Оценка коррозионной стойкости металлов на устойчивость к сульфидному растрескиванию под напряжением

Сульфидное растрескивание

В виду особой опасности преждевременного разрушения сосудов и аппаратов давления, резервуаров, трубопроводов, подвергаемых воздействию коррозионно-активных жидких сред с компонентами сульфидов, этот вид коррозионного растрескивания получил название «сульфидного коррозионного растрескивания под напряжением» или «сульфидного растрескивания».

Для случаев, когда при технологических процессах среда содержит значительное количество сероводорода, чаще всего используют термин «сероводородное растрескивание». Компоненты углеводородной фазы (бензин, пропан, этан, углеводородные газы и т.д.), повышая растворимость H2S, вызывают растрескивание в условиях, вызывающих образование водной фазы на металлической стенке элементов конструкции. Растворимость сероводорода в среде при 30°С и Ph2s

0,1 МПа составляет — 3 г/л.

Наиболее агрессивным компонент водных сред — сероводород. Он увеличивает скорость коррозии оборудования в десятки раз по сравне нию со средами, не содержащими его соединений. Растворяясь в воде, сероводород диссоциирует на ионы

H2S lt;=gt; HS + Н t^S2 4 2Н .

Равновесие этой реакции сдвигается влево или вправо в зависимости от pH среды. При температуре воды +20 °С сероводород обладает хорошей растворимостью (2,5 г/л), снижая pH.

В нейтральных и щелочных средах содержится больше ионов гидросульфидов, а в кислых средах — молекулярного сероводорода. В сильнощелочных электролитах образуются в небольших количест

вах ионы сульфидов [197]. В водяной фазе сероводород ускоряет анодную реакцию ионизации железа:

С образованием хемосорбционного катализатора Fe(HS) , который адсорбирует на поверхности металла, происходит ослабление связи между атомами железа, что облегчает их ионизацию.

Возникшие ионы двухвалентного железа взаимодействуют с сульфидами:

В результате реакции происходит сдвиг электродного потенциала железа в отрицательную сторону и увеличение скорости анодного процесса коррозии.

Считают [197, 198], что последняя стадия катодного процесса является контролирующей. Сероводород непосредственно в катодной реакции не участвует, а играет роль катализатора, ускоряющего разряд ионов водорода. Восстановленные атомы водорода частично рекомбинируют и диффундируют в металл, вызывая водородную хрупкость.

Каталитическое действие сероводорода в наводороживании сталей связывают с торможением процесса выделения водорода и облегчением процесса молизации водородных атомов. При этом существенно увеличивается концентрация атомов водорода, образующихся при разряде адсорбированных на поверхности стали молекул сероводорода. Адсорбция на поверхности металла гидросульфида ослабляет связи между поверхностными атомами, заметно облегчая проникновение водорода в металл.

Склонность к сульфидному растрескиванию возрастает с ростом уровня предела текучести стали, растягивающих напряжений и содержания в среде сульфидов. Как правило, сульфидное растрескивание возникает в средах, содержащих сероводород с парциальным Давлением более 0,3 кПа.

Усилению влияния сероводорода на металл способствует увеличение его содержания в ряде месторождений нефти и газа. Так, в Нефтяном газе, поступающем на нижневартовские газоперерабатыва-

ющие заводы, содержание H2S с 1975 по 1984 г. увеличилось с 0,005 до — 8 г/100 м3 [199]. Молярная доля С02 в нефтяном газе, транспортируемом на газоперерабатывающие заводы, 0,2-0,3%. При таком содержании агрессивных компонентов в среде влажного нефтяного газа и конденсата, образующегося при его сжатии и охлаждении, скорость коррозии углеродистых и низколегированных сталей превышает 0,5 мм/год.

Склонность к сульфидному коррозионному растрескиванию металла сварных швов трубных сталей существенно зависит от содержания серы (0,002 — 0,028% ) и химического состава стали [200].

К характерным особенностям сероводородного растрескивания следует отнести возможность обнаружения в изломе множественных очагов зарождения трещин.

Испытывают стали на стойкость против сульфидного коррозионного растрескивания по методикам NACE ТМ 01-77 или МСКР 01-85, регламентирующим определение времени до разрушения образцов при их растяжении. База испытаний 30 сут.

Особо склонны к сульфидному растрескиванию сварные соединения. Этому благоприятствуют ряд факторов, таких как химическая и структурная неоднородность металла, присутствие дефектов и геометрических концентраторов в сварном шве, высокий уровень остаточных сварочных напряжений (рис. 5.81). Металлографический анализ показывает, что в околошовной зоне стали 09Г2С трещина распространяется предпочтительно по границам зерен.

Сульфидное растрескивание диагностируется по появлению сетки (колонии) мелких микротрещин разных глубин и протяженности и, главное, — по появлению пузырчатости на поверхности стенок силового элемента. Наиболее удивительное явление — образование пузырей (отдулин) на поверхности стенок аппаратов и сосудов давления. Вследствие наводороживания на плоскостях прокатки, как правило

Рис. 5.81. Трещина в околошовной зоне стыкового соединения трубопровода для транспортировки сероводородсодержащей (4,8%) среды. х1,2

в месте залегания раскатанных неметаллических включений, газовых пузырей, образуются микротрещины.

Нередко процесс ускоренного распространения трещин по системе параллельных плоскостей проката и их постепенного ступенчатого объединения в магистральную называют «ступенчатым растрескиванием ».

Рис. 5.82. Схема образования отдулин 1 и последующего трещинообразования (2 — полость, 3 — слоистые трещины)

Низкотемпературное сероводородное растрескивание сталей довольно часто встречается при переработке сырой нефти. Чаще всего оно выявляется на установках АВТ, АТ, термического и каталитического крекинга, ГФУ и т.д., в которых при эксплуатации в среде нефтепродуктов присутствует H2S в водной среде. Наиболее вероятно трещинообразование двух видов: растрескивание и расслоение. Наиболее опасно растрескивание, поскольку оно, как правило, развивается в основном в направлении толщины стенки и быстро оказывается сквозным.

Практика эксплуатации оборудования показывает, что одновременно растрескивание и расслоение с образованием отдулин встречается редко.

Расслоение металла выявлено [201] для разных аппаратов, соприкасающихся: с тяжелыми (керосино-газойлевыми) фракциями — 10% числа обследуемых аппаратов; нестабильным и стабильным (но не очищенным от сероводорода) бензинами — 11,1 и 9%; углеводородными газами с установок прямой гонки, термического и каталитического крекинга — 13%; со сжиженными фракциями пропана и бутана — 30 и 4,4%. Наиболее высокий процент аппаратов с расслоением металла (30%) приходится на пропановую фракцию.

Аппараты с расслоившимся металлом были изготовлены из углеродистых сталей СтЗ и 20 и низколегированных 09Г2С и 16ГС. Наибольшая доля (44,5%) аппаратов с расслоениями приходится на изготовленные из низколегированных сталей (по сравнению с 12,2% числа аппаратов из углеродистых сталей). Явление расслоения характеризуются следующими особенностями: в эксплуатационном диапазоне 30-150°С отсутствует связь температуры с числом аппаратов, имеющих расслоения; при достаточно высоких концентрациях сероводорода и сохранении водной фазы не выявлено влияние давления на расслоение; отдулины появляются в основном в нижней части корпуса аппарата, хотя отмечены случаи их возникновения в верхних частях (возможно, из-за конденсации влаги на всей внутренней поверхности аппарата); относительно короткий срок службы аппаратов до появления расслоений (чаще всего 5-7 лет, пропановых — до 1 года).

При массовом обследовании аппаратов [201] выявлено, что диаметры отдулин варьируются от еле заметных невооруженным глазом до ^250 мм. В ряде случаев отмечено трещинообразование этих отдулин с шириной раскрытия трещин 1-3 мм. Химический анализ газа из пузырей показал, что он на 99,3% состоит из водорода.

Сероводородное растрескивание существенным образом зависит от уровня прочности стали. По-видимому, растрескивание не происходит при некотором критическом уровне прочности стали. Однако этот уровень может зависеть от состава коррозионно-активной среды и структуры стали. При переходе от феррито-перлитной к бейнитной и особенно к мартенситной структуре возрастают внутренние микронапряжения. Согласно обстоятельным изысканиям [201] по разным источникам, критический уровень твердости сталей, ниже которого в сероводородной среде не возникает растрескивание, составляет HRC 20-22. Эти данные нашли отражение в рекомендациях Американской организации NACE — Национального объединения инжене- ров-коррозионистов, согласно которым для изготовления элементов нефтяного оборудования, эксплуатируемого в условиях сероводородного растрескивания металлов (т.е. при наличии в среде сероводорода и воды), можно применять стали с HRC sS 22.

Сварные соединения отличаются повышенной склонностью к сероводородному растрескиванию. Этому способствуют ряд факторов: более высокий уровень напряжений в металле шва и зоне термического влияния; сварочные дефекты в металле шва, вызывающие в окружающем объеме концентрацию напряжений; сварка материалами, существенно отличающимися по химическому и фазовому составам от основного металла.

По данным [201], образцы из низколегированной стали 12Х1МФ со сварными швами, выполненными с использованием аустенитных электродов, подвергались катастрофически быстрому (10-20 ч) сероводородному растрескиванию. Сквозные трещины располагались точно по границе раздела металл—сварной шов.

При диагностировании состояния металла в сварных соединениях следует в первую очередь обращать внимание на участки с максимальной твердостью. Часто этими участками являются зоны термического влияния. При оценке вероятности сероводородного растрескивания крупногабаритного оборудования наибольшее внимание должно быть уделено зонам, в которых при наличии водной фазы и H2S наиболее низки значения pH.

Ввиду наличия в Оренбургском газоконденсатном месторождении сероводорода (1,4-4,7%) оборудование по добыче, транспортировке и переработке подвержено сульфидному растрескиванию. По данным [201], растрескиванием было поражено 15,4% трубопроводов, 0,2% оборудования (котлы, реакторы, вентили, насосы и т.д.) и 64,5% деталей (лопатки турбин, пружины, плунжеры, клапаны, валы, крепежные изделия) ОГХК.

Опасное влияние сероводорода на растрескивание проиллюстрируем разрушением верхнего днища десорбера К-7 установки 24/7 в 1998 г. в ОАО «Горькнефтеоргсинтез» [202]. На установке проводились пусконаладочные работы после капитального ремонта. Блок очистки и регенерации МЭА находился на циркуляции раствора МЭА с подъемом температуры низа десорбера (колонны) К-7 со скоростью 15 °С/ч. При температуре низа колонны 110 °С и давлении 120 кПа замечено парение у верхнего штуцера.

При осмотре верхнего сварного (с хордовым швом) днища десорбера К-7 из аустенито-ферритной стали 08Х22Н6Т обнаружили восемь трещин. Две (длиной 300 и 400 мм с максимальным раскрытием 0,5 мм) были выявлены в зоне термического влияния сварного шва штуцера диаметром 350 мм, они уходили в основной металл; трещина в зоне термического влияния Dy 100 на наружной поверхности днища имела длину 120 мм с максимальным раскрытием 0,5 мм и глубину 2-3 мм (рис. 5.83); трещина в зоне термического влияния штуцера диаметром 50 мм была длиной 60 мм с максимальным раскрытием 0,4 мм. Еще четыре трещины были обнаружены в околошовной зоне кольцевого шва приварки днища к обечайке. По виду излома все трещины имели кристаллическое строение, следы пластической деформации вдоль их траектории трещины отсутствовали.

Согласно паспортным данным, десорбер высотой 19280 мм был изготовлен Черновицким машиностроительным заводом в 1992 г., эксплуатировался 1,2 мес. со следующими технологическими параметра- ми: Рраз= 150 кПа, t = 130 °С; рабочая среда: Н20 (87,98%), H2S (4,8%), МЭА (7,2%).

Рис. 5.83. Общий вид трещины, образовавшейся в месте приварки штуцера DylOO к верхнему днищу колонны К-7

По химическому составу и механическим свойствам при растяжении и ударном изгибе сталь верхнего днища 08Х22Н6Т удовлетворяла требованиям ГОСТ 5632-72. Изломы фрагментов днища имели преимущественно крупнокристаллический характер; размер отдельных зерен достигал 1-3 мм. На кромках изломов с внутренней стороны днища (на глубине 1,5-6,5 мм) были обнаружены продукты коррозии.

При металлографическом исследовании выявлено, что: основной металл имел два характерных типа микроструктуры — крупнозернистую с размером ферритного зерна 100-300 мкм с развитой субструктурой при содержании до 10% аустенита в виде островков в теле и по границам зерен, а также мелкозернистую (d = 21-24 мкм) полосчатую микроструктуру с содержанием аустенита 40-60% (рис. 5.84, а, б); поверхность днища неоднородна по структуре и фазовому составу, с вариацией размеров зерен по толщине проката в 40 раз и содержания аустенита в 80 раз (рис. 5.84, в: светлые поля — крупнозернистая структура, темные — мелкозернистая); в околошовной зоне приварки штуцеров к днищу и хордового шва зерна феррита достигали 300-500 мкм при практически полном отсутствии аустенита по мере приближения к зоне сплавления (рис. 5.85).

Рис. 5.85. Панорамная микроструктура околошовной зоны хордового шва в верхнем днище колонны К-7. х 70

Объемное содержание аустенита со стороны корня сварного шва приварки штуцера диаметром 350 мм по мере удаления от линии сплавления:

Расстояние от корня шва, мм lt; 0,25 lt; 0,50 ^10 ^3

Содержание аустенита,% 0,4 ± 0,2 0,6 ± 0,2 5,0 ± 0,6 8,0 ±1,0

Высокое сопротивление хрупкому разрушению основного металла и околошовной зоны, удаленной на расстояние от зоны сплавления не менее чем на 3±4 мм, обусловлено наличием в структуре стали 08Х22Н6Т островков аустенита. Критическая температура хрупкости 7\0 стали, определенная по наличию в изломе 50% волокнистой составляющей, изменяется от +5 до +32 °С (табл. 5.13).

Источник

Оценка коррозионной стойкости металлов на устойчивость к сульфидному растрескиванию под напряжением

Электронный научный журнал «ТРУДЫ ВИАМ»

ФЕДЕРАЛЬНОЕ ГОСУДАРСТВЕННОЕ УНИТАРНОЕ ПРЕДПРИЯТИЕ
«ВСЕРОССИЙСКИЙ НАУЧНО-ИССЛЕДОВАТЕЛЬСКИЙ ИНСТИТУТ АВИАЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ»
НАЦИОНАЛЬНОГО ИССЛЕДОВАТЕЛЬСКОГО ЦЕНТРА «КУРЧАТОВСКИЙ ИНСТИТУТ»
ГОСУДАРСТВЕННЫЙ НАУЧНЫЙ ЦЕНТР РОССИЙСКОЙ ФЕДЕРАЦИИ

• 
• 

Авторизация

Статьи

Установлено, что для оценки стойкости сплавов к сульфидно-оксидной коррозии (СОК) в основном используют три вида испытаний: стендовые, в печах и электрохимические. Наиболее широко распространены испытания в печах. В качестве агрессивной среды при таком виде испытаний чаще всего используют состав 75% Na₂SO₄+25% NaCl. Температура испытаний может варьироваться от 650 до 950°C. Основными критериями оценки стойкости сплава к СОК является изменение массы и глубина поврежденного слоя. Ряд опубликованных работ посвящен исследованиям влияния СОК на механические свойства жаропрочных сплавов.

Введение

Проблема высокотемпературной сульфидно-оксидной коррозии (СОК) известна с 40-х годов двадцатого века, однако особое внимание этой проблеме стало уделяться в конце 60-х годов во время военного конфликта во Вьетнаме [1]. В результате длительной работы авиации над морской акваторией наблюдалась сильная коррозия деталей «горячей» части газотурбинных двигателей (ГТД), приводящая к преждевременному отказу и нерегламентированному ремонту техники. С тех пор понимание поведения металлов и сплавов при высоких температурах, особенно их коррозионного поведения, а также обеспечение защиты поверхностных слоев стало объектом научных исследований [2–5].

Материалы деталей турбин должны быть не только жаропрочными, но и противостоять агрессивным условиям эксплуатации в газовой среде при рабочих температурах [6]. Проблемы, связанные с высокотемпературной газовой коррозией, остаются полностью неразрешенными и по настоящее время. Применение современных многокомпонентных покрытий частично решает проблему горячей коррозии на защищенных деталях [7]. Тем не менее в современных двигателях обнаруживаются детали турбины, имеющие повреждения, вызванные протеканием сульфидно-оксидной коррозии – СОК (рис. 1). Прежде всего, это связанно с невозможностью создания абсолютно стойких к СОК жаропрочных сплавов, невозможностью защитить все детали коррозионностойкими покрытиями, а также с ужесточением условий работы двигателей [8, 9].

Рис. 1. Коррозионные повреждения на лопатках турбины ГТД

Таким образом, ресурс современных ГТД в значительной мере определяется интенсивностью процессов их коррозии в эксплуатационных условиях и степенью влияния повреждений на прочностные характеристики материалов. В настоящее время влияние коррозии на прочностные характеристики (статическая прочность, малоцикловая и многоцикловая усталость, длительная прочность, циклическая трещиностойкость) изучено лишь на уровне качественного сравнения характеристик некоторых применяемых сплавов без возможности оценки ресурса их работы применительно к деталям турбины ГТД.

Решение вопросов, связанных с высокотемпературной коррозией, усложняется отсутствием в промышленности общепринятых (стандартизованных) методик испытания жаропрочных сплавов на стойкость к СОК и отсутствием методик и алгоритмов получения математических моделей, позволяющих прогнозировать ресурс деталей с учетом воздействия данного вида коррозии.

В связи с обозначенными проблемами представляется актуальной разработка расчетно-экспериментальной методики оценки ресурса основных материалов «горячей» части ГТД, позволяющей прогнозировать развитие коррозионных поражений и степень их влияния на ресурсные показатели материалов.

Целью данной работы является обзор современных методов испытаний жаропрочных сплавов на стойкость к высокотемпературной сульфидно-оксидной коррозии.

Работа выполнена в рамках реализации комплексного научного направления 18. «Климатические испытания для обеспечения безопасности и защиты от коррозии, старения и биоповреждений материалов, конструкций и сложных технических систем в природных средах» («Стратегические направления развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года») [10].

Основные виды испытаний на стойкость к высокотемпературной

сульфидно-оксидной коррозии

В результате анализа литературных источников [1, 11–30] установлено, что существует три основных подхода к проведению испытаний жаропрочных сплавов на стойкость к СОК: испытания на специализированных стендах, имитирующих условия работы частей ГТД; испытания в печах и электрохимические испытания.

Стендовые установки для проведения коррозионных испытаний, как правило, состоят из горелок для сжигания газообразного или жидкого топлива, системы подачи топлива и воздуха, камеры сгорания и системы крепления образцов. Для имитации условий приморской эксплуатации в рабочий объем установки вводят морскую воду впрыскиванием в камеру сгорания; для создания благоприятных условий возникновения и развития коррозионных поражений в топливо вводят такие примеси, как сера и ванадий. Пример подобной установки, а также вид образцов после испытаний представлены на рис. 2 и 3 соответственно.

Рис. 2. Вид установки для проведения стендовых испытаний на стойкость к высокотемпературной коррозии [31]

Рис. 3. Вид образцов после проведения испытаний на стенде [31]

Как правило, условия проведения стендовых испытаний гораздо жестче реальных условий эксплуатации, поэтому при экстраполяции результатов таких испытаний требуется дополнительная оценка долговечности выбранного сплава применительно к конкретным рабочим условиям.

Преимуществом стендовых испытаний является наибольшее приближение к условиям эксплуатации по сравнению с другими видами испытаний, недостатком – высокая стоимость, длительность испытаний, а также отсутствие единых стандартов, позволяющих сопоставлять результаты, полученные на различных испытательных стендах. С точки зрения прогнозирования ресурса деталей с учетом возможной коррозии в процессе эксплуатации повсеместное использование такого вида испытаний приведет к значительному удорожанию стоимости разработки сплавов.

Рис. 4. Процесс испытаний образцов на стойкость к высокотемпературной коррозии в печи с воздушной атмосферой

Одним из самых распространенных способов оценки стойкости материалов и покрытий деталей ГТД к СОК являются испытания в печах (рис. 4). При таком виде испытаний на поверхность образцов, как правило, наносятся солевые отложения (осадок) требуемого состава и производится выдержка в муфельных электропечах при заданной температуре. Нанесение отложений, как правило, выполняется с использованием воздушного напыления; иногда при необходимости введения частиц золы наносится паста. Часто при проведении таких испытаний над поверхностью испытуемых образцов прокачивается необходимая смесь газов, как правило, содержащая SO₂. Наиболее распространенная газовая среда – воздух. Температура испытаний может варьироваться от 650 до 950°C. В большинстве исследований [12, 13, 16, 17] используется состав Na₂SO₄+NaCl в различных пропорциях. Наиболее распространено соотношение 75% Na₂SO₄+25% NaCl. Достаточно часто также применяется состав Na₂SO₄+K₂SO₄ [16, 17, 18], реже применяется Na₂SO₄ без дополнительных добавок. В качестве дополнительных составляющих может использоваться ванадий и продукты сгорания различных видов топлива [14, 19, 20, 23, 26]. Пример внешнего вида образцов после испытаний представлен на рис. 5. В большинстве случаев такой вид испытаний не требует наличия дорогостоящего оборудования и позволяет получить сравнительные данные по стойкости различных сплавов и покрытий к СОК в относительно короткие сроки.
Данный вид испытаний не имитирует все условия, возникающие в процессе работы двигателя (давление газового потока, напряжения и др.), а следовательно, не позволяет делать заключения о долговечности деталей.

Рис. 5. Вид образцов жаропрочного сплава после проведения испытаний в печи

В виду того, что СОК обычно происходит под слоем жидкого расплава солей, некоторыми исследователями предпринимались попытки провести электрохимические исследования коррозии такого вида. При применении этих методов образцы, как правило, подвергаются воздействию такой же среды, что и при испытаниях в печах, а экспериментальная установка представляет собой электрохимическую ячейку, в состав которой входят электролит из расплава соли, эталонный электрод и рабочий электрод [32]. Так, в работе [19] применен ряд электрохимических измерений, таких как электрохимический шум, электрохимическая импедансная спектроскопия (ЭИС), потенциодинамическая поляризация. Показано, что результаты электрохимических исследований коррозии жаропрочного сплава Inconel 740 при температурах 700–800°С сопоставимы с результатами измерения массы и позволяют более полно исследовать стадии высокотемпературной коррозии.

Критерии оценки коррозионной стойкости жаропрочных сплавов

Степень деградации материала при высокотемпературной коррозии может оцениваться разными способами, однако чаще всего используют определение потери массы образцов и измерение глубины проникновения коррозии. В исследованиях [22, 28, 30] в качестве критерия оценки стойкости жаропрочных сплавов к СОК в основном используется изменение массы образцов. Для более полного описания коррозионных процессов используются оптическая металлография, сканирующая электронная микроскопия, рентгеноспектральный микроанализ и рентгеноструктурный анализ. Некоторыми авторами [16, 18, 23, 27] при исследовании процессов СОК жаропрочных сплавов используется статистическая обработка результатов оценки глубины коррозионных повреждений.

Влияние сульфидно-оксидной коррозии на прочностные характеристики

жаропрочных сплавов

Часть публикуемых работ посвящена исследованию влияния СОК на прочностные характеристики (высокотемпературную ползучесть, малоцикловую усталость) жаропрочных сплавов. Как правило, СОК приводит к существенному снижению прочности, что обусловлено образованием локальных коррозионных поражений, которые являются концентраторами напряжений.

В статье [24] рассмотрено влияние солевых расплавов двух пропорций (75% Na₂SO₄+25% NaCl и 90% Na₂SO₄+10% NaCl) на высокотемпературную ползучесть жаропрочного сплава Nimonic-263 при температурах 800 и 850°C. При температуре 850°C наблюдалось снижение времени до разрушения образцов до 40,4%, а при 800°C – до 22,6% в сравнении с исходным состоянием. Существенного влияния пропорций солевого расплава на время до разрушения не обнаружено. Показано, что при непродолжительных испытаниях время до разрушения образцов с солевым расплавом на поверхности и в исходном состоянии практически одинаково, в то время как при длительных испытаниях СОК существенно ускоряет процессы разрушения. В работе [26] рассмотрено влияние солевого расплава состава 30% Na₂SO₄+10% NaVO₃+NaCl и уровня нагрузки на высокотемпературную ползучесть сплава марки 617 при температуре 850°C. При высоких механических нагрузках (125 МПа) время до разрушения образцов с расплавом солей и без различается незначительно, при меньших нагрузках (85–105 МПа) наблюдается существенное уменьшение времени до разрушения образцов, подвергающихся коррозионному воздействию. Показано, что длительное приложение механической нагрузки не меняет механизмов СОК, но усиливает межкристаллитную коррозию вследствие раскрытия трещин.

В публикации [12] оценено влияние двух типов солевых расплавов (75% Na₂SO₄+25% NaCl и 90% Na₂SO₄+5% NaCl+5% V₂O₅) на малоцикловую усталость жаропрочного сплава IN 718 при 650°C. Для всего диапазона амплитуд деформаций –от ±0,4 до ±1,0% – обнаружено уменьшение стойкости к усталостному разрушению до 16,5% в сравнении с исходным состоянием. Показано, что бо́льшая часть усталостных трещин зарождалась в основании питтингов, образовавшихся под действием высокотемпературной коррозии. В исследовании [21] рассмотрено влияние солевого расплава состава 90% Na₂SO₄+10% NaCl на малоцикловую усталость никелевого жаропрочного сплава марки SU 263 при 800°C. Для всего диапазона амплитуд деформаций ∆ε_t/2 – от 4,0·10 -3 до 1,0·10 -2 % – обнаружено уменьшение стойкости к усталостному разрушению от 43,8 до 87,5% в сравнении с исходным состоянием. Ввиду высокой температуры испытаний коррозия II рода не развивалась (на образцах питтинги не обнаружены), но расплав солей разрушил защитный слой оксида хрома и вызвал окисление границ зерен, что привело к изменению деформативных свойств сплава.

Авторами работы [25] рассмотрено влияние солевого расплава состава 75% Na₂SO₄+25% NaCl на малоцикловую усталость никелевого жаропрочного сплава марки DZ125 при 850°C. Для всего диапазона нагрузок (от 640 до 760 МПа) обнаружено уменьшение количества циклов до разрушения по сравнению с исходными образцами. Показано, что большие нагрузки приводят к более существенному уменьшению времени до разрушения образцов, покрытых расплавами солей. В статье [20] рассмотрено влияние двух типов высокотемпературной коррозии солевых расплавов на малоцикловую усталость жаропрочного сплава Nimonic-263. Коррозию I рода инициировали нанесением расплава состава 90% Na₂SO₄+10% NaCl при температуре 800°С, а II рода – нанесением расплава состава 88% Na₂SO₄+7% NaCl+5% NaVO₃ при температуре 700°С. Испытания проведены в диапазоне амплитуд деформаций ∆ε_t/2 – от 0,4 до 1,0%.

Показано различие в механизмах усталостного разрушения при разных типах коррозии: для коррозии I рода характерно распространение межкристаллитных трещин, что приводит к уменьшению количества циклов до разрушения в интервале от 43,8 до 66,9%, в то время как для коррозии II рода характерно образование трансгранулярных трещин, что приводит к уменьшению количества циклов до разрушения в интервале от 18,4 до 44,1% в сравнении с исходным состоянием.

Обсуждение и заключения

Наиболее широко используемым способом оценки стойкости жаропрочных сплавов к СОК является метод испытания в печах. В качестве агрессивной (коррозионной) среды при таком виде испытаний в большинстве работ используют смесь солей Na₂SO₄+NaCl.

Оценку стойкости сплавов к СОК в основном проводят путем измерения массы и глубины поврежденного слоя образцов. Для вероятностной оценки возникновения коррозионных поражений заданного уровня используются статистические методы. Проводятся также исследования по оценке влияния коррозионных повреждений на прочностные характеристики (малоцикловую усталость, высокотемпературную ползучесть) и совместного влияния коррозионной среды и термомеханических нагрузок на прочностные характеристики.

Расчетно-экспериментальные методики оценки коррозионного ресурса жаропрочных сплавов, используемых для изготовления деталей ГТД, отсутствуют как в Российской Федерации, так и за рубежом.

Источник