Актуальність дослідження обумовлена ​​необхідністю збільшення ресурсу тепломеханічного обладнання внаслідок зниження втрат металу від корозійних пошкоджень. Продовження ресурсу і діагностування стану конструкційних матеріалів енергетичного обладнання обумовлено наростанням ступеня його зносу на діючих електростанціях. У зв'язку з цим потрібен ретельний аналіз існуючих механізмів освіти і руйнування оксидних плівок, утворення мікротріщин, еволюції мікротріщин з подальшим розвитком макротріщин і структурних факторів, що впливають на ці механізми. Це буде сприяти підготовки до переходу на якісно більш інформативний масштабний рівень досліджень нанорозмірний і навіть атомний, без чого неможливо кардинально вирішувати завдання заощадження матеріалів, використовуваних для виготовлення елементів енергетичного обладнання, що експлуатуються в умовах високих температур і тиску середовища. Мета: аналіз стану проблеми в напрямку надійного виявлення ознак предкоррозіонного руйнування, а також встановлення механізмів подальшої корозії поверхонь нагріву парогенераторів та інших теплообмінних установок для отримання об'єктивних відомостей про корозійної стійкості і жароміцних сталей для виробів енергетичного машинобудування, а також з метою створення інформаційної бази для обґрунтування завдань і методології досліджень в цьому напрямку. Результати дослідження стану проблеми. Встановлено що визначають механізми корозійного руйнування під дією експлуатаційних чинників. Поглиблення розуміння закономірностей дії цих факторів вимагає отримання результатів спостереження не тільки в статичному стані об'єкта досліджень, а й в динаміці їх зміни.

Анотація наукової статті за технологіями матеріалів, автор наукової роботи - Заворін Олександр Сергійович, Любимова Людмила Леонідівна, Буваков Костянтин Володимирович, Шмітов Денис Максимович, Артамонцев Олександр Іванович


CORROSION PROBLEMS AND PHYSICAL-MECHANICAL MODELS OF STRUCTURAL MATERIALS FAILURE FOR POWER PLANT ENGINEERING

Relevance of the research is caused by the need for increase of thermal and mechanical equipment life by reducing the metal losses caused by corrosion damage. Life extension and diagnostics of the structural materials state in power equipment are induced by the growing wear rate at operating electric power plants. In this relation, a thorough analysis of current mechanisms of oxide film formation and destruction, microcracking, evolution of microcracks with their further development and structural factors, affecting these mechanisms, is required. It will promote the preparation for a transition to a qualitatively more informative and extensive level of research nanoscale and even atomic, without which it is impossible to find dramatic solutions to the efficiency problems for materials used in manufacture of power equipment components and operated under high temperatures and pressure. The aim of the research is to analyze the problem to find reliable indicators of pre-corrosion failure, as well as to investigate the mechanisms of further corrosion of heating surfaces in steam generators and other heat exchange systems and obtain objective data about corrosion and heat resistance of steels for power plant engineering products, and also to develop the information basis for justification of objectives and methodology of studies in this area. Results of researching the problem. The authors have defined the mechanisms of corrosion failure affected by operational factors. Deeper insight of these factors pattern requires obtaining of observation results not only in the static state of the object, but the dynamic history as well.


Область наук:
  • технології матеріалів
  • Рік видавництва: 2019
    Журнал: Известия Томського політехнічного університету. Інжиніринг ГЕОРЕСУРСИ

    Наукова стаття на тему 'ПРОБЛЕМИ КОРРОЗИИ І ФІЗИКО-МЕХАНІЧНІ МОДЕЛІ РУЙНУВАННЯ КОНСТРУКЦІЙНИХ МАТЕРІАЛІВ ДЛЯ енергомашинобудування'

    Текст наукової роботи на тему «ПРОБЛЕМИ КОРРОЗИИ І ФІЗИКО-МЕХАНІЧНІ МОДЕЛІ РУЙНУВАННЯ КОНСТРУКЦІЙНИХ МАТЕРІАЛІВ ДЛЯ енергомашинобудування»

    ?УДК 620.22: 620.193: 620.9.002

    ПРОБЛЕМИ КОРРОЗИИ І ФІЗИКО-МЕХАНІЧНІ МОДЕЛІ РУЙНУВАННЯ КОНСТРУКЦІЙНИХ МАТЕРІАЛІВ ДЛЯ енергомашинобудування

    Заворін Олександр Сергеевіч1,

    Ця електронна адреса захищена від спам-ботів. Вам потрібно увімкнути JavaScript, щоб побачити її.

    Любимова Людмила Леонідовна1,

    Ця електронна адреса захищена від спам-ботів. Вам потрібно увімкнути JavaScript, щоб побачити її.

    Буваков Костянтин Владіміровіч1,

    Ця електронна адреса захищена від спам-ботів. Вам потрібно увімкнути JavaScript, щоб побачити її.

    Шмітов Денис Максімовіч1,

    Ця електронна адреса захищена від спам-ботів. Вам потрібно увімкнути JavaScript, щоб побачити її.

    Артамонцев Олександр Івановіч1,

    Ця електронна адреса захищена від спам-ботів. Вам потрібно увімкнути JavaScript, щоб побачити її.

    1 Національний дослідницький Томський політехнічний університет, Росія, 634050, м Томськ, пр. Леніна, 30.

    Актуальність дослідження обумовлена ​​необхідністю збільшення ресурсу тепломеханічного обладнання внаслідок зниження втрат металу від корозійних пошкоджень. Продовження ресурсу і діагностування стану конструкційних матеріалів енергетичного обладнання обумовлено наростанням ступеня його зносу на діючих електростанціях. У зв'язку з цим потрібен ретельний аналіз існуючих механізмів освіти і руйнування оксидних плівок, утворення мікротріщин, еволюції мікротріщин з подальшим розвитком макротріщин і структурних факторів, що впливають на ці механізми. Це буде сприяти підготовки до переходу на якісно більш інформативний масштабний рівень досліджень - нанорозмірний і навіть атомний, без чого неможливо кардинально вирішувати завдання заощадження матеріалів, використовуваних для виготовлення елементів енергетичного обладнання, що експлуатуються в умовах високих температур і тиску середовища.

    Мета: аналіз стану проблеми в напрямку надійного виявлення ознак предкоррозіонного руйнування, а також встановлення механізмів подальшої корозії поверхонь нагріву парогенераторів та інших теплообмінних установок для отримання об'єктивних відомостей про корозійної стійкості і жароміцних сталей для виробів енергетичного машинобудування, а також з метою створення інформаційної бази для обґрунтування задач і методології досліджень в цьому напрямку.

    Результати дослідження стану проблеми. Встановлено що визначають механізми корозійного руйнування під дією експлуатаційних чинників. Поглиблення розуміння закономірностей дії цих факторів вимагає отримання результатів спостереження не тільки в статичному стані об'єкта досліджень, а й в динаміці їх зміни.

    Ключові слова:

    Сталь, корозійне розтріскування під напругою, межкристаллитная корозія, пассивирующие плівки, розмір зерна, внутрішня напруга, мікроструктура.

    Вступ

    Корозія - це явище деградації металевого матеріалу в результаті хімічного або електрохімічного взаємодії з навколишнім середовищем. Більшість металів (і, отже, сплавів) є реактивними в своїх функціональних середовищах. Крім того, корозія приймає різні форми, оскільки метали і сплави різних типів піддаються впливу найрізноманітніших агресивних середовищ. Незважаючи на це, розуміння багатофункціонального процесу корозії значно просунути завдяки постійно зростаючій кількості досліджень, що проводяться для вивчення явищ корозії і їх поширення, а також для тестування і перевірки різних засобів для зменшення корозії і розробки захисту від корозії [1-3].

    Галузь науки, що вивчає цей процес, включає: фізику поверхні; електрохімію; фізичну, неорганічну і аналітичну хімію; фізику; матеріалознавство; металургію; і, нарешті, власну теорію, яка включає в себе як моделювання, так і симуляцію. Головні реакції, які сприяють водної корозії, є електрохімічними по природі і з цієї причини можуть бути розкладені на анодне розчинення металу і відповідні катодні реакції виділення водню і відновлення кисню. Фактори, які можуть впливати на ці реакції і таким чином на загальний процес корозії, включають структуру і склад об'ємної твердої фази, а також склад електроліту і зміни, які ці системи зазнають в процесі корозії [1-3].

    DOI 10.18799 / 24131830/2019/11/2362

    163

    У даній роботі на основі оглядів публікацій наукових робіт представлені дані про існуючі механізми утворення і руйнування оксидних плівок, утворення мікротріщин, еволюції мікротріщин з утворенням макротріщин з точки зору зміни мікроструктури сталей і структурних факторів, що впливають на ці механізми.

    Механізми руйнування пасивності

    Пасивність є результатом наявності оксидної плівки на поверхні сталей. Оксидна плівка або термодинамічно стабільна, або дуже повільно розчиняється, що в тому і в іншому випадку захищає метал від корозії. Більшість пасивуючих метал плівок є кристалічними, самовідновлюються і можуть реформуватися при локальному розкладанні або видаленні в результаті руйнування. Самовідновлення погіршується в присутності агресивних аніонів, що сприяє ініціювання локальної корозії [4]. Втрата пасивності, яка веде до локальної корозії або точкової корозії в пасивних металах, є результатом механізмів: проникнення, який передбачає перенесення аніонів через оксидну плівку на поверхню металу, і руйнування плівки, що супроводжується розривами, які забезпечують прямий доступ аніонів до незахищеної металевої поверхні; механізму придушення загоєння, який включає безперервні події руйнування і відновлення пасивної плівки; механізму адсорбції агресивних аніонів на поверхні оксиду, що підсилює каталітичну передачу катіонів металів з оксиду в електроліт. Останній ефект призводить до витончення пасивного шару з можливим остаточним видаленням і початком інтенсивного локального розчинення [1, 2, 5].

    На основі робіт [4-17], виконаних методами рентгенівської дифракції, скануючої мікроскопії, рентгенівської фотоелектронної спектроскопії, спостерігаються такі спільні ознаки. Продукти корозії в аустенітних сталях складаються з пористого зовнішнього і щільного внутрішнього оксидного шару. Зовнішній пористий оксидний шар складається в основному з залізонікелевих оксидів Ме304 і утворюється шляхом дифузії іонів заліза до поверхні розділу сталь / среда, дифузія може проходити як по зернам, так і через кордони зерен, проте кордону зерен мають велику дифузійну здатність. Внутрішній шар утворюється за рахунок окислення іонів хрому і діє як захисний бар'єр проти подальшої дифузії іонів заліза назовні, а також внутрішньої дифузії іонів кисню. Виснаження Сг і Її, супроводжуване збагаченням N1, пояснюється дифузійної міграцією кордонів зерен в результаті накопичень вакансій і дислокацій [18]. Міграція кордонів зерен відбувалася, коли розчинені елементи (такі як Сг і Її) були

    вибірково окислені. В роботі [19] відзначається, що прискорене межзеренное окислення є результатом виснаження Сг в зоні дифузійної міграції зерен. Як тільки тріщина поширюється в зону, обедненную Сг, важко утворити безперервний та компактний оксид, збагачений Сг, і окислення поширюється попереду кінчиків тріщини. В роботі [20] автори також зазначають, що пористий зовнішній шар росте через механізм розчинення металу і осадження оксидів. Одночасно Її і N1 можуть селективно розчинятися на активних ділянках. При збільшенні концентрації розчинених іонів металів катіони металів можуть об'єднуватися з аніонами з утворенням оксидів або гідрокси-дів і осідати на поверхні металу. Сг зберігається і збагачується у внутрішньому шарі через найменшої швидкості дифузії. Окислення кордонів зерен супроводжується зниженням межі міцності і текучості, що в поєднанні з доданими розтягують напруженнями стає причиною локального розтріскування оксидної плівки і подальшої міжкристалітної корозії. В роботі [19] автори припускають, що, оскільки оксид зовнішньої поверхні безпосередньо піддавався впливу води, потенціал корозії в цій області вище, ніж на кордонах зерен під поверхневої оксидної плівкою. Більш високий корозійний потенціал може окислити частина металевих Її і N1 і утворити компактну шпинель Сг-Її-№. У той час як більш низький корозійний потенціал на кордонах зерен під поверхневої оксидної плівкою міг тільки селективно окисляти Сг, а металеві Її і N1 були витіснені в навколишні зерна, що примикають до кордонів. Селективне окислення Сг може привести до поділу опадів оксиду Сг і металевих Її і N1, що призведе до появи вакансій або пір. Отже, нанопори, викликані селективним окисленням, можуть пояснити, чому пористість межзеренного оксиду вище, ніж у оксиду зовнішньої поверхні.

    В роботі [21] відзначається, що на морфологію внутрішнього оксидного шару дуже вплинула попередня обробка поверхні. В оброблених зразках шар оксиду був товстим і пористим, як і товщина ультрадрібнозернистих деформаційного шару. Більш швидке окислення відбувалося на оброблених поверхнях і призводило до утворення високопористого, менш захисного шару оксиду. На зразках без деформації (електрополірованій) оксидний шар був більш компактним, що передбачає більш низьку швидкість перенесення маси і більш низьку швидкість корозії.

    В роботі [22] було виконано дослідження корозійної поведінки стали 16Сг-3А1 у воді надкритичних параметрів протягом різного часу. Отримані оксидні плівки характеризували методами рентгенівської дифракції, рентгенівської фотоелектронної спектроско-

    ПІІ, скануючої, просвічує електронної мікроскопії. Аналіз поверхневих оксидів показав, що вміст оксидів, багатих Сг, зростає зі збільшенням часу витримки у воді. На поверхні зразка формувався зовнішній шар (Сг, Її) 203 і внутрішній шар А1203. На ранніх етапах корозії швидкість утворення шару оксиду алюмінію була вище, що пояснювалося меншою енергією Гіббса освіти. При утворенні безперервного шару А1203 зростання оксиду визначався дифузією. Оскільки зміст Її і Сг вище, зовнішній шар став рости швидше, ніж внутрішній. З утворенням компактного шару оксиду алюмінію дифузія іонів заліза і хрому значно обмежується.

    В роботі [23] автори описали механізм поверхневого окислення нержавіючої сталі 316Ь в воді при температурі 340 ° С. Як тільки зразок піддається впливу води, відбувається окислення уздовж каналів швидкої дифузії (можливо, дислокаційних каналів), що вводяться шляхом передувала механічної обробки стали. Сг спочатку окислюється внутрішньої дифузією 0, а Її дифундує через його більш високій швидкості дифузії. Оскільки N1 має меншу швидкість дифузії, ніж Сг і Її, він «витісняється» з оксиду в сусідню матрицю (займаючи вакансії, залишені Її і Сг). Багаті залізом частки оксиду, які можуть включати катіони з навколишнього середовища, починають осідати на зовнішній поверхні. Розмір частинок оксиду зовнішньої поверхні збільшується з часом впливу, і окислення поверхні розвивається в більш глибоку область, утворюючи суцільний внутрішній оксидний шар, багатий Сг. Внутрішній оксидний шар не запобігає повністю окислення, очевидно, через утворення проникаючого окисного шару перед внутрішнім оксидним шаром. Частина N1 у внутрішньому оксидному шарі, збагаченому Сг, «виштовхується» в проникає окислювальний шар, що призводить до локального збагачення. Більшість Її і N1 у внутрішньому шарі, збагаченому Сг, дифундують в навколишнє середовище і потім осідають на поверхні, утворюючи частинки зовнішнього оксиду. Зі збільшенням товщини внутрішнього оксидного шару дифузія металевих елементів назовні сповільнюється. Після досить тривалого впливу розчинення Сг з внутрішнього оксидного шару в навколишнє середовище призводить до виснаження Сг верхній частині, яка в кінцевому підсумку стає аморфною. Цей новий шар нестабільний і починає розчинятися у воді з високою температурою. У якийсь момент він втрачає свою захисну природу, і окислення починає поширюватися глибше в матрицю.

    Анодне розчинення матеріалів грає центральну роль в процесі корозії, так як є прямою причиною руйнування матеріалу [2, 3]. Механізм розчинення включає поверхневу адсорбцію води та подальшу дисоціацію, і реакцію з поверхнею заліза. анодное

    розчинення передбачає наявність проміжних поверхневих зв'язків між металевим станом і частинками розчину. В роботі [1] на основі досліджень на чистих металах з використанням методів, що застосовуються для моделювання поверхонь розділу «тверде тіло-рідина» і в поєднанні з теоретичними підходами, заснованими на атомистическом моделюванні, відзначається, що головну роль на поверхні грають недостатньо скоординовані атомні сайти , в результаті чого активну розчинення протікає у вигляді послідовного потоку з поверхневою атомної структурою. Шари сильно адсорбованих аніонів не змінюють цей механізм. У присутності пасивуючих оксидів механізм розчинення стає кращим в невпорядкованих місцях захисного шару, в результаті відбувається нанопітірованіе. Основним захисним ефектом поверхневих шарів є придушення поверхневої дифузії.

    Пасивні плівки на нержавіючих сталях, в більшості випадків полікристалічні і тек-стурірованние з нанорозмірними зернами. Зерна оголюють огранений поверхню, тому що оксидна решітка зростає в нахиленою епітаксії на металевій решітці [1]. На нержавіючої сталі збагачення Сг пасивних плівок може бути неоднорідним, впливаючи на локальний опір локальному ініціювання корозії. Межі зерен в пасивних плівках оксиду на металах є дефектними ділянками, де пасивні плівки руйнуються і починається локальна корозія. Поверхня оксидів руйнується за механізмом розчинення-осадження для зовнішніх залізонікелевих шарів Ме304 (Ме позначає залізо або нікель) і механізму дифузії-окислення для внутрішнього Сг203 або Сг0 або №0. Механізм розчинення включає електрохімічне селективне розчинення атомів металу з утворенням іонів заліза і нікелю [24], що відповідає електрохімічної природі корозії. Селективне розчинення може бути пов'язано з появою пористих ділянок на зовнішньому оксидному шарі, що знижує корозійну стійкість. Механізм дифузії-окислення супроводжується утворенням оксиду Сг і N1 в результаті дифузії окислювача через пасивну плівку і окисленням на поверхні металу в області кордонів зерен. Розтріскування крихких оксидів відбувається під впливом розтягуючих деформацій в результаті утворення дислокацій навколо оксидів [25-28], таким чином відбувається дифузійна міграція кордонів зерен. Збагачення Сг пасивної плівки може бути неоднорідним на нанорозмірному рівні і варіюватися в залежності від оксидних нанозерен, складових бар'єрний шар пасивної плівки [4]. Отже, механізми, за допомогою яких Сг витрачається в самих верхніх шарах сплаву при початковому окисленні і згодом при електрохімічної пасивації, є ключовими факто-

    рами для руйнування пасивності і самовідновлення, а також для ініціювання локальної корозії і вимагають подальшого вивчення за допомогою спектроскопічних, мікроскопічних і рентгенівських методів.

    Механізми і структурні аспекти корозії

    Існує багато механізмів корозії, поділ починається з загальної та локальної корозії. Найбільш небезпечною є локальна корозія, яка відбувається в формі розтріскування під напругою (КРН), точкової корозії, гальванічної корозії, щілинної корозії, а також міжкристалітної і расслоенной корозії [29]. Локальна корозія відбувається в результаті порушення пасивності агресивними речовинами (наприклад, іонами хлору). В даний час потрібно багатомасштабне (від мікрометра до нанометра) розуміння механізмів корозійного розтріскування під напругою, таких як модель руйнування оксидної плівки, водневих механізмів, механізмів внутрішнього окислення, меж-зерен корозії, міграції кордонів зерен [13].

    Корозійне розтріскування під напругою

    Корозійне розтріскування під напругою розуміється як руйнування металу при впливі напруг, що розтягують і агресивного середовища. На сьогоднішній день був запропонований ряд механізмів для пояснення поведінки КРН, включаючи механізм розриву плівки, механізм водневої крихкості, механізм формування порожнини і механізм межзеренного селективного окислення [19].

    Згідно з механізмом межзеренного селективного окислення, основне припущення полягає в тому, що кордони зерен переважно окислюються після впливу води, стаючи крихкими і, отже, схильними до розтріскування. Тендітні механічні властивості кордонів окислених зерен при зовнішньому навантаженні були експериментально виявлені багатьма дослідниками [26, 30, 31] за допомогою мікромеханічних випробувань.

    Еволюція кордону зерен, часто в умовах напружень і дифузії, посиленою корозією, шляхом переміщення на короткі відстані через кристал і одночасного зростання одного зерна за рахунок іншого, називається міграцією кордонів зерен. Це явище, можливо, посилюється поблизу дислокацій або деформацій решітки [13].

    Залишкові напруги є одним з найбільш важливих факторів, що сприяють КРН. В роботі [32] повідомили, що спільне вплив важкої пластичної деформації і залишкових напружень, що виникли внаслідок механічної обробки, знижувало опір хлористому КРН в аустенитной нержавіючої сталі, навіть за відсутності будь-яких зовнішніх впливів навантажень. Дане дослідження також показало, що мікротріщини ініціювалися в зоні

    растягивающего напруги і були зупинені в зоні стискає напруги.

    У роботах [19, 29, 33, 34] було вивчено вплив механічної обробки нержавіючої сталі на ініціювання КРН при різних рівнях залишкових напружень. Спільною особливістю мікротріщин є те, що напрямок розтріскування перпендикулярно напрямку обробки (на вертикальному фрезерному верстаті). Пояснюється це виникли в результаті високим рівнем напруг, що розтягують. Зростання рівня напруги призводив до підвищення щільності і швидкості ініціювання мікротріщин. Освіта мікротріщин ставало значним при досягненні критичного значення напруг, для нержавіючої аустенітної стали 316 воно становило 190 МПа [33]. У роботах [29, 34] відзначається, що операція полірування поліпшила опір КРН, завдяки синергії трьох чинників: стискають напруг, мінімальної пластичної деформації і поліпшеною шорсткості поверхні. В роботі [19] методом скануючої електронної мікроскопії високої роздільної здатності в результаті полірування в сплаві 600 був виявлений тонкий шар зони деформації (200-700 нм), що складається з нанорозмірних рекрісталлізованних зерен. Межі зерен переважно складалися з пористих карбідів. Межзеренное окислення протікало по новоствореним кордонів і припинялося на кордоні розділу «деформаційний шар-метал». Як тільки мікротріщини в деформаційному шарі перетинали кордони зерен окисленої матриці, вони поширювалися вздовж цих кордонів зерен і утворювали нові макротріщини. Поширення тріщини вздовж кордонів зерен матриці можна пояснити механізмом межзеренного селективного окислення. В роботі [35] відзначається, що механічна обробка, як і шліфування, збільшували стійкість до ініціації КРН, часткове видалення виступів міток обробки знижує залишкову напругу, викликане обробкою. Однак це зменшило опір ініціювання КРН, отже, роль мікроструктури є визначальною на ранніх стадіях зародження тріщини [21]. В роботі [36] автори стверджують, що корозія може бути механізмом, керованим напругою, тобто локальна точкова корозія прискорюється гетерогенними напруженнями, що формуються щодо мікроструктурних особливостей.

    В роботі [37] повідомляється, що тріщини мають тенденцію утворюватися з попередньої корозійної ями, тріщини розвиваються переважно в плечовій частині ями для зразків, напружених до 50-90% ст0,2, поблизу кордону розділу «яма-поверхня». Тривимірні топографічні зображення, що характеризують ранні стадії розвитку тріщин, дозволяють припустити, що тріщини, що утворилися на стінках ями, можуть рости навколо ями і утворювати цілу наскрізну тріщину. Злиття тріщин з однієї

    і тієї ж ями, ймовірно, буде ключовим фактором у розвитку тріщин в процесі експлуатації.

    Тим не менше, більшість з цих досліджень були зосереджені на стадії поширення тріщини, а не на ініціації, через складність доступу до мікротріщин на ранній стадії ініціації і, отже, зв'язок між механістичним розумінням і пророкуванням КРН все ще відсутня.

    Межкристаллитная і точкова корозія

    Межкристаллитная корозія (МКК) є формою локальної корозії для металів і сплавів в активному стані, тобто коли не утворюються пассивирующие плівки або утворюються плівки з малозащітним дією в залежності від умов навколишнього середовища. Межкрісталліт-ва корозія також відбувається в присутності добре пасивуються оксидної плівки, наприклад, при коррозионном растрескивании під меж-зерен напругою [4].

    Точкова корозія є попередником корозійного розтріскування під напругою, оскільки вона забезпечує необхідну комбінацію агресивного локального хімічного складу розчину і функції концентрації напружень. Мікроструктура, як і форма розвивається ями, будуть безпосередньо впливати на локальні значення концентрації напружень, що призведе до виникнення тріщин. Більшість досліджень точкової корозії розглядали це явище з електрохімічної і композиційної точок зору в макромасштабі і не враховували мікроструктуру і зміни форми розвивається ями з плином часу. Дослідження методами скануючої електронної мікроскопії, скануючого вібруючого електроду, зондовой мікроскопії Кельвіна і рентгенівської комп'ютерної мікроскопії показали, що виникнення точкової корозії сильно залежить від мікроструктурних особливостей на кородуючої поверхні. Ними можуть бути, наприклад, включення, частинки другої фази, агреговані в розчині кордону зерен, форми зерен, кристалографічні орієнтації, дефекти, механічні пошкодження і щільність дислокацій [38].

    Морфологія і розподіл карбідів в межах зерен вважаються важливими факторами, що впливають на область збіднення хрому і, отже, стійкість проти МКК. Показано, що межзе-ренная корозія, яка спостерігається в результаті проникнення під поверхню зерномежевої мікроструктури, тісно пов'язана з кристаллографическим характером і енергією кордонів зерен [39-46].

    Структура кордонів зерен може бути частково описана моделлю решітки співпадаючих вузлів (Еп, де п - число атомів в одній комірці). Дослідження кутів разоріентіровкі в сталях показують, що сприйнятливість до корозії може залежати від розподілу орієнтації зерен на межзе-корінних межах, оскільки енергія меж зерен

    визначається структурою кордонів. Нізкоугловие кордону зерен, що мають кут разориентация (<15 °), вважаються стійкими до межкрісталліт-ної корозії через їх меншою енергії в порівнянні з високоугловимі межами зерен [4, 47]. В роботі [48] автори характеризують нізкоугловие кордону як масиви крайових дислокацій, а високоугловие - як такі, що одну або кілька повторюваних багатогранних структурних одиниць. В роботі [13] відзначається, що збільшення нахилу кордону зерна призводить до найбільшого нормальній напрузі на кордоні зерна, що робить його більш схильним до розтріскування.

    Багато дослідників показали, що певні кристалографічні орієнтації, такі як Е3, Е3п, сприяли підвищенню стійкості проти МКК [4, 39, 46, 49]. Такі кордону називають спеціальними. В роботі [50] дослідження мікроструктури стали після старіння показало осадження карбідів уздовж кордонів зерен. Карбіди знизили мікротвердість, пластичність і межа плинності і як наслідок підвищення втрати маси від корозії. В роботі [51] була досліджена мікроструктура відпаленого у вакуумі нікелевого нанокристалічного покриття. У металах і сплавах на основі заліза з гранецентрированной кубічної гратами в процесі відпалу утворюються двійники відпалу. Двійники мають когерентні двійникові межі, які представляють собою високоугловие спеціальні кордону. Результати дослідження показали, що щільність двійників і розмір зерна важливі для корозійної стійкості матеріалів, але вплив щільності двійників перевершує вплив розміру зерен.

    Відомості про вплив розмірів зерна на корозійне поведінку суперечливі. В роботі [52] досліджено корозійне поведінку магнієвих сплавів з крупно-і дрібнозернистою структурою. Дрібнозерниста показала найвищу мікротвердість і корозійну стійкість. Зі збільшенням площі кордонів зерен за допомогою подрібнення зерен невідповідність між пасивуються плівкою і металевою матрицею (невідповідність параметрів решіток плівки і підкладки) було зменшено, і, таким чином, зусилля межфазного зчеплення було збільшено. В роботі [6] було виявлено, що нижче критичного середнього розміру зерна більш висока частка кордонів зерен викликає утворення захисного шару оксиду хрому. Оксидний шар був досить товстим і безперервним, щоб зменшити швидкість дифузії іонів заліза і іонів кисню, і в результаті швидкість окислення різко знизилася. Однак в роботі [53] відзначається більш низька корозійна стійкість дрібнозернистої структури. Це може бути пов'язано з тим, що дрібнозернистий мікроструктура має більш високу хімічну активність і більш негативні потенціали розряду, ніж грубозерниста. Щільність кордонів зерен збільшується з подрібненням зерна, що призводить до більш високих швидкостей розчинення і дифузії для атомів.

    В роботі [54] досліджено корозійне поведінку аморфних покриттів на основі заліза з різною геометрією, які давали різний рівень залишкових напружень. Покриття, які мали високу залишкову напругу при розтягуванні, демонстрували більш високу щільність пасивного струму (визначається іонною провідністю), ніж ті, які мали низький залишковий напруга при розтягуванні. Шкідливий ефект залишкового напруги посилювався при більш високих температурах і кислотності середовища. Передбачається, що розтягують залишкові напруги прискорюють локалізовану корозійну сприйнятливість покриттів поблизу пір, утворюючи мікротріщини і сприяючи швидкої дифузії для іонів. Пасивуючий плівка покриття з найбільшим залишковим напругою сформувалася з високою щільністю донорів, що також може бути причиною більш низькою локальної корозійної стійкості.

    Орієнтація зерна може мати значний вплив на поведінку сегрегації легуючих елементів і як наслідок на корозійну стійкість сталей [38]. У роботах [38, 55] показано, що найбільш чутливою поверхнею до точкової корозії є площині, орієнтовані поблизу (001), тоді як площині (111) і (110) з більш високою атомної щільністю мають більш високу стійкість до точкової корозії. В роботі [56], присвяченій дослідженню ефекту кристалографічної орієнтації для листів феритної сталі, відзначається, що найбільш сильна корозія відбувається на поверхні листа, де кристалічні площини (111) більшості зерен фериту паралельні поверхні листа. Кристалографічна орієнтація впливає на швидкість появи і поширення ям корозії. Характеристики щільної упаковки кристалічних площин, щільності дефектів в микромасштабах і зміни швидкості реакції були описані як можливі причини такої поведінки; проте точні кореляції залишаються неоднозначними. Ця неоднозначність може бути в першу чергу пов'язана з труднощами, пов'язаними з реєстрацією складних експериментальних спостережень.

    Межкристаллитного розтріскування може бути результатом зниження межі текучості областей кордонів зерен, які були окислені або корродировать, або зниження межі міцності на розрив або зсуву і когезионной енергії областей кордонів зерен [49]. Більш низький опір точкової корозії матиме місце для кристалографічних площин з меншою щільністю упаковки атомів. Нізкоугловие кордону, а також «спеціальні» високоугловие кордону сприяють підвищенню опору корозії.

    висновок

    На основі огляду публікацій наукових робіт були систематизовані дані про фізико-меха-

    нических основи освіти і руйнування оксидних плівок, утворення мікротріщин, еволюції мікротріщин з утворенням макротріщин з точки зору зміни мікроструктури сталей і структурних факторів, що впливають на ці механізми.

    Пасивні плівки на нержавіючих сталях в більшості випадків полікристалічні і текстуровані нанорозмірними зернами. Продукти корозії складаються з пористого зовнішнього і щільного внутрішнього оксидного шару. Зовнішній пористий оксидний шар нержавіючих сталей складається в основному з залізонікелевих оксидів, внутрішній шар утворюється за рахунок окислення іонів хрому і діє як захисний бар'єр проти подальшої дифузії іонів заліза назовні, а також внутрішньої дифузії іонів кисню. Пористий зовнішній шар росте за допомогою механізму селективного розчинення металу і осадження оксидів. Сг зберігається і збагачується у внутрішньому шарі через найменшої швидкості дифузії. Межзеренного кордону є кращими місцями для протікання корозії. Окислення кордонів зерен супроводжується зниженням межі міцності і текучості, що в поєднанні з доданими розтягують напруженнями стає причиною локального розтріскування оксидної плівки і подальшої міжкристалітної корозії. Перебіг міжкристалітної корозії залежить від морфології і розподілу карбідів в межах зерен і тісно пов'язане з кристаллографическим характером і енергією кордонів зерен. Відзначається, що нізкоугловие кордону, а також «спеціальні» високоугловие кордону сприяють опору корозії. Вплив розмірів зерна на корозію неоднозначно: з одного боку, відзначається, що дрібнозернистий структура сприяє утворенню більш щільного захисного шару хрому, в той же час збільшення щільності меж зерен призводить до більш високих швидкостей дифузії. Орієнтація зерна може мати значний вплив на корозійну стійкість сталі. Відзначається, що площині, орієнтовані поблизу (111) і (110) з більш високою атомної щільністю, мають більш високу стійкість до точкової корозії, проте кореляції залишаються неоднозначними в зв'язку з труднощами, пов'язаними з реєстрацією складних експериментальних спостережень. Мікроструктура, як і форма розвивається ями, буде безпосередньо впливати на локальні значення концентрації напружень, що призведе до виникнення тріщин. Напруга не може використовуватися як критерій схильності корозії, проте корозія може бути механізмом, керованим напругою, що формується щодо мікроструктурних особливостей. Мікротріщини ініціюються в зоні растягивающего напруги і зупиняються в зоні стискає напруги. перерозподілити-

    ня напруги може бути пов'язано з локальної релаксацією (освітою мікротріщин), а також з міграцією кордонів зерен в результаті селективного окислення. Таким чином, розуміння процесів, що відбуваються на кордонах зерен, є важливим фактором у підвищенні корозійної стійкості матеріалів.

    Список використаної літератури REFERENCES

    1. Maurice V., Marcus P. Progress in corrosion science at atomic and nanometric scales. Progress in Materials Science, 2018, vol. 95, pp. 132-171.

    2. Marcus P. Corrosion mechanisms in theory and practice. Boca Raton, CRC Press Publ., 2012. 905 p.

    3. Taylor C.D., Marcus P. Molecular modeling of corrosion processes: Scientific development and engineering applications. Hobo-ken, John Wiley & Sons, Inc., 2015. 256 p.

    4. Maurice V., Marcus P. Current developments of nanoscale insight into corrosion protection by passive oxide films. Current opinion in solid state and materials science, 2018, vol. 22, no. 4, pp. 156-167.

    5. Soltis J. Passivity breakdown, pit initiation and propagation of pits in metallic materials - review. Corrosion Science, 2015-го, vol. 90, pp. 5-22.

    6. Nezakat M., Akhiani H., Penttil? S., Sabet S.M., Szpunar J. Effect of thermo-mechanical processing on oxidation of austenitic stainless steel 316L in supercritical water. Corrosion Science, 2015-го, vol. 94, pp. 197-206.

    7. Han Y., Mei J., Peng Q., Han E.-H., Ke W. Effect of electropo-lishing on corrosion of Alloy 600 in high temperature water. Corrosion Science, 2015-го, vol. 98, pp. 72-80.

    8. Lim Y.S., Kim H.P., Hwang S.S. Microstructural characterization on intergranular stress corrosion cracking of Alloy 600 in PWR primary water environment. Journal of Nuclear Materials,

    2013, vol. 440, no. 1-3, pp. 46-54.

    9. Huang F., Wang J., Han E.-H., Ke W. Microstructural characteristics of the oxide films formed on Alloy 690 TT in pure and primary water at 325 ° C. Corrosion Science, 2013, vol. 76, pp. 52-59.

    10. Wang W., Zhang Z., Ren X., Guan Y., Su Y. Corrosion product film-induced stress facilitates stress corrosion cracking. Scientific Reports, 2015-го, vol. 5, no. 1, pp. 10579.

    11. Kruska K., Lozano-Perez S., Saxey D.W., Terachi T., Yamada T., Smith G.D.W. Nanoscale characterisation of grain boundary oxidation in cold-worked stainless steels. Corrosion Science 2012, vol. 63, pp. 225-233.

    12. Meisnar M., Moody M., Lozano-Perez S. Atom probe tomography of stress corrosion crack tips in SUS316 stainless steels. Corrosion Science, 2015-го, vol. 98, pp. 661-671.

    13. Meisnar M., Vilalta-Clemente A., Gholinia A., Moody M., Wilkinson A.J., Huin N., Lozano-Perez S. Using transmission Kikuchi diffraction to study intergranular stress corrosion cracking in type 316 stainless steels. Micron, 2015-го, vol. 75, pp. 1-10.

    14. Lim Y.S., Kim S.W., Hwang S.S., Kim H.P., Jang C. Intergranular oxidation of Ni-based Alloy 600 in a simulated PWR primary water environment. Corrosion Science, 2016, vol. 108, pp. 125-133.

    15. Persaud S.Y., Korinek A., Huang J., Botton G.A., Newman R.C. Internal oxidation of Alloy 600 exposed to hydrogenated steam and the beneficial effects of thermal treatment. Corrosion Science,

    2014 року, vol. 86, pp. 108-122.

    16. Bertail G., Scenini F., Burke M.G. The intergranular oxidation susceptibility of thermally-treated Alloy 600. Corrosion Science 2017, vol. 114, pp. 112-122.

    Подальше розуміння процесів корозії вимагає не тільки статичних даних спостереження, а й даних про зміну системи в режимі реального часу. При цьому дослідження корозії повинні проводитися в масштабах довжини не тільки міліметра і мікрометра, але також на на-но і навіть атомному рівні.

    17. Arioka K., Staehle R.W., Yamada T., Miyamoyo T., Terachi T. Degradation of Alloy 690 after relatively short times. Corrosion, 2016, vol. 72, no. 10, pp. 1252-1268.

    18. Azizi A., Zou X., Ercius P., Zhang Z., Elias AL, Perea-Lopez N., Stone G., Terrones M., Yakobson BI, Alem N. Dislocation motion and grain boundary migration in two- dimensional tungsten di-sulphide. Nature Communications, 2014 року, vol. 5, no. 1, pp. 4867.

    19. Shen Z., Chen K., Tweddle D., He G., Arioka K., Lozano-Perez S. Characterization of the crack initiation and propagation in Alloy 600 with a cold-worked surface. Corrosion Science, 2019, vol. 152, pp. 82-92.

    20. Zhong X., Han E.-H., Wu X. Corrosion behavior of Alloy 690 in aerated supercritical water. Corrosion Science, 2013, vol. 66, pp. 369-379.

    21. Chang L., Burke M.G., Scenini F. Stress corrosion crack initiation in machined type 316L austenitic stainless steel in simulated pressurized water reactor primary water. Corrosion Science, 2018, vol. 138, pp. 54-65.

    22. Ren J., Yu L., Liu Y., Ma Z., Liu C., Li H., Wu J. Corrosion behavior of an Al added high-Cr ODS steel in supercritical water at 600 ° C. Applied Surface Science, 2019, vol. 480, pp. 969-978.

    23. Shen Z., Du D., Zhang L., Lozano-Perez S. An insight into PWR primary water SCC mechanisms by comparing surface and crack oxidation. Corrosion Science, 2019, vol. 148, pp. 213-227.

    24. Liu X., Hwang W., Park J., Van D., Chang Y., Lee S.H., Kim S.-Y., Han S., Lee B. Toward the multiscale nature of stress corrosion cracking. Nuclear Engineering and Technology, 2018, vol. 50, no. 1, pp. 1-17.

    25. Moss T., Was G.S. Accelerated stress corrosion crack initiation of alloys 600 and 690 in hydrogenated supercritical water. Metallurgical and Materials Transactions A 2017, vol. 48, no. 4, pp. 1613-1628.

    26. Dugdale H., Armstrong D.E.J., Tarleton E., Roberts S.G., Loza-no-Perez S. How oxidized grain boundaries fail. Acta Materialia, 2013, vol. 61, no. 13, pp. 4707-4713.

    27. Kruska K. Understanding the Mechanism of Stress Corrosion Cracking. Ph.D. thesis. Oxford, 2012. Available at: https: // ora. ox.ac.uk/objects/uuid:94574eaf-4ae0-4093-bf20-3f4f4c559e7c (accessed 1 September 2019).

    28. Stratulat A., Armstrong D.E.J., Roberts S.G. Micro-mechanical measurement of fracture behaviour of individual grain boundaries in Ni alloy 600 exposed to a pressurized water reactor environment. Corrosion Science, 2016, vol. 104, pp. 9-16.

    29. Song Z., Xie Z.-H. A literature review of in situ transmission electron microscopy technique in corrosion studies. Micron, 2018, vol. 112, pp. 69-83.

    30. Dohr J., Armstrong D.E.J, Tarleton E., Couvant T., Lozano-Pe-rez S. The influence of surface oxides on the mechanical response of oxidized grain boundaries. Thin Solid Films 2017, vol. 632, pp. 17-22.

    31. Fujii K., Miura T., Nishioka H., Fukuya K. Degradation of grain boundary strength by oxidation in alloy 600. 15th International Conference on Environmental Degradation of Materials in Nuclear Power Systems-Water Reactors. Hoboken, John Wiley & Sons, Inc., 2012. pp. 1447-1458.

    32. Ghosh S., Rana V.P.S., Kain V., Mittal V., Baveja S.K. Role of residual stresses induced by industrial fabrication on stress cor-

    rosion cracking susceptibility of austenitic stainless steel. Materials & Design, 2011, vol. 32, no. 7, pp. 3823-3831.

    33. Zhang W., Fang K., Hu Y., Wang S., Wang X. Effect of machi-ning-induced surface residual stress on initiation of stress corrosion cracking in 316 austenitic stainless steel. Corrosion Science, 2016, vol. 108, pp. 173-184.

    34. Kumar P.S., Acharyya S.G., Rao S.V.R., Kapoor K. Distinguishing effect of buffing vs. grinding, milling and turning operations on the chloride induced SCC susceptibility of 304L austenit-ic stainless steel. Materials Science and Engineering: A 2017, vol. 687, pp. 193-199.

    35. Chang L., Burke M.G., Scenini F. Understanding the effect of surface finish on stress corrosion crack initiation in warm-forged stainless steel 304L in high-temperature water. Scripta Materia-lia, 2019, vol. 164, pp. 1-5.

    36. Nicolas A., Mello A.W., Sangid M.D. Relationships between microstructure and micromechanical stresses on local pitting during galvanic corrosion in AA7050. Corrosion Science, 2019, vol. 154, pp. 208-225.

    37. Horner D.A., Connolly B.J., Zhou S., Crocker L., Turnbull A. Novel images of the evolution of stress corrosion cracks from corrosion pits. Corrosion Science, 2011, vol. 53, no. 11, pp. 3466-3485.

    38. Brewick P.T., Kota N., Lewis A.C., De Giorgi V.G., Geltmacher A.B., Qidwai S.M. Microstructure-sensitive modeling of pitting corrosion: effect of the crystallographic orientation. Corrosion Science 2017, vol. 129, pp. 54-69.

    39. Hu C., Xia S., Li H., Liu T., Zhou B., Chen W., Wang N. Improving the intergranular corrosion resistance of 304 stainless steel by grain boundary network control. Corrosion Science, 2011, vol. 53, no. 5, pp. 1880-1886.

    40. Luo C., Zhou X., Thompson G.E., Hughes A.E. Observations of intergranular corrosion in AA2024-T351: The influence of grain stored energy. Corrosion Science 2012, vol. 61, pp. 35-44.

    41. Kumar B.S., Prasad B.S., Kain V., Reddy J. Methods for making alloy 600 resistant to sensitization and intergranular corrosion. Corrosion Science, 2013, vol. 70, pp. 55-61.

    42. Takehara Y., Fujiwara H., Miyamoto H. «Special» to «general» transition of intergranular corrosion in Sigma 3 {111} grain boundary with gradually changed misorientation. Corrosion Science, 2013, vol. 77, pp. 171-175.

    43. Stratulat A., Duff J.A., Marrow T.J. Grain boundary structure and intergranular stress corrosion crack initiation in high temperature water of a thermally sensitised austenitic stainless steel, observed in situ. Corrosion Science, 2014 року, vol. 85, pp. 428-435.

    44. Martinez-Lombardia E., Gonzalez-Garcia Y., Lapeire L., De Gra-eve I., Verbeken K., Kestens L., Mol JMC, Terryn H. Scanning electrochemical microscopy to study the effect of crystallo-graphic orientation on the electrochemical activity of pure copper. ElectrochimicaActa, 2014 року, vol. 116, pp. 89-96.

    45. Srinivasan N., Kain V., Birbilis N., Mani Krishna K.V., Shekhawat S., Samajdar I. Near boundary gradient zone and sen-

    sitization control in austenitic stainless steel. Corrosion Science, 2015-го, vol. 100, pp. 544-555.

    46. ​​Ding Q., Zhang D., Zuo J., Hou S., Zhuang L., Zhang J. The effect of grain boundary character evolution on the intergranular corrosion behavior of advanced Al-Mg-3 wt. % Zn alloy with Mg variation. Materials Characterization, 2018, vol. 146, pp. 47-54.

    47. Yuan Y., Jiang Y, Zhou J., Liu G., Ren X. Influence of grain boundary character distribution and random high angle grain boundaries networks on intergranular corrosion in high purity copper. Materials Letters, 2019, vol. 253, pp. 424-426.

    48. Choi K.J., Yoo S.C., Kim S., Kim T., Ham J., Lee J., Kim J.H. Microstructural evolution and corrosion behaviour of thermally aged dissimilar metal welds of low-alloy steel and nickel-based alloy. Corrosion Science, 2019, vol. 153, pp. 138-149.

    49. Commisso M.S., Le Bourlot C., Bonnet F., Zanelatto O., Maire E. Thermo-mechanical characterization of steel-based metal matrix composite reinforced with TiB2 particles using synchrotron X-ray diffraction. Materialia, 2019, vol. 6, pp. 100311.

    50. Joseph M.J., Jabbar M.A. Effect of aging process on the microstructure, corrosion resistance and mechanical properties of stainless steel AISI 204. Case Studies in Construction Materials, 2019, vol. 11, pp. e00253.

    51. Meng G., Li Y., Shao Y., Zhang T., Wang Y., Wang F., Cheng X., Dong C., Li X. Effect of microstructures on corrosion behavior of nickel coatings: (II) competitive effect of grain size and twins density on corrosion behavior. Journal of Materials Science & Technology, 2016, vol. 32, no. 5, pp. 465-469.

    52. Huang L., Wang K., Wang W., Yuan J., Qiao K., Yang T., Peng P., Li T. Effects of grain size and texture on stress corrosion cracking of friction stir processed AZ80 magnesium alloy . Engineering Failure Analysis, 2018, vol. 92, pp. 392-404.

    53. Song D., Ma A.B., Jiang J.H., Lin P.H., Yang D.H., Fan J.F. Corrosion behaviour of bulk ultra-fine grained AZ91D magnesium alloy fabricated by equal-channel angular pressing. Corrosion Science, 2011, vol. 53, no. 1, pp. 362-373.

    54. Wang Y., Li K.Y., Scenini F., Jiao J., Qu S.J., Luo Q., Shen J. The effect of residual stress on the electrochemical corrosion behavior of Fe-based amorphous coatings in chloride-containing solutions. Surface and Coatings Technology, 2016, vol. 302, pp. 27-38.

    55. Zhang L., Szpunar J.A., Dong J., Ojo O.A., Wang X. Dependence of crystallographic orientation on corrosion behavior of Ni-Fe-Cr alloy 028. Metallurgical and Materials Transactions B, 2018, vol. 49, no. 3, pp. 919-925.

    56. Fu J., Li F., Sun J., Cui K., Du X., Wu Y. Effect of crystallographic orientations on the corrosion resistance of Fe-17Cr ferrit-ic stainless steel. Journal of Electroanalytical Chemistry, 2019, vol. 841, pp. 56-62.

    Надійшла 7.10.2019 р.

    Інформація про авторів

    Заворін А.С., доктор технічних наук, професор науково-освітнього центру І.М. Бутакова Національного дослідницького Томського політехнічного університету.

    Любимова Л.Л., кандидат технічних наук, доцент науково-освітнього центру І.М. Бутакова Національного дослідницького Томського політехнічного університету.

    Буваков К.В., кандидат технічних наук, доцент науково-освітнього центру І.М. Бутакова Національного дослідницького Томського політехнічного університету.

    Шмітов Д.М., магістрант науково-освітнього центру І.М. Бутакова Національного дослідницького Томського політехнічного університету.

    Артамонцев А.І., кандидат технічних наук, доцент науково-освітнього центру І.М. Бутакова Національного дослідницького Томського політехнічного університету.

    UDC 620.22: 620.193: 620.9.002

    CORROSION PROBLEMS AND PHYSICAL-MECHANICAL MODELS OF STRUCTURAL MATERIALS FAILURE FOR POWER PLANT ENGINEERING

    Alexander S. Zavorin1,

    Ця електронна адреса захищена від спам-ботів. Вам потрібно увімкнути JavaScript, щоб побачити її.

    Lyudmila L. Lyubimova1,

    Ця електронна адреса захищена від спам-ботів. Вам потрібно увімкнути JavaScript, щоб побачити її.

    Konstantin V. Buvakov1,

    Ця електронна адреса захищена від спам-ботів. Вам потрібно увімкнути JavaScript, щоб побачити її.

    Denis M. Shmitov1,

    Ця електронна адреса захищена від спам-ботів. Вам потрібно увімкнути JavaScript, щоб побачити її.

    Alexander I. Artamontsev1,

    Ця електронна адреса захищена від спам-ботів. Вам потрібно увімкнути JavaScript, щоб побачити її.

    1 National Research Tomsk Polytechnic University, 30, Lenin Avenue, Tomsk, 634050, Russia.

    Relevance of the research is caused by the need for increase of thermal and mechanical equipment life by reducing the metal losses caused by corrosion damage. Life extension and diagnostics of the structural materials state in power equipment are induced by the growing wear rate at operating electric power plants. In this relation, a thorough analysis of current mechanisms of oxide film formation and destruction, microcracking, evolution of microcracks with their further development and structural factors, affecting these mechanisms, is required. It will promote the preparation for a transition to a qualitatively more informative and extensive level of research - nanoscale and even atomic, without which it is impossible to find dramatic solutions to the efficiency problems for materials used in manufacture of power equipment components and operated under high temperatures and pressure.

    The aim of the research is to analyze the problem to find reliable indicators of pre-corrosion failure, as well as to investigate the mechanisms of further corrosion of heating surfaces in steam generators and other heat exchange systems and obtain objective data about corrosion and heat resistance of steels for power plant engineering products, and also to develop the information basis for justification of objectives and methodology of studies in this area.

    Results of researching the problem. The authors have defined the mechanisms of corrosion failure affected by operational factors. Deeper insight of these factors pattern requires obtaining of observation results not only in the static state of the object, but the dynamic history as well.

    Key words:

    Steel, stress corrosion cracking, intergranular corrosion, passive films, grain size, internal stress, microstructure.

    Received: 7 October 2019.

    Information about the authors

    Alexander S. Zavorin, Dr. Sc., Professor, National Research Tomsk Polytechnic University.

    Lyudmila L. Lyubimova, Cand. Sc., Associate professor, National Research Tomsk Polytechnic University.

    Konstantin V. Buvakov, Cand. Sc., Associate professor, National Research Tomsk Polytechnic University.

    Denis M. Shmitov, undergraduate, National Research Tomsk Polytechnic University.

    Alexander I. Artamontsev, Cand. Sc., Associate professor, National Research Tomsk Polytechnic University.


    Ключові слова: СТАЛЬ / Корозійного розтріскування під напругою / міжкристалітної корозії / пасивуються ПЛІВКИ / РОЗМІР ЗЕРНА / ВНУТРІШНІ напруги / мікроструктури / STEEL / STRESS CORROSION CRACKING / INTERGRANULAR CORROSION / PASSIVE FILMS / GRAIN SIZE / INTERNAL STRESS / MICROSTRUCTURE

    Завантажити оригінал статті:

    Завантажити