние оказывает ниобий, который, являясь сильно-ликвирующим элементом наряду с углеродом и серой концентрируется в междендритных пространствах с образованием карбонитридов Nb, причем как в аустените, так и в 8-феррите (Рис.3.6.). Использование ниобия в качестве стабилизирующей добавки в стали плакирующего слоя марки 08Х18Н10Б для обеспечения стойкости против МКК вызвана значительным выгоранием титана в процессе электрошлаковой наплавки;
Следующей стадией является прокатка двухслойного сляба на промежуточную толщину (подкат толщиной 190 мм, степень обжатия 30-40%). При нагреве заготовки под прокатку (=1250С выдержка 4 часа 30 мин) аустенитная структура с участками 8-феррита сохраняется, что приводит при прокатке к ориентированию 5-феррита вдоль направления прокатки (преимущественно в верхних слоях плакирующего слоя) Рис.3.7.
Завершающая стадия формирования структуры стали плакирующего слоя включает прокатку на необходимую толщину и термообработку готового листа (нормализацию в проходной печи). В результате полностью исчезает деформационная вытянутость зерен аустенита, они приобретают форму соответствующую аустенитным сталям типа 18-10, рис.3.8. Полученная структура стали обеспечивает удовлетворительные механические свойства: относительное удлинение не ниже 24-25% и изгиб на 180 плакирующим слоем наружу и внутрь без разрушения.
Несмотря на существенную неоднородность литой структуры стали плакирующего слоя в двухслойной заготовке, горячая прокатка в две стадии с суммарными обжатиями не менее 80% (вытяжка не менее 5) обеспечивает качественную проработку и гомогенизацию структуры плакирующего слоя.
Проблемы обеспечения равномерной структуры плакирующего слоя, высокой пластичности и связанных с этим положительных результатов испытаний на изгиб плакирующим слоем наружу возникли при получении промышленной партии двухслойных листов марки 12ХМ+08Х18Н10Б толщиной 45-50 мм. Толщина исходных двухслойных слябов, задаваемых на прокатку на стан «2800» составляла 200 мм. То есть при получении листов толщиной 45 мм вытяжка при горячей прокатке составила 4,4 (суммарное обжатие 77%), а при получении листов толщиной 50 мм вытяжка составила 4,0 (суммарное обжатие 75%). Часть полученных листов, особенно в толщине 50 мм, не выдержала испытаний на изгиб плакирующим слоем наружу. Вероятно, значения обжатий при горячей деформации на уровне 75-77% не гарантируют получения после прокатки равномерной структуры и удовлетворительной пластичности. Микроструктура стали характеризуется значительной разнозернистостю.(Рис.3.9)
В то же время, при прокатке двухслойных заготовок, полученных методом наклонной ЭШН, на листы толщиной ПО мм на стане «5000», когда степень обжатия составила также 76% (вытяжка 4,3), проблем с пластичностью плакирующего слоя не возникало. Все листы выдержали испытания на изгиб плакирующим слоем наружу. При этом микроструктура также характеризуется разнозернистостью аустенита, что свидетельствует о недостаточной проработке литой структуры и в этом случае. Прокатка на конечную толщину в этом случае осуществлялась после более длительного (более 20 часов) нагрева заготовок под прокатку, что привело к некоторому выравниванию химического состава и микроструктуры стали плакирующего слоя. То есть такой продолжительный нагрев под прокатку стал гомогенизирующим отжигом для наплавленного слоя с литой структурой, что привело к получению удовлетворительной пластичности после горячей прокатки.
Таким образом, для обеспечения равномерной микроструктуры и высокой пластичности плакирующего слоя в двухслойных листах, полученных методом ЭШН, необходимо использовать высокие обжатия при горячей прокатке — не менее 80% (вытяжка — не менее 5). При невозможности обеспечения указанных обжатий при горячей прокатке следует либо проводить гомогенизирующий отжиг биметаллической заготовки перед прокаткой, либо назначать длительный нагрев под прокатку, обеспечивая время пребывания стали плакирующего слоя при температурах выше 1100С не менее 10 часов.
Проведение коррозионных испытаний, для определения оптимального химического состава стали 04Х14С2Б
Исследование проводили на образцах всех указанных в табл.4.1 плавок. Испытания включали серию электрохимических измерений и коррозионные испытания. Для проведения электрохимических измерений вырезали пластины площадью 0,5-1,0 см2, для коррозионных испытаний образцы размером 20x40 мм. Поверхность всех образцов шлифовали до состояния зеркального блеска. Проводили испытания образцов в состоянии после отжига 760С и после закалки от 850С. Электрохимические измерения заключаются в снятии потенциодинамических поляризационных кривых, по виду которых можно определить тип растворения металла и его характеристические параметры — токи и потенциалы. В кислых растворах определяли: ікр - критический ток пассивации; Екр — критический потенциал пассивации, соответствующий ікр; Епп- потенциал полной пассивации, при котором достигается полная пассивация рабочей поверхности. В нейтральном хлоридном растворе определяли: Епо — потенциал питтингообразования, характеризующий устойчивость пассивной пленки против локального пробоя; ЕрП — потенциал репассивации, разграничивающий области устойчивого пассивного состояния и питтинговой коррозии. Согласно результатам потенциодинамических испытаний в кислых сульфатных растворах все сплавы находятся в активном состоянии. Для сплавов с определенным содержанием хрома (13 и 11,1%) и кремния (1 и 2,5%), строили зависимости электрохимических характеристик пассивируемости от содержания второго элемента. В качестве примера на рис. 4.3 приведена зависимость критического тока пассивации от содержания кремния в сплавах.
Анализ зависимостей коррозионно-электрохимических характеристик пассивируемости от состава сплавов Fe-Cr-Si показал, что с увеличением суммарного содержания в сплавах хрома и кремния облегчается их пассивируемость — снижается критический ток пассивации, критический потенциал пассивации и потенциал полной пассивации смещаются в сторону отрицательных значений, то есть происходит общее сужение области активного растворения. Одинаковые величины характеристик пассивируемости соответствуют сплавам с одинаковым суммарным содержанием хрома- и кремния, однако концентрация в них каждого из легирующих элементов может существенно (на 2%) различаться. Таким образом, определяющим фактором является не концентрация одного из легирующих элементов (хрома или кремния), а некоторая их функция. Подбором возможных вариантов функций было выявлено, что рассматриваемые характеристики зависят от суммы содержания в сплаве хрома и кремния (рис.4.5.) Согласно результатам потенциодинамических испытаний в слабо концентрированном по хлориду (0,003 М) нейтральном (рН 7,4) боратном буферном растворе все сплавы подвергаются питтинговой коррозии. Об этом свидетельствует взаимное расположение потенциала свободной коррозии и репассивации. Практически для всех исследованных сплавов Ерп оказывается несколько отрицательнее Екор. Однако характеристики стойкости сплавов против питтинговой коррозии различны. Анализ полученных результатов показал, что как и характеристики пассивируемости, характеристики питтингостоикости сплавов зависят -от суммарного содержания в них хрома и кремния (рисунок 4.5, таблица 4.3). Увеличение суммарного содержания хрома и кремния в сплавах до 12,5% приводит к смещению характеристических потенциалов питтинговой коррозии в положительную сторону. Дальнейшее увеличение суммы Ccr+ Csi в пределах (12,5-15)% не вызывает изменения Епо и Ерп.
Повторный сдвиг рассматриваемых потенциалов в положительную сторону происходит при Сс г + CSi 14%. Модификация сплавов титаном приводит к существенному облагороживанию Епо и практически не влияет на величину Ерп. Заметного влияния концентрации углерода на характеристические потенциалы питтинговой коррозии не обнаружено. Базисы питтингостоикости — основной АЕрп (Ерп - Екор) и дополнительный АЕпо (Епо - Екор), также определяются суммарной концентрацией в сплавах хрома и кремния. Их изменение с ростом CCr + Csi подчиняется закону, сходному с выявленным ранее для граничных потенциалов питтинговой коррозии (рис.4.6). При суммарном содержании хрома и кремния более 14% АЕП0 становится положительным, то есть сплав указанных составов в рассматриваемых условиях не подвергается питтинговой коррозии. Модификация сплавов титаном приводит к резкому повышению Епо и слабо влияет на АЕрп. Содержание углерода практически не оказывает влияния на электрохимические характеристики питтингостоикости.
Похожие диссертации на Технологические факторы формирования структуры и свойств коррозионностойких биметаллов, получаемых методом электрошлаковой наплавки
