 |
Реклама. ООО ГК "Велунд Сталь СЗ" ИНН 7813653802 Erid: 2SDnjeTme6H
| |
ПИТТИНГОВАЯ КОРРОЗИЯ
Механизм питтинговой коррозии алюминиевых сплавов заключается в нарушении пассивного состояния при достижении потенциала пробоя и дальнейшей коррозии в отдельных точках, которая автокаталитически поддерживается вследствие изменения состава раствора в вершине питтинга. В этом отношении все алюминиевые сплавы имеют практически одинаковую чувствительность к питтинговой коррозии, поскольку значения потенциалов пробоя в идентичных средах у них мало различаются. Для алюминия высокой чистоты развитие питтингов преимущественно находится в полной зависимости от ориентации кристаллографических плоскостей. В большинстве сред питтинговая коррозия развивается на плоскости (100).
Однако для алюминиевых сплавов кристаллографическое распространение питтинга является не единственной и даже не основной формой его развития, поскольку значительное влияние оказывают также структурные неоднородности и несовершенства кристаллической структуры.
Не вызывает сомнений возможность растворения анодных составляющих сплава. Например, установлено, усиление питтинговой коррозии сплава алюминия АМг5 вследствие локального растворения скоагулированных выделений фазы β(Mg2Al3). В соответствии с результатами исследований авторов более общим случаем является коррозия твердого раствора вблизи выделений фаз, имеющих катодный характер и прежде всего интерметаллидных соединений переходных металлов. Но независимо от того, катодный или анодный характер имеют фазовые составляющие сплава, механизм питтинговой коррозии алюминиевых сплавов можно представить следующим образом. Зарождение питтинга при достижении потенциала пробоя происходит случайно не в одной, а в достаточно большом количестве точек, частично или преимущественно группирующихся вблизи катодных или анодных фаз. Коррозия развивается либо случайными путями, либо путями, обусловленными характером структуры (например, вдоль кристаллографических плоскостей), до встречи питтингов с фазовыми составляющими, расположенными в глубине металла. Эти составляющие ориентируют развитие питтинговых каналов. Следовательно, происходит развитие одновременно достаточно большого числа точечных поражений, образующих сложные сплетения извилистых микротоннелей. При этом в разрезе на микрошлифе видны отдельные точки - проекции сечений многочисленных узких каналов.
Несовершенства структуры, такие как вакансии, также могут способствовать тоннельному распространению питтинга. Не исключено и зарождение питтинга в местах выхода дислокаций, т. е. в ядре дислокаций.
Развитие множественных каналов в конечном счете приводит к нарушению связи между ними и образованию более крупных коррозионных язв, которые обычно и называют питтингом.
Питтинговая коррозия может происходить по границам зерен. Такое развитие питтингов для сложнолегиро-ванных алюминиевых сплавов является достаточно распространенным. Однако и в полуфабрикатах и деталях из малолегированных сплавов и алюминия различной чистоты оно наблюдается значительно чаще, чем это принято обычно считать.
Межкристаллитное распространение питтинга в алюминии в соответствии с результатами работ Лякомба можно объяснить группировкой железа вблизи границ зерен, обусловленной эффектом Киркиндалла, вследстствие, например, миграции вакансий к границам зерен. Влияние на межкристаллитное развитие питтинговой коррозии может оказать и образование пустот на границах из-за аннигиляции вакансий. Такой механизм подтверждается результатами исследований влияния режимов отжига. Отжиг при повышенных температурах (>500 °С) и последующее охлаждение с замедленными скоростями способствуют появлению межкристаллитной коррозии. Отсюда следует, что и при малом содержании примесей алюминий может подвергаться коррозии межкристаллитно, что и было установлено при испытании алюминия чистотой 99,95 % в условиях промышленной атмосферы. Межкристаллитный характер коррозии наблюдается и на сплаве высокой чистоты системы Аl-Mg-Si (0,7 % Mg; 1 % Si; 0,01 % Fe; 0,01 % Cu).
Доказано, что в атмосферных условиях (или в средах, близких к ним) именно повышение чистоты алюминия по примесям при рекристаллизованной, мало ориентированной структуре приводит к локализации коррозии по границам зерен. Это объясняется спецификой строения высокоугловых границ, их меньшей термодинамической устойчивостью и более значительным стоком вакансий с последующей коагуляцией в процессе технологических нагревов при изготовлении полуфабриката. Здесь проявляется двоякая роль примесей железа и кремния. С одной стороны, они понижают сопротивление коррозии при неравномерном распределении в матрице вследствие катодной природы, с другой, - оказывают модифицирующее воздействие, уменьшая размер зерна. Поэтому при обычной технологии изготовления полуфабрикатов оптимальные результаты получаются для сплава с суммарным содержанием железа и кремния около 0,3 % (табл. 7.).
Характерно, что хотя нагартовка в целом нарушает четкое прохождение питтинговой коррозии по границам, однако наследственное отрицательное влияние крупнозернистой структуры сохраняется. Получить выигрыш от использования алюминия высокой чистоты можно лишь одновременно уменьшая размер зерна за счет введения легирующих микродобавок и применения специальной технологии изготовления.
Изменение содержания железа по-разному влияет на чувствительность алюминия к пнтгинговой коррозии в средах с различным значением рН. При испытании в слабощелочном растворе на поверхности развиваются лишь отдельные питтинги с продуктами коррозии над ними. Плотность поражений составляет 1-4 точки/дм2 и не изменяется при увеличении содержания железа от 0,003 до 0,88 %.
В указанном интервале концентраций этого элемента в сплаве глубина коррозии после трех месяцев испытаний колеблется в пределах 0,38-0,77 мм.
При более кратковременных испытаниях чувствительность к питтинговой коррозии в слабощелочных растворах (природных пресных водах различной жесткости) снижается при уменьшении содержания примесей в сплаве. Так, Азиз и Годард пришли к заключению, что на алюминии чистотой 99,99 % резко уменьшается вероятность появления коррозионных точек. С. Е. Павлов и В. А. Соболев полагают, что при чистоте алюминия 99,9 % значительно снижается глубина питтинговой коррозии.
Однако более достоверными можно читать данные Портера и Хаддена, которые показали, что, хотя вероятность образования питтиига на алюминии высокой чистоты понижается, глубина его в тех случаях, когда он образуется, такая же, как у технического алюминия. Эти результаты совпадают с результатами авторов.
Испытание в кислых растворах в отличие от испытаний в нейтральных или слабощелочных выявляет вполне определенную связь чувствительности к питтинговой коррозии алюминия с содержанием в нем железа. При содержании железа 0,003 % не обнаруживается сформированных крупных питтингов, а глубина неравномерной коррозии на металлографических шлифах составляет 38 мкм. Однако уже при увеличении концентрации железа в сплаве до 0,006 % плотность питтингов достигает 25 точек/дм2 при максимальной глубине 100 мкм. Далее скорость развития питтинговой коррозии несколько тормозится. Повторное ускорение происходит при содержании железа более 0,3 %.
Таким образом, стойкость к питтинговой коррозии в слабощелочном растворе больше, чем в кислом, если судить по количеству очагов, и меньше, если судить по глубине коррозии питтингов. Такая закономерность, т.е. обратно пропорциональная зависимость количества и глубины питтингов, является общей для алюминиевых сплавов.
С увеличением содержания железа в алюминии, как правило, увеличивается и концентрация кремния, который также оказывает заметное влияние на процесс развития питтинговой коррозии. Кремний, находясь в твердом растворе в количестве до 0,2-0,3 %, оказывает существенно меньшее влияние на питтинговую коррозию, чем железо (табл. 8).
 При увеличении содержания кремния в сплаве до концентрации, когда он выделяется в виде отдельных включений, коррозионная стойкость ухудшается. Это обусловлено тем, что частицы свободного кремния являются катодами по отношению к матрице. Интенсивная локальная коррозия развивается вдоль границ раздела частица кремния - твердый раствор (рис. 5). Важно отметить, что дискретное разделение кремниевых частиц не является препятствием ориентированному распространению коррозии. Развитие тоннельного питтинга, менее разветвленного из-за ориентировки катодной фазы, очевидно. Аналогичное явление имеет место и при введении в алюминий других малорастворимых элементов. Этим, в частности, можно объяснить заметное понижение сопротивления питтинговой коррозии алюминия при содержании железа более 0,3%.
Скорость питтинговой коррозии замедляется во времени. В основном это обусловлено образованием малорастворимых вторичных продуктов коррозии, которые препятствуют взаимодействию участков металла, подвергнутого коррозии, с агрессивной средой.
Для определения глубины питтинга может быть использована зависимость
h = Кτ1/n, (22)
где h-максимальная глубина питтинга; n и К - константы; τ - время.
Многочисленными экспериментами показано, что при n=3 формула (22) хорошо описывает развитие питтинговой коррозии в природной пресной воде и в агрессивной промышленной атмосфере. Можно рассчитать, максимальную глубину коррозионных поражений (hmах) для любого срока эксплуатации (τx), если известна глубина коррозии (h1) за какой-то срок испытаний (τ1) этого же материала в идентичных условиях:
hmax/h1 = Kτx1/3 / Kτ11/3;
hmax = h1 τx1/3 / τ11/3. (23) | 
НОВЫЕ ОБЪЯВЛЕНИЯ
НОВОСТИ
НОВЫЕ СТАТЬИ