Содержание к диссертации
Введение
1. Основные закономерности коррозиошо-механического разрушения сталей (аналитический обзор) 8
1.1. Коррозионное растрескивание 9
1.2. Коррозионная усталость 13
1.3. Кавитация 16
1.4. Кавитационная стойкость сталей 23
1.4.1. Кавитационная стойкость мартенситностаревдих сталей 26
1.4.2. Кавитационная стойкость нестабильных сталей . 29
1.5. Постановка задачи 33
2. Материалы и методы исследования 34
2.1. Материалы 34
2.2. Методы изучения коррозии при кавитации и оценки факторов разрушения сталей ' 36-
2.2.1. Обзор методик 36
2.2.2. Поляризационный метод изучения коррозии и разделения составлящих разрушения при одновременном кавитаци-онном воздействии среды 42
2.3. Кавитационные испытания на ударно-эрозионном стенде 45
2.4. Методы исследования 47
2.4.1. Исследование структуры сталей 47
2.4.2. Механические испытания 48
2.4.3. Физические методы исследования 48
2.4.4. Исследование характера кавитационно-коррозионного разрушения сталей 50
3. Влияние электрохимических факторов на каейтационное разрушение сталей 51
3.1. Интенсивность кавитации 51
3.1.1. Влияние интенсивности кавитации на стационарный потенциал 52
3.1.2. Влияние интенсивности кавитации на характер кривых катодной поляризации 55
3.1.3. Влияние интенсивности кавитации на характер кривых анодной поляризации 61
3.1.4. Влияние интенсивности воздействия среды на кавитационно-коррозионную стойкость сталей 70
3.2. Поляризация стали 73
3.3. Концентрация раствора 80
3.4. Температура среды 85
3.5. Выводы 86
4. Влияние структуры и структурных превращений на каейтацйонно-коррозионное разрушение сталей 88
4.1. Влияние мартенсита деформации на кавитационно-коррози-онное разрушение сталей 88
4.2. Изменение коррозионной стойкости сталей в условиях кавитации после отпуска 102
4.2.1. Влияние упорядочения на коррозионную стойкость сталей при кавитации 103
4.2.2. Влияние старения на коррозионную стойкость сталей при кавитации 108
5. Разработка стали . 112
5.1. Обоснование выбора состава стали 112
5.2. Общая характеристика стали 03ХІ0Н5ІШЗДТЮС 115
5.3. Кавитационно-коррозионная стойкость стали 03П0Н5КМЗДТЮС 125
Заключение 139
Литература 149
Приложение 166
- Кавитация
- Кавитационные испытания на ударно-эрозионном стенде
- Поляризация стали
- Изменение коррозионной стойкости сталей в условиях кавитации после отпуска
Введение к работе
Явление кавитационной эрозии сталей в настоящее время изучено довольно подробно, однако, вопросу влияния коррозии на этот вид разрушения уделено недостаточно внимания. Тем не менее, с развитием техники проблема повышения работоспособности многих деталей машин и аппаратов в условиях комплексного нагружения, каким является кавитационно-коррозионное воздействие, представляется весьма актуальной. Такому воздействию подвергаются роторы компрессоров тита-но-магниевого производства, различные кислотопроводы, турбины насосов, прессы и другие узлы, соприкасающиеся с быстротекущими агрессивными потоками [ I ], на предприятиях цветной металлургии, химической, нефтяной и пищевой отраслей промышленности. Одним из основных требований, предъявляемых к материалам деталей химического производства, в частности турбин насосов по перекачиванию кислот [ 2 ], является их высокая коррозионная стойкость. Тогда как с учетом эрозионного фактора кавитационно-коррозионная стойкость сталей будет определяться их способностью сопротивляться комплексному на-гружению, основными факторами которого в данном случае (нормальные температуры) являются коррозионный и механический [ 3-5 1.
Изучение особенностей коррозионно-эрозионного разрушения сталей: оценка его составляющих, влияние на них структурных и электрохимических факторов, исследование кинетики эрозии в различных условиях испытаний - позволит иметь более полное представление о его механизме с целью изыскания путей повышения стойкости материалов к исследуемому виду нагружения.
Работа выполнялась в соответствии с Постановлением Госкомитета по науке и технике СССР от 14.07.74 г. із 357 и Координационным планом АН СССР "Конструкционные материалы для новой техники" (направление 2. ,9.2).
Данная работа посвящена изучению особенностей коррозии и эрозии сталей при кавитационном воздействии химически активных сред с учетом этих двух факторов и разработке стали, стойкой к подобного вида нагружению. Для решения поставленной задачи была создана опытная установка, позволяющая изучать электрохимические процессы (характер катодной поляризации, пассивируемость, степень ионизации металла и т.д.), протекающие в сталях при кавитационном воздействии среды и разделять факторы кавитационно-коррознойного разрушения. Б работе проводились металлографические и электронномикроскопические исследования, рентгеноструктурный и магнитометрический анализ, механические испытания, определялись микротвердость и коэффициент шероховатости поверхности образцов после кавитационных испытаний, использовались также физические методы исследования (резисто- и дилатометрия) и фотометрирование рабочих растворов.
Полученные результаты и анализ литературы позволили обнаружить определенные закономерности в процессах кавитационно-коррозионного разрушения, коррозионной усталости и коррозионного растрескивания сталей. На основании результатов кавитационно-коррозионных испытаний сталей различных классов, электронномикроскопических исследований и сравнения предполагаемых механизмов их разрушения было показано, что мартенситная структура является более кавитацион-ностойкой и коррозионноетонкой при данном виде нагружения. Характер разрушения мартенситной структуры равномерный без развитых локальных очагов разрушения.
Другой закономерностью разрушения материалов при коррозион-но-механическом воздействии среды, является зависимость скорости распространения трещин от условий поляризации стали: при катодной поляризации развитие трещин в условиях подобного нагружения возможно, а в случае анодной поляризации развитие трещин коррозионной усталости замедляется, а коррозионного растрескивания - затормаживается практически полностью. Исследования, проведенные в данной работе, показали, что в условиях кавитации катодная поляризация интенсифицирует разрушение, а анодная уменьшает степень разрушения на П стадии эрозии (интенсивная кавитация).
Исследования показали, что кавитация повышает долю кислородной деполяризации в суммарном катодном процессе коррозии сталей за-счет ускорения диффузии кислорода к катоду. Ускорение анодного растворения сталей при кавитационном воздействии среды связывалось с проявлением механоэлектрохимического эффекта.
С учетом полученных результатов разработана кавитационностой-кая мартенситностареющая сталь типа 03ХІ0Н5К5МЗДТЮС, которая показала высокую стойкость при кавитационном воздействии растворов серной, фосфорной и азотной кислот. Эффект от внедрения стали составил 104,6 тыс.рублей годовой экономии.
Ба защиту выносятся следующие результаты:
1. Разработанная методика исследования коррозионных свойств сталей при одновременном кавитационном воздействии активной среды и разделения факторов коррозионно-эрозионного разрушения.
2. Предложенный механизм коррозии сталей при кавитации на основе поляризационных, структурных и фотометрических исследований,а также анализа характера разрушения сталей.
3. Результаты исследований влияния структуры (без изменения химического состава) и структурных превращений в сталях на их кор-розионно-эрозионное разрушение.
4. Разработка кавитационностойкой нержавеющей мартенситноста-реющей стали для работы в ряде агрессивных сред.
Кавитация
Кавитационное разрушение обусловлено непосредственными ударами струи жидкости о поверхность металла; давлением, возникающим при образовании и захлопывании газовых (воздушных) пузырей; химическим воздействием агрессивных реагентов, активирующихся в быстротекущем потоке; ультразвуковыми колебаниями, возникающими при образовании и смыкании пузырьков; электрическигли разрядами, появляющимися в момент разрушения и т.д. [ 1,42 ]. При этом максимальные импульсные напряжения, действующие на поверхность металлов, достигают 5000... 6000 МИа Г43 J. Бремя действия импульсов составляет I0 5[l]... 10 [ 44 ] секунд. Размеры участков, воспринимающих ударную нагрузку, составляют І0 5 мм2 [і»43 J , глубина деформируемого слоя - от несколь ких десятков до нескольких сотен микрон L 43 J. Отмеченные особенности кавитационного воздействия среды: большие удельные нагрузки, мгновенность, локальность и многогранность нагружения позволяют отнести его к микроударным нагружениям [з J.
Характер напряженного состояния поверхностных слоев металла при кавитационном воздействии по общепринятым представлениям таков, что в центре зоны действия микроструи, образующейся при захлопывании кавитационного пузырька, находится локальная область сжатия LI5J , в этих слоях напряжения изменяются во времени по знаку, и по величине на участках, соизмеримых со структурными составляющими. В рассматриваемых условиях зарождение и особенно распространение микротрещинотличается от аналогичных процессов в статически и динамически мак-ронагруженных образцах [45 ].
В результате кавитационного воздействия химически неактивной среды происходят следующие процессы: в инкубационный период в поверхностных слоях стали (порядка нескольких микрон [ 46 J) протекают процессы пластической деформации, которые приводят к развитию микрорельефа поверхности, что сопровождается искажением кристаллической решетки второго рода, дроблением блоков мозаики, общей разориентаци-ей фрагментов [43 J, появлением линий и полос скольжения, ростом.значений микротвердости [43,46 J. Исследования микроструктуры образцов из аустенитной нержавеющей стали 06XI8H9 подвергнутой кавитационной эрозии в воде [47 ] показали, что в начальные моменты инкубационного периода в стали наблюдаются линии скольжения. В отдельных зернах име - -ет место как единичное, так и множественное скольжение одновременно по трем системам. Изменение прочностных свойств поверхностного слоя при кавитационном нагружении поликристаллического никеля(99,98$) в воде носит, как в случае коррозионной усталости [48 ], циклический характер [46 ] . Возрастание микротвердости в начальный период связывается с микроупрочнением кристаллической решетки при пластической деформации, обусловленной ударным воздействием среды. Упрочнение поверхностного слоя сначала идет более быстро, затем замедляется. Это по мнению авторов, может быть связано с двумя механизмами: (а) со снижением интенсивности работы дислокационных источников, так как упругие напряжения дислокационных скоплений тормозят прогибание дислокационного сегмента до критического радиуса, необходимого для генерирования дислокационной петли; (б) с некоторым стоком дислокаций к микротрещинам. Последнее играет, очевидно [ 46 J , более существенную роль при разупрочнении поверхностного слоя. Это разупрочнение характеризуется спадом на кривой упрочнения при увеличении продолжительности испытаний от I до 2 часов.
При более длительном кавитационном воздействии (период интенсивной кавитации) дислокации образуют скопления, что приводит к появлению микротрещин в приповерхностном слое[49 ] . Если дислокации сосредоточиваются у препятствия, то на головную дислокацию действует не только внешнее напряжение, но и сила взаимодействия с другими дислокационными скоплениями, причем, эта сила пропорциональна приложенному напряжению и числу дислокаций в скоплении. При наличии большого числа линейных дефектов в скоплении и под действием внешних сил в голове скопления возникают упругие напряжения, превышающие теоретическую прочность на сдвиг, который вызывает нарушение сплошности материала. Микротрещины образуются в тех локальных областях - -металла, где исчерпывается возможность упругого деформирования кристаллической решетки, и плотность дислокаций достигает критической величины [ 49 J
Период установившейся кавитации характеризуется развитостью рельефа, что свидетельствует о значительной степени деформации, обусловливающей вязкую составляющую разрушения. Подобную картину наблюдали как в вязких (чистый 1\1 99,99$ [50] ), так и в хрупких материалах, в частности, в марганцевом аустените, склонном к хладноломкости при испытаниях в условиях макронагружения. При кавитации в жидком азоте разрушению предшествует значительная пластическая деформация [ 45,51 J .
Завершающая стадия кавитационного разрушения представляет собой хрупкий скол, плотность которого определяется структурными особенностями материала [ 43 J. Например, в двухфазном L - Р -сплаве Т —бА —4 [ 52 J разрушение происходит вдоль кристаллографических полос скольжения в оі-фазе.
Подобный механизм разрушения, состоящий из четырех основных стадий, характерен практически для всех материалов с тем отличием, что отдельные стадии разрушения могут проявляться ярче, другие слабее. Так, например [ 53 J , расширить инкубационный период вязких материалов (алюминий, железо) могут приложенные в процессе кавитации растягивающие напряжения, хотя при этом ускоряются последующие стадии разрушения. Увеличение инкубационного периода в этом случае связано с предотвращением пластического течения поверхностного слоя под влиянием растягивающих напряжений [53 J.Одним из механизмов пластической деформации материалов под действием кавитации является процесс двойникования в сталях. Изучение механизма и скорости эрозии в железе и цинке [ 54,55J показало,
Кавитационные испытания на ударно-эрозионном стенде
Помимо испытаний на магнитострикционном вибраторе кавитационная стойкость определялась при испытаниях на ударно-эрозионном стенде по методике [lI4 ] . На рис.2.3 приведена схема установки, которая содержит испытательную камеру (I) с ротором (2), образцы (3), размещенные на наружной окружности ротора, привод (4) вращения ротора, емкость (5) для среды, трубопроводы (6-8) для подачи сжатого газа в емкость (5) от баллона (9), нагреватель (10) и сопло (II), установленное на трубопроводе, в котором выполнено отверстие (12 - рис.2.36)и сообщенные с ним каналы (13), маховик (14), насос (15) и краны (16).
Емкость заполняется средой, в узлах крепления размещают образцы, с помощью маховика наворачивается сопло, устанавливается нужное рас На основании предварительно проведенных экспериментов стандартным методом спектрофотометрического анализа [іІЗ ] было установлено, что избирательного растворения компонентов сплава в условиях кавитации не происходит, поэтому Вт выбирали в зависимости от процентного состава стали. -стояние до образца и диаметр канала Сс, . Испытания могут проводить ся в нагретой среде и с растворенным в ней газом. Таким образом, эта методика позволяет проводить испытания в жестких условиях по температуре, составу и газонасыщенности среды.
Кавитационно-коррозионная стойкость определяется по потерямвеса.микроструктура сталей изучалась с помощью оптического микроскопа Relriert при увеличениях 200...1400 (с иммерсией в кедровомттго N масле с преломляющей способностью Ил =1,516). Применялись механическая и электролитическая полировки, химическое и электрохимическое травление в различных электролитах в зависимости от структуры и химического состава сталей.
Тонкая структура сталей исследовалась на электронном микроскопе ЭМВ-ЮОЛ". Структура мартенсита в мартенситностареющих сталях, а также тип и размер упрочняющих фаз изучались методом фольг и угольных реплик. Утонение пластинок для фольг проводилось в универсальном электролите (450 мл Н3Р04 + 60 г СгОь ) при U = 25 в и J = = 0,3...0,5 А. Окончательная электрополировка фольг осуществлялась с помощью хлорноуксусного электролита ( 9О СЦьС00Н + 10% ЦСІО ) при плотности тока 0,7 А/см .
Реплики отделялись электролитически в 5%-растворе Иг СЦ в метиловом спирте при U = 4...6 в, затем промывались в этиловом спирте.
Определение фазового состава сталей проводилось на магнитометре Штейнберга-аозина и с помощью рентгеноструктурного анализа на диф рактометре УРС-50ИМ в re К -излучении по стандартной методике. Для снятия наклепанного слоя перед съемкой образцы электроплирова-лись в растворе 430 мл Н,Р0, + 50 г О О, + 10 мл
Твердость исследуемых сталей измерялась на приборе Роквеллаалмазной пирамидкой при нагрузках 100 и 150 кг.
Микротвердость определялась на приборе ПМТ - 3 при нагрузке 50 г. Определение твердости в обоих случаях производилось путем усреднения 7...9 измерений.
Механические свойства сталей определяли при одноосном растяжении стандартных пятикратных образцов (ГОСТ 1497-73) на машине ИМ-І2А. с диаграммной записью. Предварительное деформирование стали I0H8H9T проводилось на. 30-т разрывной машине GDMU -30 на образцах по ГОСТ 1497-73 с помощью специально сконструированного для растяжения в жидком азоте захвата. После этого из них изготовлялись рабочие образцы (рис.2.2) таким образом, чтобы кавитируемая поверхность приходилась на зону растяжения разрывных образцов.
Испытания на ударный изгиб проводились на маятниковом копре МК-30 на образцах с надрезом (ГОСТ-9454-78).
В работе определялись температурные зависимости удельного электросопротивления и удлинения образцов исследуемых сталей. Для измерения удельного электросопротивления использован потенциометрический метод, основанный на сравнении падения напряжения на образце с падением напряжения на эталонном сопротивлении, Удельное электросопротивление рассчитывалось по формуле: где І/хДіс- измеренные падения напряжения на образце и эталонном сопротивлении соответственно; К - эталонное сопротивление, 0,001 ом; 0І - диаметр рабочей части образца, см; /І - расстояние между потенциальными контактами, см. Проводились также исследования на дифференциальном дилатометре с фоторегистрирующим прибором системы Шевенара в интервале температур 0..,950С, нагрев образца осуществлялся со скоростью около 200/час, охлаждение - 100/час. Для определения температурных интервалов использовалась головка высокой чувствительности Н5 с коэффициентом увеличения температур - 120 на 100 и удлинения - 600. Точность измерения удлинения с эталоном из сплава пирос составила 0,035хЮ 3 мм + ЮС.
Фазовый состав мартенситностареющих сталей определялся с помощью магнитометра Штейнберга-Зюзина по формуле:где %М - содержание магнитной фазы;CLSJ- отброс зайчика по шкале от эталона; ОІоБр-мет- отброс зайчика по шкале с учетом поправки на размеры эталона.Анализ характера кавитационно-коррозионного разрушения проводился на растровых электронных микроскопах JSM-U3 и StereoScan-IQO при увеличениях 1000. ..10000.
Поляризация стали
Было рассмотрено , как влияет анодная поляризация (в области пассивации) на процесс кавитационнои эрозии сталей. С этой целью были проведены кавитационные испытания сталей I0XI8H9T и ЭИ-943 в относительно инертной среде (дистиллированная вода) при наложении пассивирующего потенциала и без него (рис.3.10). В исходном состоянии (без поляризации) кинетическая кривая разрушения имеет обычный вид с очень малыми потерями массы стали в инкубационном периоде. На этой стадии в поверхностных слоях стали I0XI8H9T протекают процессы пластической деформации, сопровождающиеся повышением плотности дислокаций, фрагментацией зерен (рис.З.Па-г), появлением плоских дефектов (рис.ЗЛ1б,в), расщеплением дислокаций с образованием дефектов упаковки (рис.З.Пг,д). (Темные пятна на фотографиях - карбиды титана II ). Одним из процессов, предшествующих П стадии разрушения, является формирование ячеистой субструктуры (рис.3.Не), которое возможно при активировании поперечного скольжения дислокаций. Характерно, что при этом дефекты упаковки в структуре отсутствуют. Все перечисленные процессы приводят к упрочнению стали (рис.3.12) и вследствие этого к зарождению в приповерхностном слое микротрещин, в частности, при достижении плотностью дислокаций в голове скопления критической величины. Образование микротрещин способствует стоку дислокаций и интенсивному разупрочнению стали [46 ] .
Период интенсивной кавитации характеризуется возрастанием количества микротрещин, их распространением и образованием новых [49 J. Период установившейся кавитации в условиях данного эксперимента не наблюдался.
Существенно видоизменяется кинетическая кривая кавитационнои -эрозии при поляризации (рис.3.10): разрушение в инкубационном периоде (ЭИ-943 и I0XI8H9T) и некоторое время на П стадии (I0XI8H9T) интенсифицируется. В работах [117,123] показано, что анодная поляризация в активных средах оказывает разупрочнящее влияние на поверхность стали посредством хемомеханического эффекта (пластифицирование), что выражается в уменьшении микротвердости стали с увеличением тока анодной поляризацииГ123 ] , либо в сдвиге кривых растяжения стали в область меньших напряжений [ 117 ] . Интенсификация разрушения стали I0XI8H9T в нейтральной среде связана, таким образом, с разупрочнением стали, несмотря на слабую агрессивность среды. Такая зависимость степени разрушения от уровня механических свойств в инкубационном периоде может свидетельствовать, по аналогии с коррозионным растрескиванием [ 124 ] о контроле процесса разрушения механизмом пластической деформации, а не водородного охрупчивания.
При увеличении времени испытания (примерно более I...3 часов) на стадии интенсивной кавитации начинает преобладать разрушение нено-ляризованного образца. Положительное влияние анодной поляризации на этом этапе разрушения, как и в случае коррозионного растрескивания и коррозионной усталости, связано, очевидно , с созданием менее благоприятных условий для развития микротрещин.ибзор литературы показал, что в подобных условиях отсутствует глубокая пассивация боковых стенок трещин, а это необходимое условие их роста [ 11,36 ] .
Можно сказать, что различие в кинетике эрозии поляризованного и неполяризованного образцов проявляется в большей степени в начале инкубационного периода (і ), скачок на кривой обусловлен разупрочнением стали. Далее (і ) материал ведет себя, очевидно, так же, как и без поляризации, только на более низком уровне механических свойств.
Изучение особенностей тонкой структуры стали ЭИ-943 при кави тапдонном воздействии не проводилось. Предполагалось, что существенного отличия от структуры стали I0XI8H9T не будет.
Результаты данного эксперимента показали, что анодная защита (поляризация) хромоникелевых нержавеющих сталей при кавитации в слабоактивной нейтральной среде такой, как дистиллированная вода, приводит к снижению потерь массы на стадии интенсивной кавитации. Поэтому на практике в подобных условиях имеет смысл использовать такую защиту. Катодная интенсифицирует разрушение (табл. 3.2).
В работе [lI7J указывалось, что при коррозии под напряжением в вершине трещины возникают условия для активного проявления хемомеха-нического эффекта. Способствуя повышению химического потенциала поверхностных атомов (выход дислокаций), этот эффект стимулирует механохи-мический эффект, который в свою очередь способствует выходу дислокаций на поверхность. То есть, происходит автокаталический рост трещины, что подтверждается экспериментально [ 125 J . Положение о возможности автокаталического процесса в вершине трещины позволяет также устранить противоречие между гипотезами о прерывистом электрохимически-механическом и непрерывном электрохимическом механизмах роста трещины [117 ] .
В условиях кавитации,очевидно,происходит аналогичный характер распространения микротрещин, т.к. участие в кавитационной эрозии хе-момеханического фактора создает для этого необходимые условия. Металлография поперечного шлифа сталей І0П8Н9Т после кавитационных испытаний в 0,5М-растворе серной кислоты и ЭИ-943 в в 5М-растворе фосфорной кислоты показала, что разрушение происходит с образованием микротрещин, зарождающихся на дне кавитационных питтингов и распространяющихся вдоль границ зерен (рис.3.13).В работе [ 126 ] также отмечалось, что распространение подобных микротрещин кавитационно-коррозионного разрушения носит электрохими
Изменение коррозионной стойкости сталей в условиях кавитации после отпуска
Влияние процессов, протекающих при отпуске в твердом растворе, на коррозионные свойства стали в спокойном и кавитирующем 3%-раство ре хлорида натрия показано на примере модельного железо-хром-кобальтового сплава с различным содержанием кобальта (рис.4.8). Сталь не содержала элементов, обеспечивающих дисперсионное твердение. Выбор этой композиции обусловлен тем, что стали подобного типа проявляют более высокую стойкость к коррозионно-механическому нагружению, чем железо-хром-никелевые стали [I39J . При отпуске сплавов, легированных одновременно хромом и кобальтом, протекают процессы упорядочения по типу расслоения и образования дальнего порядка типа FeCo [140]. Механизм старения мартенсита сталей на Fe-O-Co- основе усложняется возможностью одновременного протекания этих процессов. Влияние их на коррозионные свойства сталей изучено недостаточно, а в присутствии кавитации не изучалось совсем.
Несмотря на отсутствие элементов-упрочнителей, при старении наблюдалось упрочнение исследуемых сплавов (рис.4.9). С увеличением содержания кобальта эффект упрочнения при отпуске усиливается. Согласно [І4І] в сплавах, с низким содержанием кобальта идут процессы расслоения по хрому, при содержании кобальта более 20% в местах,обедненных хромом за счет расслоения, образуются области с дальним порядком.
Коррозионные испытания проводились на образцах с 13% хрома и 5, 10, 15 и 20% кобальта после закалки с 1000С и закалки от этой температуры с отпуском при 450С в течение 2 и 100 часов. По сечению анодных кривых поляризации модельных сплавов после закалки при потенциале I в (рис.4.10а, кривая I) видно, что с увеличением содержания кобальта линейно снижается плотность тока коррозии сплавов, что указывает на их облагораживание. Плотность коррозионного тока образцов после отпуска в течение 2 часов (рис.4.106) изменяется немонотонно, обнаруживая максимум при 1Ъ% кобальта. На основании литературных данных [ 140 ] можно сказать, что это связано с расслоением твердого раствора по хрому. Дальнейшее увеличение содержания кобальтаснова приводит к повышению коррозионной стойкости, но не до уровня сплава XI3K5. В этих случаях основной вклад в коррозионную стойкость сплавов вносит, очевидно упорядочение [142 ] .
При увеличении времени старения до 100 часов наблюдается уменьшение эффекта расслоения и сдвиг максимума коррозионного тока в сторону меньших содержаний кобальта (рие.4.10в), что может свидетельствовать о возможности протекания процессов упорядочения помимо сплавов XI3KI5. и в сплавах XI3KI0. Уменьшение пика связано, вероятно, с частичной заменой ближнего порядка на дальний в сплавах после 100 часов старения, что подтверждается и резким увеличением твердое- ти сплавов ХІЗКІ5...20 (рис.4.9).
Зависимость коррозионного тока от содержания кобальта в сплаве после 2 часов старения подтверждается и резким увеличением параметра решетки сплава ХІЗКІ5 в интервале температур 380...480С [143 ]. Согласно работе [ 144] выделение фазы/ содержащей кобальт, сопровождается ростом параметра решетки & -фазы. Монотонное изменение параметра решетки сплава ХІЗКІ5, связанное с расслоением, нарушается в указанном интервале температур, что объясняется упорядочением [ 143 ] . 0 протекании процессов расслоения и упорядочения в исследуемых сплавах свидетельствует и увеличение теплового эффекта при введении кобальта в сплавы системы железо-хром [143 ] , а также расчет мессбауэ-ровского спектра в работах [140,145 ] . Поскольку в сплавах железо-хром-кобальт при старении вблизи 450С могут идти два процесса: обра зование ближнего и дальнего порядка, и влияние каждого из них на коррозионные свойства известно из литературных данных [ 141, 142 ] , то снижение коррозионных свойств объяснялось расслоением твердого раствора по хрому, а повышение - упорядочением сплава по типу Felo.
При кавитации коррозионные свойства закаленных образцов практически не меняются при увеличении содержания кобальта (рис.4.10а), т.к. основной вклад в коррозию вносят в данном случае процессы расслоения и упорядочения и проявление механоэлектрохимического эффек- . та. Сильное ухудшение коррозионных свойств сплавов вблизи 15% кобальта наблюдается после 2-часовой выдержки при температуре 450С (рис.4.106) за счет расслоение по хрому. В работе [133 J исследовалась кавитационная стойкость исходно разупорядоченного (с ближним порядком) и исходно упорядоченного сплава Си5Ли . Показано, что различная кавитационная стойкость связана с различным характером процессов пластической деформации этих материалов. Так, грубое скольжение, имеющее место в разупорядоченном сплаве, приводит к высокой локальной концентрации напряжений. Это происходит потому, что ближний порядок делает скольжение более благоприятным в областях, где предварительно прошло скольжение и где ближний порядок нарушен[133]. Аналогично в данном случае должна, очевидно, ухудшаться и коррозионная стойкость, т.к. это локально разблагораживает потенциал поверхности [117 J .
Длительные выдержки, как уже отмечалось, приводят к повышению роли процессов упорядочения. Структура сплавов после данной обработки (450С, 100 ч) представляет собой результат протекания как процессов образования дальнего порядка, так и процессов расслоения. Преобладание того или иного процесса зависит от содержания кобальта. Отсутствие максимума коррозионного тока при кавитации по сравнению со статическими условиями (рис.4.10в) связано, очевидно, с положитель
