Исследование влияния температуры на коррозионную

ВИАМ/1994-201714
Исследование влияния температуры на
коррозионную стойкость и электрохимические
характеристики сталей и сплавов в красной
дымящей азотной кислоте
Л.Я. Гурвич
А.Д. Жирнов
Ноябрь 1994
Всероссийский институт авиационных материалов (ФГУП
«ВИАМ» ГНЦ) – крупнейшее российское государственное
материаловедческое предприятие, на протяжении 80 лет
разрабатывающее и производящее материалы, определяющие
облик современной авиационно-космической техники. 1700
сотрудников ВИАМ трудятся в более чем тридцати научноисследовательских лабораториях, отделах, производственных
цехах и испытательном центре, а также в четырех филиалах
института. ВИАМ выполняет заказы на разработку и поставку
металлических и неметаллических материалов, покрытий,
технологических процессов и оборудования, методов защиты
от коррозии, а также средств контроля исходных продуктов,
полуфабрикатов и изделий на их основе. Работы ведутся как по
государственным программам РФ, так и по заказам ведущих
предприятий авиационно-космического комплекса России и
мира.
В 1994 г. ВИАМ присвоен статус Государственного
научного центра РФ, многократно затем им подтвержденный.
За разработку и создание материалов для авиационнокосмической и других видов специальной
техники 233
сотрудникам ВИАМ присуждены звания лауреатов различных
государственных премий. Изобретения ВИАМ отмечены
наградами на выставках и международных салонах в Женеве и
Брюсселе. ВИАМ награжден 4 золотыми, 9 серебряными и 3
бронзовыми медалями, получено 15 дипломов.
Возглавляет институт лауреат государственных премий
СССР и РФ, академик РАН, профессор Е.Н. Каблов.
Статья подготовлена для опубликования в журнале «Защита
металлов», т. 31, № 5, 1995 г.
Электронная версия доступна по адресу: www.viam.ru/public
Исследование влияния температуры на коррозионную стойкость и
электрохимические характеристики сталей и сплавов в красной
дымящей азотной кислоте
Л.Я. Гурвич, А.Д. Жирнов
Всероссийский институт авиационных материалов
Разработана методика исследования коррозии металлов в красной
дымящей азотной кислоте при высоких температурах, и получены данные о
скорости коррозии нержавеющих сталей и жаропрочных сплавов при
50–450°С. Установлено, что до 200°С, пока система конденсирована,
скорость коррозии с повышением температуры резко растет; при
300–450°С скорость падает и образуются продукты, имеющие характер
окалины. Разработана установка для исследования электрохимических
характеристик металлов в агрессивных средах при высоких температурах,
отличающаяся
применением
стеклометаллических
узлов.
Анодные
потенциостатические кривые нержавеющей стали в красной дымящей
азотной кислоте показали, что повышение температуры сокращает
область пассивности, снижая потенциал перепассивации, и увеличивает
ток в пассивной области.
Коррозионные процессы в азотной кислоте, в том числе красной
дымящей азотной кислоте (КДАК), имеющей повышенное содержание
окислов азота, сильно зависят от температуры. Так, скорость коррозии
алюминия и его сплавов в КДАК с 20% N 2 O 4 при повышении температуры с
10–30 до 120–150°С увеличивается в 1500 раз [1]. В том же температурном
интервале скорость коррозии нержавеющей стали типа Х18Н9 в КДАК с 6%
N 2 O 4 возрастает в 3000 раз [1].
В настоящей работе систематически исследована коррозия сталей и
сплавов в КДАК в широком диапазоне температур.
Коррозионные исследования
Методика исследования
Исследования проведены в КДАК, содержащей 78% HNO 3 +20%
N 2 O 4 +2% Н 2 O. Опыты проводили в цилиндрических автоклавах объемом 100
мл, диаметром 30–40 мм с крышкой, уплотненной фторопластовой (в опытах
до 150°С) или алюминиевой (отожженной, марки AB000 в опытах при
температуре >200°С) прокладкой в замковом соединении. Автоклавы
изготавливали
из
коррозионностойкой
стали
ЭИ654,
разработанной
В.П. Батраковым. Для испытаний при температуре >150°С были изготовлены
автоклавы из совершенно стойкого ниобиевого сплава ВН2. Образцы
вставляли в автоклавы в стеклянных ампулах на стеклянных держателях по
одному в жидкую и газовую фазы. Продолжительность испытаний при 100°С
и выше – 2–6 ч. Коррозию оценивали по весу и металлографически.
Испытания проводили по двум температурным режимам:
1) заданная
экспозиция
в
кислоте
заданной
температуры
при
пренебрежимо малом времени разогрева. В качестве теплоносителя в
греющей ванне использовали сплав Вуда, как описано в [2];
2) парные опыты на двух сериях образцов: а) нагрев до заданной
температуры, б) такой же нагрев + выдержка при заданной температуре.
Такой режим осуществляли в воздушном термостате, вычитая из средней
потери массы образцов серии б) среднюю потерю массы образцов серии а).
Многократные
параллельные
опыты
обеспечили
удовлетворительную
сходимость. Параллельно проводили 10-суточные испытания при 50°С в
стеклянных запаянных ампулах. При 100°С испытывали плоские образцы
размером 10×20×(1,2–1,5) мм, при 50°С образцы 20×40×(1,2–1,5) мм. В
ампулы для автоклавных испытаний при 100–250°С заливали 50 мл КДАК,
для испытаний выше 250°С – 15 мл.
Результаты исследования и их обсуждение
Испытания нержавеющих сталей при ≥50°С дали результаты, показанные
в табл. 1.
Таблица 1.
Влияние температуры на скорость коррозии нержавеющих сталей в КДАК
Сталь
Термообработка
Скорость коррозии, г/(м2 ч), при температуре (°С)
50
100
125
150
200
15Х18Н12С4Т
Ю
Закалка с 1050°С
0,05
0,05
1,5
1,2
6,5
4,5
20
1,4
100
85
12Х18Н10Т
Закалка с 1050°С
1,0
0,5
17
10
95
30
200
120
490
380
Х28ВИ
Закалка с 950°С и
отпуск 770°С, 1 ч
0,8
−
4,0
−
−
55
−
350
−
Примечание. Числитель – скорость коррозии в жидкой фазе, знаменатель – в газовой фазе.
Испытания при 50°С проводили 10 сут, выше 50°С – 4 ч. Средние величины получены по
8–10 опытам.
При температуре 250°С и выше наблюдается падение скорости коррозии,
при 350–400°С весовые потери не выходят за пределы чувствительности
аналитических весов (±0,0002 г), рис. 1. Начиная со 150°С, процесс идет с
образованием как растворимых, так и нерастворимых продуктов. При
меньшей температуре нерастворимые продукты образуются только при
значительном увеличении экспозиции. В газовой фазе при 100–200°С скорость
коррозии ниже, чем в жидкой. Характер продуктов коррозии в жидкой и
газовой фазах при температуре до 150°С одинаков. При 200°С они
существенно различаются. Черная окраска образцов, извлеченных из газовой
фазы, присущая оксидам железа и никеля, может быть объяснена тем, что при
200°С в газовой фазе происходит частичное разложение продуктов коррозии.
При 250°С все образцы черные; светлой пленки, образующейся при меньшей
температуре, на них нет. По-видимому, эта температура выше критической
температуры кислоты и жидкая фаза отсутствует. Небольшой черный и темнокрасный налет образуется также на стеклянных держателях и стенках ампулы;
это указывает на разложение газообразных продуктов коррозии.
K, г/(м2 ч)
Рисунок 1. Влияние температуры на скорость коррозии сталей и сплавов в КДАК:
1 – 12Х18Н10Т, 2 – Х28ВИ, 3 – 15X18H12C4TЮ (ЭИ654), 4 – ХН60ВТ (ВЖ98)
Рентгеноструктурным анализом не удалось разрешить дифракционную
картину осадка на стали ЭИ654, испытанной при 100 и 200°С, что говорит об
аморфности или высокой дисперсности осадка. Химический анализ показал,
что нерастворимые продукты содержат (мас. %): Si – 38,8, Ti – 1,73, Cr – 0,59,
Fe – 1,6, Al нет. Остальное, очевидно, составляют группы, содержащие
азотнокислотные остатки и оксиды азота, так что в целом соединения
представляют собой комплексы, подобные описанным в [3].
Электронографическое исследование образцов стали ЭИ654, испытанных
при 250°С, дало следующие межплоскостные расстояния: 4,30; 2,61; 2,24;
1,70; 1,55–1,46; 1,34–1,05; 0,94. По этим параметрам можно заключить, что
продукты коррозии, образованные при 250°С, представляют собой оксиды
Fe 2 O 3 , Сr 2 O 3 и шпинель. В характере поведения стали 12Х18Н10Т
повторяются закономерности, установленные для стали ЭИ654, но при
значительно
большей
скорости
коррозии.
При
температуре
выше
критической в этом случае скорость коррозии падает и образуются продукты,
подобные окалине, которая формируется при обычном высокотемпературном
окислении на воздухе. Аналогичная температурная зависимость скорости
коррозии с максимумом получена и для других материалов: ферритной стали
Х28ВИ, мартенситной стали 95X18 и никелевого сплава ХН60ВТ (ВЖ98).
Межкристаллитной коррозии не подвергаются стали ЭИ654, 12Х18Н10Т
и сплав ХН60ВТ, но подвергается сталь Х28ВИ, испытанная в состоянии
закалки и отпуска при 770°С. Сталь 95X18 испытана после закалки и трех
отпусков (220, 450, 620°С). Следует отметить, что после низкого отпуска
(220°С) скорость коррозии во всем интервале до критической температуры
несколько больше, чем после высокого отпуска (620°С): при 100°С в жидкой
фазе КДАК – 25 и 7 г/(м2 ч) соответственно. Между тем в обычных условиях
закономерность обратная, например, при действии хлоридов стойкость
падает, когда в структуре стали выделены карбиды (отпуск 500–600°С). В
данном случае зависимость скорости коррозии стали 95X18 в КДАК от
отпуска
определяется
не
структурной
неоднородностью,
а
уровнем
внутренних напряжений, которые влияют на качество поверхностной пленки.
Подобная закономерность рассмотрена в работе [4]. Зависимость скорости
коррозии (K) от температуры (до критической) в координатах lgK–1/Т
укладывается
в
прямую
(рис.
2)
и,
следовательно,
в
пределах
конденсированной системы коррозия в КДАК подчиняется уравнению
Аррениуса. Расчет энергии активации для коррозии сталей ЭИ654,
12Х18Н10Т, Х28ВИ дает 16 ккал/моль.
Рисунок 2. Влияние температуры на lgK в КДАК:
1 – 12Х18Н10Т, 2 – 15Х18Н12С4ТЮ
Таким образом, в зависимости от состояния системы, определяемого
температурой, коррозионный процесс идет по двум различным механизмам:
1. В конденсированной системе идет электрохимический процесс с
участием молекул HNO 3 и ионов NO+
2 , образующихся по уравнению
−
2HNO 3⇄ NO+
2 +NO3 +Н 2 O.
Температурная
зависимость
описывается
уравнением Аррениуса, продуктами коррозии являются в основном нитраты.
2. Выше критической температуры идет газовая коррозия, скорость
которой контролируется диффузией через пленку, и продуктами коррозии
являются оксиды металлов. Образование оксидов идет, очевидно, с участием
кислорода – продукта разложения азотной кислоты по суммарной схеме:
4HNO 3 = 4NO 2 + 2Н 2 О + O 2 .
Равновесная степень такого разложения HNO 3 в замкнутом объеме резко
возрастает с температурой, и при 200°С она более 70%. При 256°С
разложение достигает 100% [5].
Как было показано в работе [6], разложение HNO3 при 500–1000 K в среде
аргона является сложным нецепным процессом, в котором образуются радикалы
ОН и NO. При температуре >1000 K образуется также радикал NO [7, 8].
Действие на металл при температуре выше критической, возможно, определяется
его реакцией с радикалами. Этим оно, видимо, и отличается от окисления во
влажной атмосфере при тех же температурах, так как распад Н2O на радикалы
идет при более высокой температуре и с большей энергией активации (энергия
активации распада HNO3 в аргоне при 800–1200°С составляет 30,6 ккал/моль, а
Н2O в аргоне при 960–1080°С – 123,2 ккал/моль [9]).
Коррозионная стойкость жаропрочных сплавов, в том числе на основе
ниобия (ВН2) и хрома (ВХ4), представлена в табл. 2. Сплавы испытаны в
стандартных режимах термообработки.
Таблица 2.
Влияние температуры на скорость коррозии жаропрочных сплавов в КДАК
Сплав
ХН38ВТ (ЭИ703), 3% W
ХН28ВМАБ (ЭП126), 5% W
ХН56ВМКТЮ (ЭП99), 7% W
ХН60ВТ (ВЖ98), 13% W
ВХ4
ВН2
Фаза
Жидкая
Газовая
Жидкая
Газовая
Жидкая
Газовая
Жидкая
Газовая
Жидкая
Газовая
Жидкая
Газовая
Скорость коррозии, г/(м2 ч), при температуре
(°С)
100
150
200
5,0
115
470
2,5
60
200
17
135
280
10
65
160
100
170
−
7,5
25
40
3,5
37
60
2,0
12
25
2,0
50
230
1,0
15
90
0
0
0
0
0
0
Примечание. «0» означает весовые потери за пределами чувствительности измерений.
Из таблицы видно, что наряду с положительной ролью хрома и кремния
[2] повышению коррозионной стойкости способствует легирование сплавов
вольфрамом. Этот вывод подтверждается результатами испытаний двойных
сплавов Ni–W и тройных – Ni–15% Cr–W (рис. 3, 4). Резкое снижение
скорости коррозии наблюдается при содержании вольфрама выше 12–13%.
Таково содержание W в стойком сплаве ВЖ98. Как известно, на диаграмме
состояния [10] в этом интервале составов нет характерных точек и,
следовательно, особенности изменения коррозионной стойкости связаны
только с составом и структурой поверхностной пленки.
Рисунок 3. Влияние содержания вольфрама на скорость коррозии в КДАК
сплавов Ni–W и Ni–15% Cr–W при 100°С (испытания длительностью 6 ч).
1 – Ni–W, жидкая фаза, 2 – Ni–15% Cr–W, жидкая фаза,
3 – Ni–15% Cr–W, газовая фаза
%W
Рисунок 4. Влияние содержания вольфрама на скорость
коррозии в КДАК сплавов Ni–W и Ni–15% Cr–W при 200°С
(испытания длительностью 4 ч): 1 – Ni–W, жидкая фаза;
2 – Ni–W, газовая фаза; 3 – Ni–15% Cr–W, жидкая фаза;
4 – Ni–15% Cr–W, газовая фаза
Зависимость коррозионной стойкости в КДАК двух алюминиевых
сплавов АМг6 (системы Al–Mg) и Д20 (системы Al–Cu–Mg) представлена на
рис. 5. Данные получены при 50°С по 10-суточным испытаниям. При более
высокой температуре продолжительность испытаний 1 ч. Сплав Д20 имеет
более высокую коррозионную стойкость. Его преимущество в КДАК перед
сплавом АМг6, более стойким в обычных, например атмосферных, условиях
усиливается с повышением температуры.
Рисунок 5. Влияние температуры на скорость коррозии
алюминиевых сплавов: 1 – сплав Д20, 2 – сплав АМг6
Электрохимические исследования
Общая литература по электрохимическим исследованиям настолько
обширна, что едва ли возможен даже перечень публикаций. Однако картина
резко меняется, если обратиться к работам, в которых коррозионноэлектрохимические исследования проведены при высокой температуре и
особенно в системах с повышенным давлением. Ограниченность публикаций
объясняется не отсутствием потребности в таких исследованиях (достаточно
вспомнить проблемы ядерной техники и химической промышленности), а
большими экспериментальными трудностями. Опубликованные работы
показывают,
что
наиболее
сложным
элементом
экспериментальных
устройств является электрод сравнения и его соединение с исследуемой
системой. Описанные в литературе установки могут быть разделены на два
типа: 1) электрод сравнения находится в исследуемой ячейке при заданной
температуре; 2) электрод сравнения вынесен в условия комнатной
температуры. Применение каждого из этих видов конструкции связано с
трудностями: в первом случае необходимо знать потенциал электрода
сравнения
при
заданной
температуре,
во
втором
возникает
термодиффузионный потенциал на границе горячего и холодного растворов.
В ряде работ термодиффузионные потенциалы вообще не учитываются.
Такой подход оправдан в ограниченном интервале температуры, когда
исследуются факторы, по сравнению с которыми ошибки измерения малы.
Например, так выполнена работа [11], в которой исследовано влияние
температуры на склонность хромистых сталей к переходу в пассивное
состояние в растворе серной кислоты без повышенного давления. Устройства
для исследования электрохимических свойств металлов при высокой
температуре и повышенном давлении, имеющие электрод сравнения,
который находится при исследуемой высокой температуре, описаны в
работах
[12–20].
В
большинстве
случаев
в
них
используется
хлоридсеребряный электрод сравнения, а в некоторых сама стенка автоклава
из нержавеющей стали, например [14, 15]. Электрод сравнения вынесен из
зоны высокой температуры в работах [21–26]. При наружном расположении
электрода сравнения контакт осуществляется через стеклянный жидкостный
ключ [22], фторопластовый капилляр с целлюлозной пробкой [23], мембрану
[24], асбестовый шнур [26].
Трудности представляет также монтаж исследуемого электрода с
токопроводом. Например, в [17] рабочий электрод соединен с токоведущей
платиновой проволокой позолоченным разъемом, что может искажать
электродный потенциал исследуемого металла.
Высокотемпературные электрохимические характеристики хромистых
сталей в кипящей 14 М HNО 3 были исследованы в работе [27], в которой
показано, что повышение концентрации хрома снижает пассивный ток.
В
настоящей
работе
исследования
проводили
на
специально
разработанной установке, имеющей следующие основные особенности:
• жидкостный мост сконструирован в виде пористого керамического
стержня из отожженного оксида алюминия с эмалированной боковой
поверхностью;
• электроизоляция
электродов
выполнена
с
использованием
стеклометаллических узлов, и, таким образом, исключено применение
дополнительных уплотнений и сальниковых устройств;
• электродом сравнения служит гладкая платина, погруженная в КДАК.
Схема установки показана на рис. 6, общий вид установки – на рис. 7.
Стакан 1, изготовленный из стойкой стали ЭИ654, покрыт изнутри эмалью
С72-4. Стакан 1, в который заливается исследуемая среда, закрыт крышкой 2,
в нее через фторопластовую прокладку ввинчен стакан 4 с охлаждающей
рубашкой 5, через которую пропускается вода. В крышку 2 вставлены
токоввод и вспомогательный электрод 7, изготовленный из платины.
Стакан 4 закрыт крышкой 9, в нее вмонтирован электрод сравнения 10.
Клапан 11 сбрасывает давление по окончании испытания.
Рисунок 6. Схема установки для электрохимических исследований при высокой
температуре: 1 – стакан, 2 – крышка, 3 – фторопластовая прокладка, 4 – малый стакан,
5 – водяная рубашка, 6 – исследуемый электрод, 7 – вспомогательный электрод, 8 – болты,
9 – крышка, 10 – электрод сравнения, 11 – клапан, 12 – керамический мост,
13 – стеклометаллические узлы, 14 – корпус металлического узла, 15 – термопары
Рисунок 7. Общий вид установки для электрохимических исследований
при высокой температуре
Для изготовления жидкостного электролитического моста использован
упомянутый алундовый пористый стержень 12 с эмалированной боковой
поверхностью, он соединяет основной стакан 1 и стакан 4, где помещен
электрод сравнения 10. Обнаженный торец стержня 12 находится от
поверхности исследуемого электрода на расстоянии ≤0,5 мм. Исследуемый
электрод 6 ввинчивается в токоввод через фторопластовую прокладку.
Токоввод и электроды 7 и 10 введены во втулку через стеклометаллические
узлы
13.
Керамический
стержень
12
введен
в
стакан
4
через
кремнемарганцовистое стекло. Температура в стакане контролируется
платино-платинородиевыми
термопарами
15,
вваренными
в
стеклометаллические узлы.
При выполнении испытания кислота заливается в стаканы 1 и 4 и
заполняет поры керамического стержня 12. В описанной установке
проводили измерения при
температуре выше 50°С. От комнатной
температуры до 50°С измерения проводили в стеклянной ячейке с обратным
холодильником. Возможность применения гладкой платины в КДАК в
качестве электрода сравнения подтверждена измерениями ЭДС цепи Pt в
КДАК|98%HNO3 |0,1
N
HNO 3 |KNO 3 |KCl/Hg 2 Cl 2 |Pt,
предложенной
В.П. Батраковым, в которой диффузионный потенциал равен нулю.
Опыты показали, что электродный потенциал платины в КДАК стабилен
и не зависит от колебаний комнатной температуры. Как показано в работе
[28], гладкий платиновый электрод в системе HNO 3 –N 2 O 4 –H 2 O ведет себя,
как обратимый кислородный электрод. Работая с постоянным равновесным
раствором, мы имеем стабильный электрод сравнения, что подтверждено
измерениями электрода Pt/КДАК по каломельному электроду после
выдержки платины в КДАК от суток до одного года.
В
нашей
схеме
не
исключен
температурный
перепад
потенциала. Однако опыты с измерением разности потенциалов E Pt-t – E Pt-20
(Е Pt-t – потенциал платины в горячем стакане 1 при температуре t, E Pt-20 –
потенциал платины в стакане 4) показали, что при 75, 100, 125°С эта разность
близка к 0. При 150 и 200°С она составляет 15 и 20 мВ соответственно. В эту
величину входят термодиффузионный потенциал и изменение окислительновоcстановительного
потенциала
среды
с
температурой.
Можно
предположить, что температура действует на оба параметра в одном
направлении и, следовательно, собственно диффузионным потенциалом в
первом приближении можно пренебречь.
Анодные кривые снимали на потенциостате П5827 ступенями по 10 мВ с
выдержкой на каждой по 3 мин. Предварительно снятые на стали Х28ВИ в
КДАК потенциостатические и потенциодинамические (1,2 и 6 B/ч) кривые
удовлетворительно сходятся. Отсутствие влияния скорости снятия анодных
кривых в области перепассивации, наблюдаемое в КДАК, согласуется с
имеющимися в литературе данными о том, что скорость сдвига анодного
потенциала практически не влияет на потенциал перепассивации стали с 14% Сr
в 2 N H 2 SO 4 [29]. Такое же заключение об отсутствии разницы
потенциостатических
и
потенциодинамических
кривых
в
области
перепассивации сделано в работе [30]. Потенциостатические кривые стали
Х28ВИ в КДАК при 20 и 50°С в металлической ячейке удовлетворительно
сходятся
с
кривыми,
снятыми
в
стеклянной
ячейке.
Анодные
потенциостатические кривые стали Х28ВИ при температуре 20, 50, 100°С
показывают (рис. 7), что с повышением температуры стационарный
потенциал E кор повышается, а потенциал перепассивации E пер снижается.
Поскольку окислительно-восстановительный потенциал среды практически не
меняется с повышением температуры от 20 до 100°С, изменение E пер вызвано,
очевидно, в основном влиянием температуры на анодный выход металла в
раствор. Взаимное сближение E кор и E пер означает сокращение пассивной
области с повышением температуры: при 20°С она составляет 110 мВ, при
100°С
всего
5 мВ. Качественно такое сокращение и изменение критических параметров
было
показано
в
[4].
С
повышением
температуры
уменьшается
поляризуемость внешним током в области перепассивации (увеличивается
угол наклона кривой, ∆i-∆E) (рис. 8). Температуру исчезновения пассивной
области определяли, экстраполируя кривую E пер – E кор = ƒ(t) до температурной
оси. Она равна 120–125°С (рис. 9). При этой температуре снять анодную
кривую не удалось.
Рисунок 8. Влияние температуры на анодные потенциостатические
кривые стали Х28ВИ в КДАК. Температура, °С: 1 – 20, 2 – 50, 3 – 100.
Стрелками (1'–3') обозначены Е кoр
Рисунок 9. Влияние температуры на ширину пассивной области
(E пер – Е кор ) стали Х28ВИ в КДАК
Выводы
В интервале температур 50–450°С получены экспериментальные данные
по скорости коррозии в красной дымящей азотной кислоте нержавеющих
сталей 15Х18Н12С4ТЮ, 12Х18Н10Т, Х28ВИ, 95X18, жаропрочных сплавов
ХН60ВТ, ХН38ВТ, ХН28ВМАБ, ХН56ВМКТЮ, ВХ4, ВН2, алюминиевых
сплавов АМг6 и Д20.
Установлено, что с повышением температуры до 200°С скорость
коррозии сталей и сплавов интенсивно растет. При температуре выше 250°С
скорость коррозии резко падает. Сделано заключение, что рост скорости
коррозии с повышением температуры происходит в конденсированной
системе, определяется действием молекул HNO 3 и ионов NO+
2 и продуктами
коррозии являются нитраты. Выше критической температуры происходит
газовая коррозия – окисление продуктами термического разложения азотной
кислоты – с образованием соединений, имеющих характер окалины.
Разработаны установка и методика электрохимического исследования
сплавов в красной дымящей азотной кислоте и других агрессивных средах при
высокой температуре и давлении, отличающаяся тем, что электроизоляция
обеспечена применением стеклометаллических узлов, жидкостной мост
выполнен в виде пористого керамического стержня с эмалированной боковой
поверхностью; электрод сравнения (гладкая платина в КДАК) работает при
комнатной
температуре.
Исследованиями
стали
Х28ВИ
в
интервале
температур 20–150°С показано, что с повышением температуры потенциал
свободной коррозии растет, а потенциал перепассивации снижается, так что
при 120–125°С область пассивности исчезает.
Авторы благодарят И.Б. Купертинского за помощь в конструировании и
изготовлении установки.
Список литературы:
1. Батраков
В.В.,
Батраков
В.П.,
Пивоварова
Л.Н.,
Соболь
В.В.
Коррозия
конструкционных материалов / Справочник. Кн. 2. М.: Металлургия, 1990. С. 80.
2.
Гурвич Л.Я., Жирнов А.Д. // Защита металлов. 1995. Т. 31. № 3. С. 256.
3. Addison С.С., Lewis J., Thompson R. // J. Chem. Soc. 1951. № 11. P. 2829.
4. Батраков В.П. // Коррозия и защита материалов. М.: Оборонгиз, 1962. С. 30.
5. Справочник азотчика / 2-е изд. М.: Химия, 1987. С. 20.
6. Johnston H.S., Foering L., White J. // J. Amer. Chem. Soc. 1955. V. 77. № 16. P. 4208.
7. Shott G., Davidson N. // J. Amer. Chem. Soc. 1958. V. 80. № 8. P. 1841.
8. Harrison H., Johnston H.S., Hardwick E.R. // J. Amer. Chem. Soc. 1962. V. 80. № 13.
P. 2407.
9. Кондратьев B.M. Кинетика скоростных газофазных реакций. М.: Наука, 1970.
10. Хансен М., Андерко К. Структура двойных сплавов. Т. 2. М.: Металлургия. С. 1119.
11. Флорианович Г.М. // Защита металлов. 1965. Т. 1. № 2. С. 156.
12. Prazak М. // Werkst. und Korros. 1958. В. 9. № 8/9. S. 524.
13. Оводов
А.И.,
Гоник
А.А.
Коррозия
и
защита
в
нефтеобрабатывающей
промышленности / Науч.-эксп. сб. 1967. № 3. С. 3.
14. Greenblatt J.H., МсMilan A.F. // Corros. 1963. V. 19. № 4. P. 146t.
15. Трифель М.С., Гликштейн Е.Д., Логинова С.А. // За технический прогресс (г. Баку).
1967. № 8. С. 32.
16. Spaepen G.J., Fevery de Meyer M.J. // Corros. Sci. 1967. V. 7. № 7. P. 405.
17. Васильев В.В., Подобаев Н.И. // Ученые записки МГПИ им. Ленина. 1969. № 303.
С. 69.
18. Butler G., Francis Р.Е., McKie A.S. // Corros. Sci. 1969 V. 9. № 10. P. 715.
19. Петров П.С., Раскин Г.С., Флорианович Г.М. // Защита металлов. 1971. Т. 7. № 4.
С. 436.
20. Липкин А.Г., Гусев Б.А., Ефимов А.А. // Защита металлов. 1992. Т. 28. № 4. С. 692.
21. Герасимов В.В., Громова А.И., Шаповалова Э.Т. // Коррозия реакторных материалов.
М.: Атомиздат, 1960. С. 16.
22. Титов В.Я., Агапов Г.И. // Завод, лаб. 1960. № 7. С. 839.
23. Wilde В.Е. // Corros. 1967. V. 23. № 11. Р. 331.
24. Taylor А.Н., Cockes F.H. // Brit. Corros. J. 1969. № 4. P. 287.
25. Postlethwaite J. Electrochem. acta. 1967. V. 12. № 3. P. 333.
26. Bacarella A.L., Sutton P.L. // J. Electrochem. Soc. 1965. V. 112. № 6. P. 546.
27. Миролюбов E.H., Разыграев В.П. // Защита металлов. 1966. Т. 2. № 6. С. 636.
28. Пустовойтова Н.Ф., Марков С.С., Антипенко Г.Л., Крылова А.Т. Анализ системы
HN0 3 –N 2 0 4 методом измерения окислительно-восстановительного потенциала. Л.:
НТИ ГИПХ, 1958. С. 6.
29. Grubitch Н., Willfurth L., Zitter H. // Werkst. und Korros. 1966. V. 17. № 10. S. 862.
30. Schwenk W. // Werkst. und Korros. 1969. B. 14. № 8. S. 646.