Катодные фазы в сплавах

Катодные фазы в сплавах 65, 159 Катодное модифицирование поверхности 324, 326 Катодно-модифицированные коррозионно-стойкие стали 211 Каустическая хрупкость железа [c.356]

Необходимо учитывать и скорость коррозии сплава. Сплавы, корродирующие в электролите с малым сопротивлением очень медленно, очевидно, будут иметь малые плотности анодного и катодного тока и минимальную разность потенциалов между структурными составляющими. В этом случае для расчета коррозии необходимо ставить очень точные эксперименты, и ошибки в процессе эксперимента для данного случая будут играть исключительно большую роль. Наоборот, в сплавах, корродирующих очень быстро, сильно меняется соотношение площадей между катодными и анодными фазами, что также нежелательно. Катодные фазы в сплаве должны быть сами по себе устойчивыми соединениями и не должны разрушаться в процессе коррозии в противном случае такая фаза не является чисто катодной, и площадь ее будет непостоянной, что затруднит расчет коррозии. [c.28]

Для расчета коррозии сплава необходимо знать соотношение площадей анодных и катодных участков. В сплаве цинк-железо в кислом растворе, как было установлено ранее, интерметаллическое соединение является катодной фазой, а цинк—-анодной. Соотношение площадей структурных составляющих сплава определялось планиметром на серии микрофотографий. В среднем площадь катода оказалась равной 26%, а анода — 74 % общей площади. Проверка соотношения площадей, занимаемых интерметаллическим соединением и цинком в исследуемом сплаве, по диаграмме состояния показала, что интерметаллическое соединение должно занимать 22% поверхности. Как видно, эти соотношения площадей, полученные двумя методами, достаточно близко сходятся. [c.38]

Второй путь — снижение катодной активности — дает уже гораздо большее число возможностей для повышения стойкости металлического сплава в условиях электрохимической коррозии. Здесь в первую очередь надо указать на давно пропагандируемый коррозионистами путь возможного уменьшения площади катодной фазы в структуре корродирующего сплава. [c.438]

Если основа сплава менее стойка, чем фазовые включения, как это показано на рис. 13, а, то при растворении основы более стойкая катодная фаза будет накапливаться на поверхности в виде рыхлого несплошного слоя, не вызывающего заметное торможение растворения основы сплава. [c.64]

В процессе растворения сплава при постоянной плотности тока соотношение площадей анодной и катодной фаз значительно [c.164]

Имеются многочисленные исследования влияния химического и фазового состава сплавов титана на их наводороживание — как катодное, так и при растворении в электролитах. При растворении в кислотах содержание водорода и глубина его проникновения в a-f -сплавы титана возрастает с увеличением содержания -фазы. Наиболее склонны к поглощению водорода однофазные -сплавы. Не установлено тенденции к предельному наводороживанию -сплавов в электролитах, что объясняется более высокой (по сравнению с а-сплавами) скоростью диффузии водорода в -сплавах (D=l,9-10 см /с) и большой растворимостью водорода в -фазе, особенно при [c.191]

Приведенные теоретические построения и примеры дают лишь общую схему подхода к решению вопросов структурной коррозии. Необходимо отметить еще некоторые особенности коррозии многофазных сплавов. Во-первых, состав и строение поверхности сплава постоянно меняются в процессе коррозии. В частности, в связи с тем что в коррозионную среду прежде всего переходят наиболее активные фазы, поверхность сплава все время обогащается более стойким компонентом. Изменяется также концентрация твердого раствора. Это влияет на величину компромиссного потенциала. Во-вторых, ионы, переходящие в среду с различных структурных составляющих сплава, могут образовать труднорастворимые соединения с анионами, оксиды или гидроксиды. Это приводит к пассивации и к повышению степени гетерогенности поверхности сплава. В-третьих, на процесс структурной коррозии существенное влияние оказывают неметаллические включения, имеющиеся в сплавах. В процессе коррозии поверхностная концентрация этих включений все время меняется, что оказывает влияние и на кинетику катодного процесса, и на величину компромиссного потенциала. В-четвертых, на процесс коррозии влияют границы зерен и другие физически неоднородные участки поверхности (дефекты структуры, дислокации и т.д.), роль которых существенно меняется со временем вследствие изменения их поверхностной концентрации и адсорбции различных частиц. [c.65]

Влияние серы. Сера образует с железом и марганцем сернистые соединения—сульфиды, которые присутствуют в сплаве в виде отдельных катодных фаз, вследствие чего возникают дополнительные микроэлементы. Кроме того, пленка, образующаяся на участках металла, имеющих сернистые включения, обладает худшими защитными свойствами, чем пленка, покрывающая остальную поверхность. [c.99]

Наводороживание титановых сплавов зависит не только от состава сплава, как это было показано выше, но и от структуры сплава. Так, в работе [113] было отмечено, что в условиях катодного наводороживания глубина проникновения водорода в титан с игольчатой а-структурой больше, чем в титан с равноосной а-структурой. Далее, в той же работе, показано, что сплав титана с 7% Мп, содержащий после соответствующей термообработки 25% а-фазы в р-матрице, в условиях катодной поляризации поглощал водород меньше, чем тот же сплав, содержавший после закалки только р-фазу. Можио полагать, что повышенное поглощение водорода титановыми сплавами с увеличенным содержанием р-фазы обусловлено главным образом большим коэффициентом диффузии водорода в р-фазе [ПО]. [c.78]

Влияние серы. Сера образует с железом и марганцем сернистые соединения — сульфиды, которые присутствуют в сплаве в виде отдельных катодных фаз, вследствие чего возникают дополнительные микроэлементы. Кроме того, пленка, образуюш,аяся на участках металла, имеющих сернистые включения, обладает худшими защитными свойствами, чем пленка, покрывающая остальную поверхность. Вредное действие серы особенно сильно проявляется при соприкосновении металла с кислыми растворами, например, с рудничными водами. [c.181]

В хлоридных растворах на поверхности обнаружены многочисленные питтинги. Дпя пары Ре—2п, характерен в основном катодный контроль, тогда как пары Ре—5 и Ре— — смешанный контроль. Коррозионный ток уменьшается с возрастанием железа в сплавах ° > ° > °. В нейтральных растворах фазы 5, [c.30]

Для подсчета электрического и материального балансов необходимо иметь анодные и катодные поляризационные кривые для каждой из фаз, составляющих сплав, и соотношение площадей между ними. В дуралюмине без учета наличия примесей, очевидно, будут следующие участки катодные — медь и частично алюминий с окисной пленкой, анодным участком будет чистая поверхность алюминия. [c.74]

Изучено [16, 35] влияние асимметричного тока на составы композиции d—Bi—Zr02 и Sn—Zn—Zr02 (соотношение амплитуд катодной и анодной составляющей равнялось 5). Заметное влияние на составы сплавов оказывает частота тока увеличение ее с 0,01 до 1 Гц приводит к повышению содержания ZrOj с 1,1 до 2% (маос.) при одновременном уменьшении содержания висмута с 21 до 15%. При увеличении частоты тока с 25 до 100 Гц и сохранении постоянным содержания висмута количество второй фазы в сплаве возрастает с 2,5 до 4% (масс.). Последнее объясняется возможным пассивированием поверхности катода в анодный период тока и увеличением мелкозернистости осадка. [c.72]

Большинство дискуссий о механизме коррозионного растрескивания алюминиевых сплавов касается вопросов, связанных с образованием анодных участков по границам зереи. Образование таких участков может быть вызвано действием напряжений, п чувствительные к растрескиванию сплавы в ненапряженном состоянии не обязательно должны быть чувствительными к межкристаллитной коррозии. Например, в некоторых состояниях сплавы системы А1— М —51 чувствительны к межкристаллитной коррозии, но не к коррозии под напряжением [79] сплав 7039-Т64 чувствителен к коррозионному растрескиванию, но не подвержен межкристаллитной коррозии [80], сплав 7075-Т651 чувствителен к обоим видам коррозии, в то время как сплав 7075-0 не подвержен ни одному из этнх видов коррозии. Электрохимические эффекты могут быть результатом или образования зон, обедненных растворенными элементами, выделением анодных и катодных фаз в матрице, или результатом разрушения пленки в вершине трещины за счет пластической деформации. Оценка влияния относительной влажности на плато независимости ско- [c.282]

Таким образом, уже визуальными наблюдениями доказано, что интерметаллическое соединение uMgg нельзя считать устойчивым катодом, поскольку с течением времени эта фаза сама изменяется. Измерения же потенциала по поверхности структурных составляющих исследуе-мого сплава показали, что он очень резко изменяется, смещаясь в процессе коррозии в положительную сторону. Это объясняется, вероятно, тем, что в процессе коррозии соотношение площадей катодных и анодных фаз резко изменяется площадь анодной фазы уменьи1ается, а катодной— увеличивается. Таким образом, изменение катодной фазы в процессе коррозии сплава магний-медь и, следовательно, соотношения площадей катодных и анодных участков микроэлемента препятствуют расчету баланса работы микроэлементов в данном сплаве. [c.51]

Данный электрохимический механизм возможного повышения коррозионной стойкости сплава катодным легированием в условиях возможного пассивирования анодной фазы, сформулированный Н. Д. То-машовым, можно пояснить с помощью поляризационной коррозионной диаграммы (рис. 218). На этой диаграмме (К)обр а — кривая анодной поляризации пассивирующейся при / и V анодной фазы сплава ( VJoepV K, — кривая катодной поляризации собственных микрокатодов сплава ( к)обр кг — кривая катодной поляризации катодной присадки к сплаву ( к)обр к,.—суммарная катодная кривая. Локальный ток /j соответствует скорости коррозии сплава без катодной присадки, а для сплава с катодной присадкой этот ток имеет меньшую величину /2 [точка пересечения анодной кривой (1 а)обрЛЛУа с суммарной катодной кривой (1 к)обр кс1- При недостаточном увеличении катодной эффективности (суммарная катодная кривая пересекается с анодной кривой при I < / ) или при затруднении анодной пассивности [анодная кривая активного сплава (Va)o6p V a, достигает очень больших значений тока] происходит увеличение локального тока до значения /3, а следовательно, повышается и скорость коррозии сплава. [c.318]

В 1940 г. Дикс [24] высказал предположение, что между металлом и анодными включениями (такими, как интерметаллид-ная фаза uAlj в сплаве 4 % Си—А1), выпадающими по границам зерен и вдоль плоскостей скольжения, возникают гальванические элементы. Когда сплав, подвергнутый растягивающему напряжению, погружен в коррозионную среду, локальное электрохимическое растворение металла приводит к образованию трещин к тому же растягивающее напряжение разрывает хрупкие оксидные пленки на краях трещины, облегчая таким образом доступ коррозионной среды к новым анодным поверхностям. В подтверждение этого механизма КРН был измерен потенциал на границе зерна металла, который оказался отрицательным или более активным по сравнению с потенциалом тела зерна. Более того, катодная поляризация эффективно препятствует КРН. [c.138]

Легирование алюминия магнием увеличивает склонность сплава к КРН, особенно, если содержание Mg превышает 4,5 %. Для ослабления воздействия, по-видимому, необходимо проводить медленное охлаждение (50 °С/ч) сплава от температуры гомогенизации, чтобы произошла коагуляция -фазы (AlgMga) последний процесс ускоряется при введении в сплав 0,2 % Сг [29]. Эделеану [30] показал, что катодная защита приостанавливает рост трещин, которые уже возникли в сплаве при погружении в 3 % раствор Na l. При старении сплава при низких температурах максимальная склонность к КРН отмечалась перед тем, как была достигнута наивысшая твердость. Эти данные аналогичны приведенным выше для дуралюмина. Поэтому Эделеану предположил, что склонный к КРН металл вдоль границ зерен не является равновесной р-фазой, ответственной за твердость сплава. По его мнению, склонность к КРН в области границ зерен связана с сегрегацией атомов магния, и этот процесс предшествует образованию интерметаллического соединения. По мере старения склонность к КРН уменьшается, так как выделение Р-фазы в области границ зерен идет с потреблением металла, содержащего сегрегированные атомы магния. Сходным образом, вероятно, можно объяснить поведение сплавов алюминия-с медью. [c.353]

Как видно из уравнения, значения /д, а следовательно, и V зависят от природы растворяющихся фаз, а также от сопряженных катодных реакций, протекающих на.других участках, величины тока на которых уравновешивают ток в вершине трещины. Поэтому исключительно большое значение приобретает химическая природа участков, на которых протекают анодная и катодная реакции, а также химический состав электролита (среды). Наблюдаемые скорости развития коррозионной трещины требуют высоких плотностей анодного тока, что в значительной мере может быть реализовано при активации вершины трещины за счет наличия в сплаве структурных составляющих (фаз или сегрегатов), способствующих образованию гальванического элемента. Отдельные фазы или сегрегации элементов сплава внутри твердого раствора могут действовать или в качестве многочисленных микроанодов, способствующих локальному растворению в вершине трещины, или в качестве катодов, которые способствуют локальному растворению прилегающих к ним слоев матрицы. Сегрегация элементов по границам зерен или сегрегация внутри зерен, особенно при образовании дальнего или ближнего порядка, представляет потенциальные участки, в которых возможно образование микроанодов. [c.57]

Согласно приведенной выше схеме, выпадение, гидридов в подповерхностном слое в вершине трещины возможно лишь в случае абсорбции водорода катодными <астками в вершине треи ины, восходящей диффузии водорода в область максимальных напряжений (находящуюся в объемном напряженном состоянии) и образования пересыщенной водородом а-фазы и гидридов. Если в структуре металла имеется достаточное количество ч )азы, не склонной к коррозионному растрескиванию ( 3-фаза, стабилизированная ванадием, молибденом, ниобием или танталом), эта фаза является ак-кумулятором водорода, абсорбируемого катодными участками. В этом случае резко снижается возможность образования пересыщенной водородом а-фазы и выделения гидридов. Влияние различного количества ]3-фазы в структуре сплавов на склонность к коррозионному растрескиванию можно проиллюстрировать на одном и том же сплаве. Для этого использовали сплав, содержавший 6 % AI и 3,0 % V. В результате длительного отжига при 800°С в течение 100 ч практически весь ванадий перешел в а-твердый раствор, содержание /3-фазы, по данным рентгеноструктурного анализа, составило менее 0,3 %. Этот же сплав был подвергнут отжигу при 880°С в течение 1 ч с последующим охлаждением на воздухе. В последнем случае структура состояла из а-фазы и пласГинчатых выделений /3-фазы. Количество оста- [c.71]

Современная теория электрохимической коррозии металлов основывается на том, что не только чистый металл, но и металл с заведомо гетерогенной поверхностью корродирует в электро-ште как единый электрод согласно закономерностям электрохимической кинетики. На его поверхности одновременно и независимо друг от друга протекают анодная и катодная реакции, в совокупности составляющие процесс коррозии. В то же время роль электрохимической гетерогенности процесса электрохимической коррозии велика, хотя в ряде сл> чаев повышение гетерогенности приводит не к увеличению скорости коррозии, а, наоборот, к ее снижению. Качественно и количественно роль гетерогенности проявляется в кинётгмеских Характеристиках анодной и катодаой реакций. При коррозии технических сплавов, для которых характерен высокий уровень электрохимической гетерогенности поверхности, возможно неравномерное распределение скорости анодного процесса на поверхности сплава, обусловливающее преимущественное растворение отдельных фаз, что приводит к локализации коррозии [25, 27]. [c.29]

Интерметаллиды могут быть анодными (Мд5А18) или катодными (СиАЬ). В первом случае происходит предпочтительное растворение, во втором они не корродируют, но стимулируют коррозию прилегающей обедненной зоны. В любом случае имеет место избирательная коррозия вдоль границ зерен. Степень чувствительности сплава к межкристаллитной коррозии может в заметной степени быть разной и зависеть от микроструктуры (в частности, от количества, размера и распределения второй фазы). В свою очередь микроструктура является результатом его металлургической наследственности и термической обработки. Термическая обработка, способствующая равномерному распаду по зерну, приводит к уменьщ ению тенденции к межкристаллитной коррозии. Важно также отметить, что в определенных условиях сплавы систем А1—Mg—81 и А1—Mg—Си могут быть подвержены межкристаллитной коррозии, но не быть чувствительными к КР [51, 56—58]. [c.165]

При газовом азотировании образование на поверхности е-фазы происходит в результате диффузии и постепенного увеличения концентрации азота в твердом растворе. При ионном азотировании в образовании диффузионного слоя помимо обычного процесса диффузии участвует процесс обратного катодного распыления, в результате которого атомы материала катода, выбитые с поверхности, соединяются в плазме тлеющего разряда с азотом и оседают на поверхности образца, покрывая ее равномерным слоем е -фазы. Если материалом служит легированная сталь, явление катодного распыления усложняется. В начале процесса один из металлов удаляется быстрее другого, в результате чего на поверхности сплава образуется тонкий спой нового однородного соединения. Это позволяет предположить, что приобретение поверхностью образцов из стали 38Х2МЮА защитных свойств связано, кроме нитридного слоя какого-либо из легирующих элементов. [c.173]

Проанализируем сначала простейший случай кислотной коррозии, полагая, что растворяющийся сплав состоит из сильно различающйхся по своим Свойствам фаз, представленных практически чистыми компонентами-А и В. Весь процесс приближенно можно описать на основе теории коррозионных микроэлементов, допу стив, что реакция анодного растворения локализована на фазе А (фаза с отрицательным потенциалом), а катодная реакция — восстановление Н+-ИОНОВ — срсредоточена на фазе В (фаза с положительным потенциалом). В стационарных условиях скорости обеих реакций одинаковы и равны скорости саморастворения металла. В реальных процессах помимо работы фазовых элементов существует еще целый ряд причин, вызывающих коррозионные разрушения, в частности коррозионные элементы типа граница фазы — центр фазы, которые сильно усложняют анализ. По границам фаз всегда происходит накопление дислокаций и примесных атомов, что способствует сосредоточению в этих зонах интенсивного растворения. [c.155]

Минимальная по площади структурная составляющая (включение) на поверхности сплава устойчива и является катодом, основной фон сплава — активным анодом (см. рис. 4а). Примером такой коррозионной системы может служить серый чугун или высокоуглеродистые стали в растворе серкой или соляной кислоты. Здесь феррит растворяется, а карбиды или графит остаются неразрушенными. Можно также указать на катодные включения СиАЬ (0-фаза) в алюминиевом сплаве Си—А1 (дюралюминий). Во всех этих случаях накопление на поверхности катодной фазы, например карбидов в стали, графита в чугуне, uAl в дюралюминии, происходит в виде рыхлого несплошного слоя, не вызывающего заметного торможения анодного процесса, но интенсифицирующего катодный процесс. По этой причине такое формирование поверхностного слоя обычно не приводит к снижению скорости коррозии, но часто ее заметно увеличивает. Однако если анодная фаза способна пассивироваться в данных условиях, то возрастание поверхности катодной составляющей может облегчить наступление пассивирования более электроотрицательной фазы, вследствие смещения общего потенциала сплава в положительную сторону до потенциала пассивации анодной фазы, и коррозия сплава будет сведена к минимуму. Примером тому может служить более высокая стойкость серого чугуна по [c.24]

Таким образом, можно признать, что атомы более активного компонента и в сплаве являются более анодными по сравнению с атомами более устойчивого компонента, на которых преимущественно реализуется катодный деполяризующий процесс. Такие субми крокатоды и аноды, естественно, не обладают топографической стабильностью, т. е. стабильностью местоположения. Анодные атомы после первого анодного акта переходят в раствор и исчезают с поверхности. Катодные атомы могут поверхностной диффузией перемещаться к центрам кристаллизации и выделяться в виде собственной фазы устойчивого катодного компонента или за счет объемной диффузии давать более коррозионностойкие поверхностные слои сплава, более обогащенные устойчивым компонентом по сравнению с исходным сплавом. Экспериментальным подтверждением электрохимической неоднородности поверхности сплава типа твердого раствора (конечное субмикромасштабе) может служить [c.28]

Сплавы АД31, АДЗЗ, АД35, АВ обладают достаточно хорошим сопротивлением общей коррозии и практически не чувствительны к коррозионному растрескиванию. Однако в определенной степени, зависящей от химического состава и термообработки (старение), они могут быть подвержены межкристаллитной коррозии. Наиболее высокую стойкость сплавы этой системы имеют в отожженном и в закаленном состояниях вследствие равномерного распада твердого раствора. После искусственного старения все сплавы приобретают определенную чувствительность к межкристаллитной коррозии. Сопротивление межкристаллитной коррозии уменьшается по мере увеличения в сплавах содержания катодных элементов — меди и железа — и при избыточном содержании кремния, большем, чем необходимо для формирования фазы Mg2Si [42—44]. Последнее хорошо иллюстрируется заметным снижением пластичности и прочности после коррозионных испытаний (табл. 241). [c.528]

Повышение коррозионной стойкости сплавов при переходе в область а - - 5 можно объяснить тем, что при замене катодной фазы СиА1з анодной фазой 5, располагающейся дискретно по границам зерен, стационарный потенциал сплава сдвигается в сто- [c.530]

Сплавы Д20 и 1201 обладают меньшим сопротивлением межкристаллитной и общей коррозии для тонкостенных полуфабрикатов по сравнению со сплавами системы А1—Си—М (Д16, ВАД1, М40), особенно в естественно состаренном состоянии. Это связано с высоким содержанием меди, а также с тем обстоятельством, что в сплавах Д20 и 1201 выделяется катодная фаза 0 (СиА ). Механизм этого явления — тот же, что и рассмотренный выше для сплавов системы А1—Си—Mg (Д16, Д19, М40). [c.533]

Влияние серы. Сера образует с железом и марганцем сульфиды, которые присутствуют в сплаве в иде отдельных катодных фаз, вызывающих возникновение дополнительных микроэлемевтов. Это приводит к заметнону снижению коррозионной стойкости сталей. Кроме того, образующаяся на участках металла пленка обладает худшими защитными свойствами, че пленка, покрывающая остальную поверхность. [c.37]

Гетерофазные сплавы. Коррозия двухфазных сплавов с математической точки зрения легче поддается изучению, так как при условии, если катодный деполяризатор или не необходим, или же если и необходим, но подводится в избытке, можно ожидать, что катодные и анодные площади будут независимы от скорости коррозии и определяются отношением площадей двух фаз. В тех случаях, когда анодные и катодные продукты образуют при взаимодействии слаборастаоримые вещества, при уменьшении величины составляющих вероятность торможения повышается. В отсутствии такого усложнения скорость коррозии можно вычислить, если известны анодные и катодные поляризационные кривые, методом пересечения этих кривых, а если проводимость жидкости низка, — при помощи выделения отрезка между двумя точками (фиг. 65). Необходимо заметить, что так как поляризация зависит от плотности тока, а не от абсолютной силы тока, анодные кривые становятся круче с уменьшением количества анодной фазы, и скорость коррозии вообще уменьшается пропорционально количеству разрушаемой фазы. Количественного электрохимического изучения этого случая не было, но надо надеяться, что такое изучение будет проведено. [c.519]

Данный электрохимический механизм возможного повышения коррозионной стойкости сплава катодным легированием, в условиях возможного пассивирования анодной фазы, сформулированный Н. Д. Томашовым, можно пояснить с помощью поляризационной коррозионной диаграммы (рис. 97). На этой диаграмме (Уа)обр ААУа — кривая анодной поляризации пассиви- [c.200]

Определить соотношение площадей катодной и анодной фаз на сплавах с двухфазной структурой, четко выявленной на поверхности шлифа, можно различными путями. Например, площадь каждой из фаз можно определить планиметром на серии фотографий исследуемого сплава. Для установления соотношения площадей различных фаз на поверхности сплава, как показал опыт работы, необходимо измерить каждую площадь минимум на 10 микрофотографиях. Только в этом случае средние данные из параллельных измерений имеют удовлетворительную сходимость. По полученным средним данным можно судить о соотношении между площадями анодных и катодных фаз. Зная же увеличение, выбранное для фотографий, по которым измерялась площадь фаз, нетрудно рассчитать истинную площадь, занимаемую структурными составляю>щдми. Но можно и не прибегать к микрофотографиям, а определить нужные площади из диаграммы состояния сплава по правилу рычага, если известен химический состав сплава. [c.28]

Одновременно с этим в ходе опытов было установлено, что интерметаллические соединения в некоторых сплавах не являются устойчивыми электродами микроэлементов, а представляют собой сложные фазы. Так, например, интерметаллические соединения uMg2 и СиА1г в сплаве, находящиеся в контакте соответственно с магнием и алюминием и, казалось бы, предназначавшиеся к роли катодных электродов микроэлементов, на самом деле таковыми считаться не могут, так как не остаются постоянными в процессе коррозии сплава, а сами разрушаются. Такое аномальное поведение интерметаллических соединений, встречающихся во многих сплавах, заставило нас детально исследовать коррозионную стойкость ряда интерметаллических соединений. Разработанная нами методика исследования микроструктурных составляющих позволила выполнить эту работу. [c.52]

Таким образом, если коррозионное поведение чистых металлов достаточно подробно исследовано, то коррозионные свойства твердых растворов пока не получили исчерпывающего освещения, а такие важные вопросы, как перенапряжение надвердых растворах, анодная и катодная поляризации и многие другие по существу еще не разобраны. Коррозия интерметаллических соединений исследована также еще недостаточно. В то же время для практики, как уже указывалось, гораздо большую ценность представляют данные, касающиеся коррозии твердых растворов и интерметаллических соединений, нежели чистых металлов. В свете этого вторая часть работы посвящена исследованию электрохимического поведения интерметаллических соединений, являющихся упрочняющими фазами в промышленных сплавах типа дуралюмин и сплавов на основе системы Al-Zn-Mg. Дуралюмин и сплавы на основе Al-Zn-Mg при некоторых условиях обладают склонностью к избирательной коррозии. [c.56]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...