Anodické polarizaèní køivky austenitické oceli Super304H v roztoku kyseliny sírové

Podobné dokumenty
Provozní korozní zkoušky ohybù austenitických ocelí pro nadkritické uhelné kotle

MECHANICKÉ VLASTNOSTI A STRUKTURNÍ STABILITA LITÝCH NIKLOVÝCH SLITIN PO DLOUHODOBÉM ÚČINKU TEPLOTY

KOROZNÍ CHOVÁNÍ Mg SLITIN V PROVZDUŠNĚNÉM FYZIOLOGICKÉM ROZTOKU

OPTIMALIZACE REŽIMU TEPELNÉHO ZPRACOVÁNÍ PRO ZVÝŠENÍ MECHANICKÝCH VLASTNOSTÍ SLITINY ALSI9Cu2Mg

SIMULACE REDISTRIBUCE UHLÍKU V HETEROGENNÍM SVAROVÉM SPOJI P91/27NiCrMoV15-6

Obr. 1. Řezy rovnovážnými fázovými diagramy a) základního materiálu P92, b) přídavného materiálu

Svařitelnost korozivzdorných ocelí

VLIV MIKROSTRUKTURNÍCH ZMĚN ŽÁROPEVNÉ OCELI PO ZKOUŠKÁCH TEČENÍ NA TVAR POLARIZAČNÍCH KŘIVEK SVOČ FST 2014

Laboratorní práce č. 8: Elektrochemické metody stanovení korozní rychlosti

ELEKTROCHEMIE NA SYSTÉMECH S TENKÝMI VRSTVAMI ELECTRO-CHEMICAL ANALYSIS ON SYSTEMS THIN FILM SUBSTRATE

Metodika hodnocení strukturních změn v ocelích při tepelném zpracování

POVRCHOVÉ VYTVRZENÍ PM NÁSTROJOVÉ OCELI LEGOVANÉ NIOBEM PLAZMOVOU NITRIDACÍ SURFACE HARDENING OF NIOBIUM-CONTAINING PM TOOL STEEL BY PLASMA NITRIDING

VLIV TEPELNÉHO OVLIVNĚNÍ NA KOROZNÍ ODOLNOST SLITINY 800. Vladimír Číhal, Stanislav Lasek, Marie Blahetová, Zdenka Krhutová, Jiřina Hubáčková

POROVNÁNÍ ODOLNOSTI SVAROVÝCH SPOJU POTRUBÍ Z OCELÍ TYPU CrNiMo PROTI BODOVÉ KOROZI

HLINÍK A JEHO SLITINY

Mezikrystalová koroze

STRUKTURNÍ A FÁZOVÁ ANALÝZA OCELI T23 STRUCTURE AND PHASE ANALYSIS OF T23 STEEL

SMA 2. přednáška. Nauka o materiálu NÁVRHY NA OPAKOVÁNÍ

Mikrostrukturní analýza svarového spoje oceli P92 po creepové expozici

MOŽNOSTI VYUŽITÍ MIKROLEGOVANÝCH OCELÍ. Tomáš Schellong Kamil Pětroš Václav Foldyna. JINPO PLUS a.s., Křišťanova 2, Ostrava, ČR

ZKOUŠENÍ KOROZNÍ ODOLNOSTI PLAZMOVĚ NANÁŠENÝCH NITRIDICKÝCH VRSTEV NA OCELÍCH CORROSION RESISTANCE TESTING OF PLASMA NITRIDATION LAYERS ON STEELS

Nauka o materiálu. Přednáška č.10 Difuze v tuhých látkách, fáze a fázové přeměny

TEPELNÉ ZPRACOVÁNÍ KONSTRUKČNÍCH OCELÍ SVOČ Jana Martínková, Západočeská univerzita v Plzni, Univerzitní 8, Plzeň Česká republika

Hodnocení degradace ocelí pro tepelnou energetiku pomocí mikrosrukturních paramertrů

Hodnocení zcitlivění korozivzdorné oceli 316L k mezikrystalové korozi

STRUKTURA A VLASTNOSTI LISOVANÝCH TYČÍ ZE SLITINY CuAl10Ni5Fe4 STRUCTURE AND PROPERTIES OF PRESSED RODS FROM CuAl10Ni5Fe4 ALLOY

Úvod do koroze. (kapitola, která bude společná všem korozním laboratorním pracím a kterou studenti musí znát bez ohledu na to, jakou práci dělají)

OBSERVATION OF KINETICS OF STRUCTURAL CHANGES DURING LONG-TERM ANNEALING OF TRANSITIONAL WELDS ON P91 STEEL

PŘÍSPĚVEK K TERMODYNAMICKÝM A DIFÚZNÍM INTERAKČNÍM KOEFICIENTŮM A JEJICH VZÁJEMNÉMU VZTAHU

THE IMPACT OF PROCESSING STEEL GRADE ON CORROSIVE DEGRADATION VLIV TEPELNÉHO ZPRACOVÁNÍ OCELI NA KOROZNÍ DEGRADACI

STUDIUM ELEKTROCHEMICKÝCH KOROZNÍCH JEVŮ DVOUFÁZOVÝCH OCELÍ ZA POUŽITÍ METODY SRET.

Stanovení korozní rychlosti elektrochemickými polarizačními metodami

Kvantifikace strukturních změn v chrom-vanadové ledeburitické oceli v závislosti na teplotě austenitizace

STRUKTURNÍ STABILITA A VLASTNOSTI SVAROVÝCH SPOJŮ OCELI T24

INFLUENCE OF TEMPERING ON THE PROPERTIES OF CAST C-Mn STEEL AFTER NORMALIZING AND AFTER INTERCRITICAL ANNEALING. Josef Bárta, Jiří Pluháček

Fitování spektra dob života pozitronů

POPIS PRECIPITAČNÍCH DĚJŮ PŘI SEKUNDÁRNÍM VYTVRZENÍ PM NÁSTROJOVÉ OCELI SE ZVÝŠENÝM OBSAHEM NIOBU. P. Novák, M. Pavlíčková, D. Vojtěch, J.

KOROZNĚ MECHANICKÉ CHOVÁNÍ OCELI SAF 2205 CORROSION - MECHANICAL BEHAVIOUR OF SAF 2205 STEEL. Radka Míková

DEGRADACE STRUTURY A MECHANICKÝCH VLASTNOSTÍ SLITINY LVN13 DLOUHODOBÝM ÚČINKEM TEPLOTY

INFLUENCE OF TREATING CONDITIONS ON STRUCTURE OF FORGED PIECES FROM THE STEEL GRADE C35E

KOROZE A TECHNOLOGIE POVRCHOVÝCH ÚPRAV

PODSTATA VYSOKOTEPLOTNÍ STABILITY Ni-Cr-W-C SLITIN. THE NATURE OF HIGH-TEMPERATURE HEAT RESISTANCE OF Ni-Cr-W-C ALLYS

5.0 ZJIŠŤOVÁNÍ FÁZOVÝCH PŘEMĚN

Tváření,tepelné zpracování

VLIV TEPELNÉHO ZPRACOVÁNÍ NA VLASTNOSTI VYSOCEPEVNÉ NÍZKOLEGOVANÉ OCELI. David Aišman

VLASTNOSTI NiCrW SLITIN BĚHEM DLOUHODOBÉHO ŽÍHÁNÍ. PROPERTIES OF NiCrW ALLOYS DURING LONG-RUN HIGH- TEMPERATURE ANNEALING

HOMOGENNÍ A HETEROGENNÍ SVAROVÉ SPOJE ŽÁROPEVNÝCH OCELÍ SIMILAR AND DISSIMILAR WELD JOINTS OF CREEP-RESISTING STEELS

Materiálové laboratoře Chomutov s.r.o. Zkušební laboratoř MTL Luční 4624, Chomutov

Strukturní charakteristiky hořčíkové slitiny AZ91. Structure of Magnesium Alloy AZ91.

VLIV PARAMETRŮ LASEROVÉHO POVRCHOVÉHO ZPRACOVÁNÍ NA MIKROSTRUKTURU OCELÍ

TEPELNÉ ZPRACOVÁNÍ PM-NÁSTROJOVÉ OCELI LEGOVANÉ NIOBEM Markéta Pavlíčková, Dalibor Vojtěch, Jan Šerák, Luboš Procházka, Pavel Novák a Peter Jurči b

MECHANICKÉ VLASTNOSTI A VELIKOST ZRNA MIKROLEGOVANÝCH LITÝCH OCELÍ MECHANICAL PROPERTIES AND GRAIN SIZE IN MICROALLOYED CAST STEELS

CREEP AUSTENITICKÉ LITINY S KULIČKOVÝM GRAFITEM CREEP OF AUSTENITIC DUCTILE CAST IRON

PROBLEMATICKÉ SVAROVÉ SPOJE MODIFIKOVANÝCH ŽÁROPEVNÝCH OCELÍ

Využítí niklových superslitin příklady výzkumu a výroby v ČR

Materiálové laboratoře Chomutov s.r.o. Zkušební laboratoř MTL Luční 4624, Chomutov

5/ Austenitické vysokolegované žáruvzdorné oceli

MIKROSTRUKTURNÍ VLASTNOSTI V DIFUZNÍCH SPOJÍCH Ni 3 Al-Ni A NiAl-Ni. Barabaszová K., Losertová M., Kristková M., Drápala J. a

ASTM A694 F60 - TEPELNÉ ZPRACOVÁNÍ A MECHANICKÉ VLASTNOSTI ASTM A694 F60 HEAT TREATMENT AND MECHANICAL PROPERTIES

HODNOCENÍ MIKROSTRUKTURY A VLASTNOSTÍ ODLITKŮ ZE SLITINY AZ91HP EVALUATION OF MICROSTRUCTURE AND PROPERTIES OF SAND CAST AZ91HP MAGNESIUM ALLOY

VLASTNOSTI RYCHLE ZTUHLÝCH PRÁŠKŮ NÁSTROJOVÉ OCELI LEGOVANÉ NIOBEM

CHOVÁNÍ ALUMINIDU ŽELEZA V KAPALNÝCH PROSTREDÍCH BEHAVIOUR OF IRON ALUMINIDES IN LIQUID ENVIRONMENTS

BRNO UNIVERSITY OF TECHNOLOGY FAKULTA STROJNÍHO INŽENÝRSTVÍ ÚSTAV MATERIÁLOVÝCH VĚD A INŽENÝRSTVÍ

POSSIBLE GENERALISATION OF DECREASE IN MECHANICAL PROPERTIES OF CARBON STEEL (ČSN ) ON OTHER STEELS

VLIV MIKROSTRUKTURY NA ODOLNOST DUPLEXNÍ OCELI 22/05 VŮČI SSC. Petr Jonšta a Jaroslav Sojka a Petra Váňová a Marie Sozańska b

VÝZKUM MECHANICKÝCH VLASTNOSTÍ SVAROVÝCH SPOJŮ MODIFIKOVANÝCH ŽÁROPEVNÝCH OCELÍ T24 A P92. Ing. Petr Mohyla, Ph.D.

MODERNÍ MATERIÁLY A TECHNOLOGIE PRO VÝROBU ZAŘÍZENÍ URČENÝCH K PRÁCI V KOROZIVNÍM PROSTŘEDÍ

VYSOKOTEPLOTNÍ CREEPOVÉ VLASTNOSTI SLITINY Fe31Al3Cr S PŘÍSADOU Zr. HIGH TEMPERATURE CREEP PROPERTIES Fe31Al3Cr ALLOY WITH Zr ADITIVE

DUPLEXNÍ POVLAKOVÁNÍ PM NÁSTROJOVÉ OCELI LEGOVANÉ NIOBEM DUPLEX COATING OF THE NIOBIUM-ALLOYED PM TOOL STEEL

SVĚTELNÁ A ELEKTRONOVÁ MIKROSKOPIE SVAROVÉHO SPOJE OCELI P91 LIGHT AND ELECTRON MICROSCOPY OF THE STEEL P91 WELD JOINT.

MATERIÁLOVÁ PROBLEMATIKA SPALOVEN S VYŠŠÍMI PARAMETRY PÁRY

Výzkum a vývoj přehříváku s vysokými parametry páry pro kotle v ZEVO

VÝZKUM MECHANICKÝCH VLASTNOSTÍ A STRUKTURNÍ STABILITY SUPERSLITINY NA BÁZI NIKLU DAMERON. Karel Hrbáček a

CREEPOVÉ VLASTNOSTI A STRUKTURA OCELI P91 CREEP PROPERTIES AND STRUCTURE OF STEEL P91

Nástrojové oceli. Ing. Karel Němec, Ph.D.

VLIV DEFORMACE NA KOROZNÍ VLASTNOSTI MATERIÁLU SVOČ FST 2016

POPIS NOVÝCH STRUKTURNÍCH FÁZÍ A JEJICH VLIV NA VLASTNOSTI CÍNOVÉ KOMPOZICE STANIT

1. Okalibrujte pomocí bodu tání ledu, bodu varu vody a bodu tuhnutí cínu:

Žáropevné oceli pro energetiku a jejich degradace

VYUŽITÍ METODY DET KE SLEDOVÁNÍ INICIACE KOROZNÍHO PRASKÁNÍ VYSOKOLEGOVANÝCH MATERIÁLŮ

a UJP PRAHA a.s., Nad Kamínkou 1345, Praha Zbraslav, b PBS Velká Bíteš a.s. Vlkovská 279, Velká Bíteš,

TEPELNÉ ZPRACOVÁNÍ NIKLOVÝCH SUPERSLITIN HEAT TREATMENT OF HIGH-TEMPERATURE NICKEL ALLOYS. Božena Podhorná a Jiří Kudrman a Karel Hrbáček b

Co je to korozivzdorná ocel? Fe Cr > 10,5% C < 1,2%

ELECTROCHEMICAL HYDRIDING OF MAGNESIUM-BASED ALLOYS

VLIV OBSAHU HLINÍKU NA VLASTNOSTI HOŘČÍKOVÝCH SLITIN PŘI ODLÉVÁNÍ DO BENTONITOVÝCH A FURANOVÝCH FOREM

STUDIUM ODUHLIČENÍ POVRCHOVÝCH VRSTEV LOŽISKOVÝCH OCELÍ 100Cr6. RESEARCH OF DECARBURIZATION SURFACE LAYER OF BEARING STEEL 100Cr6

COMTES FHT a.s. R&D in metals

Inhibitory koroze kovů

SMĚROVÁ KRYSTALIZACE EUTEKTIK SYSTÉMU Ti-Al-Si DIRECTIONAL CRYSTALLIZATION OF Ti-Al-Si EUTECTICS

VLIV UHLÍKU (0,1-1,9 at.%) NA STRUKTURU SLITINY Fe- 40at.% Al. THE EFFECT OF CARBON ( at.%) ON THE STRUCTURE OF Fe- 40at.

- zabývá se pozorováním a zkoumáním vnitřní stavby neboli struktury (slohu) kovů a slitin

CREEP INTERMETALICKÉ SLITINY TiAl PRI VELMI MALÝCH RYCHLOSTECH DEFORMACE. CREEP OF INTERMETALLIC ALLOY TiAl AT VERY LOW STRAIN RATES

ŽÁRUPEVNOST ZÁKLADNÍHO MATERIÁLU A SVAROVÝCH SPOJŮ OCELI P23 CREEP RESISTANCE OF STEEL P23 AND WELDMENTS

VLIV OBSAHU NIKLU NA VLASTNOSTI LKG PO FERITIZAČNÍM ŽÍHÁNÍ EFFECT OF THE CONTENT OF NICKEL ON DI PROPERTIES AFTER FERRITIZATION ANNEALING

TEPELNÉ ZPRACOVÁNÍ, MECHANICKÉ VLASTNOSTI A STRUKTURNÍ STABILITA PERSPEKTIVNÍCH LITÝCH NIKLOVÝCH SUPERSLITIN

Západočeská univerzita v Plzni fakulta Strojní

TÜV NORD Czech, s.r.o. Laboratoře a zkušebny Brno Olomoucká 7/9, Brno

Chování žáropevných ocelí v transpasivní oblasti

POUŽITÍ TERMODYNAMICKÝCH VÝPOČTŮ PRO OPTIMALIZACI CHEMICKÉHO SLOŽENÍ FERITICKÝCH ŽÁRUPEVNÝCH OCELÍ

Transkript:

Czech Associa on of Corrosion Engineers VÝZKUMNÉ ÈLÁNKY Anodické polarizaèní køivky austenitické oceli Super304H v roztoku kyseliny sírové Anodic polarization curves of austenitic steel Super304H in sulphuric acid solution Chmela T. UJP Praha E-mail: chmela@ujp.cz Polarizační křivky naměřené v dostatečně agresivním prostředí (např. 0,5 mol dm -3 H 2 SO 4 ) mohou pomoci při hodnocení korozní odolnosti korozivzdorných ocelí. V oceli dlouhodobě exponované při vysokých teplotách dochází k precipitaci nových fází a tento děj může ovlivňovat korozní odolnost. Potenciostatické polarizační křivky byly naměřeny na austenitické oceli Super304H ve stavu po rozpouštěcím žíhání (od výrobce) a ve stavu stárnutém 5 000 h při teplotách 650, 675 a 700 C. Vyšší hodnota proudové hustoty v pasivitě (horší korozní odolnost) byla pozorována po stárnutí při 650 C. Polarization curves measured in a suffi ciently aggressive environment (e.g. 0.5 mol dm -3 of H 2 SO 4 ) may help to assess corrosion resistance of stainless steels. New phases precipitate in steel exposed long-term to high temperatures, which may affect the corrosion resistance. Potentiostatic polarization curves were measured on austenitic steel Super304H in a solution annealed state (from the producer) and in a state aged for 5 000 hours at temperatures of 650, 675 and 700 C. The higher level of current density in passivity (worse corrosion resistance) was reported after aging at 650 C. ÚVOD Austenitická ocel Super304H se užívá na parní přehříváky nových bloků elektráren. Předpokládané použití je do teploty 650 C. Při této teplotě v oceli precipituje řada koexistujících fází. Podrobnou analýzu termodynamické stability oceli metodou CALPHAD (např. []) provedl Sopoušek [2]. Konečným tepelným zpracováním při výrobě je rozpouštěcí žíhání (00 až 200 C následované rychlým ochlazením do vody). Takto zpracovaná ocel obsahuje pouze austenit (fcc) a malé množství karbonitridické fáze MX (NbN). V termodymanické rovnováze při teplotě 650 C jíž není karbonitrid MX stabilní a je nahrazován Z-fází (intermetalikum bohaté na Cr, Nb a N). Dále se objevuje karbid chromu typu M 23 C 6, fáze σ (intermetalikum bohaté na Cr a Fe), karbonitrid blízký Cr 2 N typu M 2 X a mědí bohatá fáze Cu (ta může precipitovat jako fcc i bcc, oba stavy jsou si velmi blízké Gibbsovou energií). Přehled fázových podílů je v Tab.. Tab.. Podíly fází v hm.% u oceli Super304H při 650 C podle [2] / Phase fractions in wt.% of Super304H steel at 650 C ref. [2] fcc Cu bcc M 2 X M 23 C 6 Z-fáze 96,3 0,32,6 0,66 Tabulka nezahrnuje σ fázi, která je při této teplotě podle výpočtu na hranici stability (stabilní je při nižších teplotách). Z tabulky je zřejmé, že podíly precipitovaných fází jsou malé. Podle [3] ovlivňuje korozní chování a tedy tvar polarizační křivky zejména chemické složení. Precipitace nové fáze ovlivňuje složení okolní matrice (např. mezikrystalová koroze austenitických ocelí bývá důsledkem ochuzení okolí hranic zrn o chrom, který precipituje ve formě karbidu M 23 C 6 ). Po dostatečně dlouhé době, ve stavu rovnováhy, kdy se chemické potenciály (koncentrace) v matrici vyrovnají, tento nežádoucí jev zaniká. Pro creepovou odolnost oceli jsou důležité jemné precipitáty, zejména koherentní fáze bohatá mědí [4-6]. Na světelném mikroskopu jsou nezachytitelné, ale projevují se nárůstem tvrdosti oproti stavu po rozpouštěcím žíhání. EXPERIMENTÁLNÍ ÈÁST Materiál Zkoušený materiál je z trubek Ø38,0 6,3 mm určených pro kotlové parní přehříváky. Je to ocel Super304H výrobce SUMITOMO METALS. Chemické složení uvádí Tab. 2. Koroze a ochrana materiálu 60(2) 4-45 (206) DOI: 0.55/kom-206-0007 4

Tab. 2. Složení oceli Super304H v hm.% / Composition of Super304H steel in wt.% C Si Mn P S Cu Cr Ni Nb B N Al 0,08 0,25 0,8 0,03 3,07 8,3 9,0 0,49 0,004 0, 0,005 Výchozím stavem před dlouhodobým stárnutím při zvýšených teplotách byl buď stav oceli od výrobce (NVS), nebo stav po rozpouštěcím žíhání 30 C/5 min./voda (ZVS), které se provádí po svaření. Dlouhodobé stárnutí probíhalo při teplotách 650, 675 a 700 C po dobu 5 000 h. Mìøení polarizaèních køivek Polarizační křivky byly měřeny v 0,5 mol dm -3 roztoku H 2 SO 4 (ph = 0,3), který se užívá i ve standardním ASTM testu [7]. Vzorek, který tvoří pracovní elektrodu, byl zalit do epoxidové pryskyřice a před měřením přebroušen smirkovými papíry do zrnitosti 800. Okraje vzorku byly maskovány izolační lepící páskou. Aktivní plocha vzorku se měřila opticky a byla v rozmezí 0,2-0,4 cm 2. Jako referentní elektroda sloužila nasycená kalomelová elektroda (SCE). Pomocnou elektroda byla platinová síťka (Fisherova elektroda). Měření probíhalo v termostatu při teplotě 25± C a začalo vždy do 0 min od přebroušení vzorku. Potenciál vzorku na počátku měření byl volen do konce oblasti vylučování vodíku (-60 až -60 mv vs. SHE). Potenciál se zvyšoval až do bodu obratu (zvolen na 300 mv), tedy pod potenciál vylučování kyslíku (asi 800 mv). 00 0 NVS ZVS 00 0 N650C/5kh Z650C/5kh 0. 0. a) výchozí stav / initial state b) stárnutí 5 000 h pøi 650 C / aging 5 000 h at 650 C 00 0 N675C/5kh Z675C/5kh 00 0 N700C/5kh Z700C/5kh 0. 0. c) stárnutí 5 000 h pøi 675 C / aging 5 000 h at 675 C d) stárnutí 5 000 h pøi 700 C / aging 5 000 h at 700 C Obr.. Anodické polarizaèní køivky oceli Super304H pøi 25 ± C v 0,5 mol dm -3 H 2 SO 4 (ph = 0,3, rychlost polarizace 0,5- mv s - ) Fig.. Anodic polarization curves Super304H steel at 25± C in 0,5 mol dm -3 H 2 SO 4 (ph = 0,3, sweep rate 0,5- mv s - ) Koroze a ochrana materiálu 60(2) 4-45 (206) DOI: 0.55/kom-206-0007 42

Měření probíhalo na laboratorně zhotoveném přístroji potenciostatickou krokovou metodou (potential step method), kdy se potenciál měří vždy na konci 30 s prodlevy při konstantním napětí mezi pracovní a pomocnou elektrodou. Změna napětí je automaticky řízena tak, aby změna potenciálu byla v intervalu 5-30 mv. Tomu odpovídá rychlost polarizace (sweep rate) 0,5- mv s -. VÝSLEDKY Anodické polarizaèní køivky Výsledky měření jsou na Obr., některé parametry odečtené z polarizačních křivek jsou v Tab. 3. Výsledky pocházejí z jediného (Obr. ) měření. E kor je korozní potenciál, E p je pasivační potenciál, E t je transpasivační potenciál, j p je proudová hustota v pasivitě a j kp je Tab. 3. Parametry anodických polarizačních křivek po 5 000 h (5 kh) při různých teplotách stárnutí (viz Obr. ) / Parameters anodic polarization curves after 5 000 h (5 kh) at different aging temperature (see Fig. ) E (mv/she) E kor E p E t j p j kp NVS 20 0 30 0,005 0,04 N650C/5kh -54 260 0,28 N675C/5kh 6 40 70 0,006 0,025 N700C/5kh 6 (90) 70 0,004 (0,008) ZVS 6 90 60 0,008 0,02 Z650C/5kh 6 90 90 0,04 0,02 Z675C/5kh 6 0 60 0,004 0,009 Z700C/5kh -44 75 70 0,03 0,02 a) b) c) d) Obr. 2. Struktury oceli Super304H s rùznou teplotní historií: N650 C/5000 h (a,c) a N700 C/5000 h (b,d). Leptáno v glyceregia (a,b) (3d glycerinu, 2d HCl a d HNO 3 ) a anodicky (selektivnì na σ fázi) v 0 hm.% KOH (c,d) Fig. 2. Microstructure of Super304H steel with difference temperature history: N650 C/5000 h (a,c) and N700 C/5000 h (b,d). Etched with glyceregia (a,b) (3p glycerine, 2p HCl and p HNO 3 ) and anodic (selective for σ phase) in 0 wt.% KOH (c,d) Koroze a ochrana materiálu 60(2) 4-45 (206) DOI: 0.55/kom-206-0007 43

kritická pasivační proudová hustota (proudová hustota při pasivačním potenciálu). Hodnota E p byla odečítána z grafu jako lokální maximum na polarizační křivce vpravo od korozního potenciálu, např. stav N650C/5kh (Obr. b) lokální maximum nemá. Hodnota E t byla odhadnuta graficky jako průsečík směrnic vedených v oblasti pasivity a transpasivity. Píky kritické pasivační proudové hustoty jsou nevýrazné, někde téměř chybí. Transpasivační potenciál je okolo 60 mv, kromě stavu stárnutého při 650 C, kde je 260 mv. Křivky, naměřené na oceli stárnuté při 650 C se odlišují od ostatních. Mají významně vyšší proudovou hustotu v pasivitě a při reverzním chodu potenciostatu (při snižování potenciálu) mají reversibilní chování. V ostatních případech při reverzním chodu proudová hustota rychle klesá. Mikrostruktura a tvrdost Mikrostrukturu oceli tvoří austenitická (fcc) mřížka. Po 5000 h při 650 až 700 C jsou na optickém mikroskopu vidět karbidy M 23 C 6, které na hranicích zrn řetízkují [5] viz (a,b) na Obr. 2. Anodické leptání v roztoku KOH (selektivní leptání na σ fázi) ukazuje při 650 C zárodky σ fáze (c). Při 700 C (d) je plošný podíl σ fáze (stanovený obrazovou analýzou v programu LUCIA) již asi 2,2 %. Ve výchozím stavu po rozpouštěcím žíhání je tvrdost 88 HV0, po stárnutí při 650 C se tvrdost zvýšila na 20 HV0, při 675 C na 26 HV0 a při 700 C na 202 HV0. Žíháním dochází v důsledku precipitace jemných fází (zejména Cu) ke zvýšení tvrdosti, při teplotě 700 C ale tvrdost opět mírně klesá, zřejmě hrubnutím jemných precipitátů [6]. DISKUZE Příčina posunu proudových hustot po 5000 h při 650 C směrem k vyšším hodnotám (snížení korozní odolnosti) není jasná. Vliv ochuzení matrice o slitinové prvky (zejména chromu) v okolí precipitátů vzniklých fází není pravděpodobný. Pro posouzení tohoto vlivu byl proveden odhad koncentračního profilu chromu v zrnu numerickým řešením difúzní rovnice. Při výpočtu byla užita řada předpokladů: Rychlost tvorby karbidu je řízena difúzí chromu v zrnu, které má tvar koule o poloměru 0 μm. Uvažuje se jen precipitace karbidu M 23 C 6 na povrchu zrna a předpokládá se platnost Fickových zákonů. Odhad objemového difúzního koeficientu chromu v austenitické matrici je převzat z [8] (D Cr = 5,6.0-4 μm 2 d - při 650 C a D Cr = 2,7.0-3 μm 2 d - při 700 C). Precipitaci a stárnutí lze rozdělit do dvou dějů, které se odlišují okrajovou podmínkou. V první fázi roste precipitát karbidu, tedy chrom na povrchu zrna ihned zreaguje na karbid a jeho koncentrace na povrchu zrna je nulová (první okrajová podmínka). Od okamžiku, kdy je dosaženo rovnovážného podílu karbidické fáze (viz Tab. ) již nedochází k růstu karbidu a tok chromu povrchem zrna je nulový (druhá okrajová podmínka). Podle výpočtu je rovnovážného množství karbidu M 23 C 6 dosaženo při 650 C po 00 h a při 700 C po 20 h. Vypočtené koncentrační profily po 5000 h při 650 a 700 C jsou na Obr. 3. Je zřejmé, že ochuzení matrice chromem není po stárnutí při 650 C tak významné, aby mohlo ovlivnit polarizační křivku. Z porovnání mikrostruktur plyne, že ocel stárnutá při 650 C nedosáhla termodynamické rovnováhy, protože σ fáze se zde vyskytuje jen v zárodcích. Ani u σ fáze nelze po stárnutí při 650 C předpokládat významné ochuzení okolní matrice o chrom. w Cr 0.84 0.82 0.80 0.78 0.76 0.74 0.72 0.70 0.68 0.66 Obr. 3. Vypoètené koncentraèní profily Cr ve sferickém zrnu (polomìr R=0 μm) po 5 000 h pøi 650 a 700 C pøi precipitaci M 23 C 6 Fig. 3. Calculated concentration profiles of Cr in spherical grain (radius R=0 μm) after 5 000 h at 650 and 700 C at precipitation M 23 C 6 ZÁVÌR Naměřené hodnoty kritické pasivační proudové hustoty j kp výrazně nepřevyšují proudovou hustotu v pasivitě j p a proto nebude ani koroze v aktivním stavu pro ocel Super304H velkou hrozbou. Po dlouhodobém stárnutí při 650 C dochází ke zhoršení korozní odolnosti. Po stárnutí při 675 C a 700 C podobné zhoršení nenastalo. Podìkování 650 C 700 C 0 2 4 6 8 0 r (µm) Příspěvek vznikl v rámci programu Technologické agentury ČR - TA030050 Výzkum vlastností a chování tlustostěnných plátovaných trubkových ohybů v podmínkách ekonomicky významných aplikací, včetně zvládnutí jejich výroby ověřené certifi kovaným orgánem s evropskou působností. Koroze a ochrana materiálu 60(2) 4-45 (206) DOI: 0.55/kom-206-0007 44

LITERATURA. Saunders, N.; Miodownik, A. P. CALPHAD (calculation of phase diagram): a comprehensive guide; Pergamon: 998. 2. Sopoušek, J. Termodynamická stabilita fází v oceli Super 304H. Zpráva pro UJP, PF MU Brno, únor 203. 3. Číhal, V. Mezikrystalová koroze ocelí a slitin, SNTL: 978. 4. Chi, Ch.; et al. The precipitation strengthening behavior of Cu-rich phase in Nb contained advanced Fe-Cr-Ni type austenitic heat resistant steel for USC power plant application. Progress in Natural Science: Materials Internationals 202, 22, 75-85. 5. Ou, P.; et al. Coarsening and hardening behaviors of Curich precipitates in Super304H austenitic steel, Metallurgical and Materials Transactions A 205, 46A, 3909-396. 6. Bai, J.W.; et al. Coherent precipitation of copper in Super304H austenite steel, Materials Science & Engineering A 203, 584, 57-62. 7. ASTM Designation: G-94. Standard Reference Test Method for Making Potentiostatic and Potentiodynamic Anodic Polarization Measurements. 8. Mizouchi, M.; et al. Low Temperature Grain Boundary Diffusion of Chromium in SUS36 and 36L Stainless Steel, Materials Transactions 2004, 45, 2945-2950 Koroze a ochrana materiálu 60(2) 4-45 (206) DOI: 0.55/kom-206-0007 45