Формирование коррозионной структуры сплава

Второй случай формирования коррозионной структуры сплава также представляет большой практический интерес. Здесь основной компонент сплава достаточно электроотрицателен, но склонен, к пассивации, а другой (легирующая присадка) является электрохимически положительным (благородным) металлом, равновесный потенциал которого положительнее потенциала водорода. [c.74]

Если электрохимический потенциал устойчивого компонента более положителен, чем потенциал коррозии, то при растворении соседних атомов основы, блокирующий атом не переходит в раствор. В этом случае в раствор перейдут только атомы более активного основного компонента, а атомы устойчивого компонента будут накапливаться на поверхности. В зависимости от характера накопления стойкого компонента, что в свою очередь зависит от условий, (компоненты сплава, раствор, потенциал), могут наблюдаться такие три принципиально различающиеся случаи формирования коррозионной структуры и установления скоростей растворения [c.70]

Подобные изменения свойств сплавов вполне согласуются с развиваемой концепцией [7] 1) формированием коррозионной структуры поверхности сплава в сторону ее обогащения устойчивым компонентом и 2) допущением, что атомы металлического сплава в значительной степени сохраняют свои индивидуальные физико-химические свойства также и в состоянии сплава типа твердого раствора. [c.41]

Механизм растворения и формирования коррозионной структуры поверхности сплавов типа твердых растворов [c.161]

Сплав становится коррозионностойким, как правило, не сразу, а после определённого взаимодействия с коррозионной средой, в ходе которого образуются некоторые поверхностные структуры, обеспечивающие его коррозионную стойкость. Если сплав устойчив, формирование поверхностных структур происходит довольно быстро и ограничивается образованием одного или нескольких молекулярных защитных слоев, содержащих повыщенное количество устойчивой легирующей добавки. Если сплав менее устойчив, формирование поверхностного слоя может продолжаться довольно долго и приводить к значительному изменению поверхности с образованием утолщённых слоёв, которые обычно не отличаются высокими защитными свойствами. [c.69]

Термическая обработка меняет строение сплавов и, следовательно, их коррозионную стойкость. Отжиг и нормализация приводят к формированию однофазной структуры и способствуют увеличению жаростойкости материала. [c.135]

Наиболее характерной особенностью начального периода растворения сплава (в отличие от растворения чистого металла) является возможность изменения соотношения концентрации компонентов или фаз на его поверхности. Таким образом, в первоначальный период воздействия коррозионной среды происходит изменение исходной поверхности сплава и формирование, так называемой коррозионной структуры . [c.64]

Формирование поверхностных коррозионных структур на сплавах с фазовой гетерогенностью [c.23]

С точки зрения коррозионной стойкости оптимальное содержание Сг в стали составляет 12—14 % Такой уровень легирования Сг обеспечивает легкую пассивацию поверхности во многих агрессивных средах, связанных с производством нефтехимических продуктов, а также в воде высоких параметров с борным регулированием При повышении содержания хрома более 12 % коррозионная стойкость практически не увеличивается Вместе с тем в этом случае имеет место проявление склонности стали к охрупчиванию и снижению прочности в связи с формированием в структуре значительного количества ферритной составляющей 13—14 %-кые хромистые стали с частичным у а (М)-превращением относят к мартеиситно-ферритным По структуре мартенситно ферритные стали соответствуют сплавам Ре — Сг, при охлаждении которых полиморфные превращения соответствуют реакции 6->7-1-б- а(уИ)- -б Количество б-феррита в сталях повыщается с увеличением содержания Сг и снижением концентрации С С введением С границы существования области у-твердых растворов сдвигаются в сторону более высокого содержания Сг У 13 %-ных хромистых сталей с <0,25% С термокинетическая диаграмма распада аустенита состоит из двух областей превращения При температурах выще 600 °С в случае достаточно низкой скорости охлаждения возможно образование ферритной составляющей структуры Ниже 400 °С при более быстром охлаждении наблюдается без-диффузионное превращение аустенита в мартенсит Количество образовавшегося мартенсита в каждом из указанных температурных интервалов зависит, главным образом, от скорости охлаждения и содержания углерода в стали [c.245]

Во втором издании (первое — в 1980 г.) рассмотрены коррозионно-стойкие стали, а также сплавы на основе железа и никеля, применяемые для службы в агрессивных средах. Описаны их структура, механические и физические свойства в широком диапазоне температур. Приведена соответствующая нормативно-техническая документация. Изложены механизмы различных видов коррозии. Показана роль структурных факторов, легирующих и примесных элементов в формировании свойств коррозионно-стойких сталей и сплавов. [c.320]

Формирование плотной (беспористой) мелкозернистой структуры металла обеспечивает существенный рост его механических и эксплуатационных (износостойкость, коррозионная стойкость, циклическая прочность) характеристик. Так, например, прочность литого сплава возрастает (по сравнению со свойствами отливок, полученных кокильным литьем) на 15—25%, а пластичность — на 50% и более. [c.345]

Аустенитные стали имеют низкую теплопроводность и высокий температурный коэффициент линейного расширения, что обусловливает перегрев металла в зоне сварки и возникновение значительных деформаций изделия. Основные трудности сварки рассматриваемых сталей и сплавов обусловлены высокой степенью легирования и разнообразием условий эксплуатации сварных конструкций. Основная особенность сварки таких сталей — склонность к образованию в шве и околошовной зоне горячих трещин в виде как мельчайших микротрещин, так и трещин значительных размеров. Образование горячих трещин связано с формированием при сварке крупнозернистой макроструктуры. Применение методов, способствующих измельчению кристаллов, повышает стойкость шва против образования горячих трещин. Эффективным средством является создание аустенитно-ферритной структуры металла щва. Получение аустенит-но-ферритных швов достигается путем дополнительного легирования металла шва хромом, кремнием, алюминием, молибденом и др. В сварных швах изделий, работающих как коррозионно-стой-кие при температуре до 400 °С, допускается содержание феррита до 25 %. В изделиях из жаропрочных и жаростойких сталей, работающих при более высоких температурах, содержание феррита ограничивают 4—5 %. Значительные скорости охлаждения при сварке и диффузионные процессы, происходящие при повышенных температурах в процессе эксплуатации, приводят к сильному охрупчиванию металла сварных соединений жаропрочных сталей и к потере прочности при высоких темпера- [c.334]

Рассмотрим характерные случаи формирования структуры и компонентного состава поверхности сплава в коррозионном процессе. [c.64]

Широкое применение получили стали системы Fe — Сг — Ni без присадок и с присадками меди, молибдена, титана и ниобия. Эти стали характеризуются хорошими механическими и технологическими свойствами и обладают хорошей коррозионной стойкостью. Никель повышает пластичность стали, способствует формированию мелкозернистой структуры. Холодная деформация ведет к повышению прочности данных сталей. Однако эти стали Склонны к межкристаллитной и точе шой коррозии. Следует отметить, что хромоникелевые стали обладают более высокой коррозионной стойкостью, чем хромистые стали, поскольку йведение никеля способствует обр- зованию мелкозернистой однофазной структуры сплава, для которой характерна повышенная коррозионная стойкость. [c.39]

В заключение описания вопросов, изложенных в гл. 9, отметим следующее. Во-первых, как и в случае обсуждения механических свойств, авторы не уделили должного внимания влиянию структурной релаксации на коррозионную стойкость аморфных сплавов. А это влияние достаточно велико (см. например, [43] ). Во-вторых, развиваемая авторами концепция высокой коррозионной стойкости аморфных сплавов не является общепризнанной. В частности, в СССР рядом авторов в развитие идей акад. Я- М. Колотыркниа отстаивается точка зрения, что. высокая коррозионная стойкость аморфных сплавов может быть обусловлена образованием на поверхности металла кластеров с сильно выраженными направленными связями [11, с. 43—45]. Высокая химическая стойкость и особенности электронной структуры этих кластеров обеспечивают сравнительно легкую пассивацию и соответственно высокую коррозионную стойкость аморфных сплавов. Кластерная концепция позволяет понять значение углерода, в формировании коррозионных свойств аморфных сплавов и большую разницу в коррозионной стойкости сплавов Fe —Сг — Р и Fe — Сг — Р — С [474 (в предлагаемой книге углероду в этом плане отводится неоправданно скромная роль). Интересно отметить, что по данным работы [463 в сплаве системы Fe — Ni — Сг — Р — В при фиксированных потенциалах пассивной области в растворе Na l на поверхности образуется пассивирующая пленка толщиной менее моноатомного слоя. [c.21]

Большая устойчивость одной из фазовых структур в ряде случаев может определяться большей ее термодинамической стабильностью. Так, например, обстоит дело в случае а-ьр-латуни, где а-фаза, содержащая меньшее количество цинка по сравнению с р-фазой, будет обладать большей термодинамической стабильностью и большей коррозионной устойчивостью, например в растворах кислот. Однако довольно часто повышенная устойчивость фазы определяется кинетическими факторами, например способностью одной из фаз гетерогенного сплава к более легкой пассивации. Это можно проиллюстрировать наблюденными закономерностями формирования поверхностной структуры при растворении сплайна Ti—Мо [47, 49]. Здесь наблюдалось, что в условиях коррозии в активном состоянии (40% H2SO4, 70° С), когда потенциал сплава устанавливается в активной области, преимущественно растворяется а-фаза, менее легированная молибденом по сравнению с р-фазой и поэто1му менее термодинамически стабильная. В этом случае при коррозии на поверхности накапливается р-фаза. Наоборот, если коррозия идет при более положительных потенциалах (за счет анодной поляризации или в более [c.23]

Формирование поверхностной коррозионной структуры катодно модифицированных пассивирующихся сплавов [c.169]

Указанные выше примеси, способствуя выделению вторичных фаз в никельхромомолибденовых сплавах, ускоряют формирование структуры со сплошной сеткой карбидных и интерметаллидных фаз по границам зерен, что приводит к возникновению меж-крнсталлитной коррозии в сплаве, и ухудшению его коррозионной стойкости [3, 22], Как видно из рис. 64, время, требующееся для образования сплошной цепочки выделений по границам зерен при температуре наиболее быстрого распада -у-твердого раствора, т. е. при 900° С, значительно продолжительнее для низкоуглеродистого сплава 00Х15Н65М16В (= 0,03%) с низким содержанием кремния (0,09%) и железа (0,3%), чем для сплава с 0,25% Si и 2,0% Fe (в первом случае время равно 60 мин, во втором — 1 мин). [c.149]

При горячей коррозии И рода формируется специфическая микроструктура (см. рис. 12.1, г и 12.13). Коррозионное разъедание при низкой температуре может происходить путем газофазного кислого флюсования, сульфидации или за счет влияния хлоридов. Обычно под характерной микроструктурой подразумевается структура, формирующаяся при коррозии в интервале 650-850 °С при наличии SO, в газовой фазе. При этих условиях развивается процесс газофазного кислого флюсования или сульфидации, в зависимости от состава сплава. Высокотемпературная горячая коррозия или коррозия I рода, происходит в интервале 800-1000 °С и вызывает формирование микроструктуры, показанной на рис. 12.1, б, [c.80]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...