Внешний электрический ток и радиация

Внешний постоянный электрический ток может как ускорять, так и замедлять коррозию. В случае внешней анодной поляризации возникает разностный эффект, а при катодной поляризации – защитный эффект. Поляризация внешним переменным током однозначно усиливает коррозию.

Существенно усиливают коррозию так называемые «блуждающие» токи, источником появления которых в почве являются, например, рельсы электрических железных дорог и трамваев. На поверхностях металлоконструкций (трубопроводов), проложенных вблизи этих рельсов, наводиться электрическое поле. Это вызывает местную коррозию металлоконструкций на тех участках, где возникает анодная поляризация.

Радиоактивное излучение (нейтроны, a и b частицы, g- излучение) оказывает ощутимое влияние на протекание коррозионных процессов. Это связано, в основном, с двумя эффектами: радиолизным и деструктирующим.

Сущность радиолизного эффекта заключается в том, что при облучении коррозионной среды, особенно воды, образуются Н₂О₂, О₃ и радикалы ОН и НО₂, являющиеся энергичными катодными деполяризаторами, поэтому радиолизный эффект ускоряет катодный процесс. Это наблюдается для металлов, на поверхности которых нет толстых оксидных пленок.

Деструктирующий эффект заключается в появлении на поверхности металла и оксидной пленки дефектов. Он опасен для металлов, коррозионная стойкость которых обусловлена возникновением фазовых защитных слоев (оксидных пленок). Примером таких металлов является алюминий и его сплавы.

Может оказывать влияние и фоторадиационный эффект, но по сравнению с предыдущим двумя эффектами, его влияние значительно меньше (изменяются полупроводниковые свойства оксидных и других пленок, и облегчается катодный процесс).

ЛЕКЦИЯ 2

МЕЖКРИСТАЛЛИТНАЯ КОРРОЗИЯ МЕТАЛЛА

Высоколегированные стали

По структуре высоколегированные стали подразделяют на мартенситные, ферритные и аустенитные.

Стали мартенситного класса – это коррозионностойкие нержавеющие (12Х13, 1Х17Н2, 1Х12Н2ВМФ и др.) и жаростойкие стали (4Х10С2М и пр.) Коррозионностойкой называют сталь, которая обладает стойкостью к электротехнической коррозии в атмосфере, в среде влажного пара, в некоторых кислотах и в растворах щелочей. Жаростойкими, или окалиностойкими, называют стали, стойкие против химического разрушения поверхности в газовых средах при температуре более 550⁰С, работающие в ненагруженном или слабонагруженном состоянии.

Коррозионная стойкость сталей мартенситного класса объясняется наличием в них хрома, при этом на поверхности металла появляется тончайшая плотная пленка оксидов хрома, способная надежно защитить металл от разрушения коррозией. С этой же целью, а также для повышения жаростойкости полезно применять добавки Ni, Mo и W.

Межкристаллитная коррозия металла протекает преимущественно по границам зерен. Современная теория межкристаллитной коррозии рассматривает нержавеющую ферритную сталь как трехэлектродную систему, состоящую из зерен феррита, карбидов хрома и железа на их границах и обедненных хромом периферийных участков этих зерен. Под влиянием кислорода окружающей среды (агрессивного агента) зерна феррита, содержащие большое количество хрома и обогащенные хромом карбиды будут пассивироваться (особая обработка поверхности металла, в результате которой он становится не способным к обычным реакциям, например, к окислению, и уподобляется благородным металлам) и приобретут положительный потенциал. Периферийные же участки зерен, обедненные хромом за счет отдачи последнего карбидам, пассивироваться не смогут и приобретут отрицательный потенциал. Таким образом, создается большое количество гальванопар, образованных по трехэлектродной схеме, в которой зерно и карбиды становятся 1-м и 2-м электродами (катодами), а обедненные хромом участки зерен – 3-м электродом (анодом). Относительно небольшая поверхность анодных участков испытывает воздействие больших участков катодных зерен, поэтому катодный ток достигает значительной величины и процесс межкристаллитной коррозии активно развивается. Полагают также, что выпадение карбидов хрома по границам зерен создает напряженное состояние, которое повышает эффективность воздействия агрессивной среды.

В хромистых ферритных сталях к межкристаллитной коррозии склонны участки основного металла, непосредственно прилегающие к шву и нагреваемые при сварке до наиболее высоких температур. Карбиды хрома и железа выпадают здесь по границам зерен. Обедненные хромом периферийные участки зерен феррита подвергаются коррозии.

Для повышения коррозионной стойкости необходимо вводить в металл более сильные карбидообразователи, например, титан и ниобий, которые связывают углерод в прочные карбиды и затрудняют образование карбидов хрома. Благотворно также влияет снижение содержания углерода, поэтому для повышения коррозионной стойкости целесообразно использовать проволоку ПП12Х13 вместо ПП2Х13.

Для значительного повышения коррозионной стойкости необходимо производить наплавку на низкой погонной энергии, что обеспечивает измельчение структуры.

Коррозионная стойкость сталей мартенситного класса объясняется наличием хрома. При этом на поверхности металла появляется тончайшая пленка оксидов хрома, способная надежно защищать металл от разрушения коррозией. С этой же целью, а также для повышения жаростойкости, полезно применять добавки никеля, молибдена и вольфрама.

Чтобы повысить стойкость к межкристаллитной коррозии, сле­дует вводить в металл элементы, которые связывают углерод в проч­ные стабильные карбиды и затрудняют образование карбидов хрома. Такими элементами выступают более сильные карбидообразователи, чем хром, например титан и ниобий. Благотворно влияет также уменьшение содержания углерода. Поэтому для изготовления свар­ных конструкций широко применяют малоуглеродистые ферритные стали, стабилизированные титаном (ОХ17Т, Х25Т и др.).

Аналогично мартенситным, ферритные стали сваривают по двум

вариантам:

1) применяемые сварочные материалы позволяют получить свар­ное соединение, отличающееся после соответствующей термической обработки структурной однородностью с основным металлом и необ­ходимой прочностью;

2) применяемые сварочные материалы обеспечивают получение сварных соединений, для которых характерна структурная неодно­родность (шов —■ аустенит, основной металл — феррит) и неравнопрочность с основным металлом.

По первому варианту целесообразен предварительный подогрев изделия до 150—180 °С и немедленная термическая обработка после сварки для повышения пластичности сварного соединения и его стой­кости к холодным трещинам. Режим термической обработки: на­грев конструкции до 870–900 °С с выдержкой не менее 10 ч и по­следующим быстрым охлаждением в холодной воде. В процессе нагрева и длительной выдержки полностью растворяются в твердом растворе (феррите) выпавшие при сварке карбиды. Последующее быстрое охлаждение не позволяет им снова выпасть из раствора. В ряде случаев для улучшения свойств сварного соединения из ферритной стали достаточен и высокий отпуск конструкции при темпе­ратуре 700—750 °С.

Применяя второй вариант, особенно в сочетании с последующей термообработкой, следует учитывать возможное перемещение угле­рода из основного металла в периферийные участки шва, при ко­тором с одной стороны образуются обезуглероженные участки, а с другой — прослойки металла, обогащенные карбидами. Отсюда снижение прочности металла по обезуглероженному участку и возможность его разрушения.

Во всех случаях при выборе сварочных материалов следует учитывать необходимость наиболее полно сохранять в металле шва легирующие элементы, в частности хром. Этому требованию в достаточной степени отвечают покрытия и флюсы основного типа.

Стали аустенитного класса

В современной промышленной прак­тике широко применяются различные марки аустенитных сталей, преимущественно в виде хромоникелевых.

Хромоникелевые аустенитные стали называют металлом атом­ного века. Сочетая достаточную прочность с чрезвычайно высокой пластичностью в большом диапазоне температур, они, как и хроми­стые стали, обладают высокой коррозионной стойкостью в различ­ных агрессивных средах и жаростойкостью. Однако, в отличие от хромистых сталей, хромоникелевым присуща и жаропрочность, т. е. способность работать в нагруженном состоянии при высоких температурах в течение определенного времени, сохраняя прочность в условиях ползучести металла. Такое сочетание ценных свойств обеспечивается введением в хромистую нержавеющую сталь никеля, который, нейтрализуя действие хрома как ферритообразователя, способствует получению устойчивой однородной структуры аустенита.

Кроме Сг и Ni, хромоникелевые стали содержат еще некоторые Другие легирующие элементы, улучшающие их свариваемость и экс­плуатационные свойства. Такими элементами могут быть Ti, Nb, Si, Mn, Al, Cu, Mo, W и др.

Различают две группы хромоникелевых аустенитных сталей: 1) стали типа 18-8(Х18Н9Т, Х18Н11Б, Х18Н12М2Т и др.); 2) стали типа 25-20 (Х25Н20С2, Х23Н18, Х23Н13 и др.). Стали типа 18-8 являются нержавеющими и кислотостойкими и сохраняют свои свойства до температуры 700—750 °С, а при непродолжитель­ной работе и до более высоких температур. Стали типа 25-20 – окалиностойкие и жаропрочные и могут работать в агрессивной газовой среде при температуре до 1100 –1150⁰С.

Хромоникелевые стали широко применяют в азотной промышлен-ности и производстве искусственного волокна, а авиации, ракетной технике, судостроении, в угольной и нефтяной промышленности, в котло- и турбостроении, в атомной промышленности, приборостроении и т.д.

Низкоуглеродистые хромоникелевые стали свариваются без предварительного подогрева.

Основные факторы, ухудшающие свариваемость аустенитных хромоникелевых сталей следующие:

– низкая стойкость металла к возникновению кристаллизационных трещин;

– возможная потеря коррозионной стойкости металла;

–усиления процессов охрупчивания металла сварного соединения во время эксплуатации;

– возникновение пор в наплавленном металле.

Коррозионная стой­кость сварных соеди­нений

При сварке хромоникелевых сталей межкристаллитная коррозия может наблюдаться на следующих участках сварного соединения:

1) в основном металле на неко­тором расстоянии от шва;

2) в металле шва;

3) непосредственно у границы сплавления.

Причины, вызывающие разви­тие коррозии, на различных уча­стках сварного соединения раз­личны. Появление очагов коррозии на некотором расстоянии от шва (рис. 204) свя­зано с длительным пребыванием металла в температурном интер­вале 450—850 °С и выпадением из аустенита комплексных карби­дов железа и хрома, обедняющих хромом периферийные участки зерен аустенита. Потеря коррозионной стойкости металла и приво­дит к его разрушению по границам зерен.

Возможность появления межкристаллитной коррозии в зависи­мости от температуры и времени иллюстрируется на рис. 205. Как видим, наименьшее время выдержки, необходимое для того, чтобы металл приобрел чувствительность к межкристаллитной коррозии, лежит в температурном интервале 730—750 °С. Отвечающее этому интервалу время называется критическим — t_Kp. Как ниже, так и выше указанных температур увеличивается время, нужное для появления в металле чувствительности к коррозии, а при тем­пературе более 850 °С структурных изменений, способствую­щих межкристаллитной коррозии в металле, вообще не наблю­дается.

Большое влияние на величину t_Kp оказывает содержание угле­рода в стали: с увеличением количества углерода значение/,_ф интен­сивно уменьшается (рис. 206). Поэтому одним из средств борьбы с межкристаллитной коррозией стало снижение содержания углерода в хромоникелевых сталях.

Рис. Схема межкристаллитной коррозии в основном металле под воздействием сварочного нагрева

Рис. Зависимость межкристаллитной коррозии (заштрихованная зона) от температуры и времени

Увеличить t_Kp можно также за счет введения в металл более сильных карбидообразователей, чем хром, например Ti, Nb. В этом случае обеднение хромом аустенита не происходит, так как образуются преимущественно мелкодисперс­ные карбиды титана или ниобия. Исходя из этих соображений, хромоникелевые стали легируют титаном или ниобием.

Рис. Влияние содержания углерода в металле на зависимость межкристаллитной кор­розии от температуры и продолжительности нагрева.

К числу наиболее существенных мер борьбы с межкристаллитной коррозией в зоне тер­мического влияния относятся следующие:

1. Закалка на гомогенный твердый рас­твор. При нагреве под закалку выпавшие карбиды хрома растворяются в аустените. Последующее быстрое охлаждение позволяет получить однородный аустенит. Однако по­вторный нагрев в области критических темпе­ратур может снова привести к выпадению карбидов хрома.

2. Стабилизирующий, или диффузионный, отжиг, заключающийся в нагреве металла при 850—900 °С в течение 2—3 ч с последующим остыванием на воздухе. В этом случае карбиды хрома вы­падают наиболее полно, но за счет диффузионных процессов содер­жание хрома в объеме зерен аустенита выравнивается и поэто­му металл становится нечувствительным к межкристаллитной Коррозии.

3. Тепловой режим сварки должен исключать перегрев металла (использование малой погонной энергии, искусственное охлажде­ние металла в зоне термического влияния и др.).

Межкристаллитная коррозия в металле шва может быть вызвана наличием карбидов хрома на границах зерен (рис. 207) или низкой стойкостью металла к воздействию опасных температур в процессе эксплуатации сварного соединения. Причем диффузионный отжиг после сварки (850⁰ С, 2,4 ч, охлаждение на воздухе) позволяет несколько улучшить картину коррозии рис.208 по сравнению с картиной, наблюдаемой после сварки без термообработки (рис.208 а)

Рис.207. Карбиды Сr₂₃C₆ в шве после сварки

Чтобы получить металл шва, стойкий к выпадению карбидной фазы с участием хрома, помимо перечисленных выше мер, целесообразно создавать двухфазную аустенитоферритную структуру металла. Из псевдобинарной диаграммы состояния Fe–Cr–Ni–C видно, что концентрация углерода в стали (до 0,02–0,03% в твердом растворе) отвечает примерно его предельной растворимости в аустените и поэтому карбиды хрома выпадать не будут. Однако практически трудно обеспечить такое содержание в шве углерода, так как он неизбежно будет переходить сюда из основного металл, содержащего 0,08 –0,12% С.

Рис.208. Внешний вид образцов, испытанных на межкристаллитную коррозию, после выдержки 1500 ч при температуре550⁰С (шов выполнен проволокой Св0Х18Н9)

Интересно проследить влияние двухфазной структуры на стой­кость металла шва против межкристаллитной коррозии. Наличие первичного феррита в аустенитном шве значительно увеличивает эту стойкость, что объясняется различной скоростью диффузии ато­мов Сг и С в аустените и феррите. Как известно, феррит отличается от аустенита менее компактной упаковкой атомов в кристалличес­кой решетке, в связи с чем подвижность атомов Сг и С в объемноцентрированной решетке α ()-железа выше, чем в гранецентрированной решетке γ-железа. Поэтому карбиды хрома располагаются на границах фсрритных участков, где сосредоточиваются места обед­нения хромом. Химически нестойкие участки перемежаются здесь с химически стойкими зернами, служащими своеобразным барье­ром против проникновения агрессивной среды. Следует также иметь в виду быстрое восстановление необходимой концентрации хрома в обедненных участках за счет высокой скорости диффузии хрома в феррите.

Межкристаллитная коррозия основного металла вблизи границы сплавления называется ножевой коррозией, так как она поражает очень узкую полоску металла, нагреваемую при сварке до температур 1200—1250 ^СС. Обычно ножевая корро­зия наблюдается в сталях, содержащих Ti, Nb или Та, карбиды которых при нагреве до указанных температур растворяются в аусте­ните. Тогда, по мнению некоторых исследователей, движущиеся границы растущих зерен захватывают атомы С, Ti и Nb, накапли­вая их в количествах, превышающих равновесную концентрацию. Это приводит к ослаблению межатомных связей в искаженных гра­ничных участках кристаллической решетки, которые и подверга­ются интенсивной коррозии. Эффективными мерами борьбы с этим опасным видом разрушения металла служат стабилизирующий, или диффузионный, отжиг сварных соединений, а также создание повышенных скоростей охлаждения металла в околошовной зоне. Для сварных соединений из сталей типа 25-20, работающих в газовых средах, известную опасность представляет газовая кор­розия, имеющая межкристаллитный характер, а также общая газо­вая коррозия — окалинообразование. Коррозия может быть и со­средоточенной, например в шве, чему способствует избыточная кон­центрация здесь таких элементов, как V.

Охрупчивание металла шва и сварного со­единения в процессе эксплуатации. Под дей­ствием рабочих температур и напряжений в сварном соединении из хромоникелевых сталей могут протекать процессы сигматизации и 475-градусной хрупкости.

Сигматизация — это появление в структуре металла шва хрупкой твердой (600—800 кПмм²) немагнитной составляющей, получившей название σ-фазы. Последняя представляет собой интерметаллид, имеющий переменный состав и сложную кристалличе­скую решетку. Появление ее в швах влечет за собой резкое сниже­ние их ударной вязкости (< 0,5 кГ-м/см²).

В аустенитных швах сталей типа 25-20 сигматизация возникает (рис. 209, а) при длительном нагреве металла в интервале темпера­тур 650—900 °С, и особенно при 800—875 °С. В этом случае воз­можно выпадение из аустенита мелкодисперсных карбидов и мест­ное превращение v -*- о. В таких швах V, Cr,Mn, W, Mo, Ni, Co, Si, Nb, Си и др. ускоряют сигматизацию. Углерод препятствует этому процессу.

В аустенито-ферритных швах сталей типа 18-8 сигматизация (рис. 209, б) наблюдается при длительном нагреве в интервале тем­ператур 500—875 °С в результате перерождения б(а)-железа в σ -фазу. Скорость и степень сигматизации значительно зависят от состава феррита и характера его легирования, поскольку σ-фаза

Рис. 209. σ-фаза в аустенитных хромоникелевых швах.

образуется непосредственно в феррите. Появлению σ -фазы в аустенито-ферритном шие способствуют элементы-ферритизаторы, тогда как аустенизаторы, в том числе и Мп, делают швы менее склонны­ми к сигматизации.

Состав σ-фазы весьма сложен. Так, σ-фаза, образовавшаяся в стали типа 25-20 после нагрева в течение 1000 ч, содержала 51,82% Сг; 3% Ni; 1,1% Si; 0,61% Мп и 44,67 % Fe при соотноше­нии Fe: Cr—0,86. В то же время в аустените было 25% Сг и 18% Ni.

Наиболее эффективное средство борьбы с сигматизацией металла швов — это их нагрев до температуры 1000—1150°С с выдержкой в течение 1 ч и последующим быстрым охлаждением.Тогда обеспе­чивается полное растворение σ-фазы в аустените и дальнейшая не­восприимчивость швов к воздействию опасных температур. В аус-тенито-ферритных швах, кроме того, целесообразно ограничить со­держание ферритной составляющей (5%).

Второй вид охрупчивания металла шва — 475-г радусная хрупкость —также связан с длительным нагревом, но в интер­вале температур 325—525 °С, и в особенности при температуре около 475 °С. В этом случае наблюдается значительное изменение меха­нических и физических свойств металла: повышается прочность, уменьшается пластичность, и особенно ударная вязкость, падают удельное электрическое сопротивление и стойкость против корро зии. 475-градусная хрупкость присуща хромоникелевым сталям, име­ющим двухфазную аустенито-ферритную структуру, и хромистым ферритным сталям.

Природа этого явления пока еще не вполне выяснена.В.И. Дятлов и Н. И. Коперсак предложили рассматривать 475-градусную хруп­кость как своеобразный «инкубационный» период перед образованием σ-фазы, в течение которого происходит внутрифазное перераспре­деление хрома в феррите без выделения избыточных фаз. Этот про­цесс приводит к искажению кристаллической решетки и внутрифазному наклепу феррита, внешне проявляющемуся в резком падении ударной вязкости и увеличении микротвердости феррита. Поэтому 475-градусная хрупкость названа о-старением.

Основными мерами предупреждения 475-градусной хрупкости металла служат уменьшение содержания в нем феррита до 2—5%, необходимых для повышения стойкости металла к образованию кристаллизационных трещин и к межкристаллитной коррозии. При этом следует снижать легирование металла элементами-феррити-заторами.

Во всех случаях 475-градусную хрупкость можно устранить так же, как и сигматизацию, т. е. нагревом до температуры 1000—Ш(ГС с последующим быстрым охлаждением.

Предупреждение образования пор при сварке аустенитных сталей. Наличие водорода в хромоникелевых сталях, обусловленное его высокой раствори­мостью в аустените и незначительной'скоростью диффузии, стано­вится основной причиной появления в них пор.

Чтобы предотвратить образование пор в аустенитных швах, по­лезно вводить в зону сварки небольшие количества кислорода, ко­торый связывает водород. Для этого к бескислородному флюсу и по­крытиям основного типа, применяемым для сварки хромоникеле­вых сталей, добавляют ТЮ_г (если шов аустенито-ферритный) или высшие оксиды марганца, железа и др. (если шов аустенитный). В борьбе с водородной пористостью важную роль играет устранение главных источников поступления водорода в зону сварки — влаги (включая влагу воздуха), масел и других загрязнений.

-

СПОСОБЫ ПРЕДОТВРАЩЕНИЯ МЕЖКРИСТАЛЛИТНОЙ КОРРОЗИИ ПРИ НАПЛАВКЕ АГРЕГАТА ЦИНКОВАНИЯ

Одним из способов повышения коррозионной стойкости металла является использование оцинкованного листа или металла с алюмоцинковым покрытием.

Процесс оцинкования производится в цехе холодного проката комбината им. Ильича. Для надежного нанесения покрытия и образования межатомных сил связей предварительно производится травление полосы и подогрев электрическим током.

На основании установленных закономерностей влияния высоколегированных сталей на межкристаллитную коррозию разработан способ сварки ванны оцинкования и наплавки погружных барабанов.

Для обеспечения устойчивого технологического процесса нанесения цинкового покрытия на холоднокатанную полосу, в цехах холодной прокатки применяется непрерывное горячее цинкование, которое производится путем пропускания предварительно подготовленной полосы через ванну с расплавленным цинком при температуре 445 – 455⁰ С.

Погружной барабан агрегата цинкования, выполняющий функцию натягивающего элемента, работает в условиях абразивного износа в результате трения о полосу, агрессивной среды вследствие травления поверхности серной кислотой для очистки от цинка после перевалки и высоких температур. Кроме того, на погружной барабан воздействуют конвективные потоки и движение расплава в ванне, под действием движения полосы.

В результате износа, под действием высокой температуры и агрессивной среды погружной барабан выходит из строя, что приводит к остановкам агрегата цинкования, увеличению расхода цинка, материалоемкости процесса цинкования и себестоимости оцинкованного листа. Поэтому повышение стойкости погружных барабанов является актуальной проблемой.

Электродуговая наплавка использовалась для увеличения износостойкости погружных барабанов линии алюмоцинкования в цехе холодной прокатки Череповецкого металлургического комбината [295].

Цинк образует с железом химические соединения. Одним из способов предотвращения образования прослоек интерметаллидов в результате их химического взаимодействия является легирование цинка элементами, имеющими большее химическое сродство к железу, чем цинк. Таким элементом является алюминий, который введен в состав цинкового расплава. Цинк образует с алюминием эвтектику и широкую область твердых растворов [50]. Так как агрегат цинкования работает в условиях высокой температуры и коррозии основными видами изнашивания являются термическая усталость, коррозия и износ вследствие трения металла по металлу. Превалирующим видом изнашивания является коррозия, поэтому наплавленный погружной барабан должен обеспечивать коррозионную стойкость и жаростойкость. Межкристаллитная коррозия является следствием выпадения карбидов хрома по границам зерен и образования микрогальванопар, что создает напряженное состояние, которое усиливает эффективность воздействия агрессивной среды.

Для повышения стойкости погружных барабанов агрегата цинкования, целесообразно производить наплавку коррозионностойкой хромоникелевой проволокой типа 18-8 [296–298], которая обеспечивает получение однород-ной структуры аустенита [248, 249, 256, 257] и кроме хрома и никеля содер-жит легирующие элементы, улучшающие их эксплуатационные свойства, например, титан, ниобий, кремний, молибден и вольфрам.

Состояние поверхности погружного барабана, который обеспечивает погружение холоднокатанной полосы в расплав цинка, в значительной степени определяет прочность сцепления цинка с полосой, формирование и регулирование толщины цинкового покрытия и, как результат, качество оцинкованного листа, расход цинка и материалоемкость процесса.

Профиль износа бочки погружного барабана влияет на разнотолщинность цинкового покрытия, его “волнистость” и “вдавлины”, а также другие дефекты. Для прочного сцепления покрытия с полосой силы адгезии между цинком и полосой должны быть больше сил когезии расплава цинка. Барабан, погружая полосу в расплав, оказывает дополнительное удельное давление на цинк, которое, суммируясь с силами адгезии, обеспечивает его сцепление с поверхностью полосы. Для обеспечения прочности и равномерности сцепления износ барабана должен быть более равномерным.

Существенным фактором, влияющим на износ барабана, наряду с коррозионной стойкостью является трение в месте контакта с полосой. Это приводит к регулярным перевалкам погружных барабанов после двухнедельной эксплуатации в линии агрегата горячего непрерывного цинкования цеха холодной прокатки. После вывалки и очистки от цинка, путем травления в растворе серной кислоты, погружной барабан протачивается на токарном станке до восстановления требуемого профиля бочки и устранения следов коррозионного разрушения поверхности. Это приводит к уменьшению диаметра бочки барабана и после трех-четырех перевалок к его полному выходу из строя.

Проблема наплавки погружных барабанов определяется условиями эксплуатации при высокой температуре с воздействием агрессивной среды.

Для определения типа наплавленного металла, обеспечивающего высокую износостойкость и коррозионную стойкость в условиях агрессивной среды и высокой температуры, проведены исследования влияния химического состава сварочных проволок на свойства наплавленного металла. Наплавка производилась на пластины из стали 08КП сварочными проволоками типа 08Х21Н10Г6, Х9Г2МФС, 08Х19Н9Ф2С2, 12Х20Н16Г7Т, 12Х12Г12СФ, выбор которых обоснован необходимостью обеспечения коррозионной и абразивной стойкости. Исследования производились в производственных условиях. Наплавленные образцы помещались в ванну агрегата цинкования. В процессе производственных испытаний на образцы воздействовали конвективные потоки жидкого цинка. Абразивный износ вследствие трений металла по металлу был исключен, так как образцы погружались в ванну агрегата цинкования без контакта с полосой. После испытаний производились замеры образцов, на основании которых выбрана проволока для наплавки погружных барабанов.

Проведенные исследования позволили установить, что наиболее высокую износостойкость и коррозионную стойкость в условиях высоких температур обеспечивает проволока Св08Х21Н10Г6, при наплавке которой активного слоя погружного барабана обеспечивается получение хромоникелевой, аустенитной стали, легированной хромом, никелем и марганцем в количествах, обеспечивающих получение устойчивого аустенита.

Введение в состав сварочной проволоки до 7 – 8 % марганца позволяет заменить часть никеля и обеспечить получение чистой аустенитной структуры. Замена никеля марганцем, кроме аустенитной структуры, повышает твердость и износостойкость наплавленного металла.

Перед наплавкой, погружные барабаны подвергаются механической обработке или шлифовке, до полного удаления поверхностных дефектов типа трещин, раковин, вмятин, выкрашиваний, сетки коррозионных трещин, неравномерного износа. Толщина снимаемого слоя должна быть не менее 0,005 м, для предотвращения попадания цинка с поверхности бочки в наплавленный металл и появления дефектов типа пор, раковин и свищей.

Одной из основных трудностей сварки и наплавки сталей аустенитного класса является предотвращение появления кристаллизационных и подсолидусных трещин, которое обеспечивается с помощью введения второй фазы непосредственно в процессе кристаллизации, дополнительного легирования элементами, измельчения первичной структуры, путем легирования элементами-модификаторами, повышения чистоты металла по вредным примесям, способствующим образованию легкоплавких фаз, и технологических мер.

Измельчение структуры наиболее эффективно при высокоскоростной наплавке на низкой погонной энергией, вследствие увеличения скорости нагрева и охлаждения, количества центров кристаллизации, которые, располагаясь перед фронтом растущих кристаллов, подавляют их дальнейший рост.

При отработке технологии наплавки погружных барабанов исследовано влияние режима на формирование наплавленного металла. Определение оптимального режима особенно существенно в связи с малым диаметром погружного барабана, равным 0,6 м, вследствие чего возможно вытекание жидкого металла из ванны и нарушение формирования шва.

На основании проведенных исследований установлено, что для предотвращения вытекания жидкого металла и качественного формирования наплавленного металла, наплавку цилиндрических деталей необходимо производить со смещением с зенита в сторону, противоположную вращению барабана, на величину S, равную длине сварочной ванны L, т.е S = L.

Длина сварочной ванны при наплавке валика на массивное тело определяется для мощного быстродвижущего источника тепла по уравнению для изотермы плавления [123]:

, (6.9)

из которого следует, что время пребывания ванны в жидком состоянии зависит от погонной энергии наплавки:

(6.10)

Для уменьшения времени пребывания ванны в жидком состоянии и улучшения формирования наплавленного металла необходимо производить высокоскоростную наплавку на низкой погонной энергии. Это обеспечивает увеличение скорости криcталлизации ванны [50] и измельчение структуры, что повышает стойкость к образованию горячих и подсолидусных трещин и коррозионную стойкость наплавленного металла.

С уменьшением времени пребывания ванны в жидком состоянии длина сварочной ванны и смещение с зенита уменьшаются

, м. (6.11)

Отсюда смещение с зенита зависит от величины тока и напряжения, с увеличением которых смещение возрастает

, м. (6.12)

Наиболее целесообразно производить высокоскоростную наплавку на низкой погонной энергии, что обеспечивает увеличение скорости кристаллизации, уменьшение времени пребывания ванны в жидком состоянии и предотвращает вытекание жидкого металла из сварочной ванны.

Наплавка погружных барабанов производилась на постоянном токе обратной полярности. В качестве источника питания использовался ВДУ-1204. При упрочнении погружных барабанов вначале производится наплавка буферновосстановительного слоя проволокой Св08А, Св08ГА диаметром 0,004 м под флюсом АН-60 на режиме: ток I=750–800 А, напряжение на дуге U=30–32 В, скорость наплавки V = 0,021 м/с. Затем производится наплавка коррозионностойкого слоя проволокой Св08Х21Н10Г6 диаметром 0,004 м под флюсом АН-26П на режиме: I =700–750 А, U=30–32 В, V=0,021 м/с, погонная энергия q_И /V = 1,1 МДж/м.

Наплавка погружных барабанов производилась по схеме “спиральной намотки или слаломного” смещения наплавочной головки после каждого оборота по всей длине бочки. Наплавка производилась с шагом (8–10)×10^{-3 м, что обеспечивало получение ровной наплавленной поверхности. Число проходов определялось, исходя из начального диаметра бочки барабана. Количество проходов обеспечивало получение коррозионностойкого слоя толщиной не менее} 0,008 м на сторону. При этом участие основного металла в наплавленном было сведено к нулю, что обеспечило заданный химический состав, высокую износостойкость и коррозионную стойкость.

После наплавки производилась механическая обработка и погружной барабан устанавливали в агрегат цинкования. После эксплуатации наплавленных погружных барабанов (рис.6.11 а) в агрегате цинкования измерялся диаметр по длине бочки, и строилась профилограмма поверхности барабана (рис.6.11б). Сравнение износостойкости наплавленных и стандартных погружных барабанов производилось по данным относительного износа бочки на 10³ кг проката и коэффициента износа на 10³ кг проката в единицу времени (рис.6.11 в). В результате установлено, что

наплавка коррозионностойкого слоя значительно снижает износ и повышает относительную износостойкость погружных барабанов. Основным видом изнашивания является коррозия, и износостойкость определяется коррозионной стойкостью.

На износостойкость влияет погонная энергия, с уменьшением которой относительная износостойкость повышается. Это является следствием увеличения скорости кристаллизации и измельчения структуры, что приводит к повышению коррозионной стойкости и износостойкости наплавленного металла. Одновременно с измельчением структуры при высокоскоростной наплавке на низкой погонной энергии уменьшается тепловложение, снижаются сварочные напряжения и склонность к образованию кристаллизационных и подсолидусных трещин.

При повышении скорости наплавки усиливается охлаждение, уменьшаются размеры активных пятен, погонная энергия и тепловложение в основной металл. Это приводит к снижению микроискажений кристаллической решетки, микронапряжений и плотности дислокаций, что повышает износостойкость наплавленного металла. Одновременно при высокоскоростной наплавке усиливаются конвективные потоки жидкого металла в ванне, что приводит к образованию однородной мелкодисперсной структуры.

Из установленной закономерности воздействия погонной энергии на износ следует, что с уменьшением погонной энергии коррозионная стойкость наплавленного металла повышается вследствие измельчения и получения мелкодисперсной структуры. Кроме того, при повышении скорости наплавки и снижении погонной энергии уменьшается глубина проплавления и доля участия основного металла в наплавленном, что повышает коррозионную стойкость и износостойкость погружных барабанов.

На основании установленной закономерности воздействия погонной энергии на износостойкость наплавленного металла, разработан процесс наплавки погружных барабанов проволокой Св08Х21Н10Г6, обеспечивающей получение аустенитной структуры, коррозионную стойкость и износостойкость погружных барабанов агрегата цинкования.

Наплавка коррозионного слоя по разработанной технологии позволила повысить коррозионную стойкость, износостойкость и долговечность погружных барабанов цеха холодного проката более чем в 4 раза.

Увеличение износостойкости наплавленных погружных барабанов повысило качество и выпуск оцинкованного листа, за счет сокращения времени на перевалки и остановки стана. Наплавка погружных барабанов внедрена на ПАО “Мариупольский металлургический комбинат им. Ильича”.

МЕЖКРИСТАЛЛИТНАЯ КОРРОЗИЯ ПРИ НАПЛАВКЕ РОЛИКОВ МАШИН НЕПРЕРЫВНОГО ЛИТЬЯ ЗАГОТОВОК

Ролики машин непрерывного литья заготовок работают в условиях высоких температур и коррозионных сред.

Износ роликов существенен только на радиальном участке (табл.1.2), где применяется водовоздушное охлаждение и ролики контактируют с водой и паром. На нижележащих участках сляб охлаждается на воздухе и износа роликов здесь практически нет. Из этого следует, что определяющей причиной износа является коррозия поверхности роликов в зонах контакта с водой. Вероятно, в условиях непрерывной разливки имеет определяющее значение загрязненность воды и окружающей атмосферы фтористым водородом, известным коррозионной агрессивностью, поскольку в чистом водяном паре сталь типа 25Х1М1Ф за 1000 часов работы при температуре 600 °С корродирует на незначительную величину – 0,065 мм. Образование фтористого водорода обусловлено тем, что шлаковьй гарнисаж, покрывающий мениск металла в кристаллизаторе MHЛЗ содержит плавиковый шпат CaF₂. В различных шлаках его содержание колеблется от 5 до 24%.

Помимо понижения водородного показателя рН и избытка фтора в воде, стекающей с заготовки и контактирующей с роликами что свидетельствует об образовании в процессе разливки стали плавиковой кислоты, следует отметить большое содержание в воде подаваемой для охлаждения заготовки, коррозионно-агрессивных солей – хлоридов и сульфатов. В воде, идущей на охлаждение заготовки, содержится 850... 1000 мГ/л хлоридов и до 1200... 1300 мГ/л сульфатов. Норма содержания этих солей в питьевой воде составляет 350 и 500 мГ/л соответственно.

Поскольку вода, контактирующая с поверхностью роликов, является сильным электролитом (содержит много фтора и солей), то имеет место электрохимическая коррозия – ионы металла на поверхности ролика взаимодействуют с ионами раствора. При этом за счет энергии гидратации сильно облегчается переход ионов металла в раствор. Идет так называемая анодная реакция. Металл растворяется.

Повышение температуры, при которой происходит коррозия, увеличивает ее скорость. Движение коррозионной среды, благодаря отводу продуктов коррозии и подводу кислорода, также способствует росту скорости коррозии. На увеличение скорости коррозии благоприятно сказываются постоянные механические напряжения. Резкие теплосмены в процессе эксплуатации способствуют растрескиванию коррозионной пленки, покрывающей ролик. Под действием горизонтально направленных усилий в месте контакта ролик-сляб продукты коррозии непрерывно удаляются с поверхности ролика, обнажая неокисленный металл. Это ускоряет коррозию.

Из вышеизложенного следует, что определяющей причиной износа роликов МНЛЗ на радиальном участке зоны вторичного охлаждения (ЗВО) является коррозия их поверхности [4]. В целом же износ роликов на радиальном участке ЗВО имеет сложную трибохимическую природу. Помимо механического изнашивания, вызванного трением между заготовкой и роликом, движением потока охлаждающей сляб воды, неизбежно изнашивание из-за образования окалины на поверхности ролика при контакте с горячей заготовкой и коррозионных пленок при контакте с охлаждающей заготовку водой и паром. В процессе эксплуатации происходит многократное чередование коррозионного разрыхления тонких поверхностных слоев с процессами механического их удаления, а также отслаивание окалины. Согласно терминологии по ГОСТ 23002-78 такой вид изнашивания следует считать коррозионно-механическим.

Из вышеизложенного видно, что коррозия определяется средой, в которой эксплуатируются ролики, и определяет их ресурс. Необходима очистка и нейтрализация воды оборотного цикла на МНЛЗ [5], поскольку чистота воды оборотного цикла существенно влияет на износостойкость роликов и, таким образом, на их долговечность.

Выполненный, исходя из размаха деформаций и температуры поверхности ролика МНЛЗ, расчет количества циклов нагружений до появления трещины термической усталости для стали типа 25Х1М1Ф [6], показал, что на зарождение трещины требуют примерно 5000 циклов.

При разливке в 2 ручья (плавка 350 Т) и сечении сляба 250x1650 мм, ролик наружным диаметром 300 мм совершит в течение 1 плавки примерно 50 оборотов. Следовательно, до зарождения трещины ролик из стали 25Х1М1Ф отработает 100 плавок. На основе исследований цельнокованых роликов из стали типа 25Х1М1Ф можно сделать вывод, что поверхностные трещины вызваны вовсе не дефектами макро- и микроструктуры, отклоне­ниями в химическом либо фазовом составе, а также в механических свойствах. Это типичные трещины малоцикловой усталости, вызванные циклическими термонапряжениями при эксплуатации. Роль технологических напряжений вряд ли можно считать существенной, поскольку они почти на порядок меньше термических. Развитие поверхностных трещин в глубину ролика при эксплуатации в конечном счете приводит к его усталостному разрушению. Однако случаи разрушения роликов непосредственно в машине крайне редки (1-2 % от числа эксплуатирующихся роликов). Обычно при регламентных работах по обслуживанию зоны вторичного охлаждения МНЛЗ удается заметить сильно растрескавшийся ролик и снять его с машины. После длительной эксплуатации (до 6 месяцев) возрастает вероятность разрушения.

Для повышения коррозионной стойкости и износостойкости роликов МНЛЗ рекомендуется производить наплавку порошковой проволокой ПП12Х13 с низким содержанием углерода и высокой скоростью на режиме: величина сварочного тока 600 – 650 А, напряжение на дуге 30–32 В, скорость наплавки 60 м/ч.

МЕЖКРИСТАЛЛИТНАЯ КОРРОЗИЯ

ПРИ СВАРКЕ ДВУХСЛОЙНЫХ СТАЛЕЙ

Одним из эффективных способов повышения коррозионной стойкости является применение двухслойных сталей, которая состоит из ст3+12Х18Н10Т. При этом толщина легированного слоя составляет 2 мм и углеродистого 8 мм.

Автоматическая сварка полотнищ производится комбинированным электродом, состоящим из проволоки Св 08Г2С диаметром 4 мм и ленты 08КП размером 45х0,5 мм, а также легированной сварочной лентой Св 06Х19Н9Т.

Автоматическая сварка кольцевых швов с внешней стороны производится сварочной проволокой Св 08А диаметром 4 мм, с внутренней стороны сварочной проволокой Св ЭП-87 и Св 06Х19Н9Т диаметром 4 мм. Химический состав сварочных проволок и лент представлен в таблице 4.5 [9].

Таблица 4.5 – Химический состав сварочных проволок (ГОСТ 2246-80) и лент ДСТУ 2651-94 (ГОСТ 380-94)

Марка проволок и лент	Содержание элементов, %
C	Si	Mn	Cr	Ni	T	S	P	Другие
Св 08Г2С	< 0,1	0,8-1,1	1,8-2,2	£ 0,12	£ 0,25	-	0,03	0,03	Al £ 0,01
08КП	0,08	0,2- 0,3	0,5- 0,6	£ 0,12	£ 0,25	-	0,03	0,03	-
06Х19Н9Т	0,08	1,1	0,7			0,12	0,02	0,02	-
Св ЭП-87	0,06	0,4	0,7	20,8	6,0	0,44	0,02	0,025	Mo = 2,3
Св 08А	£ 0,1	1,0	0,35 -0,6	£ 0,12	£ 0,25	-	0,03	0,03	Al £ 0,01

В настоящее время сборка полотнища производится без специальных приспособлений с помощью постановки прихваток.

Сварка производится за три прохода. Первый проход выполняют со стороны углеродистого слоя, а второй и третий со стороны плакирующего слоя.

Сварка первого прохода производится проволокой Св 08ГА диаметром 4 мм под флюсом АН-65 на режиме: величина тока 600-650 А, напряжение на дуге 34-36 В, скорость сварки 40 м/ч. После сварки первого прохода производится кантовка полотнища на 180° и сварка второго прохода. Сварка второго прохода производится со стороны плакирующего слоя проволокой ЭП-87 диаметром 4 мм на режиме: величина тока 500-550 А, напряжение на

Рис. Сварное соединение при двухсторонней трехпроходной сварке двухслойной стали

дуге 30-32 В, скорость сварки 40 м/ч. Сварка плакирующего слоя производится легированной проволокой Св 06Х19Н9Т диаметром 4 мм под флюсом АН-26 на режиме: величина тока 400-450 А, напряжение на дуге 34-36 В, скорость сварки 40 м/ч.

Для улучшения качества и повышения производительности сборки и сварки рекомендуется разработать сборочно-сварочный стенд с гидроприжимами, обеспечивающими сварку без постановки прихваток. Это позволит обеспечить равномерное проплавление и отсутствие шлаковых включений [2,4].

Для повышения производительности, снижения материалоемкости и энергоемкости рекомендуется заменить сварку двухслойной стали за три прохода на одностороннюю однопроходную. Сварку производить со стороны плакирующего слоя одновременно двумя электродами (рис. 3.1), расположенными на одном двухдуговом автомате А-1412. Первый комбинированный электрод, состоящий из проволоки Св 08Г2С d=4мм (1) и ленты 08КП размером 45х0,5мм (2) полностью проплавляет основной металл

1 – проволока диаметром 4×10^{-3 м;}

2 – лента сечением (45´0,5)×10^{-3 м;}

3 – U-образный ленточный электрод.

Рисунок 3.1 – Односторонняя однопроходная высокоскоростная сварка двухслойной стали одновременно двумя электродами

Рисунок 3.1 – Односторонняя однопроходная высокоскоростная сварка двухслойной стали одновременно двумя электродами:

1– комбинированный электрод из углеродистой стали; 2 – изогнутый ленточный электрод из легированной стали; 3 – сварной шов; 4 свариваемые пластины

[5]. Следующий за ним U-образный ленточный электрод (3) из нержавеющей стали 06Х19Н9Т толщиной 0,5 мм, изогнутый по внутреннему радиусу R с длиной прямолинейных участков ленты 13,5 мм наплавляет плакирующий слой. При ширине углеродистого шва 18 мм проплавляется только плакирующий слой.

Дуга на ленте движется под действием электромагнитного поля по торцу электрода в продольном и поперечном направлениях. При движении в поперечном направлении проплавление минимально, при движении в продольном направлении проплавление увеличивается, что обеспечивает наплавленный металл, химический состав которого соответствует плакирующему слою. Это обеспечивает коррозионную стойкость сварных соединений.

Преимуществом разработанного способа является уменьшение перемешивания слоев наплавленного металла за счет вынесения зоны максимального давления дуги плакирующего слоя за пределы углеродистого шва и повышение коррозионной стойкости сварных соединений.

Рис. Сварное соединение при односторонней однопроходной высокоскоростной сварке

Сварка производится на постоянном токе обратной полярности под флюсом АН-348АМ для углеродистого слоя и под флюсом RECORD Голландского производства илиАН-26 для плакирующего слоя.

В качестве источника питания используется многопостовой сварочный выпрямитель ВМГ-5000.

Сварка углеродистого слоя производится комбинированным электродом на режиме: величина сварочного тока 2000 – 2100 А. напряжение на дуге 27 – 29 В, скорость сварки 75 м/ч. Сварка легированной проволокой Св06Х19Н9Т производится на режиме: величина сварочного тока 1100 – 1200 А. напряжение на дуге 30–32 В, скорость сварки 75 м/ч под флюсом RECORD или АН-26.

Повышение скорости сварки с 40 м/ч до 75 м/ч при односторонней высокоскоростной сварке двухслойной стали дополнительно повышает коррозионную стойкость сварных соединений за счет измельчения микроструктуры и снижения сварочных напряжений.

Для осуществления процесса односторонней однопроходной сварки двухслойной стали необходимо модернизировать автомат А-1412, увеличив штангу для крепления подающих механизмов, и спроектировать площадку для трех бухт: одной с проволокой и двух с углеродистой и легированной лентой.

Дата добавления: 2015-07-08