Алюминиево магниевые сплавы: Литейные алюминиевые сплавы: магниевые, медные, кремниевые.

alexxlab | 05.08.1982 | 0 | Разное

Содержание

Алюминиево-магниевый сплав 1565ч для криогенного применения

ArticleNameАлюминиево-магниевый сплав 1565ч для криогенного примененияArticleAuthorData

ФГУП ЦНИИ КМ «Прометей», г. Санкт-Петербург

А. С. Орыщенко, ген. директор

Е. П. Осокин, нач. лаб.

Н. Н. Барахтина, вед. инженер

 

ЗАО «Алкоа СМЗ», г. Москва

А. М. Дриц, директор по развитию бизнеса и новых технологий, e-mail: [email protected]

С. М. Соседков, менеджер техн. департамента

Abstract

Разработан алюминиево-магниевый свариваемый коррозионно-стойкий сплав марки 1565ч с содержанием магния 5,1-6,0 % и цинка 0,45-1,00 %. Приведено исследование структурно обусловленных механических свойств (предела текучести, временного сопротивления, относительного удлинения, вязкости и пр.) нового алюминиево-магниевого конструкционного сплава 1565ч, рекомендуемого для конструкций криогенного применения. По механическим параметрам, регламентируемым Ростехнадзором, характеристики сплава 1565ч на 20 % выше, чем у отечественных аналогов, предназначенных для работы при криогенных температурах. Сплав 1565ч предлагается как многофункциональный конструкционный материал, пригодный для производства изделий и конструкций, работающих в широком интервале температур.

References

1. Материалы для судостроения и морской техники : справочник в 2 т. Т. 2 / под ред. И. В. Горынина. — СПб. : НПО «Профес сионал», 2009. — 664 с.
2. Солнцев Ю. П., Степанов Г. А. Конструкционные стали и сплавы для низких температур. — М. : Металлургия, 1985. — 271 с.
3. Механические свойства конструкционных материалов при низких температурах / под ред. И. Н. Фридляндера : пер. с англ. — М. : Металлургия, 1983.
4. Солнцев Ю. П., Ермаков Б. С., Слепцов О. И. Материалы для низких и криогенных температур : энциклопедический справочник. — СПб. : Химиздат, 2008. — 768 с.

5. Правила устройства и безопасной эксплуатации сосудов, работающих под давлением. — М. : Металлургия, 1975. — 102 с.
6. Пат. 2431692 РФ. Сплав на основе алюминия и изделие, выполненное из этого сплава / Дриц А. М., Орыщенко А. С., Григорян В. А. и др. ; заявл. 18.06.2010 ; опубл. 20.10.2011.
7. Дриц А. М., Соседков С. М., Орыщенко А. С., Осокин Е. П., Барахтина Н. Н. Новый свариваемый сплав системы алюминий–магний для коммерческого транспорта и судостроения / Сб. матер. «1-я международная конференция «Алюминий 21/Плоский прокат». — СПб., 2011.
8. ГОСТ 4784–97. Алюминий и сплавы алюминиевые деформированные. Марки. — Введ. 2000–07–01.
9. ГОСТ 22706–77. Металлы. Метод испытания на растяжение при температурах от минус 100 до минус 269 оС. — Введ. 1976–01–01.
10. ГОСТ 9454–78.
Металлы. Метод испытания на ударный изгиб при пониженных, комнатной и повышенных температурах. — Введ. 1979–01–01.
11. ГОСТ 21631–76. Листы из алюминия и алюминиевых сплавов. Технические условия. — Введ. 1977–07–01.
12. Мильман Ю. В., Трефилов В. И. О физической природе температурной зависимости предела текучести // Порошковая металлургия, 2010. № 7/8. С. 3–18.

13. Барахтин Б. К., Барахтина Н. Н., Лебедева Н. В., Осокин Е. П. Структурные изменения в конструкционном алюминиевом сплаве в условиях горячей деформации сжатием / Сб. тр. «18-е С.-Петербургские чтения по проблемам прочности». — СПб., 2008. Ч. 2. С. 44–47.
14. Барахтин Б. К., Барахтина Н. Н., Осокин Е. П. Возможности измельчения зерна в современных алюминиевых сплавах способом термодеформационной прокатки в калибрах / Сб. матер. 47-й международной конф. «Актуальные проблемы прочности», Н. Новгород, 2008. Т. 1. С. 128–129.

15. Рыбин В. В. Закономерности формирования мезоструктур в ходе развитой пластической деформации // Вопросы материаловедения, 2002. Т. 29, № 1. С. 11–33.
16. Криштал М. М. Неустойчивость и мезоскопическая неоднородность пластической деформации (аналитический обзор). Ч. I. Феноменология зуба текучести и прерывистой текучести. Ч. II. Теоретические представления о механизмах неустойчивости пластической деформации // Физическая мезомеханика. 2004. Т. 7, № 5. С. 5–29, 31–45.
17. Емалетдинов А. К. Автоколебательные режимы пластической деформации металлов при гелиевых температурах // Физика металлов и металловедение. 2001. Т. 91, № 4. С. 3–9.

Применение алюминиево-магниевых сплавов для изготовления литых деталей летательных аппаратов Текст научной статьи по специальности «Технологии материалов»

Проектирование и производство летательных аппаратов, космические исследования и проекты

УДК 669.2/.8:629.7

ПРИМЕНЕНИЕ АЛЮМИНИЕВО-МАГНИЕВЫХ СПЛАВОВ ДЛЯ ИЗГОТОВЛЕНИЯ ЛИТЫХ ДЕТАЛЕЙ ЛЕТАТЕЛЬНЫХ АППАРАТОВ

Г. Г. Крушенко1′ 2*, М. В. Елфимова3, С. Н. Решетникова2, А. Д. Кузнецов2, И. В. Кукушкин2

1 Красноярский научный центр СОР АН Институт вычислительного моделирования СО РАН Российская Федерация, 660036, г. Красноярск, ул. Академгородок, 50/44 2Сибирский государственный университет науки и технологий имени академика М. Ф. Решетнева Российская Федерация, 660037, г. Красноярск, просп. им. газ. «Красноярский рабочий», 31 3Сибирская пожарно-спасательная академия ГПС МЧС России Российская Федерация, 662972, г. Железногорск Красноярского края, ул. Северная, 1

E-mail: [email protected]

Разработаны технологии, способы и средства, которые привели к росту физико-механических характеристик и эксплуатационной надежности литых деталей летательных аппаратов из алюминиево-магниевого сплава.

Ключевые слова: космические аппараты, отливки, алюминиево-магниевый сплав, повышение механических свойств.

THE USE OF ALUMINUM-MAGNESIUM ALLOYS FOR THE MANUFACTURE OF CAST PARTS OF AIRCRAFT

G. G. Krushenko1, 2*, M. V. Elfimova3, S. V. Reshetnikova2, A. D. Kuznecov2, I. V. Kukushkin2,

Krasnoyarsk Science Centre SB RAS Institute of Computational Modelling SB RAS 50/44, Akademgorodok, Krasnoyarsk, 660036, Russian Federation 2Reshetnev Siberian State University of Science and Technology 31, Krasnoyarsky Rabochy Av., Krasnoyarsk, 660037, Russian Federation 3Siberian Fire and Rescue Academy – branch of Saint-Petersburgh University of State Fire Service of EMERCOM of Russia 1, Severnaya Str., Zheleznogorsk, Krasnoyarsk region, 662972, Russian Federation

E-mail: genry@icm. отличающиеся высокими механическими свойствами: св – находится в пределах 300…450 МПа, относительное удлинение 5 – в пределах 10.25 % и высокой удельной прочностью, выражающейся отношением прочности к удельному весу металла (ств/р) [5]. Кроме того, эти сплавы обладают высокой коррозионной стойкостью, выдерживает высокие статические, ударные и вибрационные нагрузки, хорошо обрабатываются резанием и свариваемостью.

Мероприятия по повышению качества отливок из сплава АЛ27-1. При всех положительных характеристиках алюминиево-магниевых сплавов для их достижения в получаемых из этих сплавов литых деталях требуется соответствующая «правильная» технология. В работе [7] указывается на сложность приготовления

сплавов системы A1-Mg, в частности, при литье в пес-чано-глинистые формы, когда отливки могут поражаться газовой пористостью, возникающей в результате взаимодействия металла с влагой формы, что и подтвердилось в нашей работе при освоении литья деталей из сплава АМг10ч. С целью предупреждения возможности возникновения пористости была разработан оптимальный состав формовочной смеси с добавкой только борной кислоты, при использовании которой газовая пористость в отливках конструкций ЛА из сплава АМг10ч была полностью исключена [9].

Дегазация лигатур. Одним из источников попадания газов в сплав АМг10ч могут служить лигатуры А1-Т и А1-2г, технология приготовления которых связана с применением высоких температур, что способствует их газонасыщению, в основном – водородом. С целью удаления водорода из указанных лигатур в настоящей работе их предварительно по-отдельности переплавляли в течение 15 мин в ваку-

Решетневскуе чтения. 2018

умной индукционной высокочастотной печи при 1 100-1 200 °С и разрежении 0,799-1,066 Па с последующей разливкой сплава слоем 15-20 мм в изложницы без снятия вакуума [10].

Определение очередности загрузки шихтовых материалов. Ввиду присутствия в шихте компонентов, отличающихся разной склонностью к окислению, а также температурами плавления, с целью получения требуемого состава и максимальных механических свойств сплава возникла необходимость определить очередность их расплавления. В результате был выбран вариант, при котором одновременно расплавляли алюминий и лигатуры Al-Be, Al-Zr и Al-Mn, доводили температуру расплава до 700…710 оС и вводили магний; доводили температуру до 720.730 оС, рафинировали сплав гексахлорэтаном, поднимали температуру до 780.800 оС, вводили KBF4, снижали температуру до 730 оС, выстаивали 5 мин и производили заливку.

Высокотемпературная обработка расплава.

Сплав готовили в индукционной печи и при повышении температуры производили заливку проб. Анализ результатов испытаний механических свойств, вырезанных из проб образцов показал, что оптимальное сочетание прочности и пластичности дает заливка с 750 оС: ств = 445 МПа, 5 = 30 %, НВ = 95 ед. Рост механических свойств с повышением температуры заливки подтвердился и при литье деталей ЛА -«крыльчатки» (лопатки оформлялись песчаным стержнем) и «кронштейна» (земляная форма). Максимальные свойства первой детали (ств = 410 МПа, 5 = 33 %, НВ = 93 ед.) были получены при температуре литья, равной 8000С, второй (ств = 390 МПа, 5 = 28 %, НВ = 95 ед.) при заливке с 860 оС.

Фильтрование жидкого сплава. Ввиду того, что с повышением температуры расплава усиливаются процессы окисления и газонасыщения, что ухудшает качество отливок, была проведена работа по предотвращению негативных последствий перегрева. При этом сплав заливали в форму через магнезии-товую крошку. При этом максимальные свойства (ств = 430 МПа, 5 = 36 %, НВ = 95 ед.) были получены при заливке с 750 оС, тогда как при заливке без фильтрования они оказались ниже: ств = 400 МПа (меньше на 7,5 %), 5 = 30 % (меньше на 20 %), НВ = 95 ед.).

Выводы. В результате поведенных исследований были разработаны технологии приготовления сплава АМг10ч с повышенными механическими свойствами.

Библиографические ссылки

1. Aluminium alloys for aircraft structures // Introduction to Aerospace Materials. 2012. P. 173-201.

2. Фридляндер И. Н. Алюминиевые сплавы в летательных аппаратах в периоды 1970-2000 и 2001-2015 гг. // МиТОМ. 2001. №. 1. С. 5-9.

3. Dursun T., Soutis C. Recent developments in advanced aircraft aluminium alloys. Revie Materials & Design. 2014. Vol. 56. P. 862-871.

4. Moreto J. A. et al. SVET, SKP and EIS study of the corrosion behaviour of high strength Al and Al-Li alloys

used in aircraft fabrication. Corrosion Science. 2014. Vol. 84. P. 30-41.

5. Codden R. Aluminium: Physical properties, characteristics and alloys // Training in aluminium application technologies. Alcan. Banbury: European Aluminium Association. 1994. 60 p.

6. Колобнев И. Ф. Термическая обработка алюминиевых сплавов. 2-е перераб. и доп. изд. М. : Металлургия, 1966. 395 с.

7. Li H-T et al. Oxides in Liquid Metals and Alloys. BCAST. Brunel Centre for Advanced Solidification Technology. BCAST, Brunel University, Uxbridge, Middlesex, UB8 3PH, UK. P. 93-110.

8. Крушенко Г. Г. Влияние добавок в формовочную смесь борной кислоты на свойства отливок из Al-сплавов // Литейное производство. 2012. № 10. С. 27-29.

9. Патент РФ № 2430177. Способ получения литейного алюминиево-магниевого сплава Заявка № 2010100057/02 от 11.01.2010 / Г. Г. Крушенко. Бюл., 2011. № 27.

References

1. [Aluminium alloys for aircraft structures]. Introduction to Aerospace Materials, 2012, P. 173-201.

2. Fridljander I. N. [Aluminum alloys in aircraft during periods of 1970 the 2000 and 2001 the 2015]. Metallovedenie i termicheskaja obrabotka metallov, 2001, No. 1. P. 5-9. (In Russ.)

3. Dursun T., Soutis C. [Recent developments in advanced aircraft aluminium alloys]. Revie Materials & Design, April 2014, Vol. 56, P. 862-871.

4. Moreto J. A. et al. [SVET, SKP and EIS study of the corrosion behaviour of high strength Al and Al-Li alloys used in aircraft fabrication]. Corrosion Science, July 2014, Vol. 84, P. 30-41.

5. Codden R. Aluminium: Physical properties, characteristics and alloys. Training in aluminium application technologies. Alcan. Banbury: European Aluminium Association. 1994. 60 p.

6. Kolobnev I. F. Termicheskaja obrabotka aljuminievyh splavov. Vtoroe pererab. i dop. izd. [Heat treatment of aluminum alloys. Second Rev. and ext. ed.]. Moscow, Metallugy, 1966, 395 p.

7. Li H-T et al. Oxides in Liquid Metals and Alloys. BCAST. Brunel Centre for Advanced Solidification Technology. BCAST, Brunel University, Uxbridge, Middlesex, UB8 3PH, UK. P. 93-110.

8. Krushenko G. G. [The influence of additives in the molding mixture of boric acid on the properties of cast Al-alloys]. Litejnoe proizvodstvo, 2012, No. 10, P. 27-29. (In Russ.)

9. Krushenko G. G. Sposob poluchenija litejnogo aljuminievo-magnievogo splava [A method of obtaining a casting of aluminum-magnesium alloy]. Patent RF, no. 2430177, 2010.

© Крушенко Г. Г., Елфимова М. В., Решетникова С. Н., Кузнецов А. Д., Кукушкин И. В., 2018

Магниевые сплавы: применение, классификация и свойства

Магниевые сплавы обладают целым рядом уникальных физико-химических свойств, главными из которых являются малая плотность и высокая прочность. Сочетание этих качеств в материалах с добавлением магния позволяет производить изделия и конструкции, обладающие высокими прочностными характеристиками и малым весом.

Характеристики магния

Промышленное производство и использование магния началось сравнительно недавно – всего около 100 лет назад. Этот металл имеет малую массу, так как обладает сравнительно низкой плотностью (1,74 г/смᶟ), хорошую устойчивость в воздухе, щелочах, газовых средах с содержанием фтора и в минеральных маслах.

Температура его плавления составляет 650 градусов. Он характеризуется высокой химической активностью вплоть до самопроизвольного возгорания на воздухе. Предел прочности чистого магния составляет 190 Мпа, модуль упругости – 4 500 Мпа, относительное удлинение – 18%. Металл отличается высокой демпфирующей способностью (эффективно поглощает упругие колебания), что обеспечивает ему отличную переносимость ударных нагрузок и снижение чувствительности к резонансным явлениям.

К числу прочих особенностей данного элемента относятся хорошая теплопроводность, низкая способность поглощать тепловые нейтроны и взаимодействовать с ядерным топливом. Благодаря совокупности этих свойств магний является идеальным материалом для создания герметичных оболочек высокотемпературных элементов ядерных реакторов.

Магний хорошо сплавляется с разными металлами и относится к числу сильных восстановителей, без которых невозможен процесс металлотермии.

В чистом виде он в основном применяется как легирующая добавка в сплавах с алюминием, титаном и некоторыми другими химическими элементами. В черной металлургии с помощью магния проводится глубокая десульфурация стали и чугуна, а также улучшаются свойства последнего посредством сфероидизации графита.

Магний и легирующие добавки

К числу наиболее распространенных легирующих добавок, применяемых в сплавах на основе магния, относятся такие элементы, как алюминий, марганец и цинк. Посредством алюминия улучшается структура, повышается жидкотекучесть и прочность материала. Введение цинка также позволяет получать более прочные сплавы с уменьшенным размером зерен. С помощью марганца или циркония увеличивается коррозионная стойкость магниевых сплавов.

Добавление цинка и циркония обеспечивает повышенную прочность и пластичность металлосмесей. А наличие определенных редкоземельных элементов, например, неодима, церия, иттрия и пр., способствует значительному увеличению жаропрочности и максимизации механических свойств магниевых сплавов.

Для создания сверхлегких материалов с плотностью от 1,3 до 1,6 г/мᶟ в сплавы вводится литий. Данная добавка позволяет уменьшить их массу вдвое по сравнению с алюминиевыми металлосмесями. При этом их показатели пластичности, текучести, упругости и технологичности выходят на более высокий уровень.

Классификация сплавов с магнием

Магниевые сплавы подразделяются по ряду критериев. Это:

  • по способу обработки – на литейные и деформируемые;
  • по степени чувствительности к термической обработке – на неупрочняемые и упрочняемые термообработкой;
  • по свойствам и сферам применения – на сплавы жаропрочные, высокопрочные и общего назначения;
  • по системе легирования – существует несколько групп неупрочняемых и упрочняемых термообработкой деформируемых магниевых сплавов.

Литейные сплавы

К этой группе относятся сплавы с добавлением магния, предназначенные для производства разнообразных деталей и элементов методом фасонного литья. Они обладают разными механическими свойствами, в зависимости от которых делятся на три класса:

  • среднепрочные;
  • высокопрочные;
  • жаропрочные.

По химическому составу сплавы также подразделяются на три группы:

  • алюминий + магний + цинк;
  • магний + цинк + цирконий;
  • магний + редкоземельные элементы + цирконий.

Литейные свойства сплавов

Наилучшими литейными свойствами среди продуктов этих трех групп обладают алюминий-магниевые сплавы. Они относятся к классу высокопрочных материалов (до 220 МПа), поэтому являются оптимальным вариантом для изготовления деталей двигателей самолетов, автомобилей и другой техники, работающей в условиях механических и температурных нагрузок.

Для повышения прочностных характеристик алюминиево-магниевые сплавы легируют и другими элементами. А вот присутствие примесей железа и меди нежелательно, так как эти элементы оказывают отрицательное влияние на свариваемость и коррозионную стойкость сплавов.

Литейные магниевые сплавы приготавливаются в различных типах плавильных печей: в отражательных, в тигельных с газовым, нефтяным либо электрическим нагревом или в тигельных индукционных установках.

Для предотвращения горения в процессе плавки и при литье используются специальные флюсы и присадки. Отливки получают путем литья в песчаные, гипсовые и оболочковые формы, под давлением и с использованием выплавляемых моделей.

Деформируемые сплавы

По сравнению с литейными, деформируемые магниевые сплавы отличаются большей прочностью, пластичностью и вязкостью. Они используются для производства заготовок методами прокатки, прессования и штамповки. В качестве термической обработки изделий применяется закалка при температуре 350-410 градусов с последующим произвольным охлаждением без старения.

При нагреве пластические свойства таких материалов возрастают, поэтому обработка магниевых сплавов осуществляется посредством давления и при высоких температурах. Штамповка выполняется при 280-480 градусах под прессами посредством закрытых штампов. При холодной прокатке проводятся частые промежуточные рекристаллизационные отжиги.

При сварке магниевых сплавов прочность шва изделия может быть снижена на отрезках, где выполнялась подварка, из-за чувствительности таких материалов к перегреву.

Сферы применения сплавов с добавления магния

Посредством методов литья, деформации и термической обработки сплавов изготавливаются различные полуфабрикаты – слитки, плиты, профили, листы, поковки и т.д. Эти заготовки используются для производства элементов и деталей современных технических устройств, где приоритетную роль играет весовая эффективность конструкций (сниженная масса) при сохранении их прочностных характеристик. По сравнению с алюминием магний легче в 1,5 раза, а со сталью – в 4,5.

В настоящее время применение магниевых сплавов широко практикуется в авиакосмической, автомобилестроительной, военной и прочих отраслях, где их высокая стоимость (некоторые марки содержат в своем составе достаточно дорогостоящие легирующие элементы) оправдывается с экономической точки зрения возможностью создания более долговечной, быстрой, мощной и безопасной техники, которая сможет эффективно работать в экстремальных условиях, в том числе и при воздействии высоких температур.

Благодаря высокому электрическому потенциалу эти сплавы являются оптимальным материалом для создания протекторов, обеспечивающих электрохимическую защиту стальных конструкций, например, деталей автомобилей, подземных сооружений, нефтяных платформ, морских судов и т.д., от коррозионных процессов, происходящих под воздействием влаги, пресной и морской воды.

Нашли применение сплавы с добавлением магния и в разных радиотехнических системах, где из них изготавливают звукопроводы ультразвуковых линий для задержки электросигналов.

Заключение

Современная промышленность предъявляет все более высокие требования к материалам в отношении их прочности, износостойкости, коррозионной стойкости и технологичности. Использование магниевых сплавов относится к числу наиболее перспективных направлений, поэтому исследования, связанные с поиском новых свойств магния и возможностей его применения, не прекращаются.

В настоящее время использование сплавов на основе магния при создании разнообразных деталей и конструкций позволяет достичь снижения их веса практически на 30% и увеличить предел прочности до 300 Мпа, но, как считают ученые, это далеко не предел для этого уникального металла.

Учёные Красноярска создали алюминиевый сплав повышенной прочности

Изготовлены и протестированы опытные партии листового проката из инновационного материала.

В среду, 14 июля, стало известно, что исследователи Сибирского федерального университета (СФУ) совместно со специалистами компании РУСАЛ добились улучшения физических характеристик алюминиево-магниевых сплавов (магналиев) за счёт добавления скандия. Даже небольшая концентрация этого редкоземельного металла заметно повышает прочность металлических листов из магналиев, сообщает пресс-служба вуза.

Учёные смоделировали режимы горячей и холодной прокатки пластин с долей скандия порядка 0,1-0,12%. Анализ полученных данных показал, что величина суммарного сжатия, приводящего к разрушению образцов, варьируется в пределах 21-30%. Такие характеристики проката свидетельствуют о его высокой прочности и пластичности, что даёт перспективы применения в судостроении и автомобильном производстве.

«Примером новых разработанных нами материалов, являются сплавы 1570 и 1580, в которых содержание скандия составляет не более 0,3 %. Учёные СФУ исследовали режимы плавки и литья крупногабаритных слитков из сплава 1580, а также разработали технологию получения листовых полуфабрикатов разной толщины (от 1 до 13.5 мм) из этого сплава» — отметил профессор кафедры обработки металлов давлением СФУ Сергей Сидельников.

Инновационные сплавы СФУ прошли апробацию на предприятии «РУСАЛ Братск». Заводы «Арконик СМЗ» (Группа Alcoa, США) и «Алюминий Металлург Рус» (АО «АМР») изготовили опытные партии листового проката по технологии СФУ. Качество проката уже получило положительную оценку потенциальных потребителей, в частности Ракетно-космического центра «Прогресс».

Напомним, что учёные Национального государственного исследовательского технологического университета «МИСиС» в партнёрстве с компанией LG Electronics создали новые магниевые сплавы, которые могут использоваться, например, при производстве систем охлаждения бытовой техники, электромобилей и светодиодных панелей.

Физико-химические свойства легированных редкоземельными металлами алюминиево-магниевых сплавов

На правах рукописи

Нарзиев Бахтиёр Шамсиевич

ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ЛЕГИРОВАННЫХ РЕДКОЗЕМЕЛЬНЫМИ МЕТАЛЛАМИ АЛЮМИНИЕВО-МАГНИЕВЫХ

СПЛАВОВ

Специальность: 02.00.04-Физическая химия

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

Душанбе-2010

004602811

Работа выполнена в лаборатории «Коррозионностойкие материалы» Института химии им. В.И. Никитина АН Республики Таджикистан и на кафедре «Машины и аппараты пищевых производств» Технологического университета Таджикистана

Научные руководители: доктор химических наук,

академик АН Республики Таджикистан, профессор Ганиев Изатулло Наврузович

кандидат химических наук Норова Муаттар Турдиевна

Официальные оппоненты: доктор технических наук, профессор

Джураев Тухтасун Джураевич

доктор технических наук, профессор Азизов Бозорали Сатторович

Ведущая организация: Таджикский государственный педагогический университет им. С Айни, кафедра общей и неорганической химии.

Защита диссертации состоится 21 апреля 2010г. в Ю00 часов на заседании диссертационного совета ДМ 047.003.01 при Институте химии им. В.И. Никитина АН Республики Таджикистан по адресу: 734063 г. Душанбе, ул. Айни, 299/2. E-mail: [email protected]

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Института химии им. В.И. Никитина АН Республики Таджикистан.

Автореферат разослан 18 марта 2010г.

Ученый секретарь диссертационного совета, кандидат химических наук

Касымова Г.Ф.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы. Целенаправленное исследование процессов коррозии и разработка эффективных средств защиты металлов, предусматривающие изыскание новых и рациональное использование имеющихся конструкционных материалов, входят в перечень наиболее важных задач. В этой связи возрастает необходимость дальнейшего совершенствования и более широкого использования уже зарекомендовавших себя на лабораторных стадиях и опытно-промышленных испытаниях конкретных научно-технических решений по защите металлов от коррозии.

В промышленности и технике совершенствование методов и средств борьбы с коррозией имеет важное значение не только для снижения экономических потерь от коррозии, но и для обеспечения дальнейшего технического прогресса. По мере расширения сферы и ужесточения условий использования металлов становится всё более очевидным, что с помощью одних только эмпирических методов, даже существенно усовершенствованных, можно решить весьма ограниченный круг задач, и что основой дальнейшего прогресса в той области должны стать фундаментальные исследования процессов коррозии.

Алюминий и его сплавы широко применяются в электротехнике в качестве проводникового материала. Как проводниковый материал алюминий характеризуется высокой электро- и теплопроводностью, малой плотностью, удовлетворительной коррозионной стойкостью в атмосферных условиях. В последние годы для улучшения коррозионной устойчивости алюминиевые сплавы микролегируют редкоземельными металлами,

Цель работы заключается в разработке и оптимизации состава низколегированных электротехнических сплавов на основе систем алюминий-магний-редкоземельный металл, где РЗМ- Бс, У, Ьа, Рг, N(1.

Для достижения поставленной цели были решены следующие задачи: -исследовано влияние добавок кальция и скандия на коррозионно- электрохимические свойства и электропроводимость малолегированных электротехнических сплавов;

-исследовано коррозионно-электрохимическое поведение сплавов А1+0., содержащих РЗМ и влияние малых добавок циркония на электрохимическое поведение алюминия в средах 3%, 0.3% ИаС1 и 0.01н ШОН;

-методом термогравиметрии исследованы механизм и кинетика окисления сплавов А1+0.2%М£, содержащих РЗМ;

Научная новизна выполненных исследований состоит в: -установлении электрохимических характеристик процессов коррозии сплавов А1+0.2%Мд, содержащих РЗМ, кальций и цирконий;

-выявлении механизма действия РЗМ, как эффективной анодной добавки, улучшающей коррозионную стойкость сплавов алюминия с магнием в среде электролита №С1;

-определении влияния концентрации хлор-ионов на скорость коррозии сплавов;

-установлении механизма и кинетических параметров окисления алюми-ниево-магниевых сплавов, легированных РЗМ.

Практическая значимость диссертационной работы заключается в разработке и оптимизации состава проводниковых алюминиево-магниевых сплавов, легированных РЗМ для электротехнической отрасли.

Данная тема входит в государственную программу «Стратегия Республики Таджикистан в области науки и технологий на 2007-2015гг», «Программа использован я научно-технических результатов в промышленности Республики Таджикистан на 2010-2015гг» и в программе переработке первичного алюминия в Республике Таджикистан.

Основные положения, выносимые на защиту: ,

-коррозионно-электрохимические характеристики алюминиево-магниевых сплавов, легированных РЗМ при различных концентрациях хлорида натрия;

-механизм действия РЗМ, как эффективной анодной добавки, улучшающей коррозионную стойкость сплавов алюминия с магнием в среде электролита ИаС1;

-механизм и кинетика окисления твердых алюминиево-магниевых сплавов, легированных РЗМ в атмосфере воздуха;

-разработка состава низколегированных электротехнических сплавов на основе систем алюминий-магний-редкоземельный металл.

Апробация работы. Основные результаты диссертационной работы докладывались на Международной научно-практической конференции «Перспективы развития науки и образования в XXI веке», посвященной 50-летию ТТУ им. М.С. Осими (Душанбе, 2007г.), научно-практической конференции «Достижения химической науки и проблемы её преподавания» (Душанбе,2008г.), Республиканской научно-практической конференции «Инновация – эффективный фактор связи науки с производством» (Душанбе, 2008г.), VI- Нумановском чтении (Душанбе, 2009г.).

Публикации. По теме диссертации опубликовано 9 работ, в том числе 4 статьи в журналах, рекомендованных ВАК РФ и два положительных решения на выдачу малого патента Республики Таджикистан.

Объем и структура работы. Диссертация состоит из введения, обзора литературы, трех глав, выводов, списка литературы и приложений. Работа изложена на 112 страницах компьютерного набора, включая 30 таблиц, 21 рисунок и 85 библиографических ссылок.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении изложены предпосылки и основные проблемы исследования, обоснована актуальность работы, раскрыта структура диссертации.

В первой главе описаны особенности структурообразования и физико-химические свойства алюминиевых сплавов с магнием и РЗМ. Приведены коррозионное и электрохимическое поведение алюминиево-магниевых сплавов и особенности окисления сплавов алюминия с РЗМ.

1.Из обзора литературы следует, что вопросы, связанные с исследованием коррозионной стойкости алюминиевых сплавов, не решены полностью, хотя эта проблема является очень актуальной, так как именно по показателям этой характеристики решается вопрос о применении сплавов в той или иной области.

2. Имеются ограниченные сведения о коррозии сплавов двойных систем алюминий-РЗМ. Нет практических сведений об электрохимическом поведении тройных сплавов систем алюминий-магний – РЗМ.

В сфере указанных проблем вопрос коррозионной стойкости алюминия и его сплавов, как в процессе плавки, так и после является актуальным, так как чистота по металлическим и неметаллическим включениям определяет дальнейшие рабочие и эксплуатационные характеристики материалов. Уменьшение их содержания способствует созданию качественных сплавов и литью деталей из них.

3. Окислению алюминия посвящены многочисленные работы, и незначительная информация имеется о процессах окисления магния и РЗМ. Установлено, что кинетика окисления данных сплавов подчиняется параболическому закону, подробно изучены продукты окисления сплавов и установлена их роль в процессе окисления.

4. Имеющиеся в литературе данные относятся в основном к коррозии алюминия и известных промышленных сплавов с магнием в различных средах. Сведения о коррозионном поведении промышленных алюминиево-магниевых сплавов с участием третьего компонента очень малы, в особенности с РЗМ и элементами подгруппы титана. Имеющиеся сведения в основном относятся к физико-механическим свойствам сплавов.

Имеющийся пробель в этой области требует постановки новых исследований, по изучению свойств сплавов при температурах металлургического производства и в агрессивных средах.

5. На основании вышеизложенного было принято решение исследовать процессы электрохимической коррозии и высокотемпературного окисления алюминиево-магниевого сплава с постоянным содержанием магния равным 0.2мас.%, легированных РЗМ, в частности скандием, иттрием, лантаном, празеодимом и неодимом, а также влияние малых добавок циркония и кальция на электрохимическое поведение низколегированных алюминиево-магниевых сплавов, которые могут использоваться в качестве проводнико-

вых материалов и защитной оболочки силового кабеля.

Коррозионно-электрохимическое поведение сплавов алюминия с магнием и редкоземельными металлами

Методика исследования коррозионно-электрохимических свойств сплавов. Для получения сплавов были использованы: алюминий марки А995 (ГОСТ 110669-74), магний – металлический гранулированный марки х.ч. (ТУ-112-40), промышленная лигатура на основе алюминия, содержащая 2.5 мас.% скандия, иттрий-ИтМ-1(ТУ48-4-208-72), лантан-Ла-ЭО(ОСТ48-295-85), празеодим-ПрМ-1 (ТУ 48-40-215-72), неодим- Не М-2 (ТУ48-40-205-72). Сплавы алюминия были получены в вакуумной печи сопротивления типа СНВ-1.1.1/16ИЗ в атмосфере гелия под избыточным давлением 0,5 мПа. Шихтовка сплавов проводилась с учётом угара металлов. Легирование сплавов лигатурой осуществляли в открытых шахтных печах типа СШОЛ. Состав полученных сплавов выборочно контролировался химическим анализом, а также взвешиванием образцов до и после сплавления. В дальнейшем исследованию подвергались сплавы, у которых разница в весе до и после сплавления не превышала 2% (отн.).

Из полученного расплава для исследования коррозионно- электрохимических свойств отливались цилиндрические образцы диаметром 8- 10мм и длиной 60-100мм, боковая часть которых изолировалась так, что рабочей площадью служил торец электрода. Каждый образец предварительно отшлифовывали, обезжиривали спиртом и погружали в исследуемый раствор №С1 марки ЧДА (ГОСТ 4233-77) для установления без токового потенциала коррозии.

Электрохимические исследования алюминиевых сплавов с магнием и РЗМ проводились на потенциостате ПИ-50-1.1 в потенциодинамическом ре,жиме со скоростью развёртки 2мВ/с и 20мВ/с с выходом на программатор ПР-8 и самозаписыо на ЛКД-4. Температура раствора в ячейке поддерживалась постоянно (20°С) с помощью термостата МЛШ-8. Электродом сравнения служил хлорсеребряный, вспомогательным – платиновый.

При электрохимических испытаниях потенциодинамическим методом образцы поляризовали в положительном направлении от потенциала установившегося при погружении, до резкого возрастания тока в результате пит-тингообразования. Затем поляризовали в обратном направлении до потенциала -1600мВ, в результате чего происходило подщелачивание приэлек-тродного слоя поверхности сплава, наконец, образцы поляризовали вновь в положительном направлении.

Гравиметрический метод. Ускоренные испытания на общую коррозию для получения сравнительных данных по коррозионной стойкости сплавов проводили в соответствии с ГОСТом 9.017-74. Испытания проводили на образцах одинаковых размеров и формы, одного способа подготовки поверхности, одного направления вырезки образца по отношению к направлению литья. Поверхность образцов обезжиривали ацетоном, травили 10%-ным

6

раствором едкого натра при температуре 55°С в течение 1-2 мин. Далее образцы промывали проточной водой, осветляли в 30%-ном растворе азотной кислоты в течение 2-3 минут и вновь промывали в проточной воде, а затем в дистиллированной воде при температуре 70-90°С и высушивали.

Оценку коррозионной стойкости сплавов производили путём взвешивания на аналитических весах с погрешностью не более O.OOOlr до и после испытаний в растворе 3%-ного NaCl +0.1% Н2О2, предварительно удалив продукты коррозии. Удаление продуктов коррозии производили при температуре 95-98°С и выдержке в течение 10-30 мин. в растворе, содержащем 35 мл 85%-ной фосфорной кислоты, 20г хромового ангидрида и 945 мл дистиллированной воды. После удаления продуктов коррозии образцы промывали в проточной воде, затем в дистиллированной воде, сушили в сушильном шкафу при температуре 105±2°С в течение 5 мин., помещали в эксикатор на 24 часа и затем взвешивали.

Коррозионные потери образца (Am) в г/м2 вычисляли по формуле.

Am=mo-m/S, где – ш0 – масса образца до испытания, m – масса образца после удаления продуктов коррозии, S – поверхность образца до испытания, м2.

Скорость коррозии (К) в г/м2- час вычисляли по формуле: К= Am/t- S, где: t – продолжительность испытаний, час. Характер коррозии определялся визуально.

Потенциодинамические исследования коррозионно электрохимического поведения сплава Al+0.2%Mg, легированого скандием, проводили в среде электролита NaCl. Исследования проводились в нейтральной среде 3% раствора NaCl сот чаоно ГОСТу 9.017 – 74, т.е. в имитате морской воды с учётом влияния хлорьд-ионов на коррозионно-электрохимическое поведение алю-миниево-магниевых сплавов, легированных РЗМ., от содержания скандия в среде электролита 3%(х), и 0.3%-ного(хх) №С1

время выдерж- среда содержание скандия, мас.%

ки, мин. – 0.01 0.05 0.1 0.5

0.00 X 1.180 1.150 1.022 0.980 0.978

XX 1.150 0.999 0.945 1.082 1.092

1/8 X 1.152 1.122 1.011 0.964 0.960

XX 1.112 0.943 0.921 1.075 1.065

1/4 X 1.134 1.092 0.990 0.941 0.952

XX 1.092 0.888 0.899 1.045 1.065

1/2 X 1.112 1.082 0.962 0.920 0.936

XX 1.076 0.800 0.846 1.012 1.022

1 X 1.093 1.035 0.946 0.905 0.912

XX 1.052 0.722 0.812 0.982 0.999

2 X 1.082 1.026 0.933 0.890 0.890

XX 1.041 0.700 0.800 0.900 0.962

3 X 1.064 0.985 0.824 0.872 0.880

XX 1.033 0.682 0.780 0.841 0.942

4 X 1.042 0.963 0.815 0.864 0.874

xx 1.026 0.664 0.765 0.810 0.932

5 X 1.024 0.944 0.799 0.820 0.832

XX 1.003 0.653 0.740 0.780 0.860

10 X 1.002 0.900 0.780 0.768 0.800

XX 0.985 0.645 0.712 0.732 0.822

15 X 0.994 0.850 0.748 0.749 0.784

xx 0.982 0.642 0.710 0.732 0.820

20 X 0.974 0.841 0.736 0.738 0.777

XX 0.953 0.635 0.680 0.728 0.780

30 X 0.952 0.786 0.725 0.725 0.765

XX 0.934 0.632 0.660 0.680 0.720

40 X 0.940 0.745 0.712 0.715 0.745

XX 0.903 0.623 0.652 0.672 0.700

50 X 0.942 0.754 0.712 0.714 0.732

XX 0.894 0.628 0.610 0.668 0.690

60 X 0.942 0.745 0.712 0.714 0.732

xx 0.885 0.622 0.610 0.668 0.680

Из таблицы видно, что как для исходного сплава, так и для всех легированных сплавов независимо от состава электролита и времени характерно

8

резкое смещение потенциала свободной коррозии в положительную область в начальном этапе.

При этом, если у нелегированного сплава стабилизация потенциала свободной коррозии наблюдается в течение 40 минут, то у легированных сплавов это происходит в течение 20-30 минут, что свидетельствует об относительно высокой их пассивации под воздействием добавок скандия. Наибольший сдвиг потенциала наблюдается у сплава содержащего 0.05мас.% скандия.

Потенциал свободной коррозии сплавов исследовался также в зависимости от концентрации электролита. С уменьшением концентрации хлор-ионов в 10 раз потенциал свободной коррозии растёт, что свидетельствует о снижении коррозионной активности среды. Такая закономерность наблюдается и у алюминиево-машиевых сплавов легированных иттрием, лантаном, празеодимом и неодимом.

Влияние иттрия и лантана на электрохимические характеристики сплава А1+0.2% Ма. Известно, что благодаря целому ряду свойств, иттрий нашёл применение в промышленности, металлургии, электронике и т.д. В связи с этим, представляло интерес исследования коррозионного поведения алюминиево-магниевого сплава, легированного иттрием. Исследования проводились по вышеприведённой методике, на образцах сплавов при естественной аэрации в условиях полного погружения образцов в исследуемый раствор ИаС1 при температуре 20°С. Результаты испытаний представлены в табл. 2.

Закономерность изменения потенциала свободной коррозии в среде 3% -ного раствора №С! аналогично предыдущему сплаву. Отличие заключается в том, что здесь наблюдается ещё больший сдвиг в область положительных потенциалов, который относится к сплаву, содержащему 0.5 мас.% иттрия. Такую тенденцию можно наблюдать у данных сплавов и в среде 0.3%-ного раствора №С1.

Из данных табл. 2 можно проследить следующую закономерность; в целом потенциал коррозии смещается в положительную область, однако в интервале исследованных составов имеет место иной характер, т.е. сплав, легированный иттрием -0.05мас.% имеет минимальное значение потенциала коррозии. Дальнейшее повышение концентрации иттрия приведет к росту потенциала коррозии. Потенциалы питтингообразования и репассивации при легировании иттрием сильно не изменяются. Все это сопровождается соответствующим изменением плотности тока и скорости коррозии.

Таким образом, минимальное значение скорости коррозии в указанной среде исследования относится к сплаву, легированному 0.кор К10″3

в А/м2 г/м2-час

исх. сплав 0.940 1.210 0.725 0.800 0.016 5.36

xx 0.880 1.140 0.680 0.750 0.014 4.69

0.01х 0.715 1.080 0.645 0.750 0.014 4.69

xx 0.710 1.004 0.630 0.742 0.011 3.68

У 0.05х 0.712 1.000 0.615 0.745 0.011 3.68

хх 0.705 0.976 0.610 0.720 0.0078 2.60

ОЛх 0.702 1.050 0.610 0.740 0.022 7.37

xx 0.700 1.000 0.600 0.720 0.015 5.03

0.5х 0.690 1.100 0.610 0.736 0.027 9.04

xx 0.644 1.074 0.600 0.715 0.018 6.03

0.01х 0.710 1.200 0.700 0.750 0.013 4.36

xx 0.622 1.090 0.540 0.700 0.012 4.02

0.05х 0.707 1.070 0.680 0.715 0.010 3.35

Ьа хх 0.612 1.015 0.520 0.680 0.0076 2.53

ОЛх 0.728 1.000 0.660 0.700 0.017 5.69

xx 0.618 0.986 0.510 0.630 0.015 5.25

0.5х 0.730 0.985 0.660 0.700 0.022 7.37

xx 0.618 0.950 0.510 0.610 0.020 6.70

Рассчитанная из катодных ветьей потенциодинамических кривых скорость коррозии показывает, что добавки лантана до 0.св.кор -Е -F мъо -F 1 ¡чч: *кор К10″3

ние РЗМ в А/м2 г/м2-час

исх. сплав 0.940 1.210 0.725 0.800 0.016 5.36

xx 0.880 1.140 0.680 0.750 0.014 4.69

0.01х 0.825 1.164 0.722 0.780 0.015 5.25

xx 0.715 1.060 0.680 0.740 0.015 5.02

Рг 0.05х 0.705 1.120 0.722 0.780 0.009 3.02

xx 0.655 1.018 0.660 0.740 0.0075 2.50

ОЛх 0.710 1.088 0.720 0.760 0.014 4.69

xx 0.650 1.000 0.660 0.770 0.012 4.02

05х 0.730 1.000 0.720 0.760 0.021 7.03

xx 0.640 0.983 0.650 0.720 0.018 6.03

0.01х 0.860 1.150 0.700 0.760 0.015 5.02

xx 0.648 1.030 0.660 0.740 0.012 4.02

0.05х 0.765 1.080 0.680 0.745 0.0089 3.00

Nd xx 0.630 0.930 0.650 0.735 0.072 2.41

ОЛх 0.854 1.160 0.680 0.740 0.013 4.36

xx 0.750 0.900 0.699 0.720 0.010 3.35

0.5х 0.865 1.168 0.660 0.740 0.019 6.36

xx 0.760 0.890 0.636 0.720 0.017 5.69

С ростом концентрации празеодима, и с увеличением времени сплавы характеризуются равномерным смещением потенциала свободной коррозии в положительную область. Независимо от состава, потенциалы свободной коррозии у всех сплавов к 40-60 минутам приобретают постоянное значение. Так, после 1ч выдержки в 3%-ном растворе ИаС1 потенциал свободной коррозии нелегированного сплава равняется -0.940В, а у сплава, содержащего 0.5% Рг, -0.730В. Подобная тенденция имеет место во всех исследованных средах.

Как видно, при легировании алюминиево-магниевого сплава празеодимом до 0.05мас.%, наблюдается смещением потенциала коррозии в положительную область. Потенциалы питтингообразования и репассивации при этом остаются неизменными. Тенденция смещения в положительную область при легировании празеодимом характерна и для потенциала свободной коррозии. Оптимальный состав коррозионностойких сплавов соответствует сплаву алюминия с магнием, легированного 0.05мас.% празеодимом.

Коррозионно-электрохимическое поведение сплавов, исследовалось так же от концентрации КаС1., легированного редкоземельными металлами в среде 3%-ного ИаС!

легирующий элемент содержание РЗМ, мас.%

0.0 0.01 0.05 0.10 0.50

скандий 0.725 0.710 0.610 0.620 0.660

иттрий 0.725 0.645 0.615 0.610 0.610

лантан 0.725 0.700 0.680 0.660 0.660

празеодим 0.725 0.722 0.722 0.720 0.720

неодим 0.725 0.700 0.680 0.680 0.660

Таблица 5

Влияние РЗМ на скорость коррозии (К- 10″3,г/м2 • час) сплава А1+0.2% Mg,

в среде 3%-ного №С1

легирующий элемент содержание РЗМ, мас.%

0.0 0.01 0.05 0.10 0.50

скандий 5.36 5.03 3.68 4.91 5.79

иттрий 5.36 4.69 3.60 7.37 9.04

лантан 5.36 4.36 3.35 5.69 7.37

празеодим 5.36 5.25 3.02 4.69 7.03

неодим 5.36 5.02 3.00 4.36 6.36

С ростом концентрации неодима потенциалы коррозии, питтингообразования и репассивации смещаются в более положительную область. Если сравнить полученные данные для обеих концентраций электролита, то можно выявить, что при более агрессивной среде (3% КаС1) сплавы имеют более отрицательные значения потенциалов и соответственно большее значение скорости коррозии. сплава в среде электролита 3% и 0.3%-ного ИаС!.

Рассчитанная из катодных ветвей потенциодинамических кривых скорость коррозии показывает, что добавки неодима в пределах 0,01- 0.05мас.% уменьшают скорость коррозии в 1.5-2 раза. Дальнейшее увеличение концентрации легирующего элемента нецелесообразно, так как способствует росту скорости коррозии, что согласуется с характером расположения анодных кривых сплавов в исследованных средах.

В целом, уменьшение концентрации испытуемого раствора ИаС1 способствует смещению потенциалов в более положительную область. Например, потенциал репассивации (как наиболее воспроизводимая характеристи-

ка) у сплава с добавкой 0.5мас.% неодима соответствует значениям – 0.720В, -0.650В в средах 3.0 и 0.3%-ного растворов №01, соответственно.

При анодной поляризации возрастает адсорбция анионов-активаторов и при достижении некоторого потенциала, который называется потенциалом питтингообразования (Еп.0), происходит местное нарушение пассивности-пробой пленки и наступает точечная коррозия. Величина потенциала питтингообразования является показателем склонности металлов к точечной коррозии: чем меньше (отрицательнее) потенциал питтингообразования, тем выше склонность сплава к точечной коррозии.

Что касается алюминиево-магниевых сплавов, легированных РЗМ, то результаты, приведённые в табл. 4 показывают, что с увеличением концентрации РЗМ до 0.05мас% питтингоустойчивость сплавов увеличивается, о чём свидетельствует смещение потенциала питтингообразования в более положительную область. В этом плане более перспективными являются сплавы, легированные скандием и иттрием.

Результаты исследования зависимости скорости коррозии алюминиево-магниевых сплавов, легированных РЗМ от концентрации последнего в среде 3%-ного №С1 представлены в табл. 5. Данные показывают, что с увеличением концентрации РЗМ до 0.05мас.% наблюдается резкое снижение скорости коррозии, дальнейшее повышение концентрации легирующего компонента несколько увеличивает скорость коррозии сплавов.

Повышение коррозионной стойкости сплавов, содержащих до 0.05 мас.% РЗМ объясняется, на наш взгляд, их растворимостью в сплаве и образованием защитной плёнки на поверхности образцов, отличающихся отсутствием дефектов и устойчивостью к хлор-ионам.

Разработка состава низколегированных электротехнических сплавов с участием скандия и циркония

Полученные результаты позволили выявить, что при разработке электротехнических сплавов представляется перспективным использование микродобавок поверхностно- активных элементов, обладающих большой химической активностью к газообразующим компонентам сплавов и являющихся одновременно раскислителями и модификаторами. К ним относятся кальций, скандий и цирконий.

Результаты исследования влияния кальция и скандия на электрохимические характеристики исходного сплава А1+0.1М§+0.057г представлены в табл. 6-7. В 3%-ном растворе №С1 сплавы, легированные отдельно кальцием и скандием, характеризуются более отрицательным потенциалом свободной коррозии, чем исходный сплав. Потенциалы свободной коррозии сплавов, совместно легированных кальцием и скандием, более положительны.

А1+0.ШЕ+0.(ШГ 0.805 1.32 0.69 0.30 0.16

– 0.05 0.850 1.32 0.69 0.25 0.15

– 0.10 0.855 1.33 0.68 0.23 0.14

– 0.15 0.820 1.29 0.68 0-.0 0.12

0.05 – 0.820 1.32 0.62 Г,20 0.12

0.10 – 0.845 1.33 0.62 С.М7 0.13

0.15 – 0.820 1.29 0.68 0.20 0.12

0.10 0.05 0.730 1.25 0.62 0.15 0.11

0.05 0.10 0.790 1.34 0.65 0.15 0.10

0.05 0.05 0.760 1.30 0.62 0.17 0.12

Потенциалы коррозии сплавов находятся в области пассивного состояния. Показатели питтингостойкости ДЕП0=(ЕСВ.КОР-ЕПО) сплавов, легированных кальцием и скандием, в 2 раза превышают показатели для исходного сплава. Минимальные значения плотности токов полной пассивации и растворения из пассивного состояния приходятся на составы сплавов, содержащих 0.050.10% кальция и скандия.

Электрохимические исследования сплавов в щелочной среде (0.01н ЫаОН) проводили при скорости развёртки потенциала 2мВ/с после установления стационарного потенциала. В щелочной среде происходит увеличите толщины гидроксидной плёнки во времени, что приводит к частичному пассивированию поверхности, смещению потенциала свободной коррозии в сторону положительных значений. Это указывает на электрохимический характер процесса коррозии алюминия и его сплавов в растворах щелочей.

Потенциалы свободной коррозии сплавов устанавливаются в течение 4560 мин, а наиболее значительное смещение их в более положительную пассивную область наблюдается для сплавов, совместно легированных скандием и кальцием (табл.7). В неперемешиваемых растворах лимитирующими стадиями для алюминиевых сплавов является процесс электрохимического растворения металла и диффузия ионов (ОН’) к поверхности электрода с образованием гидроксилов.

Улучшение коррозионной стойкости или одновременное повышение механических и коррозионных свойств может быть достигнуто термической обработкой. Исследуемые сплавы гомогенизировали при 773 К в течение 2.5 ч. с последующей закалкой в холодной воде. + 0.052г 1.27 1.17 0.45 0.36 0.90

– 0.05 1.20 1.12 0.39 0.21 0.82

– 0.10 1.28 1.16 0.38 0.22 0.88

– 0.15 1.26 1.17 0.50 0.25 0.15

0.05 – 1.15 1.11 0.40 0.34 0.82

0.10 – 1.24 1.18 0.48 0.24 0.93

0.15 – 1.20 1.16 0.48 0.26 1.08

0.10 0.05 1.25 1.29 0.40 0.22 0.78

0.05 0.10 1.19 1.17 0.35 0.21 0.91

0.05 0.05 1.15 1.11 0.38 0.18 0.72

Результаты исследования сплавов до и после термообработки представлены в табл. 8. Таким образом, если повышение коррозионной стойкости сплавов в щелочной среде при совместном легировании кальцием и скандием происходит на 20%, то термообработкой можно повысить ее на 30-40% по сравнению с исходным алюминием, что, по-видимому, связано с увеличением растворимости легирующих добавок в алюминии. Проведенные электрохимические исследования были подтверждены измерениями скорости коррозии сплавов гравиметрическим методом. Полученные данные дают возможность целенаправленно и рационально использовать эту перспективную группу металлов при создании новых материалов для электротехнической отрасли.+0.052г – 3.23-10″8 Ом-м в исходном состоянии (табл. 8). После термообработки удельное сопротивление исследуемых сплавов повышается за счет увеличения растворимости легирующих добавок.

Таблица 8

Влияние термической обработки и содержание кальция и скандия на удельное сопротивление низколегированного алюминиевого сплава А1+0.1М§+0.052г

содержание компонентов, мае. % XI, Омм, 10″8

Са 8с исходный сплав после термообработки

А1 2.86 -

А1+0.1МЙ + 0.052г 3.23 3.38

– 0.05 ЗЛО 3.20

– 0.10 3.17 3.24

– 0.15 3.22 3.23

0.05 – 3.26 3.53

0.10 – 3.70 3.63

0.15 – 3.06 3.23

0.10 0.05 3.78 4.18

0.05 0.10 3.14 3.54

0.05 0.05 3.09 3.37

На основе алюминия и его низколегированных сплавов разработаны новые материалы для изделий электротехнической промышленности. Полученные сплавы отличаются повышенной коррозионной стойкостью и удовлетворительной электропроводимостью.

Исследование влияния редкоземельных металлов на кинетику окисления алюминиево-магниевых сплавов

Для исследования кинетики окисления твердых сплавов использовали метод термогравиметрии, основанный на непрерывном взвешивании образцов при постоянной температуре до завершения реакции. Для измерения температуры использовалась платина – платинородиевая термопара. Изменение веса фиксировали по растяжению пружины с помощью катетометра КМ-8. Исследование проводили в атмосфере воздуха.

Влияние скандия на кинетику окисления сплавов А1 +0.2% Ме и АМгб. Для исследования влияния скандия на кинетику окисления твердых сплавов алюминия, содержащих 0.2 и 6.0мас.% магния, были синтезированы серии сплавов с содержанием скандия 0.01,0.05,0.1 и 0.5мас.%.

Результаты исследования представлены в табл. 9 и 10.

Окисление сплава А1+0.2М§, легированного скандием характеризуется резким повышением удельного веса образца в начальном периоде процесса окисления с последующим его замедлением., содержащего 6.0 мас.% магния. Окисление сплава АМгб при температурах 773К, и 873К протекает с высокой скоростью по сравнению со сплавом содержащим 0.2мас.% магния. Истинная скорость окисления в зависимости от температуры изменяется от 0.6110″3 до 0.8910″3 кг/м2 сек. Кажущаяся энергия активации процесса окисления составляет величину 68.56 кДж/моль. Добавки скандия в пределах до 0.5 мас.% снижают окисляемость основного сплава.

Таблица 9

Кинетические и энергетические параметры процесса окисления твердого сплава А1 + 0.2% легированного скандием

содержание 8с в сплаве А1 + 0.2 мас.% температура окисления, К истинная скорость окисления, К10 4, кг/см2-сек кажущаяся энергия активации окисления, кДж/моль

– 773 823 873 4.22 5,31 6.48 74.5

0.01 773 823 873 4.031 4.97 6.31 83.2

0.05 773 823 873 3.79 4.712 6.121 102.3

0.1 773 823 873 3.43 4.47 5.82 118.9

0.5 773 823 873 3.192 4.21 5.63 131.4

Дальнейшее повышение концентрации скандия нецелесообразно, так как уже при концентрации 0.5 мас.% скандия наблюдается рост скорости окисления по сравнению с предыдущими композициями. Если при легировании сплава 0.05 мас.% скандием скорость окисления снижается до 0.48-10″3

кг/м2 сек при температуре 773К, то при этой же температуре и добавке 0.5 мас.% скандия скорость окисления повышается почти до уровня исходного сплава (табл. 10.). Эту закономерность можно отслеживать и по изменению величины кажущейся энергии активации, так как она обратно пропорциональна скорости окисления.

Таблица 10

Кинетические и энергетические параметры процесса окисления твердого алюминиево-магниевого сплава АМгб, легированного скандием

содержание скандия н сплаве АМгб, мас.%. температура окисления, К истинная скорость окисления К10″4, кг/м2- сек кажущаяся энергия активации, кДж/моль

0,0 773 873 6,1 8,9 68,56

0.01 773 873 4,4 7,8 81,1

0.05 773 873 3,8 7,1 95,9

0.1 773 873 ы о 114,2

0.5 773 873 3,4 6,7 117,5

При сравнении результатов исследования обоих сплавов с магнием можно наблюдать, что скорость окисления растет с повышением концентрации магния. Сплавы, содержащие 6.0мас.% магния, характеризуются более высокими значениями скорости окисления. С учетом этого и литературных данных можно предположить, что увеличение концентрации магния приводит к росту скорости окисления алюминия вследствие высокого сродства магния к кислороду.

Учитывая вышеизложенное, далее изучалось влияние редкоземельных металлов только на окисляемость алюминиево-магниевого сплава, содержащего 0.2 мас.% магния.

Влияние иттрия и лантана на кинетику окисления сплава А1+0.2%Мц. Зависимость изменения скорости окисления сплава от содержания легирующего компонента можно проследит по кривым изменения удельного веса во времени, которые приведены на рис 1. Как видно из кинетических кривых, в начальном периоде наблюдается ускоренное протекание процесса окисления с замедлением к 15-20 минутам, вследствие образования оксидного слоя препятствующего доступу кислорода к поверхности реагирования.

Увеличение концентрации иттрия до 0.5мас.% также плавно снижает окисление алюминиево-магниевого сплава. При легировании сплава 0.01-0.05мас.% иттрием значение скорости окисления снижается незначительно. Заметное влияние иттрий оказывает при концентрациях 0.1 и 0.5 мас.%. Если значение скорости окисления сплава, содержащего 0.05мас.% иттрия при температуре 773К равняется 3.61 10’4 кг/м2 -сек., то при этой температуре

значение скорости окисления сплава, легированного 0.5 мас.% иттрием снижается и составляет 2.84-10’4 кг/м2 -сек. Главным условием торможения процесса окисления являются физико-химические и кристаллохимические свойства образующегося оксида. Во-первых, если объём образовавшегося оксида будет меньше объёма сплава, то следует ожидать получения не защищаемой и пористой оксидной плёнки. В этом случае кислород может проникать в глубь и окисление происходит на канале пор, ускоряя её. Если продукт окисления, представляет собой твердые нелетучие вещества, то они отлагаются на внешней поверхности образца, образуя оксидный слой.

При отсутствии пористости диффузия протекает только через твердую фазу.К- 1/Т, для сплавов системы алюминий- магний – лантан показывает, что сплав, содержащий 0.1мас.% лантана имеет наибольшее значение кажущейся энергии активации 136.78 кДж/моль, соответственно минимальное значение скорости окисления 0.1910’3 кг/см2 сек. Остальным сплавам характерно повышенное значение скорости окисления по сравнению с данным сплавом, хотя ниже, чем исход-

20

ного сплава.

Влияние празеодима и неодима на кинетику окисления сплава А1+-0.2%Ма.

Кинетические и энергетические параметры процесса окисления твердого сплава А1 + 0.2% М§, легированного празеодимом и неодимом представлены в табл. 11 и 12.

Из данных таблиц следует, что добавки празеодима и неодима в исследованных пределах температур снижают окисляемость исходного сплава. Наименьшее значение скорости окисления наблюдается при введении 0.5мас.% легирующего компонента.

Таблица 11

Кинетические и энергетические параметры процесса окисления твердого сплава А1 + 0., легированного празеодимом

содержание празеодима, мас.% температура окисления, К скоростьокисления К, кг/см2 сек. кажущаяся энергия активации, кДж/моль

773 4.22-10″4

0.0 823 5.3 МО’4

873 6.48-10″4 74.5

773 3.97- 10’4

0.01 823 5.2 10″4

873 6.29-10’4 88.2

773 3.714-10″4

0.05 823 4.68- 10″4

873 6.14-10″4 97.1

773 3.36- 10″4

0.1 823 4.124- 10″4

873 5.85Ы0″4 108.7

773 2.97- 10″4

0.5 823 3.91-10″4

873 5.59-10″4 126,9

Сравнение полученных данных показывает, что как неодим, так и празеодим оказывают благоприятное воздействие на окисляемость алюминиео-магниевого сплава. Если значение скорости окисления сплава, легированного 0.1мас.% празеодимом при температуре 873К составляет 5.85-10″4 кг/см2-сек., то при этой же температуре скорость окисления сплава, легированного 0.1мас.% неодимом составляет 5.7810-4 кг/см2 •сек. Обобщая полученные результаты, в целом, можно утверждать, что добавки использованных редкоземельных металлов в пределах исследованных составов снижают окисляемость твердого апюминиево-магнигвого сплава в атмосфере воздуха. Это позволит рационально использовать данные металлы, получить сплавы заданных составов и свойств и провести экономную плавку. Как было отме-

чено ранее, исследования продуктов окисления твердых сплавов проводились методом инфракрасной спектроскопии. Исследования показали, что при окислении сплавов образуются как простые, так и сложные оксиды.

Таблица 12

Кинетические и энергетические параметры процесса окисления твердого сплава А1 + 0.2% легированного неодимом

состав сплава, мас.%, остальное-алюминий температура окисления, К скорость окисления, К, кг/см2 сек. кажущаяся энергия активации, кДж/моль

Mg Nd

0.2 0.0 773 823 873 4.22-10″4 5.31-10″4 6.4810″4 74.5

0.2 0.01 773 823 873 3.85- 10’4 5.12’10″4 6.19-10″4 89.27

0.2 0.05 773 823 873 3.64-10″4 4.79-Ю-4 6.09-10″4 98.5

0.2 0.1 773 823 873 3.29-10″4 4.13-10″4 5.78-10″4 112.56

0.2 0.5 773 823 873 2.74-10’4 3.7810″4 5.46110″4 133.31

Образование простых оксидов и взаимодействие между ними зависит от многих факторов, в том числе от температуры, активности компонентов сплава, стандартной теплоты образования, стандартной свободной энергии образования и т.д. Стандартная теплота образования и стандартная свободная энергия образования оксида алюминия в 3 раза, а редкоземельных металлов в 3.5 раза выше, чем оксида магния. С этой позиции можно предположить, что доминирующей фазой в продуктах окисления будет оксид алюминия. В ИК – спектрах продуктов окисления исследованных сплавов систем Al-Mg-P3M частоты поглощения при 455, 470, 598, 680, 640, 685, 790, см”1 относятся к связям А1-0. Эти полосы поглощения чаще всего встречаются в оксидах сплавов алюминия, содержащих минимальное количество (0.01-0.05мас.%) редкоземельных металлов. Частоты 805, 785, 646, 614, 465, 400, 1090, 1385, 1495см”1, по-видимому, относятся к оксидам сложного состава с участием редкоземельных металлов (ШАЮэ, Рг А103, ЬаАЮз).

выводы

1. Потенциодинамическим методом со скоростью развёртки потенциала 2 мВ/с в среде 0.3 и 3.0% электролита NaCl определены основные электрохимические характеристики сплавов систем Al-Mg-P3M, где РЗМ – (Sc, Y, La, Pr, Nd).

2. Изучение коррозионно-электрохимического поведения алюминиево-магниевых сплавов, легированных редкоземельными металлами показало, что добавки РЗМ до 0.05мас.%, независимо от состава электролита, уменьшают скорость коррозии исходного сплава. Дальнейшее легирование исходного сплава редкоземельными металлами приводит к росту скорости коррозии.

3. Исследованием влияния хлор-ионов на электрохимические характеристики сплавов Al+0.2Mg легированных редкоземельными металлами установлено, что уменьшение концентрации хлор-ионов способствует снижению скорости коррозии сплавов и сдвигу электродных потенциалов в более положительную область.

4. Установлены закономерность и механизм влияния редкоземельных металлов на окисляемость алюминиево-магниевого сплава, содержащего

0.2.ас.%магния. Скорость окисления сплавов имеет порядок 10’3 и 10″4 кг/м2-сек.. Малые добавки редкоземельных металлов (до 0.1мас.%) уменьшают окисляемость исходного сплава.

5. Разработан состав низколегированных проводниковых сплавов с добавками редкоземельных металлов, кальция, циркония для электротехнической отрасли. Разработанные сплавы отличаются повышенной коррозионной стойкостью и удовлетворительной электропроводностью. Сплавы защищены малыми патентами Республики Таджикистан. Ожидаемый экономический эффект при использовании разработанного сплава в качестве оболочки силового кабеля составляет 533,8 $ США на 1000м.

Основные результаты диссертации изложены в следующих публикациях:

1. Ганиев И.Н., Нарзиев Б.Ш., Сафаров А. М. Влияние малых добавок циркония и его аналогов на электрохимическое поведение алюминия. //Доклады АН Республики Таджикистан, 2007.Т.50. №3. С. 255-260.

2. Нарзиев Б.Ш., Ганиев И.Н., Сафаров A.M., Эшов Б.Б. Окисление твердого алюминиево-магниевого сплава АМгб, легированного скандием. //Доклады АН Республики Таджикистан, 2008. Т.50. №7. С.541-543.

3. Нарзиев Б.Ш., Баротов P.O., Ганиев И.Н. Потенциодинамическое исследование низколегированных электротехнических сплавов. //Доклады АН Республики Таджикистан, 2008. Т.51.№10. С.750-754.

4. Нарзиев Б.Ш., Ганиев И.Н., Бердиев А.Э. Кинетика окисления сплава Al+0.2Mg, легированного скандием. /Материалы республиканской науч-но-пракш :еской конференции «Инновация – эффективный фактор

связи науки с производством». Душанбе: Деваштич, 2008. С. 194-196.

5. Максудова М.С., Норова М.Т., Ганиев И.Н., Баротов, P.O. Нарзиев Б.Ш. Влияние щёлочноземельных металлов на коррозию алюминиево-магниевых сплавов./ Материалы научно- практической конференции «Достижения химической науки и проблемы её преподавания», Душанбе: Эрграф, 2008. С.78-84.

6. Нарзиев Б.Ш., Ганиев И.Н., Эшов Б.Б. Окисление твердого алюминиево-магниевого сплава AI+0.2% Mg, легированного лантаном. / Материалы VI Нумановских чтений. Душанбе: Дониш, 2009г. С.162-164.

7. Ганиев И.Н., Нарзиев Б.Ш., Эшов Б.Б., Норова М.Т., Сафаров A.M., Обидов З.Р. Сплав на основе алюминия. Положительное решение о выдаче малого патента Республики Таджикистан по заявке №1000408 от 14.01.2010г.

8. Ганиев И.Н., Нарзиев Б.Ш., Эшов Б.Б., Обидов З.Р., Норова М.Т. Сплав на основе алюминия. Положительное решение о выдаче малого патента Республики Таджикистан по заявке №1000409 от 14.01.2010г.

9. Нарзиев Б.Ш., Ганиев И.Н., Ганиева Н. И., Коррозия электротехнических сплавов на основе системы Al-Mg-Sc. //Журнал прикладной химии. 2010. (прошло рецензирование и принято к опубликованию).

Разрешено к печати 10.03.2010г. Сдано в печать. 12.03.2010г. Формат 60×84 У16 Бумага офсетная. Объем 1,5 п.л. Тираж 100 экз. Заказ № 48

Типографии ТГПУ им.С.Айни г.Душанбе пр.Рудаки 121

Магний против алюминия, или почему Samsung Galaxy S7, сделанный из магния, будет потрясающим

И вот снова это время года – время распространения слухов, спекуляций, оценок и предсказаний, касающихся того, какой будет следующая модель Samsung Galaxy. И слухи, вращающихся вокруг январского анонса Samsung Galaxy S7, уже работают на полную катушку. Насколько потрясающим будет телефон? Будут ли у него радикально улучшенные характеристики?

Как это будет сделано? Будет ли он способен стрелять лазерными лучами и проектировать голограммы в воздухе? Эти вопросы сейчас у многих в голове. На них мы попробуем ответить с помощью нашей богатой коллекции слухов о Samsung Galaxy S7.

Samsung Galaxy S7

Среди множества слухов о Galaxy S7 есть один, который говорит о том, что следующий флагман от Samsung будет немного отличаться с точки зрения дизайна. Новая модель будет сделана из стекла и металла, как и Galaxy S6. Но для внешней рамки телефона вместо алюминия будет использован магниевый сплав. Материал, вероятно, будет использован и внутри устройства, как часть его внутренней структуры. Если это окажется правдой, то будет просто потрясающе, и для этого есть несколько причин, о которых мы расскажем дальше.

Итак, что такое магний?

Магний – щёлочноземельный металл с атомным номером 12. Это блестящий серый твёрдый с многочисленными свойствами часто используют в тех случаях, когда требуется сияющий, прочный материал. Однако, сам по себе магний точно не подходит для использования в потребительских продуктах, так как он очень реактивный. Мы не хотим, чтобы наши гаджеты легко поддавались коррозии или внезапно воспламенялись, не так ли? Именно поэтому для создания различных наиболее практичных сплавов магний смешивают с другими элементами, в том числе с алюминием или цинком. Например, корпус некоторых премиум-ноутбуков, цифровых камер, и даже некоторых сотовых телефонов изготовлен из магниевого сплава. Детали, сделанные из такого сплава, также используются в конструкциях самолётов, ракет, высокопроизводительных и других машин, где снижение веса имеет важное значение.

Магний

Почему же магниевые сплавы лучше алюминиевых?

Есть несколько различий между магниевыми сплавами и алюминиевыми. Начнём с того, что первые более лёгкие. Корпус Galaxy S6, например, выполнен из 6013 алюминиевого сплава, который имеет плотность 2,71 г/см³ (0,0979 фунта/дюйм³). Плотность 7000-серии алюминия, используемого в iPhone 6s ещё больше. Для сравнения, магниевые сплавы имеют плотность около 1,8 г/см³ (0,065 фунта/дюйм³). Эти запутанные цифры означают, что магниевые сплавы примерно на 33% легче, чем алюминиевые аналоги. Это в значительной степени влияет на общий вес продукта, которым мы пользуемся. Большинство из нас не против более лёгкого Galaxy S7, не так ли?

Несмотря на то что магниевые сплавы легче, они похожи на (если не лучше, чем) алюминиевые с точки зрения механических характеристик. Они могут быть такими же прочными и долговечными. Они также хорошо рассеивают тепло. Такие сплавы очень хорошо переносят вибрации и удары. Они имеют меньшее влияние на передачу радиоволн. В дополнение ко всему этому, легче сделать структурные элементы, такие как корпус телефона или рамку, из магниевых сплавов, так как они имеют благоприятные механические свойства и низкую точку плавления.

Если магниевые сплавы такие потрясающие, где же они были все это время?

Камера Samsung NX1 имеет корпус, выполненный из магниевого сплава

Исторически, алюминий быстрее набрал популярность, так как этот металл отлично подходит для всего, от банки для газировки до автомобильных двигателей. Он был лёгким, прочным, подходящим для переработки, а усовершенствованные технологии сделали его ещё и дешёвым. Применение магния для коммерческих целей началось намного позже, но сейчас популярность материала находится на подъёме, так как его экономическая эффективность приближается к алюминию. С одной стороны, магниевое сырье по-прежнему намного дороже, чем алюминий, но с другой, машинам легче сделать его сплав, поэтому он экономически эффективен, как и алюминий.

Этот магний в Samsung Galaxy S7 будет потрясающим!

Не так быстро, ковбой! Слухи – это всего лишь слухи, и должны рассматриваться как таковые, особенно когда у нас нет никаких фактических доказательств. Тем не менее шансы на то, что мы увидим Galaxy S7, изготовленный из магниевого сплава, достаточно велики. Материал далёк от экзотики, и может быть получен в больших количествах, а его преимущества по сравнению с алюминием дадут следующему флагману Galaxy ещё одно достоинство. Кроме того, мы уже видели не так уж мало гаджетов из магния: планшеты Microsoft Surface, OnePlus 2 и Oppo R1, все имеют корпусы из магниевого сплава. Samsung тоже не привыкать к материалу, так как его цифровая камера NX1 может похвастаться крепким магниевым телом. Поэтому Samsung Galaxy S7, сделанный из магния, не станет сюрпризом. Это может стать следующим шагом в эволюции дизайна устройств линейки Galaxy. Как может выглядеть такой телефон показано на неофициальных изображениях, представленных ниже.

Шасси Samsung Galaxy S7 Шасси Samsung Galaxy S7 Шасси Samsung Galaxy S7

Автор статьи

Работаю журналистом в Интернете или в печати с 2012 года и пришла в DoitDroid в 2020 году.

Написано статей

5000 серия алюминиевых сплавов | Алюминиево-магниевый сплав

Класс алюминиевого сплава Применение
Алюминиевый сплав 5083 Алюминиевый сплав 5083 высокую коррозионную стойкость деталей с хорошей свариваемостью, используемые для изготовления частей морского корабля, автомобильных деталей, деталей для сварки листового металла самолета, сосудов высокого давления, холодильного оборудования, телевизионной башни, бурового оборудования, транспортного оборудования, ракетных компонентов, военной брони и т.д. Запрос
Алюминиевый сплав 5052 Алюминиевый сплав 5052 обладает хорошими характеристиками формования, хорошей коррозионной стойкостью, а также выносливостью. Алюминиевый сплав 5052 идеально подходит для изготовления авиационного топливного бака, масляных насосно-компрессорных труб, деталей из листового металла для транспортных средств, деталей для судостроения из листового металла, измерительного прибора, заклепок, металлоконструкций, корпуса электроприборов и т.д. Запрос
Алюминиевый сплав 5A06 Алюминиевый сплав 5А06 используется для изготовления сварной конструкции, холодных кузнечных деталей, деталей для перевозки грузов в контейнерах, поверхности самолета. Запрос
Алюминиевый сплав 5050 Алюминиевый сплав 5050 используется для изготовления алюминиевого металлического листа в качестве холодильного вкладыша, автомобильной трубы, нефтепровода и сельскохозяйственной оросительной трубы; также используется для изготовления металлических проволок, толстой пластины, труб из алюминиевого сплава, стержней из алюминиевых сплавов, фасонных профилей из алюминиевого сплава и т.д. Запрос
Алюминиевый сплав 5056 Алюминиевый сплав 5056 используется для изготовления кабельных муфт, заклепок, молний, гвоздей; проволоки с алюминиевым покрытием, используется для переработки покрытий для сельскохозяйственных насекомых, а также для изготовления изделий из коррозионно-стойкого алюминиевого сплава. Запрос
Алюминиевый сплав 5086 Алюминиевый сплав 5086 используется для производства изделий из алюминиевого сплава с высокой коррозионной стойкостью и хорошей свариваемостью, таких как морские корабли, автомобили, самолеты, криогенное оборудование, телевизионные башни, буровое оборудование, транспортное оборудование, ракетные компоненты, колоды и т.д. Запрос
Алюминиевый сплав 5154 Алюминиевый сплав 5154 используется для изготовления сварных конструкций, технологических резервуаров, транспортных цистерн, сосудов под давлением, морских сооружений и морских установок. Запрос
Алюминиевый сплав 5182 Лист алюминиевого сплава 5182 подходит для изготовления крышек для напитков, панелей кузова, рулевого колеса, деталей для укрепления автомобилей, кронштейнов и т.д. Запрос
Алюминиевый сплав 5252 Алюминиевый сплав 5252 используется для изготовления высокопрочных декоративных деталей, таких как автомобильные декоративные детали. После обработки анодным окислением на поверхности алюминиевого сплава будет слой яркой прозрачной оксидной пленки. Запрос
Алюминиевый сплав 5254 Алюминиевый сплав 5254 используется для изготовления контейнера для перекиси водорода и других химических контейнеров. Запрос
Алюминиевый сплав 5356 Алюминиевый сплав 5356 используется для изготовления сварочных стержней из сплава алюминия и сплавов с содержанием магния выше 3%. Запрос
Алюминиевый сплав 5454 Алюминиевый сплав 5454 используется для изготовления сварных конструкций, контейнеров давления, трубопровода морского объекта. Запрос
Алюминиевый сплав 5456 Алюминиевый сплав 5456 используется для изготовления бронированной плиты, высокопрочной сварной конструкции, резервуара для хранения, сосуда высокого давления, судостроительных материалов. Запрос
Алюминиевый сплав 5457 Алюминиевый сплав 5457 применяется для изготовления автомобильных декоративных деталей с полировкой и обработкой анодированием. Запрос
Алюминиевый сплав 5652 Алюминиевый сплав 5652 используется для изготовления перекиси водорода и других резервуаров для хранения химических веществ. Запрос
Алюминиевый сплав 5657 Алюминиевый сплав 5657 используется для изготовления автомобильных декоративных деталей с полировкой и обработкой анодированием. Во время обработки мы должны обеспечить тонкую кристаллическую структуру материала из алюминиевого сплава. Запрос
Алюминиевый сплав 5A02 Алюминиевый сплав 5А02 подходит для изготовления масляного резервуара и масляного трубопровода, сварочной проволоки, заклепок, конструкционных деталей корабля. Запрос
Алюминиевый сплав 5A03 Алюминиевый сплав 5А03 используется для изготовления сварных конструкций средней прочности, холодных кузнечных деталей, сварных контейнеров, сварочных проволок. Алюминиевый сплав 5А03 можно использовать для замены алюминиевого сплава 5А02. Запрос
Алюминиевый сплав 5A05 Алюминиевый сплав 5А05 применяется для изготовления сварной конструкции, поверхности и рамы самолета. Запрос
Алюминиевый сплав 5A12 Алюминиевый сплав 5А12 можно использовать для изготовления сварной конструкции, пуленепробивного настила. Запрос

Алюминиево-магниевый сплав | АМЕРИКАНСКИЕ ЭЛЕМЕНТЫ ®

РАЗДЕЛ 2. ИДЕНТИФИКАЦИЯ ОПАСНОСТИ

Классификация вещества или смеси в соответствии с 29 CFR 1910 (OSHA HCS)
Вещество не классифицируется в соответствии с Согласованной на глобальном уровне системой (GHS).
Опасности, не классифицируемые иным образом
Данные отсутствуют
Элементы маркировки GHS
НЕТ
Пиктограммы опасности
НЕТ
Сигнальное слово
НЕТ
Формулировки опасности
НЕТ
Классификация WHMIS
Не контролируется
Система классификации
Рейтинги HMIS (шкала 0-4)
(Система идентификации опасных материалов)
Здоровье (острые эффекты) = 0
Воспламеняемость = 0
Физическая опасность = 0
Другие опасности
Результаты оценки PBT и vPvB
PBT:
Н / Д
vPvB:
НЕТ

РАЗДЕЛ 3.СОСТАВ / ИНФОРМАЦИЯ ОБ ИНГРЕДИЕНТАХ

Вещества

Номер CAS / Название вещества:
7429-90-5 Алюминий
Идентификационный номер (а):
Номер ЕС:
231-072-3

Номер CAS / Название вещества:
7439-95-4 Магний
Идентификационный номер (а):
Номер ЕС:
231-104-6

РАЗДЕЛ 4. ПЕРВАЯ ПОМОЩЬ

Описание мер первой помощи
Общие сведения
Никаких специальных мер не требуется.
При вдыхании:
В случае жалоб обратитесь за медицинской помощью.
При попадании на кожу:
Обычно продукт не раздражает кожу.
При попадании в глаза:
Промыть открытый глаз под проточной водой в течение нескольких минут. Если симптомы не исчезнут, обратитесь к врачу.
При проглатывании:
Если симптомы не исчезнут, обратиться к врачу.
Информация для врача
Наиболее важные симптомы и воздействия, как острые, так и замедленные
Данные отсутствуют
Указание на необходимость немедленной медицинской помощи и специального лечения
Данные отсутствуют

РАЗДЕЛ 5.МЕРЫ ПОЖАРОТУШЕНИЯ

Средства пожаротушения
Надлежащие средства тушения
Специальный порошок для пожаротушения металла. Не используйте воду.
Средства пожаротушения, непригодные из соображений безопасности
Вода
Особые опасности, исходящие от вещества или смеси
При пожаре могут образоваться следующие вещества:
Дым оксида металла
Рекомендации для пожарных
Защитное снаряжение:
Нет специальных мер требуется.

РАЗДЕЛ 6.МЕРЫ ПРИ СЛУЧАЙНОМ ВЫБРОСЕ

Меры личной безопасности, защитное снаряжение и порядок действий в чрезвычайной ситуации
Не требуется.
Меры по защите окружающей среды:
Не допускайте попадания материала в окружающую среду без официального разрешения.
Методы и материалы для локализации и очистки:
Подобрать механически.
Предотвращение вторичных опасностей:
Никаких специальных мер не требуется.
Ссылки на другие разделы
См. Раздел 7 для получения информации о безопасном обращении.
См. Раздел 8 для получения информации о средствах индивидуальной защиты.
Информацию об утилизации см. В Разделе 13.

РАЗДЕЛ 7. ОБРАЩЕНИЕ И ХРАНЕНИЕ

Обращение
Меры предосторожности при обращении
Держать контейнер плотно закрытым.
Хранить в сухом прохладном месте в плотно закрытой таре.
Информация о защите от взрывов и пожаров:
Никаких специальных мер не требуется.
Условия безопасного хранения с учетом несовместимости
Требования, предъявляемые к складским помещениям и таре:
Особых требований нет.
Информация о хранении в одном общем хранилище:
Не хранить вместе с кислотами.
Хранить вдали от окислителей.
Дополнительная информация об условиях хранения:
Держать емкость плотно закрытой.
Хранить в прохладных, сухих условиях в хорошо закрытых емкостях.
Конечное использование
Нет данных

РАЗДЕЛ 8. КОНТРОЛЬ ВОЗДЕЙСТВИЯ / ЛИЧНАЯ ЗАЩИТА

Дополнительная информация о проектировании технических систем:
Дополнительных сведений нет; см. раздел 7.
Параметры контроля
Компоненты с предельными значениями, требующие контроля на рабочем месте:
7429-90-5 Алюминий (100,0%)
PEL (США)
Долгосрочное значение: 15 *; 15 ** мг / м 3
* Общая пыль; ** Вдыхаемая фракция
REL (США)
Долгосрочное значение: 10 * 5 ** мг / м 3
* Общая пыль ** Вдыхаемая фракция
TLV (США)
Долгосрочное значение: 1 * мг / м 3
как Al; * в виде вдыхаемой фракции
EL (Канада) Долгосрочное значение: 1,0 мг / м 3
металл и нерастворимые соединения, вдыхаемые
EV (Канада) Долгосрочное значение: 5 мг / м 3
алюминийсодержащий ( как алюминий)
Дополнительная информация:
Нет данных
Средства контроля за опасным воздействием
Средства индивидуальной защиты
Соблюдайте типичные меры защиты и гигиены при обращении с химическими веществами.
Поддерживайте эргономичную рабочую среду.
Дыхательное оборудование:
Не требуется.
Защита рук:
Не требуется.
Время проницаемости материала перчаток (в минутах)
Нет данных
Защита глаз:
Защитные очки
Защита тела:
Защитная рабочая одежда.

РАЗДЕЛ 9. ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА

Информация об основных физических и химических свойствах
Внешний вид:
Форма: Твердое вещество в различных формах
Цвет: Серебристый
Запах: Без запаха
Порог запаха: Данные отсутствуют.
pH: нет данных
Точка плавления / интервал плавления: 660,4 ° C (1221 ° F)
Точка кипения / интервал кипения: 2519 ° C (4566 ° F)
Температура сублимации / начало: данные отсутствуют
Воспламеняемость (твердое, газ)
Нет данных.
Температура возгорания: данные отсутствуют
Температура разложения: данные отсутствуют
Самовоспламенение: данные отсутствуют.
Взрывоопасность: данные отсутствуют.
Пределы взрываемости:
Нижний: данные отсутствуют
Верхние: данные отсутствуют
Давление пара: нет данных
Плотность при 20 ° C (68 ° F): 2.7 г / см 3 (22,532 фунта / галлон)
Относительная плотность
Данные отсутствуют.
Плотность пара
Н / Д
Скорость испарения
Н / Д
Растворимость в воде (H 2 O): Нерастворимый
Коэффициент распределения (н-октанол / вода): данные отсутствуют.
Вязкость:
Динамическая: нет
Кинематическая: нет
Другая информация
Нет данных

РАЗДЕЛ 10. СТАБИЛЬНОСТЬ И РЕАКЦИОННАЯ СПОСОБНОСТЬ

Реакционная способность
Сведения не доступны
Химическая стабильность
Стабилен при рекомендуемых условиях хранения.
Термическое разложение / условия, которых следует избегать:
Разложения не происходит при использовании и хранении в соответствии со спецификациями.
Возможность опасных реакций
Реагирует с сильными окислителями
Условия, которых следует избегать
Данные отсутствуют
Несовместимые материалы:
Кислоты
Окисляющие вещества
Опасные продукты разложения:
Дым оксида металла

РАЗДЕЛ 11. ТОКСИКОЛОГИЧЕСКАЯ ИНФОРМАЦИЯ

Информация о токсикологическом воздействии
Острая токсичность:
Эффекты неизвестны.
Значения LD / LC50, относящиеся к классификации:
Нет данных
Раздражение или разъедание кожи:
Может вызывать раздражение
Раздражение или разъедание глаз:
Может вызывать раздражение
Сенсибилизация:
Сенсибилизирующие эффекты неизвестны.
Мутагенность зародышевой клетки:
Эффекты неизвестны.
Канцерогенность:
ACGIH A4: Не классифицируется как канцероген для человека: Недостаточно данных для классификации агента с точки зрения его канцерогенности для людей и / или животных.
Репродуктивная токсичность:
Реестр токсических эффектов химических веществ (RTECS) содержит репродуктивные данные для этого вещества.
Специфическая системная токсичность, поражающая отдельные органы-мишени – многократное воздействие:
Эффекты неизвестны.
Специфическая системная токсичность, поражающая отдельные органы-мишени – однократное воздействие:
Эффекты неизвестны.
Опасность при вдыхании:
Воздействие неизвестно.
От подострой до хронической токсичности:
Реестр токсических эффектов химических веществ (RTECS) содержит данные о токсичности при многократных дозах этого вещества.
Дополнительная токсикологическая информация:
Насколько нам известно, острая и хроническая токсичность этого вещества полностью не изучена.

РАЗДЕЛ 12. ЭКОЛОГИЧЕСКАЯ ИНФОРМАЦИЯ

Токсичность
Водная токсичность:
Данные отсутствуют
Стойкость и разлагаемость
Данные отсутствуют
Потенциал биоаккумуляции
Данные отсутствуют
Подвижность в почве
Данные отсутствуют
Дополнительная экологическая информация:
Не допускать попадания материала в окружающую среду без официальные разрешения.
Избегать попадания в окружающую среду.
Результаты оценки PBT и vPvB
PBT:
НЕТ
vPvB:
НЕТ
Другие побочные эффекты
Нет данных

РАЗДЕЛ 13.УТИЛИЗАЦИЯ

Методы обработки отходов
Рекомендация
Обратитесь к официальным предписаниям, чтобы обеспечить надлежащую утилизацию.
Неочищенная тара:
Рекомендация:
Утилизация должна производиться в соответствии с официальными предписаниями.

РАЗДЕЛ 14. ТРАНСПОРТНАЯ ИНФОРМАЦИЯ

Номер ООН
DOT, ADN, IMDG, IATA
N / A
Собственное транспортное наименование UN
DOT, ADN, IMDG, IATA
N / A
Класс (ы) опасности при транспортировке
DOT, ADR, ADN, IMDG, IATA
Class
N / A
Группа упаковки
DOT, IMDG, IATA
N / A
Опасность для окружающей среды:
N / A
Особые меры предосторожности для пользователя
N / A
Транспортировка навалом в соответствии с Приложением II MARPOL73 / 78 и Код IBC
N / A
Транспортировка / Дополнительная информация:
DOT
Морские загрязнители (DOT):
№

РАЗДЕЛ 15.НОРМАТИВНАЯ ИНФОРМАЦИЯ

Нормативы / законы по безопасности, охране здоровья и окружающей среды, относящиеся к веществу или смеси
Элементы маркировки GHS
Н / Д
Пиктограммы опасности
Н / Д
Сигнальное слово
Н / Д
Предупреждения об опасности
Н / Д
Национальные правила
Все компоненты этого продукта внесены в Перечень химических веществ в соответствии с Законом о контроле за токсичными веществами Агентства по охране окружающей среды США.
Все компоненты этого продукта занесены в Канадский список веществ, предназначенных для домашнего использования (DSL).
SARA Раздел 313 (списки конкретных токсичных химикатов)
7429-90-5 Алюминий
Предложение 65 Калифорнии
Предложение 65 – Химические вещества, вызывающие рак
Вещество не указано.
Предложение 65 – Токсичность для развития
Вещество не указано.
Предложение 65 – Токсичность для развития, женщины
Вещество не указано.
Предложение 65 – Токсичность для развития, мужчины
Вещество не перечислено.
Информация об ограничении использования:
Для использования только технически квалифицированными специалистами.
Этот продукт подпадает под требования к отчетности раздела 313 Закона о чрезвычайном планировании и праве общества на информацию от 1986 года и 40CFR372.
Другие постановления, ограничения и запретительные постановления
Вещество, вызывающее особую озабоченность (SVHC) в соответствии с Регламентом REACH (EC) № 1907/2006.
Вещества нет в списке.
Необходимо соблюдать условия ограничений согласно Статье 67 и Приложению XVII Регламента (ЕС) № 1907/2006 (REACH) для производства, размещения на рынке и использования.
Вещества нет в списке.
Приложение XIV Правил REACH (требуется разрешение на использование)
Вещество не указано.
Оценка химической безопасности:
Оценка химической безопасности не проводилась.

Алюминиево-магниевые (5000) Сплавы

Содержание магния в промышленных сплавах колеблется от 0,5 до 12-13%. Mg , сплавы с низким содержанием магния, имеющие лучшую формуемость, с высоким содержанием магния достаточно хорошая литье и высокая прочность.Приготовление этих сплавы из более высоких марок алюминия (99,7 или выше) для достижения максимальной коррозии сопротивление и отражательная способность; таким образом, содержание железа и кремния обычно ниже, чем в других алюминиевых сплавах.

Иногда добавляют железо и цирконий для повышения температуры перекристаллизации; кремний для улучшения текучести; марганец или хром для устранения коррозии эффект железа. Медь добавляется для уменьшения точечной коррозии за счет улучшения общего коррозия; цинк практически не влияет на коррозию, но улучшает литье и сила.

Раньше добавляли сурьму, и ее оксиду приписывали коррозию. устойчивость к морской воде, но более поздние эксперименты опровергли эффективность сурьмы. Титан и титан плюс бор часто добавляют в качестве измельчителей зерна; бериллий и иногда литий, чтобы уменьшить окисление магния при высокой температуре, и особенно в расплавленном состоянии. Свинец был добавлен для улучшения обрабатываемости, предположительно без потеря прочности или коррозионной стойкости.

Пределы состава товарных сплавов:

Mg 0,5-13% Zn до 3%
B до 0,05% Ли до 3%
Si до 2% Cr до 0.5%
Ni до 0,5% Zr до 0,5%
Fe до 0,8% Ti до 0,2%
Быть до 0,01% Mn до 2%
Cu до 0.2% – –

В алюминиево-магниевых товарных сплавах затвердевание начинается с алюминия. как первичные кристаллы и обычно растут как дендриты, с другими составляющими сегрегация на границах зерен или между ветвями дендритов. В сплавах с более 10% Mg и более 0,5% Si , Mg 2 Кристаллы Si могут быть первичными, в виде кубов или шестиугольников.

Если содержание железа, железа плюс марганец или железо плюс хром превышает 1-2% (в зависимости от содержание магния), первичные кристаллы FeAl 3 , (FeMn) Al 6 , (FeMn) 3 Si 2 Al 15 , (FeCr) Al 7 , или (FeCr) 4 Si 4 Al 13 может образовываться. Эти первичные кристаллы действительно не оказывают существенного влияния на прочность, но существенно влияют на формуемость, сопротивление усталости и чистота поверхности.Утверждение, что добавки магния уменьшают размер первичных кристаллов FeAl 3 и Co 2 Al 9 составляет сомнительно.

Растворимость магния в твердых сплавах составляет от 2% Mg при комнатная температура до 14-15% при 720К. Поэтому большая часть магния находится в растворе и только неравновесные условия или отжиг дает Mg 5 Al 8 как разведенная эвтектика на границах в литых сплавах, в виде глобул в отожженном или состаренном состоянии затвердевший материал.

Кремний обычно образует Mg 2 Si , в основном нерастворимый, особенно в сплавы с содержанием магния более 3-4%. Железо может образовывать Fe 2 SiAl 8 в низкомагниевых, высококремниевых сплавах; FeAl 3 в отсутствие хрома или марганца; (FeMn) Al 6 или (FeMn) 3 Si 2 Al 15 при присутствует марганец; (FeCr) Al 7 или (FeCr) 4 Si 4 Al 13 когда присутствует хром.Медь была обнаружена как CuMgAl 2 и Cu 2 FeAl 7 . Цинк редко выходит из раствора, а затем образует Mg 3 Zn 3 Al 2 ; титан, бор и бериллий в основном в растворе.

В большинстве коммерческих сплавов другие элементы присутствуют только в небольших количествах, и их влияние на физические свойства перекрывается влиянием магния, так что свойства коммерческих сплавов находятся в пределах погрешности тестирования свойств бинарные сплавы.

Магний является основным фактором, определяющим механические свойства, но все остальные легирующие элементы способствуют этому. В таблице 1 показаны свойства в зависимости от состав. Термическая обработка не дает существенного улучшения прочности, но, особенно в отливках, обработка раствором с последующим естественным старением может более чем удвойте% A.

Таблица 1. Механические свойства товарных сплавов AlMg.
Сплав Состояние Твердость
(HV) 		R M
(МПа) 		R p0.2
(МПа) 		Удлиненный.
А (%)
0,5-1,5%
мг		 Отжиг
Снятие стресса		 25-35
60-80		 100–150
200–300		 40-80
150–250		 20-40
5-15
1% Mg,
1% Mn		 Отжиг
Снятие стресса		 35-50
65-90		 150-200
250–350		 50–100
200–300		 20-30
5-8
2-3% Mg,
0-2% Zn		 Отливка в песок
PM cast
Отжиг
Снятие стресса		 50-60
50-70
40-55
65-90		 150-200
170-220
150–250
250–350		 50–100
70-150
80–150
200–300		 3-7
3-8
25-35
6-15
5-7% мг Песок
PM cast
Отжиг
Снятие стресса		 50-60
60-80
60-80
80–100		 150-200
200-300
250–350
400-500		 70-150
100-200
120–250
250–350		 4-10
5-12
20-30
10-15
8-12% мг Отливка в песок
PM литье под давлением
Отжиг
Снятие стресса
Термически обработанный		 70-90
75-95
80-100
90-110
120–140		 150-300
200–350
350-500
450-600
400-500		 100-200
100–250
150-300
300-400
250–350		 3-8
5-10
10-25
5-15
20-25

Свойства, достижимые в сплавах с 4-5% Mg и 1-3% Li после термообработка такая же, как и у сплавов 5-7% Mg холодным способом. работающий.

В кованых изделиях размер зерна мало влияет на прочность. Свойства кованые изделия в некоторой степени зависят от качества слитка, из которого они были изготовлены. изготовлены, особенно толстые пластины или полосы, изготовленные из тонких отливок. Высокое давление отливки под давлением могут иметь свойства, приближающиеся к свойствам деформируемых изделий.

Сплавы, содержащие более 5% Mg , редко используются в холодной обработке. состоянии, потому что они могут быть подвержены коррозии под напряжением.Стабилизирующий (снятие напряжения) лечение, которое мало влияет на свойства, но существенно снижает подверженность коррозии под напряжением. Свойства в тонком фольга, как правило, ниже, особенно пластичность, но деформационное упрочнение больше произносится. Ультразвуковое облучение увеличивает прочность поверхности, но уменьшает его при нанесении в агрессивной среде. Облучение нейтронами производит упрочнение, которое исчезает только после отжига выше 500К. В литийсодержащих Излучение сплавов приводит к образованию пузырьков гелия, которые имеют тенденцию к ухудшению свойств.

Прочность на сжатие примерно такая же, как и на разрыв; прочность на сдвиг составляет 70-80% прочности на разрыв. В литых материалах также минимальна ударная вязкость, литье в песчаные формы особенно высокомагниевых сплавов: лучше всего для деформируемых изделий с низким содержанием магния.

Модуль упругости понижается магнием и повышается большинством других дополнения. Эффект является кумулятивным, а в результате модуль упругости немного отличается. от чистого алюминия для сплавов до 5-6% Mg , немного ниже при более высокое содержание магния.

Сопротивление усталости увеличивается пропорционально прочности с магнием. содержание. Как и в других алюминиевых сплавах, сопротивление усталости очень чувствительно к методы испытаний, неоднородность сплава, насечки, отверстия, качество поверхности, коррозия и атмосфера.

Изменение свойств с температурой такое же, как и у других алюминиевых сплавов: более низкие температуры приводят к увеличению прочности и сопротивления усталости, с незначительное снижение пластичности и ударной вязкости деформируемых сплавов или его отсутствие.В литые сплавы, с другой стороны, с более или менее непрерывными хрупкими фазами на границы зерен, пластичность и ударная вязкость, уже низкие, заметно снижаются при отрицательных температурах.

При более высоких температурах снижаются прочность, модуль упругости и сопротивление усталости. менее быстро, чем для большинства других алюминиевых сплавов. Из-за этой силы при высоком температуры, было опробовано использование сплавов Al-Mg в автомобильных поршнях, но с небольшой успех.Продолжительный нагрев и смена температур снижают прочность.

Сопротивление ползучести также велико, но в значительной степени зависит от распределение легирующих элементов. Когда они находятся в растворе или в виде мелкие осадки, сопротивление ползучести высокое; крупные частицы осадка не улучшить сопротивление ползучести. Сплавы, полученные методом порошковой металлургии, имеют исключительную высокое сопротивление ползучести, но это связано с содержанием Al 2 O 3 а не магнию.Трение и износ уменьшаются с увеличением содержания магния. содержание.

Кремний в количествах, обычно присутствующих в сплавах (Si), снижает небольшая пластичность и ударная вязкость без компенсирующего увеличения прочности. При добавлении в больших количествах для улучшения литейных качеств он существенно снижает пластичность. Не оказывает заметного влияния на сопротивление ползучести.

Железо оказывает ограниченное укрепляющее действие на низкомагниевый (Mg) сплавы.В сплавах с более высоким содержанием магния он обычно присутствует в виде относительно крупных частиц. кристаллы, которые только снижают пластичность, сопротивление ползучести и усталости.

Марганец и хром обладают упрочняющим действием с уменьшением пластичности. на сплавах с низким содержанием магния, потому что они могут растворяться в матрице, но с более высокой магний, их растворимость снижается, а размер их частиц имеет тенденцию к увеличению. Кроме того, количество первичных кристаллов уменьшается. Оба немного увеличиваются низкотемпературные свойства и сопротивление ползучести.

Медь в количествах, обычно присутствующих в сплавах, практически не влияет на механические свойства. Цинк до 1,5-2% немного увеличивает прочность, с мало или совсем не влияет на сопротивление ползучести. Церий, титан, молибден, ванадий и цирконий не обладают прямым упрочняющим действием, но имеют некоторое упрочнение и некоторое увеличение сопротивления ползучести может быть результатом измельчения зерна и увеличения в температуре перекристаллизации, которую они производят.Бериллий, кальций, серебро и сурьма не оказывают заметного влияния на механические свойства.

Электролитический потенциал коммерческих сплавов такой же, как у сплавов. высокочистые сплавы. Цинк имеет тенденцию увеличивать потенциал, медь – уменьшать его; ни один из других элементов не оказывает заметного влияния.

Коррозионная стойкость коммерческих сплавов также очень близка к коррозионной стойкости. бинарные; примеси, которые его снижают, обычно присутствуют в ограниченных количествах и их влияние незначительно.Таким образом, сплавы обладают отличной коррозионной стойкостью. к нормальному воздействию воды или пара, морской воды и морской атмосферы, и ко многим химическим веществам.

Восприимчивость к межкристаллитной коррозии и коррозии под напряжением присутствует в коммерческих сплавы с явной зависимостью от структуры.

Магний увеличивает преимущества алюминиевых сплавов

Когда мы думаем об алюминии, мы чаще всего ассоциируем этот металл с гибкой фольгой, используемой для повседневного приготовления пищи.Тем не менее, этот сплав может использоваться там, где требуются прочность, коррозионная стойкость и свариваемость. В строительной отрасли алюминиевые сплавы часто используются в качестве балок, металлических обшивок и строительных лесов. Этот металл также можно использовать в таких продуктах, как трубы для садовой мебели, автомобильные конструкции и даже скобы, используемые для грузовиков и лодок. Для увеличения его прочности добавляют магний.

Алюминий холодной обработки для повышения прочности

Алюминий может подвергаться горячей и холодной деформации для повышения его прочности.С добавлением магния в процессе холодной обработки элемент усиливает упрочняющий эффект. Этот процесс включает в себя получение алюминия и использование процессов ковки и прокатки. По мере обработки алюминия в матричную структуру алюминия вводится больше вакансий и дислокаций. Эти вакансии препятствуют перемещению атомов, увеличивая прочность алюминия.

Во время процесса холодной обработки магний добавляют в виде твердого раствора, так как его максимальная растворимость может составлять около 17.4%, хотя уровень содержания в большинстве деформируемых сплавов обычно составляет 5,5%. Магний обеспечивает как умеренные, так и высокие прочностные характеристики, не влияя на пластичность алюминиевого сплава. Алюминиевые сплавы с добавлением магния входят в серию 5ххх и обычно производятся в виде пластин и листов. Хотя алюминиевые сплавы 5ххх можно экструдировать, это трудный и дорогостоящий процесс.

Магний в сочетании с кремнием при добавлении к алюминию может подвергаться горячей деформации для целей экструзии.Алюминиевые сплавы с магнием и кремнием относятся к серии 6ххх. Марганец также может быть объединен с магнием, поскольку эти элементы добавляются к алюминию. Однако следует соблюдать осторожность при термообработке с добавлением марганца, так как алюминий может начать трескаться во время горячей прокатки.

Преимущества магния и его применение

Магний является обычным элементом, добавляемым к широкому спектру сплавов, поскольку он может повысить прочность, не снижая положительных характеристик основного металла.Благодаря магнию в алюминии алюминий обладает повышенной прочностью, коррозионной стойкостью и хорошими свариваемыми характеристиками.

Диапазон применения огромен при использовании алюминиевых сплавов с добавлением магния. Из алюминия с магнием можно изготавливать кузова поездов, кузова грузовиков, бронированные автомобили, строительные конструкции, сосуды под давлением, химовозы, корабли и крышки на алюминиевых банках для напитков. Кованый алюминий с магнием и кремнием можно экструдировать для создания приводных валов, поручней, ребер жесткости для лодок и грузовиков, рамы велосипедов и трубчатой ​​мебели для газонов.

Универсальность использования алюминиевых сплавов для материалов и готовой продукции безгранична. Компания Belmont Metals предлагает алюминиевые сплавы с добавлением магния и кремния. Обратитесь в нашу компанию сегодня, чтобы подобрать сплавы, подходящие для вашей области применения.

Магниевый сплав как более легкая альтернатива алюминиевому сплаву

Прессование деформацией с ортогональной канавкой и быстрый отжиг резко сокращают размер зерна магниевого сплава AZ31, что приводит к увеличению прочности и пластичности при комнатной температуре.До обработки (слева), после обработки (справа). Предоставлено: Elsevier. Как показали исследователи A * STAR, магниевый сплав

можно сделать более прочным и пригодным для обработки горячим прессованием в оптимальных условиях для получения ультратонкой кристаллической структуры. Усовершенствованный материал означает, что магниевый сплав будет иметь более широкое применение в качестве сверхлегкого конструкционного материала.

Алюминиевый сплав в настоящее время является легким металлом для многих структурных применений, от фюзеляжей самолетов до корпусов смартфонов.Он легкий, устойчивый к коррозии, его относительно легко формовать, сваривать и обрабатывать. Сплавы магния до одной трети легче сплавов алюминия и особенно перспективны для применений, где вес имеет решающее значение: они обладают дополнительным преимуществом, заключающимся в том, что они более устойчивы к вмятинам и их легче обрабатывать, а также лучше защищать от электромагнитного излучения и демпфировать вибрации, чем сплавы алюминия.

Компромисс с магнием заключается в том, что с ним, как известно, трудно работать, для его формуемости требуются высокие температуры и, как правило, он имеет более низкую прочность.Поиск способа улучшить механические свойства и удобоукладываемость магниевых сплавов может открыть множество новых применений для этого материала с реальными преимуществами, такими как улучшенная экономия топлива в самолетах, водных и наземных транспортных средствах, а также в более легких мобильных телефонах.

Кай Сун Фонг и его коллеги из Сингапурского института производственных технологий и Наньянского технологического университета разработали метод предварительной обработки, который значительно улучшает механическую прочность и пластичность AZ31, наиболее широко используемого магниевого сплава.

«Мы показали, что свойства промышленных листов магния AZ31 могут быть улучшены за счет сильной пластической деформации с использованием техники прессования с ортогональными ограниченными канавками и быстрым последующим отжигом», – говорит Фонг.

Прессование с ограниченными канавками – это многократное прессование тонкого листа металла, например магниевого сплава, между нагретыми мелко гофрированными штампами. Это растягивает – или деформирует – материал в очень узких областях, вызывая пластическую деформацию, предотвращая повреждение и заставляя микроскопические кристаллические зерна рекристаллизоваться в более мелкую микроструктуру.Поворачивая лист на 90 градусов между каждым этапом прессования, материал многократно деформируется, пока не будет обработан весь лист.

Затем материал нагревают или отжигают для снятия остаточного напряжения, но с более высокой скоростью нагрева и более коротким временем, чем обычно, чтобы предотвратить повторное увеличение зерен.

«Путем оптимизации температуры обработки и скорости деформации мы смогли получить ультрамелкозернистую микроструктуру, которая не изменяет физически сплав, но улучшает его механические свойства за счет измельчения зерна», – говорит Фонг.«Эта обработка привела к повышению механической прочности и пластичности, что сделало его более жестким и легким в формовании при комнатной температуре».

Новый легкий металл с такой же пластичностью, как алюминиевый лист, с повышенной прочностью в 1,5 раза
Дополнительная информация: Кай Сун Фонг и др.Характеристики текучести при растяжении магниевого сплава AZ31, обработанного сильной пластической деформацией и последующим отжигом при умеренно высоких температурах, журнал Journal of Materials Processing Technology (2017). DOI: 10.1016 / j.jmatprotec.2017.03.025 Предоставлено Агентство науки, технологий и исследований (A * STAR), Сингапур

Ссылка : Магниевый сплав как более легкая альтернатива алюминиевому сплаву (2017, 29 ноября) получено 14 ноября 2021 г. с https: // физ.org / news / 2017-11-магниевый сплав-альтернатива-зажигалка-алюминий.html

Этот документ защищен авторским правом. За исключением честных сделок с целью частного изучения или исследования, никакие часть может быть воспроизведена без письменного разрешения. Контент предоставляется только в информационных целях.

Структура и свойства алюминиево-магниевых литейных сплавов после термообработки

Структура

Типичная зернистая структура сплавов Al – Mg в исходном состоянии с различным содержанием Mg представлена ​​на рис.1. Понятно, что оба образца характеризуются схожей равноосной дендритной структурой. В дополнение к розеточному первичному Al существует β-фаза, распределенная в междендритной области в результате неравновесного затвердевания. Чтобы выполнить точную фазовую идентификацию материала в исходном состоянии, были использованы два типа травителей для выявления микроструктуры. Реагент Келлера (рис. 2а), который обычно используется для травления алюминиевых сплавов, выявляет вторичные выделения на границах зерен, но не позволяет четко различать составляющие структуры.Применение реактива Века позволяет различать отдельные осадки по их оттенку. Таким образом, можно утверждать, что микроструктура в состоянии поставки состоит из трех фаз: α-Al (светлая матрица), Al 3 Mg 2 (темные выделения) и Mg 2 Si (серые выделения). который формируется вблизи границ зерен (рис. 2б). Наличие основных фаз было подтверждено в предыдущем исследовании [21]. Обработка осадком приводит к исчезновению дендритной структуры и не оказывает существенного влияния на размер зерен и их морфологию (рис.3). Понятно, что во время процесса дисперсионной обработки из перенасыщенного твердого раствора выделяются твердеющие вторичные фазы β ′ -Al 3 Mg 2 , которые равномерно распределены в матрице сплава. Этот эффект широко изучался Старинком и Захрой [16]. На рис. 4а, б показаны микроструктуры сплава EN AC 51300 после термического анализа. Можно видеть, что расстояние между ветвями дендритов (DAS) и размер зерна увеличились после термического анализа по сравнению с состоянием в состоянии поставки или после термообработки.Также видно, что большинство вторичных фаз расположены на границах зерен и видны в виде ярких выделений. Следует также отметить, что увеличение скорости охлаждения приводит к уменьшению размера зерна в случае обоих исследованных сплавов. Результаты измерения размера зерна с использованием метода пересечения линий представлены в таблице 2. Можно также сделать вывод, что большее количество магния в сплаве EN AC 51300 приводит к меньшему размеру зерна после термического анализа.Это явление можно объяснить более ранним зарождением первичной фазы сплава, содержащей ~ 5% Mg.

Рис.1

Микроструктура сплава a EN AC 51100, b EN AC 51300 сплава в литом состоянии в поляризованном свете

Рис. 2

Микроструктура EN AC 51100 в литом состоянии a , протравленная с использованием реактива Келлера, b , протравленная с использованием реактива Века (светлое поле)

Фиг.3

Микроструктура сплава AlMg3 после обработки осаждением наблюдалась при ярком поле (реактив Келлера), b поляризованном свете (реактив Баркера)

Рис.4

Типичная микроструктура сплава EN AC 51300 после термического анализа при скорости охлаждения a 0,5 ° C с -1 , b 0,9 ° C с -1

Таблица 2 Результаты измерения размера зерна исследуемого алюминиевого сплава после осаждения

Термический анализ

Перед тем, как приступить к анализу пути затвердевания алюминиевого сплава, необходимо отметить, что количество фаз в литом состоянии (неравновесных) может быть больше, чем количество в условиях равновесия, но последовательность реакций затвердевания в целом согласуется с соответствующими фазовыми диаграммами.

Фаза Mg 2 Si во многом определяет свойства исследованных алюминиевых сплавов, поэтому их интерпретацию следует начинать с фазовой диаграммы Al – Mg – Si, которая относительно проста и достаточно подробно рассмотрена в литературе. В алюминиевом углу системы Al – Mg – Si следующие фазы находятся в равновесии с твердым раствором алюминия: Al 3 Mg 2 и Mg 2 Si. Al 3 Mg 2 (иногда обозначается как Al 8 Mg 5 ) имеет структуру FCC с параметром решетки a = 2.82–2,86 нм. Фаза Mg 2 Si имеет кубическую структуру с параметром решетки a = 0,635–0,640. Практически во всех промышленных сплавах системы Al – Mg – Mg 2 Si сначала затвердевает алюминий, а затем образуется одна из бинарных эвтектик. Бинарные и тройные эвтектики, включающие фазу Al 3 Mg 2 , могут затвердевать в промышленных сплавах только в неравновесных условиях. Как показано в работе [19], фаза Al 3 Mg 2 образуется путем выделения из твердого раствора алюминия при охлаждении в твердом состоянии; однако в реальных, неравновесных условиях эта фаза может образовываться во время затвердевания в результате эвтектических реакций.{{\ prime}} \)) фазы Si Mg 2 в процессе старения. Недавние результаты показали, что взаимная твердая растворимость магния и кремния в алюминии полностью зависит от температуры, что требует строгого соблюдения режима термообработки. В сплавах Al – Mg, содержащих более 3–4% Mg, вторичные выделения фазы Mg 2 Si не образуются из-за низкой растворимости Si в Al. Практически весь кремний связан в эвтектических частицах Si Mg 2 [19–21].

Результаты термического анализа исследованных алюминиевых сплавов представлены на рис.5. Более подробная информация о термических характеристиках сплава была получена с использованием кривых первой производной. Температуры металлургических реакций сведены в Таблицу 3. Характерная точка тепловых изменений, произошедших во время процесса кристаллизации, определяется как точка пересечения касательной в точке перегиба кривой с базовой кривой или как полученная точка. экстраполяцией прямых участков в выражение термический анализ.

Фиг.5

Типичные кривые охлаждения, кристаллизации и основные кривые с характерными точками процесса кристаллизации a EN AC 51100, b EN AC 51300 алюминиевые сплавы, затвердевшие при 0,5 ° C с −1

Таблица 3 Неравновесные термические характеристики образцов сплава EN AC 51100 и EN AC 51300, полученных в процессе затвердевания при 0,5 и 0,9 ° C с -1 скорости затвердевания

Отверждение начинается прибл.629–641 ° С с образованием зерен алюминия. Температура зарождения дендрита α-Al ( T αDEN NUC ) (точка 1) представляет собой точку, когда стабильные первичные дендриты начинают затвердевать из расплава. Вариация продемонстрировала этот факт в наклоне кривых охлаждения, определяемом точкой перегиба первой производной. Температура ликвидуса означает начало твердой фракции, которая в этот момент равна нулю.Очевидно, что зарождение дендрита Al происходит при более высоких температурах с меньшим содержанием магния в сплаве, т.е. T αDEN NUC составлял 641,3 ° C для EN AC 51100, который снизился до 629,1 ° C для сплава EN AC 51300. Как видно, для EN AC 51300 температура зарождения дендритов увеличилась на прибл. 4 ° C при увеличении скорости охлаждения. Также видно, что увеличение скорости охлаждения сплава EN AC 51100 не приводит к значительным изменениям температуры зародышеобразования.Повышение температуры зародышеобразования позволяет новым кристаллам образовываться перед затвердеванием, что означает, что имеется больше зародышей с меньшим потенциалом для роста, и, следовательно, следует ожидать эффективного измельчения зерна [14].

Следующие характерные точки на кривых кристаллизации наблюдались при 638,0 и 625,2 ° C соответственно. Это событие является минимальной температурой (переохлаждения) дендрита α-Al ( T αDEN MIN ) (точка 2), который определяет ситуацию, когда зародыши дендритов выросли до такой степени, что высвобождаемая скрытая теплота плавления уравновешивает тепло, отводимое от исследуемого образца.Модель T αDEN MIN как локальный минимум определяется точкой, в которой первая производная пересекает нулевую линию (d T / d t = 0). Можно отметить, что увеличение скорости охлаждения не дает существенных изменений в T αDEN MIN . Точка 3 – это точка, в которой образовавшиеся α дендритов в жидком расплаве становятся когерентными ( T αDEN DCP ).В этой точке вторая производная кривой охлаждения пересекает нулевую линию (рис. 6). После прохождения этого пункта ( T αDEN DCP ), температура расплава увеличивается до установившейся температуры роста ( T αDEN G ) (пункт 4). Модель T αDEN G соответствует второй нулевой точке на первой производной кривой (d T / d t = 0) после начала нуклеации (d T / d t = 0).После образования зерен первичного алюминия при достаточной концентрации Si образуется бинарная эвтектика Al + Mg 2 Si в интервале температур от 544 до 574 ° C (точка 5). Фактически, при увеличении скорости охлаждения \ (T _ {{{\ text {E}} \ left ({{\ text {Al}} + {\ text {Mg}} _ {2} {\ text { Si}}} \ right)}} \) уменьшилось на 3 и 6 ° C соответственно. Точки 6 соответствуют температуре зародышеобразования эвтектики β-Al 3 Mg 2 и росту эвтектики β-фазы.В этот момент фаза β-Al 3 Mg 2 начинает формироваться на границах зерен, что можно было наблюдать при 563,1 ° C в сплаве, состоящем из 3% Mg, и при 436,3 ° C в сплаве, имеющем около 5% Mg. Также было видно, что увеличение скорости охлаждения исследованных алюминиевых сплавов, температура зародышеобразования эвтектики \ (T _ {{{\ text {E}} \ left ({{\ text {Al}} + {\ text {Al}} _ { 3} {\ text {Mg}} _ {2}} \ right)}} \) немного уменьшилось ок. 2 ° С. Последней точкой (№ 7), наблюдаемой на кривой кристаллизации, является температура солидуса, которая наблюдалась при 520 ° С.1 ° C для сплава EN AC 51100 и 416,7 ° C для сплава EN AC 51300. Фактически, при увеличении скорости охлаждения диапазон затвердевания увеличивался на прибл. 9 ° C для обоих проанализированных сплавов. Это показывает, что расширение диапазона кристаллизации может дать преимущества для полутвердого металлического литья (SSM), такого как тиксолитье, реолитье или тиксомолдинг; тем не менее, это увеличивает возникновение дефектов литья, таких как макросегрегация, горячий разрыв и усадка, а также газовая пористость при обычном литье. Локальные отклонения от равновесия приводят к микросегрегации и, в конечном итоге, к сдвигу локального равновесия к концентрациям, при которых образуются новые фазы.

Рис. 6

Типичные кривые охлаждения и второй производной и соответствующая сплошная кривая доли сплава EN AC 51100, затвердевшего при температуре a 0,5 ° C s -1 , b 0,9 ° C s -1 и сплав EN AC 51300, затвердевший при c 0,5 ° C с -1 , d 0,9 ° C с -1

Вторая производная кривой охлаждения использовалась для определения точки когерентности дендритов (рис.6). Первое минимальное значение второй производной скорости охлаждения определяется как DCP, что указывает на переход от жидкого состояния к жидкостно-твердому состоянию. После прохождения этой точки дендриты продолжали расти и становились толще при дальнейшем охлаждении расплава.

Изменения температуры в точке когерентности дендритов и твердой фракции, соответствующей когерентности дендритов ( f DCP ) в зависимости от содержания Mg и скорости охлаждения представлены в таблице 4.Можно видеть, что фракция твердого вещества точки когерентности первичных дендритов Al увеличилась с 2,8 до 3,7% с увеличением содержания Mg и увеличилась для EN AC 51100 с 2,8 до 4,1% и увеличилась для EN AC 51300 с 3,7 до 8,4% с увеличением скорости охлаждения. Для обеих проанализированных серий алюминиевых сплавов можно наблюдать, что увеличение скорости охлаждения вызвало снижение температуры в точке когерентности дендритов с 638,47 до 637,71 ° C для EN AC 51100 и с 626,51 до 623,81 ° C для EN AC 51300.Другими словами, параметры когерентности показывают, что измельчение зерна снижает температуру когерентности дендритов и может задерживать когерентность дендритов. DCP имеет прямую корреляцию с текучестью; если DCP задерживается, будет достигнута большая текучесть. Таким образом, исследование образования DCP с помощью TDA показывает, что дендрит становится когерентным позже с более высокой скоростью охлаждения и с более высокой концентрацией Mg.

Таблица 4 Влияние скорости охлаждения и содержания магния на температуру в точке когерентности дендритов и твердую фракцию исследованных магниевых сплавов

Механические свойства

На основании результатов измерения твердости сплавов EN AC 51100 и EN AC 51300, приведенных в таблицах 5 и 6, было обнаружено, что повышенное содержание магния влияет на твердость сплавов, что является результатом твердого раствора. закаливание.Для определения наиболее благоприятных условий процесса термообработки исследуемых сплавов была проведена серия экспериментов.

Таблица 5 Результаты измерения твердости сплава EN AC 51100 в литом состоянии и после термообработки Таблица 6 Результаты измерения твердости сплава EN AC 51300 в литом состоянии и после термообработки

Анализ данных, полученных при измерении твердости, позволяет судить о том, что сплав EN AC 51100 имеет самый высокий потенциал старения.Как можно было наблюдать после растворения при температуре 580 ° C, наблюдается значительное увеличение твердости даже после 4 часов искусственного старения. Дальнейшее закалочное старение приводит к последующему небольшому увеличению твердости, и после 12 часов искусственного старения материал показывает наивысшую твердость. Более низкие температуры обработки твердого раствора не позволяют добиться столь значительного повышения твердости, но видно, что после закалки от температуры 560 ° C и старения в течение 12 ч можно получить аналогичные результаты, как и раньше.Во время дисперсионной обработки сплава EN AC 51300 наблюдалось лишь небольшое увеличение твердости. Это могло быть вызвано слишком коротким временем обработки раствором, которое не позволило полностью растворить Mg в матрице сплава и последующему выделению из твердого раствора при искусственном старении сплава. Как показано в Таблице 6, обработка раствором при температуре 560 ° C и последующее старение в течение 12 часов при 160 ° C вызывают наибольшее увеличение твердости примерно на 14% по сравнению с литым состоянием.Закалка при более низкой температуре приводит к получению значительно более низкой твердости независимо от времени старения, что позволяет сделать вывод о том, что такие термообработки неэкономичны, поскольку не позволяют добиться значительного улучшения свойств материала.

Для характеристики пластичности и прочности исследуемых алюминиевых сплавов после термической обработки были проведены испытания на статическое растяжение. Проведенные ранее измерения твердости позволили выбрать наиболее выгодный вид термообработки.Для сплава EN AC 51100 испытания на растяжение были проведены на образцах, закаленных при 580 ° C, и, соответственно, для сплава EN AC 51300 температура закалки составляла 560 ° C. По результатам статических испытаний на растяжение исследованных сплавов наблюдалось увеличение предела прочности при растяжении (таблица 7). Влияние обработки раствором и времени старения показано на рис. 7. Как можно видеть, характеристики искусственного старения, демонстрирующие изменения прочности на разрыв, сопоставимы с измерениями твердости, полученными ранее.Как и ожидалось, наибольшую прочность на разрыв демонстрирует сплав, содержащий 5% магния; однако наибольший потенциал старения имеет сплав EN AC 51100. Увеличение прочности на разрыв после 12 ч искусственного старения составляет примерно 20% по сравнению с образцом, обработанным раствором. Также показано, что при искусственном старении происходит лишь небольшое снижение пластичности материала. Таблица 8 также показывает, что при искусственном старении сплава EN AC 51300 не происходит значительных изменений прочности на разрыв.Это можно сравнить с результатами, полученными при измерениях твердости, где наблюдалось лишь небольшое увеличение твердости этого сплава. Также видно, что искусственное старение сплава EN AC 51300 не приводит к значительным изменениям пластичности материала. Также можно было увидеть, что сплав EN AC 51300 после обработки осаждением проявляет более высокую пластичность, чем после обработки на твердый раствор.

Таблица 7 Прочность на растяжение сплава EN AC 51100 после обработки осаждением Фиг.7

Влияние обработки раствором и времени старения на предел прочности на разрыв a EN AC 51100, b EN AC 51300 сплавы

Таблица 8 Свойства при растяжении сплава EN AC 51300 после обработки осаждением

Коррозионная стойкость алюминия и магниевых сплавов: понимание, характеристики и испытания

Предисловие.

Благодарности.

ЧАСТЬ I: ЭЛЕКТРОХИМИЧЕСКИЕ ОСНОВЫ И ПОВЕДЕНИЕ АКТИВНО-ПАССИВНОЙ КОРРОЗИИ.

Глава 1. Основы электрохимической коррозии.

A. Термодинамические аспекты коррозии.

1. Электролитическая проводимость.

1.1. Законы Фарадея.

2. Склонность к коррозии.

3. Электрохимический интерфейс.

3.1. Электрический двойной слой.

3.2. Эквивалентная схема двойного электрического слоя.

4. Уравнение Нернста.

5. Стандартные потенциалы электродов.

5.1. Стандартные состояния в решении.

5.2. Водородный электрод.

5.3. Положительные и отрицательные признаки потенциалов.

5.4. Графическое представление.

B. Активность и проводимость электролита.

1. Активность электролита.

1.1. Константа и степень диссоциации.

1.2. Активность и концентрация.

1.3. Теория более концентрированных растворов.

1.4. Электролитическая проводимость.

2. Подвижность ионов.

2.1. Закон аддитивности Кольрауша.

2.2. Число или индекс переноса ионов.

3. Поведение.

4. Возможность разложения.

C. Различные типы электродов.

1. Газовые электроды.

2. Электроды металл – ион металла.

2.1. Легированные электроды.

3. Электроды для нерастворимых металлов солями или оксидами.

3.1. Электроды с нерастворимой солью металлов.

3.2. Нерастворимые в металлах – оксидные электроды.

4. Электроды окисления – восстановления.

5. Селективные ионные электроды.

5.1. Стеклянный электрод.

5.2. Медные ионно-селективные электроды.

D. Электрохимические и коррозионные ячейки.

1. Химические элементы.

1.1. Химическая ячейка с транспортом.

1.2. Химическая ячейка без транспорта.

1.2.1. Стандартная ячейка Вестона.

2. Концентрационные ячейки.

2.1. Концентрационная ячейка с разницей активности на электроде.

3. Ячейки для коррозии растворителем.

3.1. Катодная реакция оксидовосстановления.

3.2. Смещение ячейки.

3.3. Клетки комплексообразователя.

3.4. Ячейка для коррозии с рассеянным током.

4. Ячейки разности температур.

5. Перекрытие различных ячеек коррозии.

E. Химическая и электрохимическая коррозия.

1. Определение и описание коррозии.

2. Электрохимические и химические реакции.

2.1. Электрохимическая коррозия.

2.2. Беспленочное химическое взаимодействие.

Список литературы.

Глава 2: Водная и высокотемпературная коррозия.

Обзор.

1. Атмосферные среды.

1.1. Описание.

1.2. Виды коррозии.

1.3. Атмосферные загрязнители.

1.4. Предотвращение коррозии и защита.

2. Водные среды.

3. Свойства органических растворителей.

4. Подземные СМИ.

5. Свойства водных сред.

5.1. Состав воды.

5.2. Окислительная способность раствора.

5.3. Маслообразование и водные индексы.

6. Коррозия при высоких температурах.

6.1. Описание.

6.2. Отношения Пиллинга Бедворта “PBR”.

6.3. Кинетика образования.

6.4. Коррозионное поведение некоторых сплавов при повышенных температурах.

Список литературы.

Глава 3. Активное и пассивное поведение Al, Mg и их сплавов .

1. Диаграммы -pH для Al и Mg.

2. Активное поведение и перенапряжения.

2.1. Активное поведение и поляризация.

2.2. Перенапряжение.

3. Пассивное поведение.

3.1. Феномен пассивации.

3.2. Пассивные слои и их формирование.

3.3. Нарушение пассивности.

3.4. Электрохимические и физические методы исследования пассивных пленок.

4. Активное и пассивное поведение алюминия и его сплавов.

4.1. Диаграмма E-pH алюминия.

4.2. Активное и пассивное поведение.

4.3. Точечная коррозия алюминиевого сплава AA 5086.

5. Активное и пассивное поведение магния и его сплавов.

5.1. E-pH Диаграмма Mg.

5.2. Пассивные слои Mg (фильмы).

5.3. Пассивные свойства и стабильность.

5.4. Влияние температуры в водных средах.

5.5. Атмосферное и высокотемпературное окисление.

Список литературы.

ЧАСТЬ II: ХАРАКТЕРИСТИКИ И КОРРОЗИОННЫЕ ФОРМЫ АЛЮМИНИЯ И ЕГО СПЛАВОВ .

Глава 4: Свойства, использование и рабочие характеристики алюминия и сплавов.

А. Свойства алюминия.

1. Физические и общие свойства алюминия.

2. Литые алюминиевые сплавы.

2.1. Обозначение алюминиевых литейных сплавов и слитков.

2.2. Легирующие элементы.

2.3. Серия литых сплавов.

3. Сплавы алюминиевые деформируемые.

3.1. Обозначение алюминиевых деформируемых сплавов.

3.2. Легирующие элементы.

3.3. Серия алюминиевых кованых сплавов.

3.4. Описание серии деформируемых сплавов.

4. Алюминиевые порошки и композиты с алюминиевой матрицей (АМС).

4.1. Алюминиевые порошки.

4.2. Процесс быстрого затвердевания «РСП».

4.3. Композиты с алюминиевой матрицей (AMC) и PM-MMC.

4.4. Частицы и образование Al ГМК.

B. Использование алюминия и алюминиевых сплавов.

1. Использование алюминиевых литейных сплавов.

1.1. Стандартные алюминиевые сплавы общего назначения.

1.2. Некоторые особые виды использования.

2. Использование алюминиевых деформируемых сплавов.

2.1. Аэрокосмические приложения.

2.2. Автомобильные листовые и конструкционные сплавы.

2.3. Перевозки.

2.4. Строительство и строительство.

2.5. Упаковка.

2.6. Электропроводящие сплавы.

C. Алюминиевые характеристики.

1. Стойкость алюминиевых сплавов к атмосферной коррозии.

2. Факторы, влияющие на атмосферную коррозию алюминиевых сплавов.

3. Водная коррозия.

4. Морская вода.

5. Коррозия почвы.

6. Некоторые агрессивные СМИ.

6.1. Кислотные и щелочные растворы.

7. Сухие и водные органические соединения.

8. Газы.

9. Меркурий.

10. Коррозионные свойства сплавов.

10.1. Спектакль литого сериала.

10.2. Спектакль кованой серии.

11. Высокотемпературная коррозия алюминия.

Список литературы.

Глава 5: Общая, гальваническая и локальная коррозия алюминия и сплавов.

A. Общая коррозия.

1. Общие положения.

2. Описание.

3. Механизмы.

4. Профилактика.

4.1. Соображения по дизайну.

4.2 Подготовка поверхности.

4.3 Контроль коррозии.

4.4. Алюминиевые сплавы и устойчивость к общей коррозии.

B. Гальваническая коррозия.

1. Общие положения.

2. Гальваническая серия алюминиевых сплавов.

3. Механизмы.

3.1. Гальванический элемент Cu-Al.

3.2. Гальванический элемент Mg-Al.

3.3. Гальванический эффект покрытия.

4. Осаждение коррозии.

5. Коррозия рассеянным током.

6. Профилактика.

7. Фундаментальное исследование ячейки гальванической коррозии Al-Cu.

С.Локальная коррозия.

1. Питтинговая коррозия.

1.1. Возникновение и морфология.

1.2. Кинетика.

1.3. Питтинговый потенциал.

1.4. Механизмы.

1.5. Возможные стадии питтинга.

1,6. Предотвращение точечной коррозии.

1,7. Коррозионная стойкость алюминиевых катодов.

2. Щелевая коррозия.

2.1. Общие соображения и описание.

2.2. Коррозия припарок.

2.3. Механизмы.

2.4. Водяные пятна AA 3xxx.

3. Нитевидная коррозия.

3.1. Общие Соображения.

3.2. Алюминиевые сплавы и нитевидная коррозия.

3.3. Кинетика, механизм и профилактика.

3.4. Нитевидное происхождение.

Список литературы.

Глава 6: Металлургическая и микробиологическая коррозия алюминия и сплавов.

A. Металлургическая коррозия “METIC”.

1. Основы «МЕТИК».

2. Виды коррозии под влиянием металлургии.

2.1. Делегирование (Деалюминирование).

2.2. Межкристаллитная коррозия.

2.3. Отшелушивание.

3. Соединение и сварка.

3.1. Коррозионная стойкость паяных, паяных и клеевых соединений.

3.2. Основы сварки.

3.3. Влияние сварки на поведение алюминиевых сплавов.

3.4. Частые виды коррозии сварных алюминиевых сплавов.

3.5. Коррозионная стойкость деформируемых и литых сплавов.

4. Композиты с металлической матрицей для хранения сухих ядерных отходов “Al-MMC / B4C”.

B. Коррозия под воздействием микробиологов, основы.

1. Микроорганизмы.

1.1. Бактерии (прокариоты).

1.2. Грибы и дрожжи (эукариоты).

1.3. Водоросли (эукариоты).

1.4. Лишайники.

2. Природные и искусственные среды.

2.1. Air Media.

2.2. Водные среды.

2.3. Почвы.

3. Анаэробные и аэробные бактерии в действии.

3.1. Анаэробные бактерии.

3.2. Аэробные бактерии.

3.3. Совместное действие анаэробных и аэробных бактерий.

4. ВПК алюминия и алюминиевых сплавов.

4.1. Грибы и бактерии (Космос).

4.2. Геотрихум (Тропическая атмосфера).

4.3. Цианобактерии и водоросли (загрязненная пресная вода).

4.4. Палочковидные бактерии и водоросли (загрязненная морская вода).

4.5. SRB (Промышленные и морские воды).

4.6. Hormoconis resinae (Керосин).

5. Механизмы МИК и ингибирования.

5.1. Механизмы коррозии.

5.2. Влияние биопленок на пассивное поведение алюминия.

5.3. Ингибирование коррозии микроорганизмами.

6. ВПК Профилактика и контроль.

Список литературы.

Глава 7. Механическая коррозия алюминия и сплавов.

A. Коррозия – эрозия.

1. Удар жидкостью, содержащей твердые частицы.

2. Кавитационная коррозия.

3. Коррозия, вызванная ударами капли воды.

4. Фреттинг-коррозия.

5. Коррозия, вызванная истиранием и усталостью.

6. Предотвращение эрозионной коррозии.

Б. Коррозионная усталость.

1. Общие положения и морфология.

2. Параметры.

2.1. Экологические соображения.

2.2. Циклические напряжения.

2.3. Существенные факторы.

3. Механизмы коррозионной усталости.

4. КФ алюминиевых сплавов.

4.1. Коррозионная усталость сплава АА-7017-Т651.

4.2. КФ сплава АА 7075-Т6.

4.3. Коррозионная усталость Al-Mg-Si по сравнению со сплавами Al-Mg.

4.4. Моделирование распространения усталостных трещин в алюминиевых сплавах.

5. Профилактика коррозионной усталости.

Список литературы.

Глава 8: Растрескивание алюминия и сплавов, вызванное воздействием окружающей среды .

1. Введение и определение SCC.

2. Ключевые параметры.

2.1. Стресс.

2.2. Окружение.

3. Параметры ПКК алюминиевых сплавов.

3.1. Влияние стресса.

3.2. Роль окружающей среды.

4. Механизмы SCC.

4.1. Перекрытие явлений растрескивания.

4.2. Значение степени деформации.

4.3. Инициирование и распространение крекинга.

5. СУС алюминиевых сплавов.

5.1. Стойкость алюминиевых сплавов к SCC.

5.2. Влияние термических обработок на формы коррозии.

6. SCC сварных алюминиевых сплавов.

6.1. Гальваническая коррозия и SCC сварных узлов.

6.2. СКК «Ножовая атака».

6.3. Локальная коррозия и SCC LBW AA6013.

6.4. Механическая коррозия и SCC сварных швов.

6.5. Коррозионная усталость белой зоны СТС.

6.6. SCC из сплавов 7075 и 6056, сваренных трением с перемешиванием.

6.7. SCC СТП сплавов 7075-Т651 и 7050-Т451.

7. Профилактика SCC.

7.1. Дизайн и нагрузки.

7.2. Экологические соображения.

7.3. Металлургические соображения.

7.4. Модификация поверхности.

7.5. Предотвращение повреждения водородом.

Список литературы.

ЧАСТЬ III: ХАРАКТЕРИСТИКИ И КОРРОЗИОННЫЕ ФОРМЫ МАГНИЯ И ЕГО СПЛАВОВ .

Глава 9: Свойства, использование и рабочие характеристики магния и сплавов .

А. Свойства магниевых сплавов.

1. Физические и общие свойства магния.

2. Свойства литейных магниевых сплавов.

2.1. Обозначение магниевых литейных сплавов.

2.2. Легирующие элементы.

2.3. Серия магниевых литейных сплавов.

3. Свойства деформируемых магниевых сплавов.

4. Магниевый порошок.

5. Магниевые композиты.

6. Частицы армирующей матрицы из магниевого сплава.

B. Использование магния и магниевых сплавов.

1. Применение магниевых литейных сплавов.

1.1. Автомобильные и аэрокосмические приложения.

1.2. Применение в качестве огнеупорного материала.

1.3. Другое использование.

2. Применение деформируемых магниевых сплавов.

C. Характеристики магния.

1. Стойкость магниевых сплавов к атмосферной коррозии.

2. Факторы, влияющие на атмосферную коррозию Mg сплавов.

3. Водная коррозия.

4. Солевые растворы.

5. Кислотные и щелочные растворы.

6. Водные органические соединения.

7. Сухие органические соединения.

8.Газы при температуре окружающей среды до ÷ 100oC.

9. Высокотемпературная коррозия магния.

Список литературы.

Глава 10: Общая, гальваническая и локальная коррозия магния и сплавов.

A. Общая коррозия.

1. Коррозионная стойкость пассивного магния.

1.1. Экологические и коррозионные показатели в природных и водных средах.

1.2. Методы скорости коррозии сплавов Mg-Al.

1.3. Критическая оценка пассивных свойств магниевых сплавов.

2. Эффект отрицательной разницы «NDE».

3. Кинетические исследования общей и питтинговой коррозии Mg-сплавов.

3.1. Электрохимические исследования шума.

4. Предотвращение коррозии.

B. Гальваническая коррозия.

C. Локальная коррозия.

1. Питтинговая коррозия.

1.1. Определение питтингового потенциала.

1.2. Кривые поляризации и питтинговый потенциал сплава AXJ.

2. Щелевая коррозия.

3. Нитевидная коррозия.

3.1. Параметры инициирования и кинетики.

3.2. Механизм распространения.

Список литературы.

Глава 11: Металлургическая и микробиологическая коррозия магния и сплавов.

А. Металлургическая коррозия магниевых сплавов.

1. Литейные сплавы и легирующие элементы.

1.1. Литейные сплавы.

1.2. Магний-редкоземельный, торий и серебряные сплавы.

1.3. Легирующие элементы и предел допуска.

2. Коррозия под влиянием металлургических свойств.

2.1. Гальваническая коррозия и вторичные фазы.

2.2. Межкристаллитная коррозия “IGC”.

2.3. Отшелушивающая коррозия.

2.4. Высокотемпературная коррозия и деформация ползучести.

2.5. Микроструктура и коррозионная ползучесть магниевых сплавов, литых под давлением.

2.6. OCP, icorr и коррозионная ползучесть (Schneider et al.2007) 36.

2.7. Коррозионная ползучесть и старение.

2.8 Коррозионная ползучесть высокопрочных AE42 и MEZ.

3. Влияние микроструктуры, различных фаз и сварки.

3.1. Влияние термических обработок.

3.2. Эффект быстрого затвердевания.

3.3. Влияние микроструктуры некоторых сплавов Mg.

3.4. Влияние соединения и сварки.

3.5. Холоднокамерные процессы.

3.6. Горячекамерные процессы и коррозионная стойкость тонких пластин.

Б. МИК магния и магниевых сплавов.

1. Рациональная деградация.

1.1. Поведение жертвенного магния.

1.2. Рациональная биокоррозия Mg и его сплавов в организме человека.

2. Коррозионное растрескивание под напряжением и имплантаты.

3. Подходы к контролю биоразложения.

3.1. Легирование.

3.2. Обработка поверхности (анодирование).

3.3. Магниевые имплантаты и костная хирургия.

Список литературы.

Глава 12. Механическая коррозия магния и сплавов.

1. Эрозионно-коррозионная и фреттинг-усталостная коррозия.

1.1. Эрозия – Коррозия.

1.2. Усталостная коррозия.

2. Коррозионная усталость магниевых сплавов.

2.1. Коррозионная усталость литейных магниевых сплавов.

2.2. Коррозионная усталость высокопрочных магниевых сплавов.

2.3. Распространение трещин в деформируемых прессованных сплавах.

2.4. Сварка и коррозионная усталость AZ31.

2.5. Механизмы коррозионной усталости (зарождение и распространение).

2.6. Предотвращение коррозионной усталости.

Список литературы.

Глава 13: Экологическая коррозия магния и сплавов.

1. Использование магниевых сплавов и коррозионное растрескивание под напряжением «SCC».

2. Основные параметры.

2.1. Состав сплава и примеси магния.

2.2. Микроструктура и морфология трещин.

2.3. Эффект стресса.

2.4. Влияние окружающей среды.

3. Влияние других форм или типов коррозии на SCC.

3.1. Влияние общей коррозии.

3.2. Биметаллическая или гальваническая коррозия.

3.3. Питтинговая и локальная коррозия.

3.4. Сваренный материал и SCC.

3.5. Ползучесть и SCC сплавов Mg с повышенными условиями окружающей среды.

4. Механизмы распространения коррозии.

4.1. Модели электрохимического растворения.

4.2. Водородное охрупчивание «HE».

5. SCC-HE некоторых магниевых сплавов.

6. Профилактика SCC.

Список литературы.

ЧАСТЬ IV: ПОКРЫТИЕ И ИСПЫТАНИЯ.

Глава 14: Алюминиевые покрытия «Описание и испытания».

1.Ингибиторы.

2. Металлические покрытия.

2.1. Обычное гальваническое и химическое нанесение алюминия.

2.2. Подготовка поверхности к термическому напылению.

2.3. Жертвенная защита алюминиевыми сплавами.

2.4. Алюминиевый порошок в качестве покрытия.

2.5. Катодная защита алюминиевых сплавов.

3. Конверсионное покрытие.

3.1. Фосфаты и / или хроматы.

3.2. Хроматно-фосфатные процедуры.

3.3. Хроматные альтернативы.

4. Анодирование.

5. Органическая отделка.

5.1. Покрытия, содержащие более активные металлы, чем Al.

5.2. Электроосажденные покрытия.

6. Коррозионные испытания металла с покрытием.

6.1. Электрохимические испытания покрытий.

6.2. Обычное тестирование.

6.3. Коррозионная усталость термического напыления Al в качестве покрытия.

6.4. Растрескивание металлических напыленных покрытий при содействии окружающей среде.

Список литературы.

Глава 15: Магниевые покрытия «Описание и испытания».

1. Общий подход и подготовка поверхности.

2. Металлические и конверсионные покрытия.

2.1. Металлические покрытия.

2.2. Химическая обработка поверхности, такая как хроматирование, фосфатирование и т. Д.

3. Анодная обработка.

3.1. Описание и подходы к анодированию.

3.2. Формирование анодированных покрытий.

3.3. Свойства и химический состав.

3.4. Некоторые промышленные и развивающиеся процессы анодирования.

3.5. Формы коррозии поверхностей (анодированные или с конверсионной обработкой.

4. Модификация поверхности.

4.1. Химическое и физическое осаждение из паровой фазы (CVD / PVD).

4.2. Н-покрытие и гидриды магния.

5. Электрохимические характеристики границы раздела металл / пленка

5.1.ОСР и поляризационные исследования границы раздела металл / оксид.

5.2. Измерения импеданса.

6. Органическая обработка и коррозионные испытания материала с покрытием.

6.1. Органические покрытия.

6.2. Обычные коррозионные испытания металла с покрытием.

Список литературы.

ЧАСТЬ V: ОЦЕНКА И ИСПЫТАНИЯ.

Глава 16. Обычные и электрохимические методы исследования.

1. Подходы к коррозионным испытаниям и методы исследования.

1.1. Подход к тестированию.

1.2. Категории коррозионных испытаний.

1.3. Продолжительность тестирования.

1.4. Режимы тестирования.

1.5. Удаление продуктов коррозии.

2. Физико-механические испытания корродированных материалов.

2.1. Визуальные и микроскопические методы тестирования.

2.2. Методы неразрушающей оценки.

2.3. Механические испытания.

2.4. Химический анализ.

2.5. Химический анализ поверхности.

2.6. Опубликованные данные о производительности и коррозионной стойкости.

3. Электрохимические поляризационные исследования.

3.1. Измерения коррозионного потенциала.

3.2. Потенциодинамические методы.

3.3. Методы цикловольтамперометрии и питтинг.

3.4. Потенциостатические, гальваностатические и гальванодинамические методы.

4. Электрохимическая импедансная спектроскопия “AC”? EIS? техника.

4.1. Вступление.

4.2. Термины EIS и эквивалентные схемы.

4.3. Графики импеданса.

5. Электрохимические измерения шума «ЭНМ».

5.1. Историческое и EN Определение.

5.2. Системы генерации и сбора данных EN “DAS”.

5.3. Анализ данных ЭНМ.

5.4. Потенциодинамические, потенциостатические и гальваностатические исследования EN.

6. Метод сканирующего электрода сравнения (SRET).

7. Микросистемы и проволочно-лучевой электрод.

7.1. Микросистемы и «АСМ».

7.2. Проволочно-лучевой электрод “WBE”.

Список литературы.

Глава 17: Оценка форм коррозии алюминия и его сплавов.

1. Общая коррозия алюминия и его сплавов.

2. Гальваническая коррозия.

2.1. Общие Соображения.

2.2. Влияние состава и микроструктуры.

2.3. Электрохимические испытания.

3. Локальная коррозия алюминия и сплавов.

3.1. Точечная коррозия.

3.2. Щелевая коррозия.

3.3. Испытание алюминиевых сплавов на нитевидную коррозию.

4. Металлургическая коррозия (METIC).

4.1. Испытания на межкристаллитную коррозию.

4.2. Тестирование отшелушивания.

4.3. Присоединение и тестирование.

5. Оценка МИК и биодеградации.

6. Механическая коррозия алюминия и сплавов.

6.1. Эрозионно-коррозионные испытания.

6.2. Испытания на коррозионную усталость.

7. Коррозия под воздействием окружающей среды (EIC).

7.1. Процедуры испытаний алюминиевых сплавов на SCC.

7.2. Образцы для испытаний.

7.3. Стрессоры.

7.4. Морфология разрушения и SCC алюминиевых сплавов.

Список литературы.

Глава 18: Оценка коррозионных форм магния и его сплавов.

1. Решения для тестирования.

1.1. Гидроксидные растворы.

1.2. Растворы хлоридов, сульфатов и гидроксидов.

1.3. ASTM D1384-87 коррозионная вода.

1.4. Буферизованные решения.

2. Форма общей коррозии.

2.1. Погружные испытания и скорость коррозии.

2.2. Испытание на коррозию солевым туманом.

2.3. Некоторые электрохимические методы исследования.

3. Гальваническая или биметаллическая коррозия магния и сплавов.

4. Локальная коррозия Mg и его сплавов.

4.1. Исследования потенциала холостого хода и питтинговой коррозии.

4.2. Электрохимические измерения шума.

4.3. Исследования SRET по магнию.

5. Металлургическая коррозия Mg и сплавов.

6. MIC и биоразложение Mg и сплавов.

7. Коррозионная усталость.

8. SCC Испытания и оценка магниевых сплавов.

8.1. Статическое нагружение гладких образцов и общие соображения.

8.2. Стрессы.

8.3. Решения и условия эксплуатации.

8.4. Постоянная скорость растяжения и линейно возрастающие стресс-тесты.

8.5. Методы SCC CERT и LIST.

Список литературы.

Глава 19: Приложения.

Приложения Биография, международные единицы и сокращения.

Приложение 1: Книги, данные и стандарты ASTM по предотвращению коррозии.

A. Некоторые рекомендуемые книги по коррозии.

B. Библиография данных по коррозионным характеристикам материалов.

C. Стандарты ASTM.

Приложение 2: Приложение к некоторым международным единицам, уравнениям и т. Д.

Периодическая таблица (Wieser 2006).

Приложение 3, сокращенные обозначения и символы.

Коррозионное поведение термообработанного алюминиево-магниевого сплава в хлоридной среде и среде EXCO

Машины, предназначенные для работы в морской среде, обычно подвержены коррозии.Поэтому крайне важно, чтобы подверженность таких объектов коррозии оценивалась с целью установления механизма для ее смягчения. В данном исследовании изучали коррозионное поведение литых образцов и образцов с реакцией обратного движения (RRA) из алюминиевого сплава, содержащего 0,4–2,0% добавок магния в растворах NaCl, FeCl 3 и EXCO. В процессах моделирования коррозии использовались гравиметрические и электрохимические методы. Результаты показывают значительное индуцирование осаждения Mg 2 Si при относительно более высоком добавлении магния, 1.2–2,0 процента, что приводит к усилению приступа. Это явление основано на том, что кристаллы Mg 2 Si являются анодными по сравнению с матрицей сплава, которая легко растворяется под воздействием химических компонентов. Образование интерметаллида Mg 2 Si без соответствующих соответствующих оксидов, таких как SiO 2 и MgO, которые защищают осадки от гальванического взаимодействия с матрицей, усиливает восприимчивость к коррозии.

1. Введение

Алюминий и его сплавы широко используются в промышленности из-за их легкого веса, высокой прочности и хорошей коррозионной стойкости, обусловленной образованием защитного оксидного слоя.Однако в соленых условиях, например, в морской среде, алюминиевые сплавы уязвимы для локальной деградации в виде точечной и щелевой коррозии. Этот тип коррозии включает адсорбцию аниона, в частности хлорид-иона, Cl – , на границе раздела оксид-раствор.

В обычных металлических материалах требуется сильная окислительная способность окружающей среды для установления спонтанной пассивности; следовательно, для практического использования металлические материалы должны проявлять значительный уровень пассивности в данной среде.

Пассивная стабильная поверхностная пленка действует как барьер для переноса катионов из металла в окружающую среду и для встречной диффузии кислорода и других анионов. Пленка, образованная воздухом, должна быть стабильной без повреждения подлежащей поверхности сплава в данной среде. Химически однородные однофазные аморфные сплавы, свободные от кристаллических дефектов, таких как выделения, сегрегации, границы зерен и дислокации, часто создают благоприятную среду для образования однородной пассивной пленки без каких-либо слабых мест [1].

Алюминий образует защитную оксидную пленку в диапазоне pH 4,0–8,5, но это зависит от температуры, формы присутствующего оксида и присутствия веществ, которые образуют растворимые комплексы или нерастворимые соли с алюминием. Это означает, что оксидная пленка растворима при значениях pH ниже 4,0 и выше 8,5. Однако Sziklarska и Smialowska [2] сообщили о том, что питтинг-потенциал алюминия в хлоридных растворах относительно не зависит от pH в диапазоне 4–9. Это было далее развито Годаром [3], чтобы продемонстрировать, что отклонение от нейтральности, PH 7, как на кислотной, так и на щелочной стороне увеличивает скорость питтинга в нейтральных пресных водах.

Коррозионное поведение алюминиевых сплавов существенно зависит от наличия частиц в матрице [4]. Частицы, содержащие Cu и Mg, имеют тенденцию быть анодными по отношению к матрице сплава, в то время как частицы, содержащие Fe и Mn, ведут себя катодно по отношению к матрице [5]. Предыдущие работы [6–8] показывают, что частицы Si Mg 2 имеют тенденцию быть анодными по отношению к матрице и могут действовать как места инициации коррозии. Чаще всего фаза Mg 2 Si растворяется, оставляя после себя полость, которая действует как место зарождения питтингов [9, 10].Эти наблюдения были сделаны в ходе исследований промышленных алюминиевых сплавов с низкими мольными отношениями Si / Mg [11–14].

Щелевая коррозия – это сильно локализованная форма коррозии, которая возникает при проникновении воды в плотно прилегающие поверхности. Присутствие агрессивных ионов, таких как хлорид, часто вызывает обширную локализованную атаку [4]. Ионы хлорида втягиваются в щель по мере растворения металла, и условия внутри щели становятся кислыми. Металлы, такие как алюминий, коррозионная стойкость которых зависит от оксидных пленок или пассивных слоев, особенно подвержены щелевой коррозии.Атака этого явления может усугубиться в сочетании с наличием кристаллического дефекта, такого как осадки Mg 2 Si. Существует возможность радикального снижения восприимчивости сплава к коррозии, если его микроструктура модифицирована соответствующей термообработкой перед использованием. В этом исследовании был изучен химический отклик термообработанного алюминиево-магниевого сплава в хлоридных и кислых средах.

2. Методика эксперимента
2.1. Материалы

Слитки алюминиевого сплава 6063 и магния, использованные для этого исследования, были получены от Nigerian Aluminium Extrusion Company (NIGALEX).Были изготовлены шесть различных составов сплава Al-Mg с химическим составом, указанным в таблице 1. Содержание Mg в сплаве варьировалось от 0,40 до 2,0%.

922 Mn 9223 Pb

0,09
Кол-во отливок% Состав Si / Mg
Fe Si Mn Z2261 Cu Sn Al соотношение
В состоянии поставки 0.296 0,446 0,073 0,013 0,016 0,020 0,34 0,007 0,009 98,78 1,312
1,312
0,021 0,013 0,42 0,009 0,004 98,56 1,390
Сплав 2 0,276 0.572 0,023 0,071 0,018 0,012 0,91 0,008 0,005 98,56 0,629
0,014 1,23 0,001 0,007 98,10 0,328
Сплав 4 0,253 0,530 0.088 0,012 0,017 0,015 1,52 0,006 0,005 97,59 0,349
Сплав 5 0,414 0,015 0,414 0,015 1,81 0,005 0,004 97,10 0,331
Сплав 6 0,319 0,771 0,024 0.037 0,019 0,013 2,02 0,001 0,006 96,79 0,382

сплав, нагретый тигель и магниевый сплав. в расплавленном состоянии, а затем разливают в металлическую форму. Оставалось достаточно времени для охлаждения литых образцов перед снятием. Каждый образец отливки был разделен на наборы A ( i –a l ) и B (b i –b l ) с образцами набора A, оставленными необработанными, в то время как образцы набора B были подвергнуты ретрогрессии и старению (RRA).Образцы в растворе подвергали термообработке при 475 ° C и выдерживали в течение 24 часов (условие T6), после чего образцы подвергали ретрессии при 200 ° C, выдерживали в течение сорока минут и закаливали в воде. Затем образцы RRA подвергали отпуску при 120 ° C в течение 24 часов и оставляли охлаждаться на воздухе.

Стандартные образцы электрохимической коррозии (рис. 1) и микроструктурные образцы для испытаний были приготовлены из обоих наборов образцов A и B. Для электрохимических и гравиметрических испытаний использовали цилиндрические стержни диаметром 10 мм и круглые образцы размером 14 мм соответственно.


2.2. Кампании по борьбе с коррозией

Моделирование коррозии проводилось на образцах RRA с использованием электрохимической поляризации и гравиметрических методов в трех различных средах, а именно в соли, хлористом железе и кислоте. Испытание на погружение моделирует коррозионную стойкость сплава в хлоридной среде, содержащей 10% соли в воде, насыщенной кислородом, при комнатной температуре. Испытание на хлорид железа используется для изучения реакции сплава Al-Mg на щелевую коррозию в среде, состоящей из 5 компонентов.6 мл FeCl 3 · 6H 2 O, 2 г NaCl и 5 г концентрированной HCl в 300 мл воды. Испытание EXCO изучает коррозию отшелушивания сплава Al-Mg в тяжелых промышленных или морских условиях, содержащих 5 г NaCl, 5 г KNO 3 и 9 мл HNO 3 в 300 мл воды. Устройство Jenway 350-pH использовалось для определения pH растворов NaCl, FeCl 3 и EXCO, значения равны 6,80, 6,20 и 6,03 соответственно.

При испытании на гравиметрическую коррозию начальные веса испытуемых образцов регистрировались перед погружением в испытательную среду, в то время как изменение веса измерялось каждую неделю с использованием весов Mettler Toledo после того, как испытательные образцы были промыты водой и высушены на воздухе.Схема электрохимической коррозии (рис. 2 (а)) аналогична электролитическому процессу, в котором купон из алюминиево-магниевого сплава и медь действуют как анодный и катодный электроды соответственно. Электроды были частично погружены в среду в отдельных контейнерах, так как анодный купон был подключен к положительной клемме батареи SMF 5219 на 12 В, в то время как медный электрод был подключен к ее отрицательной клемме, а переменный резистор YEM 2210 (реостат) был включен в схема. Падение тока, протекающего через систему, регистрировалось с 20-минутным интервалом с помощью амперметра YEM 2011 (рис. 2 (б)).Этот процесс электрохимической коррозии длился шесть часов для каждого исследуемого образца.

2.3. Анализ микроструктуры

Образцы для испытаний были приготовлены из образцов сплава и шлифованы последовательно с использованием наждака сортов 40, 32, 10 и 8. Шлифованные поверхности были отполированы пастой из оксида алюминия для получения зеркальной поверхности. Полированные образцы для испытаний протравливали разбавленной соляной кислотой в течение 10 с. Протравленные поверхности тщательно промывали и сушили. Цифровой металлургический микроскоп при увеличении был использован для получения морфологии матрицы образца, в то время как микрофотографии, полученные с этих образцов для испытаний, показаны на рисунках 6–11.

3. Результаты и обсуждение
3.1. Измерения скорости коррозии

Чувствительность к коррозии образцов для испытаний в различных смоделированных средах (NaCl, FeCl 3 и раствор EXCO) оценивалась с помощью методов гравиметрической и электрохимической поляризации. Это было сделано для сравнения того, какой метод может быстро предоставить информацию о степени коррозии, с одной стороны, и надежности полученных данных, с другой. Методика измерения гравиметрической коррозии в основном касалась режима потери веса испытуемых образцов.При применении этого метода веса испытуемых образцов получали до и в конце времени, указанного для каждой фазы мониторинга. Перед следующей фазой мониторинга образцы для испытаний тщательно промывали водой, сушили на воздухе и взвешивали. Полученные данные о потере веса (Приложение A.1) были использованы для расчета скорости коррозии с использованием следующего соотношения: где – потеря веса (мг), плотность испытуемого образца, площадь испытуемого образца (см 2 ) и время воздействия (час).

В методике оценки электрохимической коррозии используется свойство электрического сопротивления исследуемого сплава путем измерения электрической поляризации при приложении тока. В этом исследовании стандартные образцы сплава Al-Mg различного состава использовались в качестве анода, а медь использовалась в качестве катода. Установка была частично погружена в каждую среду отдельно, и падение тока, протекающего через систему, регистрировалось с 20-минутным интервалом. Скорости коррозии, оцененные с помощью (2), представлены в Приложении А.2. где – потеря веса (г), плотность испытуемого образца, поверхность воздействия, площадь испытуемого образца (см 2 ), и ток, протекающий в испытуемом образце (анодный купон).

Анализ коррозионного поведения испытуемых образцов с помощью гравиметрической и электрохимической поляризации показывает, что образцы в литом виде показали более высокую подверженность коррозии, чем образцы RRA после погружения в раствор NaCl (рис. 3). Эта тенденция сохраняется до примерно 1,7% добавления Mg в алюминиевый сплав.Пиковая коррозионная реакция AS-CASTg: 0,13 мм / год произошла при 0,4% и 1,2% Mg по гравиметрическому методу, в то время как метод электрохимической поляризации зафиксировал RRAe: 0,12 мм / год при 0,91% и 1,81% Mg, соответственно. В отличие от этого наблюдения, образец RRA не испытал какой-либо заметной коррозии в течение периода наблюдения (42 дня), рассчитанного с использованием гравиметрического метода. Однако из-за электрохимической поляризации тестовые образцы RRA показали некоторый уровень коррозии при 0,13 мм / год в течение 1.5–2,02% Mg. Коррозионная реакция образцов для испытаний RRA в солевой среде, которая контрастирует с таковой для образцов в литом состоянии, может быть связана с обширным изменением микроструктуры, которое произошло во время термообработки. Зерна очищаются, очищаются и гомогенизируются. Однако при более высоком добавлении магния, 1,2–2,02%, соответствующий высокий объем осажденного Mg 2 Si отрицательно сказался на коррозионной стойкости сплава.


Кривые на рисунке 4 иллюстрируют коррозионное поведение испытуемых образцов в среде хлорида железа.Что касается гравиметрических измерений коррозии, образцы в литом виде показывают возрастающую склонность к коррозии, AS-CASTg: 0,321–0,772 мм / год для добавления 0,42–1,23% Mg. После этого скорость коррозии (AS-CASTg) упала до 0,579 мм / год для 1,51% Mg, в то время как некоторый уровень пассивности проявился при 1,81% Mg, имеющем скорость коррозии всего 0,45 мм / год.


Довольно спорадическая картина коррозии образцов в литом состоянии в значительной степени обусловлена ​​неоднородностью их микроструктуры. Это подтверждается RRAg: 0.Максимальная скорость коррозии образцов RRA составляет 45 мм / год, поскольку их микроструктура была улучшена путем термообработки.

Реакции на коррозию образцов в литом состоянии и образцов RRA в растворе хлорида железа с использованием метода электрохимической поляризации также представлены на рисунке 4. Образцы для испытаний в отливке и RRA продемонстрировали сходную картину скорости коррозии. Коррозия была более распространенной, AS-CASTe: 0,151–0,238 мм / год и RRAe: 0,094–0,131 мм / год для литых и RRA образцов, соответственно, при относительно низком добавлении магния, 0.42–1,23%. Однако при относительно более высоком добавлении магния, 1,51–2,02%, скорость коррозии значительно снизилась до 0,053–0,056 мм / год для литых образцов и 0,020–0,025 мм / год для образцов для испытаний RRA. При таком сценарии измерения электрохимической поляризационной коррозии доказали, что существует сильная корреляция между структурной целостностью сплава и восприимчивостью к коррозии.

На рисунке 5 показана реакция образцов для испытаний на отслаивающую коррозию в тяжелых промышленных и морских условиях (EXCO).При использовании метода электрохимической поляризации коррозионное поведение как литого, так и RRA образцов относительно низкое и неоднородное, AS-CASTe: 0,055–0,113 мм / год и RRAe: 0,023–6–0,055 мм / год для литого. и образцы RRA соответственно.








Неоднородность микроструктуры, должно быть, была причиной широкого диапазона скоростей коррозии, демонстрируемого литыми образцами. Оценка скорости коррозии на литых образцах гравиметрическим методом также показывает, что коррозия неоднородна, и значения относительно высокие, AS-CASTg: 0.579 мм / год и 0,322 мм / год являются минимумом. Однако образцы RRA показали относительно однородную скорость коррозии, RRAg: 0,257–0,386 мм / год для различных добавок магния. Это происходит из-за структурных изменений, произошедших в результате термической обработки сплава.

Микроструктура отлитых образцов (рис. 6 (a i )) показывает фазы, которые неравномерно распределены в матрице α -алюминия, в то время как в определенной области наблюдается сильная кластеризация Mg 2 Si. матрицы.Это потенциальный участок поляризации для электрохимического воздействия на сплав. Однако в образцах RRA кристаллы Mg 2 Si равномерно распределены в матрице (рис. 6 (b i )).

Погружение этих образцов в раствор NaCl привело к значительному обеднению кристаллов Mg 2 Si и других интерметаллидов. Это наблюдение было более выражено в литых образцах (рисунки 6 (a j ), 6 (b j )), в то время как сплав RRA показал более высокую стойкость к коррозии в растворе NaCl, чем в FeCl 3 (рисунки 6 (b j ), 6 (b k )).В растворе EXCO кластерное расположение кристаллов Si Mg 2 сохранялось в обоих образцах сплава (рисунки 6 (a -1 ), 6 (b -1)), но истощение других интерметаллидов в образцах после литья. было больше, чем у образцов из сплава RRA. При добавлении 0,9% Mg оба образца сплава имеют довольно высокую объемную долю выделений Si Mg 2 , присутствующих в матрицах (Рисунки 7 (a i ), 7 (b i )). При погружении в раствор NaCl матрица после литья подвергается сильному разрушению со значительной эрозией интерметаллических фаз, в то время как образцы RRA демонстрируют превосходную устойчивость к атакам (Рисунки 7 (a k ), 7 (b j ).

И выделения, и интерметаллические фазы, однако, остаются стабильными в растворе FeCl 3 (Рисунки 7 (a k ), 7 (b k )), в то время как эрозия силицидов магния наблюдалась с литым сплавом. в растворе EXCO (Рисунки 7 (a l ), 7 (b l )). Мелкие кристаллы силицидов магния появлялись при добавлении 1,2% Mg (Фигуры 8 (a i ), 8 (b i )).

Кристаллы остаются стабильными в матрицах обоих сплавов при погружении в раствор NaCl (Рисунки 8 (a j ), 8 (b j )).Однако в растворе FeCl 3 наблюдалась сильная эрозия интерметаллических кристаллов, которая более выражена в матрице после литья (Рисунки 8 (a k ), 8 (b k )), в то время как реакция обоих образцов был не совсем очевиден в растворе EXCO (Рисунки 8 (a l ), 8b l )). На Рисунке 9 образцы алюминиевого сплава, содержащие 1,5% Mg, имеют в своей структуре мелкие кристаллы (Рисунки 9 (a i ), 9 (b i )). Интерметаллическая фаза в матрице сплава RRA была сильно разрушена в растворе NaCl, оставив нетронутыми кристаллы Mg 2 Si (Рисунки 9 (a j ), 9 (b j )).Однако в FeCl 3 коррозионное поведение литых образцов аналогично коррозионному поведению образцов RRA, а фаза Si Mg 2 проявляет большее сопротивление, чем другие интерметаллиды (Рисунки 9 (a k ), 9 (b ). к )). На рисунках 9 (a -1), 9 (b -1) сплав после литья подвергся сильному разрушению в растворе EXCO, в то время как значительный объем кристаллов Mg 2 Si, индуцированных в образцах RRA, был сохранен.

На рисунках 10 (a i ), 10 (b i ) более высокая объемная доля интерметаллидов наблюдалась в литой структуре, в то время как кластеризация кристаллов Mg 2 Si происходила в образцах RRA.При погружении в раствор NaCl отлитая матрица значительно корродировала, оставляя лишь несколько следов интерметаллических кристаллов. Кристаллы RRA подверглись серьезной атаке, чем отлитые образцы в растворе FeCl 3 с кристаллами Si Mg 2 были смыты вместе с другими интерметаллидами.

В растворе EXCO в отлитых образцах произошла значительная коррозия, в результате чего матрица осталась почти пустой (рис. 10 (a -1)). Матрица из сплава RRA, однако, проявила стойкость к коррозии в растворе EXCO, но значительное количество кристаллов Mg 2 Si было эродировано, оставив в матрице детали в виде ямок.(Рисунок 10 (b l )).

На рисунке 11 показаны низкие объемные доли кристаллов Mg 2 Si в образцах RRA при добавлении 2,0% Mg (рисунок 11 (b i )). Сильная эрозия кристаллов Mg 2 Si произошла в матрице после литья при погружении в раствор NaCl, но другие интерметаллиды были стойкими в этой среде (Рисунки 11 (a j ), 11 (b j )). В растворе FeCl 3 интерметаллиды проявляют стойкость к атакам как в литых, так и в RRA-матрицах, но теряют кристаллы -алюминия из-за коррозии (Рисунки 11 (a k ), 11 (b k )) .Погружение образцов сплава в раствор EXCO привело к сильному разрушению кристаллов матрицы RRA, в то время как интерметаллиды в отливке демонстрируют превосходную стойкость по сравнению с кристаллами -алюминия в этой среде (Рисунки 11 (a -1), 11 (b) л )).

4. Заключение

Коррозионные реакции образцов в литом состоянии и образцов из сплава RRA значительно различаются в зависимости от микроструктуры, наведенной в них. Осажденные кристаллы Mg 2 Si являются анодными по сравнению с матрицей сплава, которые легко растворяются при химическом воздействии.Это явление произошло при относительно высоком содержании магния в диапазоне 1,2–2,0%. В этом диапазоне объемная доля выделений Mg 2 Si в матрице сплава довольно значительна, что усиливает подверженность коррозии.

Процесс термообработки, использованный в этом исследовании, служит цели модификации микроструктуры сплава таким образом, чтобы подавить образование растворимых выделений, а не сильно тугоплавких интерметаллидов. Такое поведение наблюдалось в образцах RRA по сравнению с образцами сплава в литом состоянии, что подтвердило установленную значительную роль присутствия интерметаллидов в матрице сплава в уменьшении коррозии [15].Интерметаллиды представляют собой сложные соединения, которые нелегко растворяются, становясь катодными по отношению к матрице сплава. Следовательно, степень коррозии сплава зависит от того, какая фаза преобладает: растворимые или нерастворимые выделения. Оценка электрохимической коррозии дала дополнительный результат по сравнению с гравиметрическим методом. Однако последнее часто занимает месяцы, прежде чем можно будет обнаружить какое-либо видимое коррозионное воздействие, в то время как первое занимает всего несколько минут.Это может быть решающим фактором для определения наилучшего подхода к оценке коррозии, когда время является ограничением.

Приложения
A. Данные о скоростях гравиметрической и электрохимической коррозии образцов для испытаний в различных средах
A.1. Данные по скорости гравиметрической коррозии для испытуемых образцов в различных средах (время воздействия: 42 дня)

Более подробную информацию см. В таблицах 2, 3, 4, 5, 6, 7 и 8.

5 в литом состоянии

9223 0,521
Дней Раствор NaCl FeCl 3 Раствор EXCO
В литом состоянии RRA В литом состоянии RRA В литом состоянии RRA
0 0 0 0 0 0 0
7 0 0 0.385 0 0,381 0,385
14 0 0 0,385 0,193 0,578 0,1931
75 9224
0,931
0,514 0,257
28 0,096 0 0,289 0,193 0,578 0,385
35 0.077 0 0,308 0,231 0,617 0,385
42 0,128 0,064 0,321 0,193 0,1932 0,538
0,25 9226 9223 Раствор 9298
000 9298
0002
Дней Раствор NaCl FeCl 3 Раствор EXCO
As-cast RRA As cast RRA
0 0.000 0,000 0,000 0,000 0,000 0,000
1200 0,000 0,000 0,771 0,000

0,0002		 0,000 9227 0,0002 903 0,771 0,193 0,193 0,193
3600 0,000 0,000 0,642 0,257 0.128 0,257
4800 0,000 0,000 0,578 0,289 0,193 0,385
6000 0,077 9223 0,077 FeCl 3 Раствор EXCO
В литом состоянии RRA В литом состоянии RRA В литом состоянии RRA
9384 0382
0,000 0,000 0,000 0,000 0,000
7 0,000 0,000 1,542 0,771 9222
2		 1,156 0,771 0,385 0,385
21 0,128 0,000 1,028 0,514 0.514 0,514
28 0,096 0,000 0,963 0,482 0,482 0,482
35 0,154 35 0,154 0,124 9226 Раствор FeCl 3 Раствор EXCO
В литом состоянии RRA В литом состоянии RRA В литом состоянии RRA
0382
0,000 0,000 0,000 0,000 0,000
7 0,000 0,000 1,156 1,156 9226 9227 0375 0,964 0,578 0,578 0,385
21 0,000 0,000 0,899 0,385 0.642 0,514
28 0,000 0,000 0,771 0,385 0,578 0,482
35 0,077 0,077 0,623
42 0,064 0,000 0,579 0,386 0,579 0,515
5 9227 9279 9298
000 9223 9223 Раствор 9298
000
9227 9279 FeCl 3 Раствор EXCO
В литом состоянии RRA В литом состоянии RRA В литом состоянии RRA
0382
0,000 0,000 0,000 0,000 0,000
7 0,000 0,000 0,771 0,771

 0,771 9226 9222 9222 903 0,771 903 0,771 0,771 0,771 0,385
21 0,000 0,000 0,642 0,514 0.514 0,385
28 0,000 0,000 0,578 0,578 0,482 0,289
35 0,000 35 0,000 0,000 0,000 FeCl 3 Раствор EXCO
В литом состоянии RRA В литом состоянии RRA В литом состоянии RRA
9384 0382
0,000 0,000 0,000 0,000 0,000
7 0,000 0,000 0,771 0,771 0,771 9226 9222 9222 9222 9226 9222 9222 9226 9222 9222 0,385 0,771 0,578 0,193
21 0,000 0,000 0,514 0,514 0.514 0,578
28 0,000 0,000 0,482 0,482 0,482 0,514
35 0,077 0,077 0,077
42 0,064 0,064 0,386 0,386 0,515 0,322
9279 92981
03822
9224 8375375
FeCl 3 Раствор EXCO
В литом состоянии RRA В литом состоянии RRA В литом состоянии RRA
RRA
0 0 0 0 0
7 0 0 0.771 0,771 0,771 0,384
14 0 0 0,771 0,771 0,771 0,385
0382 9223 9223 9229 0,642 0,385
28 0,096 0 0,578 0,482 0,674 0,289
35 0.154 0,077 0,54 0,385 0,694 0,308
42 0,193 0,192 0,45 0,386
 0,386
902
А.2. Данные о скоростях электрохимической коррозии для испытуемых образцов в различных средах (время воздействия: 2 часа)

Более подробную информацию см. В таблицах 9, 10, 11, 12, 13, 14 и 15.

As-cast0117
T (сек) Раствор NaCl Раствор FeCl 3 EXCO раствор
9226 As-cast В состоянии литья RRA
0 0,0000 0,0000 0,0000 0,0000 0,0000 0,002 0,0000 0,002 0,0123 0,0425 0,0394 0,0370 0,0238
2400 0,0224 0,0238 0,0850

375

 0,0238 0,0850

375

 0,023 0,02 0,1254 0,0690 0,1072 0,0666
4800 0,0425 0,0443 0,1643 0.0904 0,1429 0,0871
6000 0,0511 0,0544 0,1982 0,1109 0,1725 0,1089
6 ​​		 0,1725 0,1089
6 ​​		 0,1725 0,1089
6 ​​9226 9222 9222 9227 9226 9226 9226 9226 9226 9226 9226 9228		 0,1282
903 903 75 9228 0228 9228 9227 9228 9227 9228 9227 9228 9223

4 6000 9222 9226 9226 9227 9226 9227 9227

4 92221 RRA 9228 033333
T (сек) 9272
Раствор NaCl 903 литье RRA As-cast RRA As-cast RRA
0 0.0000 0,0000 0,0000 0,0000 0,0000 0,0000
1200 0,0242 0,0061 0,0363 0,0176 0,0363 0,0176 0,0363 0,0176 0,0702 0,0345 0,0605 0,04600
3600 0,0678 0,0167 0,1035 0.0499 0,0877 0,0653
4800 0,0871 0,0214 0,1355 0,0653 0,1129 0,0855 0,1129 0,0855 0,1129 0,08555 0,01048
7200 0,1233 0,0296 0,1959 0,0943 0,1601 0,1232



902 )		 Раствор NaCl FeCl 3 Раствор EXCO
В литом состоянии RRA В литом состоянии RRA В литом состоянии RRA В литом состоянии 0 0 0 0 0 0
1200 0.0115 0,0057 0,0298 0,0234 0,0234 0,0119
2400 0,021 0,0105 0,0565 0,0105 0,0565 0,0105 0,0565 9223 9223 9223 9223 0,04 0,0816 0,0628 0,0616 0,0308
4800 0,0386 0,0185 0,1068 0.0805 0,0805 0,0394
6000 0,0750 0,0216 0,1283 0,0985 0,0965 0,0482 0,0965 0,0482 0,0965 0,0482 0,0965 0,0482 0,0965 0,0482 0,0965 0,0482

9226 9226 9226 9226 9222 9401 9226		 0,0554
9272 3 9022 0,0842
(сек) Раствор NaCl 9273 9022 Раствор NaCl RRA As-cast RRA As-cast RRA
0 0 0 0 0 0 0 0 0 0 0 1200 0.0056 0,0287 0,0169 0,0055 0,0226 0,0115
2400 0,0103 0,0524 0,0308 0,0524 0,0308 0,0524 0,0524 0,0308 9223 9228 9228 9226 9222 9224 0,099
9224 0,09 0,0425 0,0136 0,0579 0,0283
4800 0,0173 0,0924 0,053 0.0165 0,0707 0,0337
6000 0,0195 0,1103 0,0616 0,018 0,0842 0,04
0,0842 0,04
0 0,0456
9273 9273 9022 903

0,0631

0,06 9226 9226 9226 9223

(сек) Раствор NaCl 3 927 36 Раствор NaCl RRA As-cast RRA As-cast RRA
0 0 0 0 0 0 0 0 0 0 0 0 1200 0.0172 0,0282 0,023 0,0056 0,0172 0,0113
2400 0,032 0,0524 0,0411 0,0524 0,0524 0,0411 9221 0,0103
0,0411


 0,0579 0,0136 0,0425 0,0277
4800 0,0517 0,0944 0,0723 0.0165 0,053 0,0345
6000 0,0585 0,1129 0,0842 0,0185 0,0631 0,04
0,04
9226 0,0444
375 0375 0333
T (сек) 9272 903 903 903 75 9273 Раствор NaCl 903 литье RRA As-cast RRA As-cast RRA
0 0 0 0 0 0 0
1200 0.0117 0,0242 0,0119 0,0058 0,0117 0,0058
2400 0,0222 0,046 0,0226 0,046 0,0226 0,0107


 9227 0,0107
0,0314 0,0151 0,032 0,0148
4800 0,0386 0,0838 0,0402 0.0189 0,0419 0,0189
6000 0,0452 0,1027 0,0472 0,0216 0,0493 0,0226 0,0493 0,0226 0,0493 0,0226 0,0493 0,0226 0,04 0,0259
375 0375 033226 0,0785226 9226 9226 9226 9226 9224 9224 9224 9224 9226
T (сек) 9272 9273 903 903 903 903 903 903
9273 Раствор NaCl 903 литье		 RRA As-cast RRA As-cast RRA
0 0 0 0 0 0 0
1200 0.0119 0,0242 0,0119 0,0111 0,0176 0,0113
2400 0,0226 0,0468 0,023 0,0468 0,023 0,021 0,02 0,0326 0,0302 0,049 0,0308
4800 0,0419 0,0904 0,0427 0.0386 0,0628 0,0402
6000 0,0513 0,1109 0,0523 0,047 0,0785 0,0493 0,0785 0,0493
0,0493
0,0567
.

Добавить комментарий

Ваш адрес email не будет опубликован. Обязательные поля помечены *