CC BY
190
Химия
Физикохимия поверхности. Покрытия
Вестник ДВО РАН. 2012. № 5
УДК 541.12+669.295.691.5
А.С. ГНЕДЕНКОВ, С.Л. СИНЕБРЮХОВ, Д.В. МАШТАЛЯР,
С.В ГНЕДЕНКОВ, В .И. СЕРГИЕНКО
Особенности развития коррозионного процесса на поверхности сплавов магния
Установлено, что развитие коррозионного процесса в хлоридсодержащей среде на поверхности сплавов магнияМА8 (системаMg—Mn—Се) и ВМД10 (Mg—Zn—Zr—Y) определяется составом и структурой сплава. Ключевой фактор коррозионной активности исследуемых сплавов — возникновение микрогальванопар на поверхности образца. Методом сканирующего вибрирующего зонда установлено более высокое, по сравнению со сплавом ВМД10, сопротивление коррозии сплава МА8. Причиной этого является наличие в его составе меньшего количества вторичных фаз, служащих катодами по отношению к основной матрице. При этом вторичные фазы в сплаве ВМД10 в коррозионно-активной среде имеют потенциал более положительный по отношению к а-фазе магния, тем самым ускоряя процесс ее растворения. Данные, полученные взаимонезависимыми методами, согласуются между собой и подтверждают более высокую коррозионную активность сплава ВМД10. Методами SVP, оптической микроскопии, гравиметрии и волюмометрии показана высокая коррозионная активность магниевых сплавов, вне зависимости от марки и способа технологической обработки, даже в слабосоленых хлорид-ных средах. Результаты свидетельствуют о невозможности практического использования магниевых сплавов без дополнительной антикоррозионной (поскольку защита может быть противоизносная, антиобрастающая, антифрикционная и т.д.) защиты даже в слабоактивных коррозионных средах.
Ключевые слова: магниевые сплавы, коррозия, электрохимия, метод сканирующего вибрирующего зонда, гравиметрия, волюмометрия, скорость коррозии.
Peculiarities of development of the corrosion process on the surface of magnesium alloys.
A.S. GNEDENKOV, S.L. SINEBRYUKHOV, D.V. MASHTALYAR, S.V. GNEDENKOV (Institute of Chemistry, FEB RAS, Vladivostok), V.I. fERGIENKO (Institute of Chemistry, FEB RAS, Far Eastern Federal University, Vladivostok).
It has been ascertained that development of the corrosion process on the surface of magnesium alloys MA8 (Mg—Mn—Се system) and VMD10 (Mg—Zn—Zr—Y) in the chloride containing solution is determined by the composition and the structure of the alloy. The key factor of the corrosion activity of the investigated samples is the occurrence of the microgalvanic couples on the sample's surface. Greater corrosion resistance of the MA8 alloy in comparison with the VMD10 alloy has been investigated by the scanning vibrating probe method (SVP). The reason of this effect is the less amount of the secondary phases being the cathodic parts of the alloy relative to the base matrix. At the same time the secondary phases in the VMD10 alloy have more positive potential in the corrosion-active media in comparison with a-phase of magnesium that leads to the acceleration of the dissolution of the a-phase. The data obtained by the mutually independent methods have a good correlation with each other and confirm greater corrosion activity of the VMD10 alloy in comparison with the MA8 alloy. The analysis of the experimental data obtained by SVR methods, optical microscopy, gravimetry and volumetry indicates a high corrosion activity of magnesium alloys irrespective of the type and method of technological processing even in the weak-concentrated chloride media. The results of the data obtained testify about the impossibility of the practical usage of the magnesium alloys without the addition methods of the
ГНЕДЕНКОВ Андрей Сергеевич - старший лаборант-исследователь, СИНЕБРЮХОВ Сергей Леонидович -кандидат химических наук, старший научный сотрудник, МАШТАЛЯР Дмитрий Валерьевич - кандидат технических наук, старший научный сотрудник, ГНЕДЕНКОВ Сергей Васильевич - доктор химических наук, заместитель директора по научной работе (Институт химии ДВО РАН, Владивосток), СЕРГИЕНКО Валентин Иванович - академик, директор, председатель Дальневосточного отделения РАН (Институт химии ДВО РАН, Дальневосточный федеральный университет, Владивосток). E-mail: [email protected]
Работа выполнена при финансовой поддержке грантов Президиума ДВО РАН (проекты 12-I-0-04-006, 12-I-0-04-
003, 12-III-B-04-038).
anticorrosion protection (as far as the protection may be of various types — anti-wear, anti-fouling, anti-friction, etc.) even in the weekly active corrosion environment.
Key words: magnesium alloys, corrosion, electrochemistry, scanning vibrating probe technique, gravimetry volumetry, corrosion rate.
Важной научно-практической задачей, решаемой в настоящее время многими научными коллективами [1, 2, 11, 19], является изучение поведения магниевых сплавов в коррозионно-активных средах с целью разработки методов защиты материалов от коррозии.
В данной работе взаимонезависимыми методами изучена коррозионная активность магниевых сплавов в хлоридсодержащей среде.
Выбор метода исследования
Использование традиционных методов исследования коррозионных свойств материалов, таких как гравиметрический, волюмометрический, потенциодинамическая поляризация, электрохимическая импедансная спектроскопия, априори предполагает протекание коррозии равномерно по всей поверхности изучаемого рабочего образца. Однако для большинства коррозионных процессов этот подход не вполне правомерен из-за различий фазового или химического состава, морфологической структуры корродирующего материала. На поверхности, контактирующей с коррозионно-активной средой, у некоторых материалов образуются анодные и катодные участки, что, безусловно, предопределяет протекание локальной коррозии. Метод сканирующего вибрирующего зонда -SVP (другое распространенное в научной литературе название метода - SVET, Scanning Vibrating Electrode Technique) позволяет определять изменения в электрохимической активности исследуемого образца на микроуровне. Изменения распределения потенциала, обусловленного протеканием локальных токов в электролите над поверхностью образца, фиксируемые с помощью SVP-метода, дают в этом случае детальную информацию об интенсивности пространственно разделенных коррозионных процессов. Например, в работе [4] SVP-метод использован для исследования питтинговой коррозии стального диска в газовой турбине FV448, в [17] - для изучения эффективности коррозионной защиты, созданной с использованием полимерных материалов. Автор работы [8] предложил использовать сканирующие зонды с платиновым наконечником в непосредственной близости от поверхности образца для определения изменений микрогальванической активности. С помощью SVP-метода возможны также: установление локализации и развития питтин-говых участков, определение электрохимически активных зон, обнаружение дефектов в покрытиях, изучение влияния микроструктуры на электрохимическую активность, оценка характеристик поверхности в ходе процесса пассивации/депассивации, определение эффективности действия различных ингибиторов коррозии, пространственная детализация поведения материалов в агрессивных средах [10]. Многие исследовательские группы используют данный метод для электрохимических и коррозионных испытаний [3, 7, 12, 14, 16, 27].
Учитывая высокую коррозионную активность магниевых сплавов, образование анодных и катодных областей на их поверхности, а также морфологическую неоднородность поверхностных слоев, использование SVP позволяет получить наиболее полное представление о сути коррозионной деструкции магниевых сплавов в коррозионной среде.
Основополагающие принципы
метода сканирующего вибрирующего зонда
Экспериментально установлено существование в растворе над локальным участком коррозии металла потока ионов и соответствующего перераспределения электронной
плотности внутри металла (рис. 1). Оценка характера распределения потенциала в системе электролит/электрод, иллюстрируемого эквипотенциальными линиями (см. рис. 1), лежит в основе 8УР-метода [15]. Градиент потенциала, устанавливаемый между рабочим электродом и противоэлектродом, прямо пропорционален плотности тока в исследуемой системе. Для определения градиента потенциала предназначен сканирующий зонд, представляющий собой тонкий платиновый наконечник, покрытый платиновой чернью. Расположенный на специальной вибрирующей платформе, зонд сканирует поверхность образца, находящегося в электролите, на расстоянии около 100 мкм от поверхности. Использование вибрирующего зонда в сочетании с усилителем сигнала позволяет устранить влияние шумов, проявляющихся на различных частотах. Это увеличивает электрическую чувствительность и стабильность при работе с данной системой. Сканирующий зонд совершает колебания в амплитудном диапазоне от 1 до 60 мм перпендикулярно плоскости образца (см. рис. 1) [15].
Рис. 1. Распределение электрического поля в сочетании с областями различной электрохимической активности материала, погруженного в электролит, при измерении методом сканирующего вибрирующего зонда (8УР)
Основополагающие принципы SVP-метода изложены в работах [5, 15]. Согласно представленным в них расчетам, зонд вибрирует с угловой частотой Q на расстоянии от образца (рабочего электрода), изменяющемся со временем:
h(t) = h0 + dsin(^t), (1)
где d - амплитуда колебаний зонда, h0 - среднее расстояние между зондом и образцом (см. рис. 1).
При гальваностатическом контроле и переменнотоковом режиме локальная плотность тока j над поверхностью образца определяется уравнением
jc(t) = jloc(t),0 + (2)
где j hc(f) 0 - локальная плотность тока в начальный момент времени (при t = 0), А - небольшое переменнотоковое возмущение компоненты с угловой частотой т. Локальный потенциал границы раздела определяется по формуле
EOc(t) = Eoc,0 + lAE&c(m)lSin(mt + (3)
где |AEfc (rn)| - амплитуда отклика локального потенциала при угловой частоте т; ф - фазовый сдвиг по отношению к j Локальный комплексный импеданс Z 1ос может быть выражен как
ZOc(m) = |AEfoc(m)l j/Ajbc. (4)
Если сопротивление электролита р будет иметь постоянное значение даже вблизи поверхности образца, тогда сопротивление электролита на единицу поверхности между образцом и вибрирующим зондом будет меняться во времени согласно уравнению R(t) = p[h+dsin(Qt)]. (5)
Следовательно, потенциал между вибрирующим зондом (VVP) и образцом (т.е. рабочим электродом, VWE) изменяется со временем:
VPoJt) = VVP - VWE= E Jt) +j Oc(t)Re(t) = Ec,0 + lAEbc(®)lSin(mt + Ф)] + P[h0 + dsin(^t)][/foc,0
+ A/focSin(rnt)]. (6)
Из уравнения следует, что Vprobe включает в себя информацию о потенциале lAEfo(rn)l и токе Ajhc. Сложность данного приближения определяется зависимостью УргоЬе от двух различных частот: частоты колебания зонда (Q) и частоты, которая используется для им-педансных измерений (т).
Экспериментальная часть
В работе методами SVP, гравиметрии и волюмометрии изучены коррозионные свойства двух магниевых сплавов: МА8 (1,5 до 2,5 масс. % Mn; 0,15 до 0,35 масс. % Ce; Mg - остальное) и ВМД10 (0,8 масс. % Zn; 0,4 до 0,45 масс. % Zr; 6,8 до 7,4 масс. % Y; 0,75 масс. %. Cd; Mg - остальное).
Электрохимические исследования интенсивности коррозионного процесса на поверхности магниевых сплавов МА8 и ВМД10 с использованием SVP-метода проводились на установке Scanning Electrochemical Workstation M370 (PAR). Образцы представляли собой пластинки магниевых сплавов, запрессованные в полимер (эпоксидную смолу) и механически отшлифованные наждачной бумагой, изготовленной на основе карбида кремния (SiC) с уменьшением зернистости абразивного материала до 15 мкм и последующей полировкой образцов на бумаге, содержащей оксид алюминия с размером зерна до 3 мкм. Грани образцов сплавов магния МА8 и ВМД10, находящиеся в плоскости шлифования, имели размеры 6 мм х 1,4 мм и 8 мм х 4,2 мм, соответственно. После шлифования исследуемая плоскость образца была тщательно промыта дистиллированной водой. Сплавы исследованы в водном растворе хлорида натрия концентрацией 0,3 мМ и проводимостью 150 мкСм/см в течение 76,5 ч в режиме слабой катодной поляризации (ток между образцом и противоэлектродом составлял 1 мкА). Частота колебания зонда соответствовала 80 Гц. В качестве электрода сравнения использовался хлорсеребряный электрод Ag/AgCl
(VAg/AgCl = 0,222 В).
Скорость коррозии Р традиционным гравиметрическим методом определялась по убыли массы образцов, АШ (мг/см2/день), при выдержке в 3%-м растворе №С1 в течение 7 сут. Для коррозионных испытаний были подготовлены образцы сплавов магния общей площадью поверхности 2,6 см2. В качестве травильного раствора использовалась смесь (200 г/л Сг03 + 10 г/л AgNO3). Данный раствор хорошо удаляет продукты коррозии, образующиеся на поверхности магниевых сплавов, не затрагивая сплав.
С помощью формулы (7) рассчитана средняя скорость коррозии (мм/год) [9, 13, 28]:
Р^ = 3,65 АШ/р, (7)
где р - плотность сплава (г/см3). Для магниевых сплавов р = 1,74 г/см3, следовательно, уравнение (7) преобразуется:
Р = 2,10 АШ. (8)
Методом волюмометрии скорость коррозии определяется по объему выделившегося в процессе коррозии водорода. Согласно суммарному уравнению реакции коррозии чистого магния, одна молекула водорода выделяется на одном атоме корродирующего магния. Поэтому при коррозии одного моля (24,31 г) магния выделяется один моль (22,4 л) водорода. Следовательно, скорость выделения водорода, ¥н (мл-см2/день), относится к скорости уменьшения массы металла, АШ (мг-см2/день), согласно уравнению [20, 23, 26, 29, 30, 31]: АШ = 1,085 ¥н. (9)
Соответствующая скорость коррозионного процесса Рн получится при подстановке уравнения (9) в уравнение (8):
Рн = 2,279 ун. (10)
Для оценки коррозии методом волюмометрии образцы подвешивались в универсальном коррозиметре, заполненном 3%-м раствором хлорида натрия.
Результаты и обсуждение
Коррозионная активность сплавов по данным метода БУР
Сплав МА8
При выдержке образца сплава МА8 (система Mg-Mn-Се) в течение 4 ч наблюдается интенсивный коррозионный процесс на его поверхности (рис. 2а), о чем свидетельствует изменение распределения интенсивности окраски образца, отражающей неоднородность распределения фиксируемого на поверхности локального потенциала. После 16 ч выдержки неоднородность распределения потенциала по поверхности сплава МА8 усиливается и приобретает ярко выраженный характер (рис. 2б). Катодные зоны (темные участки поверхности, характеризуемые более высоким значением потенциала) четко локализованы. Выдержка образцов в течение 32-37 ч приводит к дальнейшей локализации катодных участков (рис. 2 в, г). С увеличением времени выдержки образца в коррозионно-активной среде площадь анодных участков (более светлый фон на рис. 2) постепенно уменьшается (рис. 2 д, е). Распределение потенциала по поверхности после 49-60 ч выдержки соответствует картине интенсификации коррозионных разрушений в анодных (светлых) областях, обладающих меньшим значением потенциала. Возникновение и изменение во времени размера и геометрии зон электрохимической гетерогенности обусловлено присутствием в сплаве интерметаллических фаз, обладающих более положительным потенциалом по отношению к магнию. В частности, церий, присутствующий в малом количестве в сплаве МА8, растворен в а-твердом растворе на основе магния. Возможно и образование фазы Mg9Ce в следовых количествах [2]. Марганец также входит в состав интерметаллидов на основе Mg. Гетерогенность состава магниевого сплава обусловливает его пространственную электрохимическую неоднородность, так как интерметаллические включения имеют отличный друг от друга, а также от магниевой основы электродный потенциал.
Данные, полученные 8УР-методом, хорошо согласуются с результатами, полученными методом оптической микроскопии. В результате выдержки в коррозионно-активной среде
90 99 1Й8 117 12б 135
мкВ
Рис. 2. Распределение потенциала по поверхности сплава магния МА8, полученное 8УР-методом, после выдержки образца в водном растворе в течение: а - 4 ч, б - 16 ч, в - 32 ч, г - 37 ч, д - 49 ч, е - 60 ч
и, следовательно, электрохимического растворения уровень поверхности сплава на исследуемом образце существенно снижается по сравнению с уровнем эпоксидной смолы. Процесс коррозии образца происходит на анодных участках, территориально преобладающих по площади по сравнению с катодными. Уровень катодных областей остается практически неизменным, слабо меняющимся в течение всего эксперимента (рис. 3). Полученные результаты свидетельствует о высокой коррозионной активности магниевого сплава в растворе даже с низкой концентрацией (близкой к водопроводной воде) хлорида натрия.
0.7
Рис. 3. Сопоставление данных, полученных методами ЗУР (а) и оптической микроскопии (б) на сплаве магния МА8
Сплав ВМД10
Протекание коррозионно-активного процесса на сплаве магния ВМД10 (система М£-2п-2г-У) фиксировалось непосредственно после погружения образца в электролит (рис. 4а). Следует заметить, что динамика коррозионного процесса и характер распределения анодных и катодных участков на сплавах магния ВМД10 и МА8 существенно различаются.
После 8 ч выдержки образца ВМД10 (рис. 4б) коррозионная картина приобретает ярко выраженный локальный характер. На поверхности сплава четко выявляются небольшие по площади анодные (светлые) участки. На остальной, преобладающей по размерам площади (темные участки) коррозионный процесс протекает менее интенсивно. Миграция локальных анодных участков наблюдается в течение 15-22 ч (рис. 4 в, г), что обусловлено растворением зерна, состоящего из а-фазы магния. Согласно данным [4, 17], в магниевых сплавах Mg-Zn-Zr-Y (ВМД10-1) и Mg-Zn-Zr (МА14 и МА20) присутствуют такие устойчивые фазы, как MgZr, ZrZn2, Zr3Zn2, Zr4Zn, Mg7Zn3RE (где КБ - редкоземельные элементы). Различие значений потенциала свободной коррозии вышеуказанных фаз по сравнению с а-фазой, как и в случае со сплавом МА8, определяет неравномерный характер коррозионного процесса магниевого сплава ВМД10 в целом. Согласно данным [6], для магниевых сплавов, принадлежащих к таким системам, характерно образование Т-фазы (Mg7Zn3RE), потенциал которой на 100 мВ превышает потенциал прилегающей к ней магниевой матрицы. Разность потенциалов между фазой Zr4Zn и матрицей (а-Mg) составляет 180 мВ [6]. Тем самым в сплаве ВМД10 фазы Mg7Zn3Y и Zr4Zn ведут себя как локальные
Рис. 4. Распределение потенциала по поверхности сплава магния ВМД10, полученное 8УР-методом, после выдержки образца в водном растворе в течение: а - 1 ч, б - 8 ч, в - 15 ч, г - 22 ч, д - 44 ч, е - 73 ч
катодные участки в ходе микрогальванического коррозионного процесса, обусловливая присутствие на поверхности сплава характерной гальванопары. При 44-часовой выдержке в коррозионно-активном растворе образец демонстрирует четко локализованную анодную область (рис. 4д), рядом с которой наблюдалось интенсивное выделение водорода из воды за счет отрицательного дифференц-эффекта NDE (Negative Difference Effect) - отличительной способности сплавов магния [18, 21, 22, 24-26]. NDE проявляется увеличенной скоростью выделения водорода около анодной области и, как следствие, возрастанием саморастворения электрода при переходе от потенциала свободной коррозии к потенциалу анодной поляризации, т. е. при более положительном значении электродного потенциала. После 73 ч от начала съемки (рис. 4е) картина распределения потенциала начинает стабилизироваться. В отличие от анодных участков, характеризуемых меньшими значениями потенциалов, катодные (черные) участки практически не меняют своего месторасположения на поверхности образца.
Анализ значений локальных потенциалов в экстремальных точках катодного и анодного пространств (АЕ показал лучшую коррозионную устойчивость сплава МА8 по сравнению со сплавом ВМД10. Выявленное в данной работе значение АЕ для сплава ВМД10 более чем на один порядок превышает соответствующую величину для сплава МА8 (1230 мкВ против 90 мкВ), что свидетельствует о более высоких значениях плотности тока [7] в областях с локальным минимумом по потенциалу для сплава ВМД10 (0,425 А/м2) по сравнению со сплавом МА8 (0,045 А/м2). Процесс коррозии для сплава магния ВМД10 интенсивно протекает по границе фаз (Т-фаза, Zr4Zn) с образованием на поверхности локальных анодных участков, что приводит к более высокому растворению данного сплава по сравнению с МА8. Вероятность образования зон электрохимической активности зависит прежде всего от распределения вышеупомянутых фаз в объеме сплава, т.е. определяется технологией изготовления сплава, включающей в технологический цикл в том числе и термическую обработку. Такая технологическая операция приводит к повышению сопротивления процессу коррозии поверхностных областей материала, т.е. участков, в большей степени подверженных коррозионному разрушению. Однако, как показывают данные эксперимента, термической обработки недостаточно для создания надежной защиты данного сплава от коррозионных разрушений в объеме. Как и в случае со сплавом МА8, здесь наблюдается полная корреляция данных, полученных с помощью оптической микроскопии и SVP-метода (рис. 5).
Скорость коррозии по данным гравиметрии и волюмометрии
Ниже представлены данные по скорости коррозии сплавов при выдержке в 3%-м растворе NaCl в течение 7 сут, определенные гравиметрическим (весовым) методом (PW) и по объему выделившегося водорода (РН), в сопоставлении со значениями суммарного удельного объема (V/S) выделившегося водорода.
Сплав Скорость коррозии, мм/год V/S, мл/см2
Pw Рн
MAS 1,15 0,64 1,97
ВЫД10 5,05 2,10 6,33
Как следует из анализа экспериментальных данных, скорости коррозии Рж и РН хорошо согласуются между собой и подтверждают вывод, сделанный на основе данных 8УР, о более высокой коррозионной активности сплава ВМД10 по сравнению со сплавом МА8.
Более низкие значения скорости коррозии, определенные по выделению водорода, могут быть связаны с частичным растворением водорода в магниевой матрице после образования на поверхности сплава слоя продуктов коррозионного процесса, а также в коррозионно-активном растворе. В то же время более высокие значения скорости коррозии по
Рис. 5. Сопоставление данных, полученных методами 8УР (а) и оптической микроскопии (б) на сплаве магния ВМД10
данным гравиметрии могут быть объяснены частичным захватом поверхностных зерен магния, не затронутых коррозией, но слабо связанных с основой сплава, в процессе удаления продуктов коррозии при травлении.
Динамика изменения скорости коррозии в 3%-м растворе №С1 для исследуемых сплавов МА8 и ВМД10 по результатам гравиметрических измерений представлена на рис. 6. Анализ данных результатов свидетельствует о большей интенсивности коррозионного процесса на сплаве ВМД10 по сравнению с МА8. Более того, для сплава МА8 характерна стабилизация скорости коррозии (Рда ~ 1,1 мм/год) после вторых суток пребывания в коррозионной среде, для сплава же ВМД10 скорость коррозии постоянно увеличивается со временем и достигает к концу эксперимента значений PW ~ 5 мм/год. Причина такого характера протекания коррозионных процессов на сплавах МА8 и ВМД10 обусловлена различием их химического состава и, как следствие, проявляющейся на микроуровне различной коррозионной активностью присутствующих в сплаве фаз и соединений. Однако с использованием традиционных методов исследования, включая гравиметрический,
Скорость коррозии 5,5-. Р„, ММ/ГОД
5
4.5 4
3.5 3
2.5 2
1.5
ч
-----МА8
ВМД10
Рис. 6. Зависимость скорости коррозии сплавов МА8 и ВМД10 от времени выдержки в 3%-м растворе хлорида натрия
012345678
Сутки
объяснить природу, механизмы и стадийность процесса коррозии затруднительно. Поэтому использование метода 8УР для изучения электрохимических процессов, протекающих на микроуровне, представляется весьма целесообразным.
Выводы
Развитие коррозионного процесса в хлоридсодержащей среде на поверхности сплавов магния МА8 и ВМД10, принадлежащих к системам Mg-Mn-Се и Mg-Zn-Zr-Y, соответственно, определяется составом и структурой сплава. Ключевым фактором коррозионной активности исследуемых сплавов является возникновение микрогальванопар на поверхности образца.
С использованием метода вибрирующего зонда установлено более высокое, по сравнению со сплавом ВМД10, коррозионное сопротивление сплава МА8. Причиной этого является наличие в его составе меньшего количества вторичных фаз, служащих катодами по отношению к основной матрице.
Вторичные фазы в сплаве ВМД10 в коррозионно-активной среде имеют потенциал более положительный по отношению к а-фазе магния, тем самым ускоряя процесс ее растворения. Данные, полученные взаимонезависимыми методами, хорошо согласуются между собой, подтверждая более высокую коррозионную активность сплава ВМД10. Анализ экспериментальных данных, полученных методом 8УР, оптической микроскопией, методами гравиметрии и волюмометрии, свидетельствует об их сопоставимости и высокой коррозионной активности магниевых сплавов, вне зависимости от марки сплава и способа технологической обработки, даже в слабосоленых хлоридных средах.
Результаты свидетельствуют о невозможности практического использования магниевых сплавов без дополнительной антикоррозионной (так как защита может быть проти-воизносная, антиобрастающая, антифрикционная и т.д.) защиты даже в слабоактивных коррозионных средах.
ЛИТЕРАТУРА
1. Синебрюхов С.Л., Сидорова М.В., Егоркин В.С., Недозоров П.М., Устинов А.Ю., Гнеденков С.В. Антикоррозионные, антифрикционные покрытия на магниевых сплавах для авиации // Вестн. ДВО РАН. 2011. № 5. С. 95-105.
2. Синебрюхов С.Л., Сидорова М.В., Егоркин В.С., Недозоров П.М., Устинов А.Ю., Волкова Е.Ф., Гнеденков С.В. Защитные оксидные покрытия на магниевых сплавах систем М§-Мп-Се, М§-7п-7г, М§-А1-7п-Мп, М§-7п-7г-У и М§—2г—№ // Физикохимия поверхности и защита металлов. 2012. Т. 48, № 6. С. 579-588.
3. Akid R., Gobara M., Wang. H. Corrosion protection performance of novel hybrid polyaniline/sol-gel coatings on an aluminium 2024 alloy in neutral, alkaline and acidic solutions // Electrochim. Acta. 2011. Vol. 56. P. 2483-2492.
4. Bates S.J., Gosden S.R., Sargeant D.A. Design and development of scanning reference electrode technique for investigation of pitting corrosion in FV 448 gas turbine disc steel // Mater. Sci. Technol. 1989. Vol. 5. P. 356-361.
5. Bayet E., Huet F., Keddam M., Ogle K., Takenouti H. Adaptation of the Scanning Vibrating Electrode Technique to ac Mode: Local Electrochemical Impedance Measurement // Mater. Sci. Forum. 1998. Vol. 289. P 57.
6. Coy A.E., Viejo F., Skeldon P., Thompson G.E. Susceptibility of rare-earth-magnesium alloys to micro-galvanic corrosion // Corros. Sci. 2010. Vol. 52. P. 3896-3906.
7. Deshpande K.B. Experimental investigation of galvanic corrosion: Comparison between SVET and immersion techniques // Corros. Sci. 2010. Vol. 52 P. 2819-2826.
8. Evans U.R. Inhibition, passivity and resistance: A review of acceptable mechanisms // Electrochimica Acta. 1971. Vol. 16. P. 1825-1840.
9. Fontana M.G., Greene N.D. Corrosion Engineering. N.Y.: McGraw-Hill, 1984.
10. Gnedenkov S.V., Sinebryukhov S.L. Composite Polymer Containing Coatings on the Surface of Metals and Alloys // Compos. Interfaces. 2009. Vol. 16. P 387-405.
11. Gnedenkov S.V., Khrisanfova O.A., Zavidnaya A.G., Sinebryukhov S.L., Egorkin V.S., Nistratova M.V., Yerokhin A., Matthews A. PEO coatings obtained on an Mg-Mn type alloy under unipolar and bipolar modes in silicate-containing electrolytes // Surf. Coat. Technol. 2010. Vol. 204. P. 2316-2322.
12. Isaacs H.S. The measurement of the galvanic corrosion of soldered copper using the scanning vibrating electrode technique // Corros. Sci. 1988. Vol. 28. P. 547-558.
13. Jones D.A. Principles and Prevention of Corrosion. New Jersey: Prentice-Hall, Englewood, Cliffs, 1992. 572 p.
14. Krawiec H., Vignal V., Oltra R. Use of the electrochemical microcell technique and the SVET for monitoring pitting corrosion at MnS inclusions // Electrochem. Commun. 2004. Vol. 6. P. 655-660.
15. Rossi S., Fedel M., Deflorian F., Vadillo M. Localized electrochemical techniques: Theory and practical examples in corrosion studies // C. R. Chimie. 2008. Vol. 11. P. 984-994.
16. Sargeant D.A., Hainse J.G.C., Bates S.J. New techniques for surface corrosion evaluation // Mater. Sci. Technol. 1989. Vol. 5. P. 487.
17. Sekine I., Suzuki T., Yiasa M., Handa K., Takaoka K., Silao L. Evaluation of deterioration of organic coated steels in CO2 absorption process by electrochemical measurement methods // Prog. Org. Coat. 1997. Vol. 31. P. 185-191.
18. Shi Z., Liu M., Atrens A. Measurement of the corrosion rate of magnesium alloys using Tafel extrapolation // Corros. Sci. 2010. Vol. 52. P. 579-588.
19. Sinebryukhov S.L/ Gnedenkov A.S., Mashtalyar D.V., Gnedenkov S.V. Peo-coating/substrate interface investigation by localised electrochemical impedance spectroscopy // Surf. Coat. Technol. 2010. Vol. 205. P 1697-1701.
20. Song G., Atrens A., John D.St. An hydrogen evolution method for the estimation of the corrosion rate of magnesium alloys // Magnesium Technology 2001 Symp., New Orleans, LA, 2001 / ed. J.N. Hryn. New Orleans: Minerals, Metals & Materials Soc., 2001. P 255-262.
21. Song G., Atrens A. Corrosion mechanisms of magnesium alloys // Adv. Eng. Mater. 1999. Vol. 1. P. 11-33.
22. Song G., Atrens A. Recent insights into the mechanism of magnesium corrosion and research suggestions// Adv. Eng. Mater. 2007. Vol. 9. P. 177-183.
23. Song G. Recent progress in corrosion and protection of magnesium alloys // Adv. Eng. Mater. 2005. Vol. 7. P. 563-586.
24. Song G., Atrens A., John D.St., Wu X., Nairn J. The anodic dissolution of magnesium in chloride and sulphate solutions // Corros. Sci. 1997. Vol. 39. P. 1981-2004.
25. Song G., Atrens A., John D.St., Nairn J., Li Y. The electrochemical corrosion of pure magnesium in 1 N NaCl // Corros. Sci. 1997. Vol. 39. P. 855-875.
26. Song G., Atrens A. Understanding magnesium corrosion - a framework for improved alloy performance // Adv. Eng. Mater. 2003. Vol. 5. P. 837-858.
27. Tretheway K.R., Sargeant D.A., Marsh D.J., Tamimi A.A. Applications of the scanning reference electrode technique to localized corrosion // Corros. Sci. 1993. Vol. 35. P. 127-129.
28. Uhlig H.H. Corrosion and Corrosion Control. N.Y.: Wiley, 1973. 441 p.
29. Zhao M.C., Schmutz P., Brunner S., Liu M., Song G., Atrens A. An exploratory study of the corrosion of Mg alloys during interrupted salt spray testing // Corros. Sci. 2009. Vol. 51. P. 1277-1292.
30. Zhao M.C., Liu M., Song G.L., Atrens A. Influence of pH and chloride ion concentration on the corrosion of Mg alloy ZE41 // Corros. Sci. 2008. Vol. 50. P 3168-3178.
31. Zhao M.C., Liu M., Song G., Atrens A. Influence of the beta-phase morphology on the corrosion of the Mg alloy AZ91 // Corros. Sci. 2008. Vol. 50. P 1939-1953.
