WWW.DISSERS.RU

БЕСПЛАТНАЯ ЭЛЕКТРОННАЯ БИБЛИОТЕКА

   Добро пожаловать!


На правах рукописи

ТЮРИН Александр Георгиевич

ТЕРМОДИНАМИКА ХИМИЧЕСКОЙ И ЭЛЕКТРОХИМИЧЕСКОЙ УСТОЙЧИВОСТИ СПЛАВОВ

Специальность:

02.00.04 – «Физическая химия»

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени доктора химических наук

Челябинск – 2008

Работа выполнена на кафедре аналитической и физической химии ГОУ ВПО «Челябинский государственный университет»

Официальные оппоненты: доктор химических наук, профессор Лыкасов Александр Александрович доктор химических наук, профессор Толчев АлександрВасильевич доктор технических наук, профессор Барбин Николай Михайлович

Ведущая организация: ГОУ ВПО «Уральский государственный технический университет – УПИ»

Защита состоится «15» октября 2008 г., в 14 часов на заседании диссертационного совета Д 212.298.04 при Южно-Уральском университете в зале диссертационных советов, ауд. 1001 по адресу: 454080, г. Челябинск, пр.

Ленина, 76, ЮУрГУ.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ЮУрГУ.

Ваш отзыв в одном экземпляре, заверенном печатью, просим высылать по адресу: 454080, г. Челябинск, пр. Ленина, 76, ЮУрГУ, учёный совет.

Автореферат разослан « » сентября 2008 г.

Ученый секретарь диссертационного совета, доктор физико-математических наук Б.Р.Гельчинский

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ



Актуальность работы. Причиной, определяющей «время жизни» сплавов, являются продукты их химических и электрохимических реакций с компонентами окружающей среды. Потребность понимать и предсказывать эти процессы взаимодействия сплавов представляет огромный научный и практический интерес: мировые потери металлов от коррозии велики и составляют более 20 млн т/год. Многообразие и сложность химических и электрохимических процессов, протекающих в многокомпонентных металлических системах при контакте с окружающей средой, не позволяют говорить о законченной термодинамической и кинетической теории процессов.

Химическая устойчивость различных металлических фаз определяется в первую очередь их стойкостью к окислению кислородом воздуха, а электрохимическая – к коррозии во влажной атмосфере, в водных средах, в почве и др. Лучшим способом представления термодинамической информации о химическом окислении сплавов газообразным кислородом являются фазовые диаграммы систем Ме1 – Ме2 – ··· – О, а об электрохимической коррозии – диаграммы потенциал – рН.

Электрохимия коррозионных процессов – широкая тема, где термодинамические факторы часто не так существенны, как кинетические.

Однако знание термодинамических факторов остается необходимым, и лучшим способом представления термодинамической информации являются диаграммы электрохимического равновесия. Впервые подобные диаграммы потенциал – рН для чистых металлов были построены М. Пурбе и использованы им и другими российскими (А.М. Сухотиным) и зарубежными (Ю.Р. Эвансом, Г.Г. Улигом) авторами для описания термодинамики электрохимической коррозии. В настоящей работе предложен метод моделирования равновесных диаграмм потенциал – рН бинарных и многокомпонентных металлических систем как термодинамическая модель учета взаимного влияния компонентов сплава на его химическую и электрохимическую устойчивость.

Цель работы: установление составов поверхностных фаз в условиях высокотемпературного и низкотемпературного окисления сталей и сплавов;

анализ химической и электрохимической устойчивости сложных металлических систем.

Для реализации поставленной цели необходимо решить следующие задачи.

1. Сформулировать общий метод термодинамического анализа химической и электрохимической устойчивости сплавов.

2. Предложить обобщенное математическое описание термодинамических свойств твердых металлических, оксидных, сульфидных, карбидных и смешанных растворов, удобное для программирования и машинных расчетов.

3. Обобщить экспериментальные данные, провести согласование и прогнозирование термодинамических функций образования стехиометрических и нестехиометрических оксидов, сульфидов, карбидов, нитридов, гидридов и интерметаллидов.

4. Обобщить и систематизировать данные по высокотемпературной кислородной газовой коррозии специальных сталей и сплавов.

5. Рассмотреть термодинамику коррозионно-электрохимического поведения в водных средах сплавов на основе железа, хрома, никеля, меди, цинка и алюминия.

6. Рассмотреть проблему электролитического осаждения титана из водных растворов.

7. Сопоставить выводы термодинамической теории и экспериментов.

Научная новизна полученных результатов определяется впервые проведенными комплексными термодинамическими исследованиями химической и электрохимической устойчивости бинарных и многокомпонентных сплавов на основе железа, хрома, никеля, меди, цинка, алюминия, в ходе которых:

1) предложен метод расчета и анализа изотермических сечений фазовых диаграмм состояния систем Ме1 – Ме2 – ··· – О при рассмотрении фазового и химического состава окисленного и подокалинного слоев на сталях и сплавах в условиях высокотемпературного и низкотемпературного окисления;

2) предложен метод расчета диаграмм потенциал – рН бинарных и многокомпонентных сплавов;

3) предложена обобщенная теория «регулярных» растворов;

4) уточнены диаграммы Пурбе хрома, титана, никеля и молибдена;

5) впервые построены диаграммы потенциал – рН бинарных и многокомпонентных сплавов на основе железа, хрома, никеля, меди, цинка и алюминия;

6) впервые построены диаграммы электрохимического равновесия нержавеющих сталей, карбидов титана и хрома, коррозионно-активных неметаллических включений;

7) показана термодинамическая невозможность осаждения металлического титана из водных растворов.

Основные практические результаты.

1. Совершенствование технологий термической обработки специальных сталей и сплавов.

2. Оптимизация состава, химической и электрохимической устойчивости сплавов на основе железа, хрома, никеля, нержавеющих сталей, латуней и бронз, металлических покрытий.

3. Развитие методов химической термодинамики и использование их в учебном процессе.

Автор выносит на защиту:

1. Перспективное научное направление химической термодинамики – метод построения диаграмм потенциал – рН бинарных и многокомпонентных сплавов.

2. Обобщенную теорию «регулярных» растворов и ее количественные приложения для термодинамического описания твердых металлических, оксидных и сульфидных растворов.

3. Сечения фазовых диаграмм Ме1 – Ме2 – ··· – О и диаграммы потенциал – рН сплавов на основе железа, хрома, никеля, углеродистых, низколегированных и нержавеющих сталей, горячих, диффузионных и электролитических металлических покрытий, латуней и бронз.

Апробация работы. Материалы диссертации докладывались и обсуждались на Всесоюзном совещании «Термодинамика металлических сплавов», Алма-Ата, 1979; Всесоюзной (Российской) конференции «Строение и свойства металлических и шлаковых расплавов», Свердловск – Екатеринбург, 1980 – 2004; IV Всесоюзном совещании «Диаграммы состояния металлических систем», Звенигород, 1982; Всесоюзной конференции «Технология нанесения противокоррозионных покрытий и обработки поверхности металлов», Челябинск, 1985; XXI семинаре по защитным и восстановительным покрытиям, Днепропетровск,1986; XIII Всесоюзном совещании по жаростойким покрытиям, Ленинград, 1987; Научно-практической конференции «Теория и практика электрохимических технологий. Современное состояние и перспективы развития, Екатеринбург, 2003; XV Международной конференции по химической термодинамике в России, Москва, 2005; Пятом семинаре СО РАН – УрО РАН «Термодинамика и материаловедение», Новосибирск, 2005;

XIII Международной научно-практической конференции «Трубы – 2005», Челябинск, 2005; Всероссийской научно-практической конференции «Защитные покрытия в машиностроении и приборостроении», Пенза, 2006.

Публикации. По теме диссертации опубликовано 42 работы, из них 23 в изданиях, включённых в перечень ВАК.

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, 6 глав основного текста, заключения, списка литературы, содержащего 341 ссылку, и приложения. Материалы диссертации изложены на 497 страницах машинописного текста, содержат 173 рисунка и 79 таблиц.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Введение содержит обоснование актуальности темы, формулировку цели и задач исследования, основные положения, выносимые на защиту, определяет содержание и методы выполнения работы.

В первой главе рассмотрены структуры бинарных и многокомпонентных сплавов на основе железа, хрома, никеля, олова, цинка, алюминия и меди.

Выполнен анализ фазовых диаграмм металл – кислород и металл – сера ряда элементов. Сформулированы общие принципы анализа химической и электрохимической устойчивости сплавов.

Пассивность – ключ к коррозионной стойкости металлов. В литературе установились две основные точки зрения на механизм пассивации и природу поверхностного барьерного слоя. Согласно одной из них торможение реакции растворения связано с образованием поверхностной фазовой оксидной пленки (окалины), а с другой – с образованием адсорбированных слоев кислорода или кислородсодержащих групп воды.

Между этими двумя концепциями нет противоречия. Действительно, первой ступенью пассивации металлов является хемосорбция частиц из газовой фазы или водной среды, которая может обеспечить заметное защитное действие. Далее в зависимости от температуры и окислительновосстановительного потенциала коррозионной среды хемосорбированный слой растет до фазового слоя окислов, в пределе – толстой окалины. Применительно к водным средам – электрохимической коррозии – одним из основных аргументов в пользу фазовой теории пассивности служит общеизвестный факт наличия фазовых оксидных пленок на большинстве пассивирующихся металлов и близость потенциала пассивации к равновесному потенциалу образования соответствующих оксидов металлов.

Наиболее полные исследования процесса окисления относятся к железу.

Эти экспериментальные результаты обобщены в табл.1.

Таблица 1. Схема процесса окисления железа на воздухе и в воде Интервал температур Превращения в оксидной пленке (окалине) От комнатной до Образование двухслойной пленки, состоящей из Fe3O 200°С и -Fe2O3.

От 200°С до 570°С Вместо наружного слоя -Fe2O3 образуется наружный слой - Fe2O3 в двухслойной пленке.

От 570°С и выше Возникновение вюститного («FeO») подслоя на внутренней стороне трехслойной окалины.

Данные таблицы полностью соответствуют диаграмме состояния Fe - O (рис.1) и диаграмме Пурбе для железа (рис.2). В области оксидной пассивации железа равновесия металла и оксидных фаз с водой целиком соответствует аналогичным равновесиям с газообразным кислородом. Наиболее термодинамически устойчивые химические и электрохимические равновесия на диаграммах потенциал – рН отвечают негидратированной форме оксидов. А переход гидроксидов в оксиды может реализовываться через ряд промежуточных состояний.

Таким образом, диаграмма состояния металл – кислород позволяет определиться с возможными равновесиями в воде в областях оксидной пассивации металла. И, наоборот, диаграмма потенциал – рН позволяет оценить достоверность диаграммы состояния металл-кислород при низких температурах. Если воспользоваться методом обобщающей переформулировки задачи, т.е. перевести частную задачу для железа в разряд общей для любого металла или сплава, можно сформулировать основной принцип в термодинамическом анализе химической и электрохимической устойчивости сплавов: для того, чтобы определиться в фазовых равновесиях в системе Ме1 – Ме2 – ··· – Н2О в областях оксидной пассивации сплава, нужно построить фазовую диаграмму Ме1 – Ме2 – ··· – О при температуре коррозионной среды.

Если металл или сплав, наряду с оксидной, может подвергаться другим видам пассивации: гидридной, нитридной, графитной, солевой, при построении диаграммы потенциал – рН дополнительно нужно рассматривать равновесия металлической системы с возможными гидридами, нитридами, карбидами, солями компонентов.

В общем для термодинамического моделирования диаграмм химической и электрохимической устойчивости сплавов необходимо рассмотреть сечение соответствующей диаграммы состояния, содержащей в качестве компонентов Рис.1 Диаграмма состояния системы Fe – О Рис. 2 Диаграммы Пурбе для системы Fe – Н2О при 25С и аi = 10-6 моль/л:

1 - негидратированная форма оксидов;

2 - гидратированная форма оксидов.

все элементы исследуемой системы. В литературе накоплен огромный экспериментальный материал по диаграммам состояния металлических систем, металлов с газами, оксидных, карбидных, нитридных, сульфидных и смешанных систем. Руководствуясь общими принципами физико-химического анализа, из вида и структуры этих диаграмм состояния – сечений многокомпонентных смешанных систем – можно установить характер и описать равновесия сплавов (твердых растворов, интерметаллидов) с оксидами, карбидами, нитридами, гидридами и другими фазами, а также равновесия между соединениями металл – неметалл.

Диаграммы потенциал – рН (диаграммы электрохимического равновесия) характеризуют прежде всего состав водного раствора и термодинамическую устойчивость твердых фаз (металлических, оксидных (гидроксидных), сульфидных, карбидных, нитридных, гидридных и других) в зависимости от двух переменных – электродного потенциала и рН. Каждая диаграмма вычерчена в предположении, что все другие переменные определены, но изменение состава водного раствора – активности иона металла в водном растворе аi, можно отобразить семейством линий при аi = 1=100, 10-2, 10-4 и 10-моль/л. Эти линии обозначают соответственно числами 0, -2, -4, и -6. В настоящей работе диаграммы электрохимического равновесия сплавов строили для 25°С и активностей ионов в растворе аi = 100, 10-3 и 10-6 моль/л.

Во второй главе изложены методы расчета равновесий в гетерогенных системах, модельные описания, согласование и прогнозирование термодинамических свойств металлических и смешанных систем. Метод анализа гетерогенных равновесий в сложных системах, базирующийся на законе действующих масс (константах равновесия), наиболее нагляден и допускает поэтапную проверку результатов термодинамических расчетов. Он является основным методом моделирования диаграмм состояния систем Ме1 – Ме2 – ··· – О при характеристике химической устойчивости сплавов на воздухе и их оксидной пассивации в воде.

Наиболее важным и ответственным этапом в таких расчетах является правильный выбор систем независимых химических реакций, описывающих равновесия в сложных системах. Применительно к газовым реакциям этот вопрос подробно рассмотрен А.Л. Сурисом, а к процессам раскисления стали и модифицирования неметаллических включений – Г.Г. Михайловым. Для систем с жидкими и твердыми фазами он не может быть решен а priori. Только из вида и структуры построенных по экспериментальным данным диаграмм состояния металлических, оксидных, карбидных, нитридных и других подсистем – сечений рассматриваемой многокомпонентной смешанной системы – можно выявить реальные особенности фазовых равновесий и сформировать систему независимых химических реакций.

Термодинамика химических реакций базируется главным образом на опытных данных. Экспериментальное определение термодинамических свойств веществ требует не только специальной аппаратуры, но и достаточного опыта работы. Кроме того, измерение физико-химических свойств малоустойчивых (метастабильных) соединений является весьма сложной задачей или вовсе неосуществимо. Точные и приближенные методы расчета основных термодинамических параметров химических реакций и свойств химических соединений наиболее полно изложены в монографиях М.Х. Карапетьянца, В.А. Киреева, О. Кубашевского и других.

Для описания термодинамических свойств твердых растворов металлов, оксидов, смешанных образований автором предложена обобщенная теория «регулярных» растворов. В качестве нулевого приближения к общей теории конденсированных растворов используем теорию регулярных растворов.

Зависимости энергий смешения компонентов от состава и температуры получали путём разложения функций Qij(X, X ) и Qij (k )(T ) в ряд Тейлора. Если i j ограничиться несколькими первыми членами ряда ( ( ( ( Qij(X, X )= Qij1) X + Qij2) X + Qij3) X X + Qij4) X +..., (1) i j i j i j i Qij(Xi, X ) то получится представление функции полиномом. В свою очередь j ( ( ( ( каждый из параметров Qij1), Qij2), Qij3),..., Qijk ) может зависеть от температуры:

( ( ( Qij(k)(T )= ijk ) +ijk ) T + ijk ) T +... (2) Многочлены (1) и (2) – приближенное выражение неизвестной функции Qij(Xi, X,T). Качество приближения определяется величиной остатка той части j ряда, которая отбрасывается. Чтобы приближение удовлетворительно описывало термодинамические свойства раствора, нужно, чтобы остаток был невелик по сравнению с ошибкой экспериментов. Тогда дальнейшее уточнение функции теряет смысл.

( Таблица 2. Энергетические параметры бинарных сплавов при 25°С (Qij3)=0) Двойная Тип решетки Энергетические параметры, кДж/моль ( ( подсистема i - j раствора Qij1) Qij2) Fe – Cr О.ц.к. (А2) 22,0 22, Г.ц.к. (А1) 5,2 5,Fe – Ni О.ц.к. (А2) 1,4 - 13, Г.ц.к. (А1) 1,8 - 37,Fe – Ti О.ц.к. (А2) - 46,0 - 23, Г.ц.к. (А1) - 33,5 - 10,Fe – Mo О.ц.к. (А2) - 29,7 - 33, Г.ц.к. (А1) - 22,3 - 26,Fe – Mn О.ц.к. (А2) 5,5 5, Г.ц.к. (А1) - 13,8 - 13,Fe – Si О.ц.к. (А2) - 127,3 - 256, Г.ц.к. (А1) - 134,5 - 263,Fe – Cu О.ц.к. (А2) 39,0 39, Г.ц.к. (А1) 37,8 37,Fe – Al О.ц.к. (А2) - 63,0 - 154, Г.ц.к. (А1) - 55,5 - 91,Fe – Zn О.ц.к. (А2) 16,3 - 5,Fe – Sn О.ц.к. (А2) 2,0 - 8,Как показывает математическая обработка экспериментальных данных ( ( ( (табл.2 – 4), для двойных систем достаточно трех параметров Qij1), Qij2) и Qij3), чтобы в большинстве случаев корректно аппроксимировать термодинамические функции смешения систем.

Таблица 3. Энергетические параметры твердых оксидных растворов – шпинельных фаз при стандартной температуре Фаза Компоненты Энергетические параметры, кДж/моль ( ( ( раствора i - j Qij1) Qij2) Qij3) Fe(Cr2-xFex)O4 Fe3O4 – FeCr2O4 - 9,0 - 3,5 (Fe1-xNix)Fe2O4 Fe3O4 – NiFe2O4 0 0 Fe(Fe2-xTix)O4 Fe3O4 – Fe2TiO4 - 1,0 5,0 - 15,Fe3-xMnxO4 Fe3O4 – Mn3O4 8,0 12,0 - 5,(Fe1-xCux)Fe2O4 Fe3O4 – CuFe2O4 - 11,5 - 24,1 2,(Fe1-xZnx)Fe2O4 Fe3O4 – ZnFe2O4 12,0 17,0 10,Таблица 4. Энергетические параметры твердых оксидных растворов – ( корундовых фаз при стандартной температуре (Qij3)=0) Фаза Компоненты Энергетические параметры, кДж/моль ( ( раствора i - j Qij1) Qij2) Fe2-xMnxO3 Fe2O3 – Mn2O3 18,9 1,Fe2-xCrxO3 Fe2O3 – Cr2O3 0 Fe2-xTixO3 Fe2O3 – FeTiO3 12,8 13,Cr2-xAlxO3 Cr2O3 – Al2O3 0 Поэтому конфигурационную энергию взаимообмена компонентов будем представлять тремя членами разложения ряда (1), а избыточную энергию Гиббса любой конденсированной фазы с областью гомогенности будем описывать уравнением:





m-1 m E, (3) G (X, X,T )= X, X (X Qi(j1) (T )+ X Qi(j2)(T )+ X X Qi(j3)(T )) i j i j i j i j i=1 j=i+( ( где Qij1) и Qij2) - термодинамические характеристики областей регулярности ( двойной системы вблизи чистых компонентов; Qij3)- параметр, учитывающий отклонения системы от регулярности. Откуда для молекулярного раствора S -E ( ( ( RT ln = µS = (Xi2Qis1) + 2Xi XsQis2) + 2Xi2X Qis3))+ S s i=m (1) 2 ( 2 ( + (2 X X Qsj + X Qsj2) + 2 X X Qsj3))- s j j s j j=s+m-1 m ( ( ( - X X (2X Qij1) + 2X Qij2) - 3Xi X Qij3)), (4) i j i j j i=1 j =i+E где µS и - избыточный химический потенциал и коэффициент активности S компонента s раствора.

Аналогично, при обобщении теории регулярных ионных растворов, было получено выражение для химического потенциала компонентов ионного раствора, содержащего k катионов и l анионов.

Наиболее распространенное в термодинамике сплавов стандартное состояние компонентов – чистый металл в устойчивой при данных температуре и давлении модификации. Для представления термодинамических свойств какого – либо компонента в твердых металлических растворах с различными кристаллическими решетками по отношению к одному и тому же стандартному состоянию необходимы данные об изменениях энергии Гиббса при фазовых превращениях (табл. 5).

Таблица 5. Стандартные энергии Гиббса trG298 фазовых превращений некоторых компонентов сплавов.

Элемент Фазовый переход trG298, Дж/моль Fe О.ц.к. (А2) = Г.ц.к. (А1) 4557,Cr О.ц.к. (А2) = Г.ц.к. (А1) 10647,Ni Г.ц.к. (А1) = О.ц.к. (А2) 4180,Ti Г.п.у. (А3) = О.ц.к. (А2) 5473, Г.п.у. (А3) = Г.ц.к. (А1) 3347,Mn Кубическая (А12) = Г.ц.к. (А1) 1277, Кубическая (А12) = О.ц.к. (А2) 0,Si Алмаз (А4) = Г.ц.к. (А1) 38071, Алмаз (А4) = О.ц.к. (А2) 38527,Cu Г.ц.к. (А1) = О.ц.к. (А2) 4234,Г.ц.к. (А1) = Г.п.у. (А3) 7063,Г.ц.к. (А1) = Гексагон. (А8) 8347,Г.ц.к. (А1) = Ромбоэдрич. (А7) 6347,Поэтому избыточную энергию сплава описывали уравнением:

m m-1 m 0 ( ( GE(Xi, X,T)= Xi trGT,i + X (X Qij1)(T)+ X Qij2)(T)). (5) j X i j i j i=1 i=1 j=i+В отличие от формулы (3) уравнение (5) содержит члены, определяемые энергиями Гиббса trGT,i при фазовых превращениях чистых металлов. Как было показано Л.С. Даркеном и Р.В. Гурри, Л. Кауфманом и иллюстрируется табл. 2., одно- и двухпараметрические приближения обобщенной теории «регулярных» растворов позволяют описать все основные особенности металлических растворов.

Реальные сплавы могут содержать не только первичные твердые растворы, но и промежуточные, или интерметаллические соединения.

Основной отличительной чертой большинства реакций образования интерметаллидов является малая величина ST, что позволяет использовать f 0 величины HT вместо энергий Гиббса GT.

f f В настоящее время известно несколько практических способов расчета энтальпий и энтропий образования бинарных интерметаллических соединений.

Для оценки теплот образования наиболее широко применяют методики Л. Кауфмана и А.Р. Миедемы (табл. 6).

Таблица 6. Энтальпии образования интерметаллидов железа с хромом и никелем 0 Соединение - HT, кДж/моль Соединение - HT, кДж/моль f f FeCr 2,18 FeNi 2,Fe3Ni 1,46 FeNi3 1,Из известных способов расчета энтропии интерметаллических соединений наиболее практически удобной и точной является формула Истмена, остальные либо неточные (суммирование энтропий компонентов), либо требуют знания величин коэффициентов, определение которых часто не представляется возможным (методы М.Х. Карапетьянца и В.А. Киреева).

Формула Истмена имеет следующий вид:

3 S298 = Rln Acp. + R lnVcp. - R lnTразл. + a, (6) 2 где Аср. - средняя атомная масса, т.е. молекулярная масса интерметаллида, отнесенная к числу атомов в молекуле соединения; Vср.- средний атомный объем, т.е. средняя атомная масса соединения, отнесенная к его плотности;

а Tразл. - температура разложения (плавления), К; - константа, равная 52,3 Дж/Кмоль.

При расчете по формуле (6) абсолютная энтропия интерметаллида FeCr ( - фазы)в стандартных условиях составила S298,FeCr 41Дж/мольК. Для реакции Fe( ) + Cr( ) = FeCr( - фаза) S298 - 11,2 Дж/К и G298 = 1,16 кДж. Таким f f образом, - фаза является термодинамически неустойчивой при 25°С. Это согласуется с диаграммой железо – хром.

Температуры разложения интерметаллидов Fe3Ni и FeNi точно не определены. Соединение FeNi3 имеет очень широкую область нестехиометрии.

Поэтому расчет энтропии образования этих фаз по формуле (6) лишен смысла – оценки очень грубы. Учитывая малость величин SТ, для интерметаллидов f 0 железа и никеля при 25°С приняли G298 HT.

f f С помощью интерполяционной формулы Лагранжа в интерпретации И.Г. Горичева проведено согласование и прогнозирование термодинамических функций стехиометрических и нестехиометрических оксидов, сульфидов и интерметаллидов. Приближенная функциональная связь между стандартной энергией Гиббса образования оксидов данного металла из элементов и составом у оксидов Ме + О2 = МеОу; GT,МеОу соответствует уравнению f GT GT,MeOi f 0,MeOj f GT,MeOy f 0,MeOi GT f i j = - (i - y). (7) y i (i - j) Здесь i и j - степени окисленности оксидов металлов, для которых существует наиболее достоверные термодинамические данные. Это уравнение ранее было использовано И.Г. Горичевым для оценки термодинамических функций оксидов железа.

Наиболее насыщена оксидами и субоксидами система Ti – O. При 25°С таковыми являются TiO2, фазы Магнелли – семь дискретных соединений гомологического ряда TinO2n-1 (n=4-10), Ti3O5, Ti2O3, TiO, Ti2O, Ti3O и Ti6O. В литературе приводятся термодинамические свойства соединений TiO, Ti2O3, Ti3O5, TiO2 и фаз Магнелли (табл.7).

Таблица 7. Энергии Гиббса образования оксидов титана из элементов при 25°С Формула Степень Погрешность Энергия Гиббса, - G2f соедине- окислен- прогнозирова- Расчет по Эксперименталь- ния ности ния по формуле (8) ные данные титана, у формуле (8) кДж кДж кДж СсылкДж/г-ат.О г - ат.О моль моль ка Ti6O 0,167 567,5 567,Ti3O 0,333 556,3 556,Ti2O 0,5 545,2 545,TiO 1,0 511,8 511,8 495,2±20,9 ±16,Ti2O3 1,5 478,4 1435,3 1435,3±4,2 ±Ti3O5 1,67 467,3 2336,5 2318,4±12,5 ±3,Ti4O7 1,75 461,7 3332,2 3313±5,5 ±2,Ti5O9 1,80 458,4 4125,6 4106,6±5,5 ±2,Ti6O11 1,83 456,2 5017,9 4998,3±6,3 ±1, Ti7O13 1,857 454,6 5909,5 5889,1±6,7 ±1, Ti8O15 1,875 453,4 6800,9 6779,6±7,5 ±1, Ti9O17 1,889 452,5 7691,8 7669,2±7,5 ±1, Ti10O19 1,90 451,7 8582,7 8558±8,0 ±1, TiO2 2,00 445,1 890,1 890,1±1,25 ± - Рузинов Л.П., Гуляницкий Б.С. Равновесные превращения металлургических реакций:

Справ. изд. М.: Металлургия, 1975. – 416С.

- Герасимов Я.И., Васильев И.А., Кушнир Э.Ю.// Докл. АН СССР. 1977. Т. 235.

С. 839 – 842.

у Для оксидов титана, образующихся по реакции Ti ()+ O2(г) = TiOу, интерполяционная формула Лагранжа при 25°С и 1000°С приводит к следующим выражениям:

G298,TiO = - 578583у + 66767у2, Дж; (8) f y G1273,TiO = - 497648у + 82537,5 у2, Дж.

f y В расчетах по формуле (7) приняты i = 2 (TiO2) и j = 1,5 (TiO1,5). Расчетные и экспериментальные значения энергий Гиббса образования оксидов титана из элементов при 25°С приведены в табл. 7. В расчетах не учитывали высшие фазы Магнелли и структуры Андерсена, хотя их термодинамические свойства тоже определяются по формуле (8). Погрешность прогнозирования изобарно – изотермических потенциалов оксидов соизмерима с точностью прямых экспериментальных данных. Аналогичные формулы при стандартной температуре были получены для оксидов хрома, молибдена и никеля.

Представим интерметаллические соединения железа с цинком общей формулой FeZnx. Области гомогенности промежуточных фаз системы Fe - Zn при температурах 700К и 298К приведены в табл.8.

Таблица 8. Фазовый и химический состав интерметаллидных фаз системы Fe - Zn при 298К и 700К Фаза FeZnx Область гомогенности фазы, х 298К 700К Г – фаза х = 2,2... 2,45 х = 2,2... 2,Г1 – фаза х = 3,0... 4,4 х = 3,45... 4,х = 6,6... 11,35 х = 6,6... 11, - фаза х = 12,9... 13,4 х = 12,9... 13, - фаза Исходя из экспериментальных данных по теплотам и энтропиям образования FeZn2,2 (Г – фаза) и FeZn6,69 ( - фаза), по формуле (7) рассчитаны энергии Гиббса реакций образования соединений железа с цинком Fe () + xZn() = FeZnx, которые аппроксимируются выражениями:

G298,FeZn = - 5510х + 179х2, Дж;

f x G700,FeZn = - 5910х + 273,4х2, Дж.

f х Полученные формулы позволяют судить о влиянии состава системы на термодинамические характеристики Г -, Г1 -, - и - фаз.

Химическое сродство в физической химии применяется для характеристики способности веществ к химическому взаимодействию или для характеристики термодинамической устойчивости получающегося при этом соединения. Объединив методы Гиббса и де Донде применительно к химической реакции, И. Р. Пригожин и Р. Дефей определили химическое сродство как частную производную от термодинамического потенциала по химической переменной (степени полноты реакции, координате де Донде) , взятую с противоположным знаком:

U H F G М = - = - = - = - .

S,V S,P V,T P,T Химическое сродство M является функцией мгновенного состояния системы. В условиях равновесия оно равно нулю. Если химический процесс соответствует протеканию на единицу химической переменной, то среднее значение химического сродства М = -rGT. Таким образом, Р,Т термодинамическим критерием окисления элементов в сплавах служит энергия Гиббса реакции m Ме(, ) + О2(г) = МеmОn; rGT, (9) n n или стандартное химическое сродство к кислороду в - или - фазе 0 М = -rGТ (табл. 9).

Ме(, ) Для процесса окисления, протекающего в реальной системе в условиях, отличных от стандартных, химическое сродство элемента к кислороду m 1 М = М + RT lnaMe(,) + RT ln PO2 - RT lnaMemOn, Ме(,) Ме(,) n 2 n где aMe(,)- термодинамическая активность компонента в сплаве, РО - парциальное давление кислорода в газовой смеси, например, атмосферном воздухе, aMemOn – активность компонента оксидной фазы.

Согласно А.А. Жуховицкому и Е.А. Гугенгейму поверхность сплава обогащается компонентом с меньшей поверхностной энергией Гиббса. Из условия равновесия поверхностного и объемного слоев сплава следует, что S а1 a= B , (10) S a2 a - GS,1 GS,2 где B = exp ; GS,1 и GS,2 - поверхностная энергия Гиббса чистых RT S S компонентов бинарного сплава; а1 и a2 - термодинамические активности в поверхностном слое сплава; a1 и a2 - активности компонентов в объеме сплава.

Таблица 9. Стандартное химическое сродство ( М ) элементов к кислороду в i сплаве с решеткой о.ц.к. (феррите, мартенсите) и г.ц.к. (аустените) при 25°С кДж М, i г - ат.О Тип решетки металла Элемент i Оксид О.ц.к. Г.ц.к.

Be BeO 569,9 570,Mg MgO 569,2 566,Al Al2O3 530,0 527,Ti TiO2 447,8 446,Si SiO2 421,8 421,Mn MnO 362,8 364,Cr Cr2O3 349,4 356,Zn ZnO 313,05 313,Mo MoO2 267,2 272,Sn SnO2 260,4 260,Fe Fe3O4 255,05 258,C CO2 241,6 215,Ni NiO 215,6 211,Cu Cu2O 152,1 147,Основной проблемой в расчете поверхностного обогащения сплавов является ненадежность данных по поверхностной энергии чистых металлов в твердом состоянии. Расчет этих величин в рамках вакансионной модели поверхностного слоя металлов, разрабатываемой Ю.А. Андреевым, представлен в табл. 10. В сплавах с решеткой г.ц.к. наибольшей поверхностной активностью должны обладать свинец, олово и цинк, а минимальной – молибден. Это подтверждается экспериментальными данными.

Таблица 10. Поверхностная энергия Гиббса металлов с решеткой г.ц.к. при 25°С 0 0 Металл GS (298), Металл GS (298), Металл GS (298), кДж/моль кДж/моль кДж/моль Pb 30,97 Mn 51,23 Cr 76,Sn 33,22 Cu 53,35 Si 77,Zn 34,64 Ni 72,61 Ti 86,Al 46,03 Fe 74,56 Mo 121,В работе проанализированы источники и величины возможных ошибок в расчетах химических и электрохимических равновесий. Чем выше температура системы, тем больше термодинамическая модель может отличаться в количественном плане от истинного состояния равновесия. Это, безусловно, нужно иметь в виду, интерпретируя расчетные диаграммы состояния. При 25°С модельные диаграммы потенциал – рН сплавов по точности соответствуют экспериментальным данным.

В третьей главе рассмотрены термодинамические особенности процессов высокотемпературного окисления нержавеющих сталей, железоникелевых сплавов и сплавов сопротивления. В современных нагревательных устройствах безокислительный нагрев большинства сплавов невозможен. Реакции окисления приводят к изменению состава и структуры поверхности, и таким образом инициируют различные поверхностные дефекты.

Для экспериментального исследования состава и строения поверхности металлов и сплавов используют традиционные и современные физические методы.

Термодинамический анализ фазовых равновесий в высокотемпературных системах Ме1 – Ме2 – ··· – О позволяет разобраться в вопросах окисления сплавов, обобщить и систематизировать данные по составу окалины, ее структуре и составу сплавов на границе раздела металл – оксид (подокалинному слою). Эти выводы термодинамики являются общими для любых металл – оксидных систем и существенно дополняют данные экспериментальных методов исследования.

В работе исследован окисленный слой, образующийся на двухфазной аустенитно-мартенситной нержавеющей стали 08Х15Н5Д2Т (ЭП410) при термической обработке: закалка от 950°С и отпуск (старение) при 650°С в течение 3,5 ч на воздухе. Экспериментальные данные по структуре окалины на нержавеющих сталях показывают, что механизм окисления малоуглеродистых хромоникелевых сталей подобен механизму окисления двойных сплавов железо – хром и определяется, в частности, избирательным окислением хрома.

Для теоретического анализа основных особенностей окалинообразования на стали 08Х15Н5Д2Т следует исследовать фазовые превращения в системе Fe - Cr при высокотемпературном нагреве (рис. 3).

Анализ диаграммы фазовых равновесий показывает, что процесс окисления двухфазных ( + ) железохромистых сплавов должен начаться с образования чистой Cr2O3 (область VI на рис. 3, б). При этом с поверхности может происходить почти полное выгорание хрома. В дальнейшем создаются термодинамические условия для образования смешанной шпинели на основе FeCr2O4 (область III) и даже хромовюстита (область I).

Таким образом, в зависимости от температуры, давления кислорода в газовой фазе и длительности выдержки окалина на нержавеющей стали может быть одно-, двух- и трехслойной (рис. 3, в). Термическая обработка стали 08Х15Н5Д2Т на воздухе благоприятствует формированию трехфазной окалины. Однако ее вюститная составляющая термодинамически неустойчива при пониженных температурах и может распадаться на шпинель и металл при медленном охлаждении стали после отпуска. Кроме того, избыток кислорода в воздухе, большой градиент окислительно-восстановительного потенциала по сечению окалины – РО от 0,21 атм. (воздух) до 10-22 атм. (сталь), различия в коэффициентах диффузии элементов в металле и оксидах и длительные выдержки при высоких температурах создают условия для изменения составов каждого из слоев окалины в пределах области гомогенности фаз.

Рис. 3 Активности компонентов системы Fe – Cr (а), диаграмма состояния системы Fe – Cr – О (б) и структурная схема окисленного слоя на сплавах Fe – Cr (в) при 1000С Термодинамической характеристикой избирательности в окислении элементов нержавеющей стали можно считать их химическое сродство к кислороду (табл. 11). Избирательность и полнота выгорания элементов с поверхности стали возрастает в ряду Cu Ni Fe C Cr Mn Ti Si. Учитывая то, что окалина на нержавеющих сталях в основном состоит из оксидов железа и хрома, можно считать, что кремний, титан и марганец полностью выгорают с поверхности стали 08Х15Н5Д2Т.

Рис. 4 Кривые распределения элементов в окалине Таблица 11. Стандартное сродство компонентов аустенита стали 08Х15Н5Д2Т к кислороду при 1000°С кДж N Компонент Оксид М, i( ) п.п. стали г - ат.О 1 Si SiO2 348,2 Ti TiO2 335,3 Mn MnO 291,4 Cr Cr2O3 279,5 C CO 259,6 Fe FeO1,048 190,7 Ni NiO 128,8 Cu Cu2O 89,Кроме того, должно наблюдаться обезуглероживание поверхностного слоя.

Никель и особенно медь могут входить в состав окалины в виде металлических включений.

Для характеристики фазовых особенностей вхождения различных элементов стали в состав окисленного слоя были рассчитаны сечения Fe – Me – O (Me – Si, Ti, Mn, Ni, Cu) при 1000°С фазовой диаграммы Fe – Cr – Ni – Cu – Mn – Si – Ti – C – O. Оксид кремния (SiO2) и ортосиликат железа (Fe2SiO4) практически нерастворимы в оксидах железа и хрома, поэтому могут присутствовать в окисленном слое и подокалине в виде включений. Это подтверждено экспериментально. Титан и марганец, окисляясь, входят в состав вюститной, шпинельной и корундовой фазовых составляющих окалины. Для того, чтобы никель в ощутимых количествах вошел в состав окисленного слоя, необходимо, чтобы его содержание в подокалинном слое превысило 90% (рис.

5, в). Медь могла бы принять участие в процессах окалинообразования лишь за счет окисления включений меди ( - фазы).

Микроскопическое исследование окалины на стали 08Х15Н5Д2Т, её рентгеноструктурный и микрорентгеноспектральный (рис. 4) анализы позволили выявить характер соответствия реальной структуры окисленного слоя выводам термодинамической модели. Исследования проводились на микроскопе Neophot 21, дифрактометре ДРОН – 3 и рентгеновском микроанализаторе MS – 46 фирмы «Камека».

Общая толщина окалины колеблется в пределах от 20 до 200 мкм. Ее тонкий наружный слой легко отслаивается и осыпается в виде порошка.

Рентгеноструктурный анализ позволил выявить две фазы в составе окисленного слоя. Непосредственно к металлу примыкает слой смешанной шпинели на основе FeCr2O4, далее – раствор полутораоксидов железа и хрома на основе Fe2O3. Осыпающийся слой состоит из почти чистого гематита. Последнее подтверждается данными спектрального анализа (рис. 4).

Результаты линейного сканирования по поперечному сечению окалины выявили и неравномерность в распределении элементов. Так, медь и частично никель присутствуют в окисленном слое в виде включений металла по границам зерен оксидов. Кристаллиты оксидов обогащены хромом и железом.

Контактная поверхность металла с окалиной существенно обогащена медью и никелем, которые, наряду с другими примесями, могут служить причиной образования дефектного слоя.

Железоникелевые композиции различного состава являются основой для прецизионных сплавов. Для обеспечения определенного структурного состояния с заданным уровнем специальных свойств прецизионные сплавы подвергают отжигу в условиях форвакуума или атмосфере технического водорода при температурах 850 – 1200°С. При этом на поверхности сплавов образуется окисная пленка, прочно связанная с металлом.

Рассчитанное сечение диаграммы состояния системы Fe – Ni – O при 1000°С представлено на рис. 5. По составу и строению окисленного слоя все железоникелевые сплавы могут быть разделены на три основные группы (рис. 5, в).

В работе исследовали состав окалины и подокаленного слоя металла на промышленных прецизионных сплавах 24НХ, 29НК, 36Н, 47НД, 50Н и 79НМ.

Исследования проводили методами оптической микроскопии, рентгеноструктурного и микрорентгеноспектрального анализов. Толщина окисленного слоя на сплавах изменяется в пределах 3 – 15 мкм. Обобщая результаты экспериментов и литературные данные, проведено сопоставление величин объемной (практической) и равновесной (подокаленной) концентраций никеля в сплавах со структурным типом окалины (рис. 5,в): на сплавах, содержащих до 30 мас.% Ni, реализуется первый тип окалины (как на железе); при содержаниях никеля 30 – 45 мас.% - второй тип (двухфазная окалина) и при содержаниях никеля более 45 мас.% - третий тип (со слоем внутреннего окисления).

Сплавы сопротивления Х20Н73ЮМ, НМ23ХЮ, НМ20ЮФ, НМ23ЮФ применяются как электронагреватели печей и бытовых приборов. Для стабилизации их служебных характеристик проволока подвергается отжигу от температур 1000 – 1200°С. Образующиеся оксидные пленки определяют жаростойкость сплавов.

Рис. 5 Активности компонентов системы Fe – Ni (а), диаграмма состояния системы Fe – Ni – О (б) и структурная схема окисленного слоя на сплавах Fe – Ni (в) при 1000С Бинарная композиция никель – хром является основой сплава Х20Н73ЮМ. Для оценки структуры окисных пленок на хромоникелевых сплавах были рассмотрены фазовые равновесия в системе Ni – Cr – O при 1000°С (рис. 6). Выводы термодинамики хорошо согласуются с кинетической схемой Моро. На поверхности хромоникелевых сплавов, содержащих более 10 мас. % хрома, формируется сплошная окисная пленка, состоящая из Cr2O3.

Пока окалина остается довольно тонкой (до 1000 ), она состоит только из Cr2O3. В более толстых пленках (10 – 30 мкм), наряду с Cr2O3, содержится и шпинель NiCr2O4. На искусственной окалине, выращенной в атмосфере чистого кислорода, выявлено три слоя оксидов в соответствии с рис. 6, в.

На основе химического сродства элементов к кислороду сделан вывод, что компоненты промышленных сплавов сопротивления способны выгорать с поверхности в следующей последовательности: Al Cr Mo Ni. О фазовом составе оксидов этих элементов в составе окисленного слоя сплавов судили по расчетным сечениям фазовых диаграмм Ni – Cr – O (рис. 6), Ni – Al – O, Al – Cr – O, Ni – Mo – O при 1000°С. Отмечено селективное окисление алюминия в бинарных и многокомпонентных сплавах и молибдена – в сплавах никель – молибден и 79НМ.

Рис. 6 Активности компонентов системы Ni – Cr (а), диаграмма состояния системы Ni – Cr – О (б) и структурная схема окисленного слоя на сплавах Ni – Cr (в) при 1000С.

При небольших содержаниях алюминия в никеле (до 3 – 4 мас.%) в поверхностной зоне сплава формируется слой внутреннего окисления, представляющий собой выделения Al2O3 в матрице чистого никеля. Над ним расположена окалина, состоящая из шпинели NiAl2O4 и оксида никеля (II). У сплавов никель – алюминий с содержанием 5 мас.% алюминия и выше слой внутреннего окисления отсутствует, а в контакте с металлом образуется сплошная однофазная пленка Al2O3.

Химическое сродство алюминия к кислороду при 1000°С намного выше, кДж кДж 0 чем у хрома: М = 390,865 > M = 279,77, поэтому уже при Al( ) Cr ( ) г - ат.О г - ат.О следах алюминия в подокалинном слое сплава хром – алюминий единственным продуктом окисления будет чистый Al2O3. Селективное окисление алюминия в сплавах с хромом подтверждено экспериментально.

Бинарные композиции никель – молибден являются основой сплавов сопротивления НМ23ХЮ, НМ20ЮФ и НМ23ЮФ. Химическое сродство молибдена к кислороду при 1000°С выше, чем у никеля:

кДж кДж 0 М = 176,34 > M = 128,23.

Mo( ) Ni( ) г - ат.О г - ат.О При мольной доле молибдена в сплавах с никелем 10-7 и выше металл находится в равновесии с MoO2. Окалина на сплавах никель – молибден может состоять из внешнего слоя NiO, под которым находится шпинельная фаза NiMoO4. Слой внутреннего окисления содержит выделения MoO2 в матрице чистого никеля, что согласуется с литературными данными и экспериментальными данными автора по сплаву 79НМ.

Рентгеноструктурный анализ промышленных образцов сплавов сопротивления показал, что оксидная пленка «прозрачна» для рентгеновских лучей. Последнее свидетельствует о том, что образовавшийся слой оксидов не превышает одного микрона. Содержания алюминия в сплавах сопротивления Х20Н73ЮМ, НМ20ЮФ и НМ23ЮФ достаточно ( 5 мас.%), чтобы жаростойкая пленка на них представляла собой чистый Al2O3. На сплаве НМ23ХЮ ( 3 мас.% Cr и 3 мас.% Al), по-видимому, вместо чистого корунда образуется смешанная корундовая фаза Al2-XCrXO3. Образующиеся корундовые пленки определяют жаростойкость сплавов сопротивления.

В четвертой главе рассмотрены вопросы низкотемпературного окисления сплавов железа, хрома и никеля. Уточнены диаграммы Пурбе для хрома, никеля, молибдена, титана, карбида и нитрида титана (рис. 7). Впервые построены диаграммы потенциал – рН бинарных сплавов: Fe – C, Fe – Cr, Fe – Ti, Fe – Ni, Fe – Mo, Ni – Mo, Cr – Mo, Ni – Cr, Fe – Mn, Fe – Si, Fe – Cu;

тройных и четверных сплавов: Х18Н10, Х17Н13М2, Хастеллой В (65% Ni + 30% Мо + 5% Fe), NiCr15Mo15 (70% Ni + 15% Cr + 15% Мо), Fe + 25% Cr + 3% Si, 12ГС; нержавеющих сталей: 15Х25Т (ферритная), 10Х17Н13М2Т (аустенитная), 10Х14Г14Н4Т (аустенитная), 12Х18Н10Т (аустенитная), 08Х15Н5Д2Т (мартенситно-аустенитная). Построены диаграммы электрохимического равновесия карбидов хрома типа М23С6, легированных железом, марганцем и молибденом и так называемых коррозионно – активных неметаллических включений (КАНВ).

В соответствии с ГОСТ 5632 – 72, нержавеющая сталь 12Х18Н10Т имеет следующий химический состав (мас.%): 0,12 С, 18 Cr, 10 Ni, 0,7 Ti, 0,8 Si и 1,Mn. В стали обнаружены фазы: аустенит, карбиды титана TiC и хрома (Cr,Fe,Mn)23С6, - фаза (интерметаллид FeCr). При анализе коррозионноэлектрохимического поведения стали следует учитывать в качестве самостоятельных фаз также неметаллические включения: сульфидные MnS и оксидные SiO2. Таким образом, общая диаграмма электрохимического равновесия стали 12Х18Н10Т должна включать в себя как составляющие равновесные диаграммы потенциал – рН для всех возможных фазовых составляющих стали: аустенита ( - фазы), карбидов титана и хрома, интерметаллида FeCr ( - фазы), включений сульфида марганца и кремнезема.

Полагая, что после закалки весь углерод стали связан в карбиды титана, в аустените содержание растворенного титана составит примерно 0,3 мас.%.

На рис. 7, д представлена диаграмма потенциал – рН системы TiC – H2O.

Карбид титана является метастабильной фазой во всей области рН и потенциалов. Однако при рН > 0 он находится повсеместно в пассивном состоянии – это области гидридной (TiH2) и графитной пассивации, оксидной (TinO2n-1, n = 3...10; TiO2) и графитной пассивации и чисто оксидной (TiO2) пассивации. Карбид титана в водных средах ведет себя в целом аналогично металлическому титану.

Диаграмма потенциал – рН для системы - фаза (FeCr) - H2O приведена на рис. 8. В ее расчетах использованы термодинамические данные реакции образования интерметаллида и характеристики основных химических и электрохимических равновесий в системе Fe - Cr - H2O. Структурно диаграмма электрохимического равновесия - фазыполностью идентична диаграмме для ферритного сплава Х25. В соответствии с общей схемой пассивации железохромистых сплавов, на интерметаллиде FeCr первичная пассивационная пленка представляет собой чистый Cr2O3, а не хромит железа, как на сплаве Х18.

На диаграмме электрохимического равновесия сульфида марганца (рис.

9) имеется 21 область преобладания. Область III – это область иммунности, т. е.

термодинамической устойчивости сульфида марганца. Области IV - VII, X - XIII и XVI – области активного растворения сульфида с переходом марганца в раствор в виде ионов Mn2+. Области VIII, IX, XIV и XV – области окисления (оксидной пассивации) сульфидной фазы. Области I и II – области катодного восстановления сульфида до металлического марганца. Области XVIII - XX – области перепассивации марганца. Как видно из рис. 9, MnS термодинамически неустойчив в нейтральной и кислых средах. Действие сульфидной фазы на коррозионно-электрохимическое поведение нержавеющей стали обусловлено в основном изменением состава электролита вблизи растворяющейся поверхности металла (сульфид - и гидросульфид – ионы – известные стимуляторы растворения).

В металловедении приняты следующие обозначения карбидов: М3С – смешанные карбиды цементитного (Fe3C) типа, М7С3 и М23С6 – смешанные карбиды, имеющие кристаллическую решетку карбидов хрома Cr7C3 и Cr23C6.

Это важнейшие избыточные фазы сталей и сплавов.

В системе Cr – С при низких температурах возможны следующие фазовые превращения: Cr()| Cr23C6 | Cr7C3 | Cr3C2 | С (гр). Термодинамическая устойчивость (иммунность) карбидов хрома выше, чем металлического хрома, и снижается в ряду Cr3C2 Cr7C3 Cr23C6 Cr. Соответственно, в обратном порядке возрастает их коррозионная стойкость. Повышенная самопассивируемость карбидов по сравнению с металлическим хромом очевидно связана с наличием на их поверхности графита – продукта растворения карбидов, который выступает в качестве катодной легирующей добавки. В целом диаграмма электрохимического равновесия карбидов хрома подобна диаграмме потенциал – рН системы Cr – Н2О.

Диаграмма потенциал – рН для аустенита стали 12Х18Н10Т с учетом всех его компонентов (табл. 12) содержит 170 областей преобладания. В таком виде рисунок «перегружен» информацией.

Химическое сродство элементов аустенита стали 12Х18Н10Т к кислороду воздуха приведено в табл. 13. Фактически оно должно быть несколько скорректировано с учетом образования двойных оксидов (силикатов, титанатов, шпинелей) и растворов между ними. Так, титан, хром, кремний и марганец имеют практически одно сродство к кислороду. Именно количественными соотношениями между этими элементами определяется химическая и электрохимическая устойчивость аустенита нержавеющей стали.

а) б) в) г) д) е) Рис. 7 Диаграммы потенциал - рН Cr – H2O (a), Ni – H2O (б), Мо – H2O (в), Тi – H2O (г), ТiС – H2O (д), ТiN – H2O (е) при 25С, 1 атм (воздух) и аi = 1 моль/л (негидратированная форма оксидов) Рис. 8 Диаграмма потенциал – рН системы – фаза (FeCr) – H2O при 25С, атм (воздух) и аi = 1 моль/л (негидратированная форма оксидов) Рис. 9 Диаграмма потенциал – рН системы MnS – H2O при 25С, 1 атм (воздух) и аi = 10-3 моль/л (негидратированная форма оксидов) Возможное влияние титана и хрома на пассивирование аустенита стали 12Х18Н10Т можно проанализировать с помощью рис. 10, а кремния и марганца – с помощью рис. 11, которые представляют собой части общей диаграммы электрохимического равновесия аустенитной фазы, с которой убраны «лишние» фрагменты.

Таблица 12. Состав и термодинамические активности компонентов аустенита стали 12Х18Н10Т при 25°С.

Компоненты Состав аустенита Активность аустенита мас. % мольная доля компонентов Fe 69,4 0,6823 0,Cr 18,0 0,1900 0,Ni 10,0 0,093,610-Mn 1,5 0,013,210-Si 0,8 0,013,210-Ti 0,3 0,002,610-Таблица 13. Химическое сродство элементов аустенита стали 12Х18Н10Т к кислороду воздуха при 25°С и Р = 1 атм.

Элемент Оксид кДж Элемент Оксид кДж М(), М(), г - ат.О г - ат.О Ti TiO2 401,52 Mn MnO 336,Cr Cr2O3 354,22 Fe Fe3O4 256,Si SiO2 346,91 Ni NiO 201,Влияние титана (рис. 10,а) на первичную пассивацию аустенита нержавеющей стали 12Х18Н10Т можно описать следующей схемой:

I II III IV - фаза +TiH - фаза +TinO2n-1(n = 3 -10) - фаза + TiO2 - фаза + FeTi2O5 V VI VII - фаза + FeTiO3 - фаза +(Fe2TiO4 + Fe3O4 ) - фаза +[(Fe, Ni)TiO3] Первая T.P. T.P.

стадия отвечает гидридной пассивации аустенита за счет растворения титана металлической матрицы и образования TiH2. Однако гидрид титана термодинамически устойчив лишь при потенциалах ниже линий 1 и 10.

Поэтому при установлении стационарного окислительно-восстановительного потенциала стали гидрид титана будет последовательно окисляться по схеме.

Однако общее содержание титана в аустените мало и его недостаточно для образования сплошного пассивирующего слоя из простых или двойных оксидов титана.

Под действием хрома (рис. 10, б) при первичной пассивации аустенита стали 12Х18Н10Т возможны следующие фазовые превращения:

I II III - фаза + Cr2O3 - фаза + FeCr2O4 - фаза +[(Fe1- X NiX )Cr2O4] Ш IV - фаза +[(Fe1- X NiX )(Cr2-Y FeY )O4]. На поверхности аустенита нержавеющей Ш стали, как на сплавах Х18 и Х18Н10, обеспечиваются условия для создания пассивирующей пленки практически чистого хромита железа (стадия II).

Возможное влияние кремния на пассивирование аустенита стали 12Х18Н10Т можно проанализировать с помощью рис. 11, а. В кислых средах (рН 2) первичная пассивационная пленка с участием кремния может представлять собой лишь чистый кремнезем. Однако кремния в стали недостаточно для образования сплошной пленки SiO2, поэтому в этой области должно наблюдаться активное растворение сплава. В слабокислых, нейтральных и щелочных средах пассивация аустенита стали с участием кремния может Рис. 10 Термодинамически возможное влияние титана (а) и хрома (б) на пассивирование аустенита стали 12Х18Н10T при 25С, 1 атм (воздух) и аi = 1 моль/л (негидратированная форма оксидов) Рис. 11 Термодинамически возможное влияние кремния (а) и марганца (б) на пассивирование аустенита стали 12Х18Н10T при 25С, 1 атм (воздух) и аi = 1 моль/л (негидратированная форма оксидов) протекать по следующей схеме:

I II - фаза+ MnSiO3 - фаза +[(Mn,Fe, Ni)2SiO4]. Общее содержание T.P.

кремния в стали таково, что первичная пассивация аустенита протекает до стадии II. Однако образующихся смешанных ортосиликатов марганца, железа и никеля недостаточно для образования сплошной пассивирующей пленки.

Марганец (рис. 11, б) не принимает индивидуального участия в процессах пассивации аустенита стали 12Х18Н10Т в кислых и нейтральных растворах. В щелочной среде он может участвовать в этом процессе в виде MnO и ортосиликата марганца.

Диаграмма электрохимического равновесия включений кремнезема (SiO2) имеет по сути дела две области, разграниченные условием равновесия:

SiO2 + 4H+ + 4e = Si + H2O.

Равновесный потенциал этой реакции при 25°С = - 0,857 - 0,0591 рН. Выше этой линии находится область устойчивости включений SiO2, ниже – область электрохимического восстановления кремнезема до кремния. Оксидные включения SiO2 термодинамически намного более устойчивая фаза, чем аустенитная матрица.

Итак, первичная пассивация аустенита нержавеющей стали 12Х18Н10Т связана с образованием сплошной защитной пленки на основе хромита железа.

Титанаты (Fe,Ni)TiO3 и ортосиликаты (Mn,Fe,Ni)2SiO4 могут входить во внутренний подслой шпинели FeCr2O4 в виде локальных участков. Оксидные включения (SiO2) и избыточные фазы (TiC, M23C6, - фаза ) термодинамически более устойчивы, чем аустенит. Их избирательное растворение наблюдается лишь при потенциалах перепассивации. Границы раздела фаз «аустенит – неметаллическое включение» и «аустенит - избыточная фаза» выступают как центры питтингообразования и межкристаллитной коррозии.

В пятой главе рассматривается химическая и электрохимическая устойчивость горячих, термодиффузионных и электролитических покрытий на низкоуглеродистой стали.

Из металлических покрытий в мировой практике наиболее широко применяют цинковые. Особенно перспективной в последние годы является технология диффузионного цинкования в порошках, имеющая ряд преимуществ перед другими. В работе обсуждается термодинамика химической и электрохимической устойчивости термодиффузионных цинковых покрытий на стали 08 кп, полученных при температурах 410...430 0С. Как и при горячем цинковании, термодиффузионные цинковые покрытия на стали имеют многофазную структуру, отвечающую диаграмме состояния железо-цинк.

Область I на рис. 12 – это область термодинамической устойчивости (иммунности) всех металлических фаз системы Zn – Fe. Области II – VI, IX – XXIII – области селективной коррозии цинка из различных железоцинковых сплавов. Области VII и VIII – области общей коррозии – активного растворения сплавов. Области IX – XIII, XXIV – XXXII – области оксидной пассивации. Области XXXIII и XXXIV – области транспассивности железа.

Равновесные потенциалы Г-, Г1-, - и - фаз близки друг к другу и к равновесному потенциалу чистого цинка ( - фазы), что хорошо коррелирует со стационарными (коррозионными) потенциалами фаз. Поэтому эффективность Рис. 12 Равновесная коррозионная диаграмма термодиффузионных и горячих цинковых покрытий при 25С, 1 атм (воздух) и аi = 10-6 моль/л (негидратированная форма оксидов) электрохимической защиты стали с помощью горячего или термодиффузионного цинкового покрытия практически не должна уменьшаться при вступлении в контакт с водными растворами интерметаллидов железа и цинка.

В отличие от горячих цинковых покрытий термодиффузионные цинковые покрытия практически не содержат - и - фаз, т. е. слоёв почти чистого цинка.

В результате коррозионная стойкость термодиффузионных цинковых покрытий оказывается на порядок выше, чем у электролитического цинка и примерно в раза выше, чем у горячих цинковых покрытий. Повышенная коррозионная стойкость железоцинковых фаз по сравнению с чистым цинком может быть объяснена участием в пассивации ферритов цинка (ZnFeO2 и ZnFe2O4) наряду с ZnO.

Для удовлетворения нужд пищевой промышленности в стране и за рубежом производят лужёную консервную жесть. Покрытие оловом производится горячим, химическим и электрохимическим способом. Фазовый и химический состав получаемых покрытий полностью соответствует диаграмме состояния железо – олово.

Диаграмма потенциал – рН системы Fe – Sn – H2O при 25 0С представлена на рис. 13, а. Область I – область имунности всех фаз системы Fe – Sn. Области II – IV – области селективной коррозии железа из фаз покрытия при его активном растворении. Области XI – XIII - области селективной коррозии олова в условия оксидной пассивации (SnO2). Области V – X, XIV – XVII – области общей коррозии. Область XVIII – область перепассивации железа.

Если в кислых средах анодом коррозионной цепи Sn /водный раствор/ Fe является железо (жесть), а катодом – олово, то в слабокислых, нейтральных и щёлочных растворах происходит переполюсовка. Во многих пищевых средах, в том числе при консервировании, олово и его интерметаллиды (FeSn2, FeSn) в паре с железом ведут себя анодно и, следовательно, защищают сталь электрохимически.

Содержание алюминия в сплавах с цинком, используемым в качестве покрытий на стали, колеблется в пределах от долей процента до 90 мас. %.

Наибольшее практическое применение получили горячие алюмоцинковые покрытия типа «гальвалюм», содержащие 55 мас. % алюминия. В отличие от чистого алюминия, который является катодом по отношению к стали в нейтральном бесхлоридном (менее 100 мг/кг) растворе при низких температурах (табл. 14), алюмоцинковые сплавы типа «гальвалюм» обеспечивают эффективную электрохимическую защиту стали в условиях холодного и горячего водоснабжения.

Таблица 14. Потенциалы кор., В (н. в. э.) и токи iкор., мА/см2 коррозии металлов и сплавов в аэрируемой водопроводной воде (рН 7; общая жёсткость 3,9 мг-экв/л; хлоридов ~ 20 мг/кг; сульфатов ~ 50 мг/кг) Температура воды, 0С Состав 16 45 70 металла кор. iкор. кор. iкор. кор. iкор. кор. iкор.

Ст.3 -0,385 0,018 -0,385 0,063 -0,375 0,160 -0,355 0,Zn -0,70 0,016 -0,745 0,030 -0,72 0,040 -0,655 0,45% Zn=55%Al -0,69 0,010 -0,70 0,018 -0,87 0,022 -0,985 0,0гальвалюм Al -0,365 0,0015 -0,475 0,0028 -0,95 0,0070 -1,08 0,Измерения проводили на потенциостате П5848. Рабочая поверхность электродов составляла 4 – 5 мм2. Токи коррозии рассчитывались на основе потенциодинамических (1 мВ/с) поляризационных кривых.

Экспериментальное исследование покрытия, получаемого в алюмоцинковом расплаве, содержащем 55 мас. % алюминия, показало, что диффузионный слой состоит из твёрдого раствора алюминия и цинка в железе (/–фазы) и интерметаллических соединений железа и алюминия (в основном Fe2Al5 и FeAl3) с изменяющейся микроструктурой по его толщине. Основное покрытие состоит из дендритных зёрен богатой алюминием –фазы и междендритной богатой цинком –фазы.

Диаграмма электрохимического равновесия горячих алюмоцинковых покрытий на железе при 25 0С приведена на рис. 13,б. Равновесные потенциалы –фазы (Al) и –фазы (Zn) существенно отличаются друг от друга, приближаясь к характеристикам чистого алюминия и цинка соответственно. В слабокислых, нейтральных и щелочных растворах они пассивируются с Рис. 13 Диаграммы электрохимического равновесия горячих лужёных (а) и алюмоцинковых (б) покрытий на железе при 25С, 1 атм (воздух) и аi = 1 моль/л (негидратированная форма оксидов) образованием плёнки Al2O3 и ZnAl2O4. Пассивируемость алюминия в воде выше, чем цинка, поэтому отмечена селективная коррозия цинковой составляющей (–фазы) покрытия «гальвалюм» в водопроводной воде.

Диффузионный слой покрытия обладает высокой химической устойчивостью за счёт образования пассивной плёнки Al2O3. В алюмоцинковом покрытии цинковая составляющая сплава (–фаза) обеспечивает эффективную катодную защиту алюминиевой составляющей (–фазы), а сплав в целом – электрохимическую защиту стали.

Термодинамическую возможность осаждения титана из водных растворов можно характеризовать с помощью диаграммы потенциал – рH системы Ti – H2 O при 25 0С Уточнённая диаграмма Пурбе для титана (рис. 7,г) показывает, что он неустойчив в воде и окисляется с образованием и последующим возможным распадом гидрида титана (TiH2). Таким образом, можно утверждать принципиальную невозможность выделения металлического титана из водных растворов. Ранее, из критического анализа экспериментальных данных о процессах электроосаждения титана, к этому выводу пришли К. Таубальд и К. Швабе.

По мнению Н. Т. Кудрявцева и Р. Г. Головчанской, причиной, способной всё же обеспечить соосаждение титана с другими металлами из водных растворов, может быть эффект «катодной деполяризации», пропорциональный энергии перехода титана в твёрдый раствор на основе металла катода или другого электроположительного металла, разряжающегося с ним, или энергии Гиббса образования интерметаллидного соединения с титаном. Для проверки этого мнения была рассмотрена термодинамическая возможность соосаждения титана с железом, никелем и цинком. Для этого были построены диаграммы потенциал – рH систем Fe – Ti – H2O, Ni – Ti – H2O и Zn – Ti – H2O (рис.14).

Содержание металлического титана в железе (–фазе) или никеле (–фазе) в условиях равновесия с гидридом титана Ti (,) + 2H+ + 2e = TiH2 при 25 С составляет ~ 5·10-26 мас. % или ~ 3,7·10-4 мас. % соответственно. Таким образом, титан практически невозможно соосадить с железом или никелем из водных растворов.

В отличие от железа и никеля, в цинке (–фазе) титан не растворяется и имеет к нему минимальное химическое сродство из рассмотренных металлов.

Равновесный потенциал предполагаемого осаждения первой интерметаллидной фазы цинка с титаном TiZn15 в кислой среде (Ti3+, Zn2+) cоставляет –1,29 В, что существенно ниже (см. рис. 14) потенциала образования гидрида титана.

Поэтому титан и его интерметаллиды с цинком (Ti2Zn, TiZn, TiZn2, TiZn3, TiZn5, TiZn15) термодинамически неустойчивы в водных средах.

В кислых цинк – титановых электролитах потенциал осаждения гидрида титана выше, чем у цинка, поэтому TiH2 адсорбируется (осаждается) на поверхности катода в первую очередь. С этим, по-видимому, связано явление выделения слоя «спектрального титана» толщиной 3–4 мкм на поверхности катода, после чего выделение его прекращается, а выделяется один цинк.

Из диаграммы потенциал – рH системы при 25 0С (рис. 14) следует, что совместное осаждение цинка с титаном в форме металлов из водных электролитов невозможно.

Рис. 14 Диаграмма потенциал – рН системы Zn – Ti - H2O при 25С, 1 атм (воздух) и аi = 1 моль/л (негидратированная форма оксидов) Реальной альтернативой неудачным попыткам электрохимического легирования цинка титаном является электрохимическое легирование цинковых гальванических покрытий хромом. Подобно титану, хром имеет химическое сродство к кислороду намного выше, чем цинк. Поэтому цинк появляется в продуктах окисления сплавов (ZnCr2O4 и ZnO) лишь при следах хрома в цинке (~ 10-11 мол. % и ниже). Таким образом, уже микролегирование цинка хромом позволяет модифицировать пассивационную плёнку ZnO на чистом цинке в хромит цинка ZnCr2O4. Это повышает коррозионную стойкость цинка и расширяет по pH область оксидной пассивации покрытий.

Шестая глава посвящена изучению химической и электрохимической устойчивости латуней и бронз.

Различают две основные группы медных сплавов: латуни – сплавы меди с цинком и бронзы – сплавы меди с другими элементами, в числе которых, наряду с другими, может быть и цинк. Латуни могут быть простыми (двойными) и специальными (многокомпонентными). Различные по составу и структуре сплавы системы Cu - Zn дают широкие возможности для наблюдения селективной коррозии, селективного анодного растворения. В результате таких процессов на поверхности сплавов остаётся слой чистой меди или промежуточной фазы, обогащённой медью, а в коррозионной среде накапливается цинк.

Медь с цинком, кроме – и –фаз – твёрдых растворов на основе меди и цинка соответственно, образуют ряд промежуточных фаз электронного типа:

–, – и – фазы. Наиболее часто структура латуней состоит из –или +–фаз. Простая латунь Л62 (62 мас. % Cu) при комнатной температуре представляет собой гомогенную -фазу (Cu). Её диаграмма электрохимического равновесия приведена на рис. 15,а.

При содержаниях цинка в поверхностном слое –фазы(Cu) не менее 2,0·10-24 мол. % единственным окисляющимся элементом латуни Л62 будет цинк. Обесцинкование поверхности латуни облегчается с учетом поверхностной активности цинка в сплаве. В кислых средах селективная коррозия цинка протекает в активном состоянии (Zn2+), в нейтральных и щёлочных средах – в пассивном состоянии (ZnO или Zn(OH)2). Кроме того, при pH>11 в разбавленных растворах (аi=10-2-10-6моль/л) появляется возможность образования ионов HZnO2- и ZnO22-. Медь способна окисляться в латунях только в условиях анодной поляризации.

Рассмотрена термодинамика химической и электрохимической устойчивости оловянных, алюминиевых, кремнистых и бериллиевых бронз, построены диаграммы электрохимической устойчивости сплавов. Оловянная бронза – самый древний сплав. Структура оловянных бронз состоит из – фазы раствора олова в меди и эвтектоидной смеси – фазы (Cu)+- фазы (Cu31Sn8).

Алюминиевые бронзы по прочности и коррозионной стойкости превосходят оловянные. Структура алюминиевых бронз может быть однофазной (– фаза (Cu)) или двуфазной (+2); 2- фаза представляет собой твёрдый раствор с решёткой г.ц.к. на базе электронного соединения Cu21Al13. В состав кремнистой бронзы входит ~ 1 мас. % Si – это гомогенная – фаза (Cu). Характерным представителем малочисленной группы медных сплавов, упрочняющихся отпуском (старением), является бериллиевая бронза. Подвергнутая старению бериллиевая бронза по прочности не уступает лучшим сортам легированной стали.

Химическое сродство меди к кислороду меньше, чем у рассматриваемых легирующих компонентов: алюминия, кремния, олова, бериллия и никеля (компонента бериллиевой бронзы). При 25 0C стандартное химическое сродство элементов к кислороду возрастает в следующей последовательности:

CuNiSnSiAlBe. Поэтому равновесия с участием оксидов легирующих компонентов в системах Cu – Me – O смещены в «медный угол» диаграмм. Так при 25 0С вплоть до содержаний бериллия, алюминия, кремния и олова в – фазе (Cu) ~10-54, ~10-50, ~10-20 и ~10-12 мол. % единственным продуктом окисления двойных сплавов могут быть BeO, Al2O3, SiO2 или SnOсоответственно.

Подобно сплавам железо – цинк и железо – медь, оксиды которых образуют по два устойчивых двойных соединения, диаграмма электрохимического равновесия сплавов медь – алюминий может быть реализована в двух вариантах: при концентрациях алюминия в меди выше критической и ниже критической. На алюминиевых бронзах Бр.А7, содержащих 6 - 8 мас. % Al, реализуется первый вариант диаграммы электрохимического равновесия с участием – и 2–фаз (рис. 15,б). Высокая коррозионная стойкость алюминиевых бронз обуславливается образованием на них пассивирующих плёнок Al2O3, CuAlO2 и CuAl2O4.

Рис. 15 Диаграммы потенциал – рН систем латунь Л62 - H2O (а) и алюминиевая бронза Бр.А7 - H2O (б) при 25С, 1 атм (воздух) и аi = 1 моль/л (негидратированная форма оксидов) Общие выводы 1. В работе развито перспективное научное направление химической термодинамики – метод построения диаграмм потенциал – рН бинарных и многокомпонентных сплавов.

2. В рамках единого подхода – обобщенной теории "регулярных" растворов – описаны термодинамические свойства твердых растворов металлов, оксидов, сульфидов и смешанных фаз. Предложенные уравнения реализуют "принцип пакета", удобный для программирования и компьютерных расчетов.

3. С помощью интерполяционной формулы Лагранжа, формул Миедемы и Истмена проведено согласование и прогнозирование термодинамических 0 0 функций ( GT, HT, ST ) стехиометрических и нестехиометрических f f f оксидов, сульфидов, интерметаллидов компонентов сталей и сплавов.

4. Рассмотрены термодинамические особенности процессов высокотемпературного окисления нержавеющих сталей, железоникелевых сплавов и сплавов сопротивления. Эти выводы термодинамики существенно дополняют экспериментальные данные традиционных и современных физических методов исследования.

5. Впервые построены диаграммы потенциал – рН бинарных, тройных и четверных сплавов на основе железа, хрома, никеля; нержавеющих сталей, карбидов титана и хрома, коррозионно-активных неметаллических включений.

Диаграммы электрохимического равновесия сплавов представляют собой термодинамическую модель учета взаимного влияния компонентов сплавов на их химическую и электрохимическую устойчивость.

6. Впервые построены диаграммы потенциал – рН термодиффузионных и горячих цинковых, оловянных, алюминиевых и алюмоцинковых покрытий на железе при 25оС. Показано, что магний депассивирует алюминий за счет образования интерметаллидной фазы Al3Mg2 (-фазы), а олово – за счет высокой поверхностной активности его в алюминии.

7. Проведен термодинамический анализ образования фаз в процессах электролитического осаждения титана. Рассмотрена природа влияния хрома на повышение коррозионной стойкости цинковых покрытий. Металлический титан и его сплавы неустойчивы в воде, поэтому их невозможно осадить из водных растворов электролитов. Реальной альтернативой неудачным попыткам электрохимического легирования цинка титаном является электрохимическое легирование цинка хромом; пленка из ZnCr2O4 защищает покрытие лучше, чем из ZnO.

8. Рассчитаны диаграммы электрохимического равновесия простых и специальных латуней. Большой поверхностной активностью в латунях обладает цинк; его активность в поверхностном слое на 3-5 порядков выше, чем у меди.

Единственным продуктом окисления простых латуней является ZnO. Медь способна окисляться только в условиях анодной поляризации.

9. Рассчитаны диаграммы электрохимического равновесия алюминиевых, кремнистых, оловянных и бериллиевых бронз. Коррозионная стойкость бронз обусловлена наличием на их поверхности оксидных пленок с участием легирующих компонентов.

10. Диаграммы потенциал – рН сплавов являются научной основой, своеобразным инженерным мировоззрением, позволяющим разрабатывать и оптимизировать многие технологические процессы.

Основное содержание диссертации изложено в следующих публикациях.

1. Тюрин, А. Г. Исследование окисленного слоя на трубах из стали 08Х15Н5Д2Т / А. Г. Тюрин, Б. Н. Берг, Э. А. Животовский, В. Д. Поволоцкий // Известия АН СССР. Металлы. - 1985.- №2.- С. 166-170.

2. Тюрин, А. Г. Исследование поверхностного слоя на стали 08Х15Н5Д2Т / А.

Г. Тюрин, В. Д. Поволоцкий, Э. А. Животовский, Б. Н. Берг // Защита металлов.

- 1986. - Т. 22, №4.- С. 564-568.

3. Тюрин, А. Г. Диаграммы химической и электрохимической устойчивости горячих алюминиевых покрытий на железе / А. Г. Тюрин // Защита металлов. - 1988. - Т. 24, № 4. - С. 697-700.

4. Тюрин, А. Г. Термодинамический анализ образования фаз в процессах электрохимического осаждения титана из водных растворов / А. Г. Тюрин // Электрохимия.- 1990.- Т. 26, Вып. 12.- С. 1598-1606.

5. Тюрин, А. Г. К термодинамике молекулярных и ионных растворов / А. Г.

Тюрин // Металлы.- 1993.- №2. - С. 48-56.

6. Тюрин, А. Г. К термодинамике химической и электрохимической устойчивости железохромистых сплавов / А. Г. Тюрин // Защита металлов. 1999. - Т. 35, №3. - С. 248-253.

7. Тюрин, А. Г. Термодинамическая оценка влияния титана на химическую и электрохимическую устойчивость сплавов / А. Г. Тюрин // Защита металлов. 1999.- Т. 35, №4. - С. 423-427.

8. Тюрин, А. Г. О влиянии никеля на коррозионно – электрохимическое поведение легированных им сплавов железа / А. Г. Тюрин // Защита металлов. 2000. - Т. 36, №1. - С. 67 – 74.

9. Тюрин, А. Г. К оценке влияния молибдена на химическую и электрохимическую устойчивость сплавов на основе железа / А. Г. Тюрин // Защита металлов.- 2003.- Т. 39, №4.- С. 410 – 416.

10. Тюрин, А. Г. Диаграммы электрохимического равновесия карбидов типа М23С6 / А. Г. Тюрин // Защита металлов.- 2003. - Т. 39, №5. - С. 484 – 491.

11. Тюрин, А. Г. Термодинамическая оценка влияния хрома и молибдена на пассивируемость сплавов на никелевой основе / А. Г. Тюрин //Защита металлов.

- 2003.- Т. 39, №6.- С. 633 – 639.

12. Тюрин, А. Г. Термодинамическая оценка влияния кремния на химическую и электрохимическую устойчивость железохромистых сплавов / А. Г. Тюрин // Защита металлов. - 2004. - Т. 40, №1.- С. 19 – 27.

13. Тюрин, А. Г. О природе влияния меди на коррозионную стойкость железа / А. Г. Тюрин // Защита металлов. - 2004.- Т. 40, №3.- С. 256 – 262.

14. Тюрин, А. Г. Диаграмма электрохимического равновесия стали 12Х18Н10Т / А. Г. Тюрин // Защита металлов.- 2004. - Т. 40, №3.- С. 263 – 271.

15. Тюрин, А.Г. Роль марганца в коррозионно – электрохимическом поведении нержавеющих сталей / А. Г. Тюрин // Защита металлов.- 2005.- Т.41, №1.- С. – 81.

16. Тюрин, А. Г. Обобщённая теория «регулярных» растворов / А. Г. Тюрин //Тезисы докладов XV Международной конференции по химической термодинамике в России. М.: Изд – во МГУ, 2005.- Т. II.- С.140.

17. Тюрин, А. Г. Диаграммы химической и электрохимической устойчивости термодиффузионных цинковых покрытий / А.Г. Тюрин, Р.Г.Галин // Защита металлов. - 2005.- Т. 41, №5.- С. 508 – 514.

18. Тюрин, А. Г. Раскисление и десульфурация стали кальцием, марганцем и алюминием / Г.Г. Михайлов, А.Г. Тюрин // Известия АН СССР. Металлы. 1984. - №2.- С. 10-15.

19. Тюрин, А. Г. Термодинамические условия модифицирования неметаллических включений в стали кальцием и церием / А.Г. Тюрин, Г.Г.

Михайлов // Известия АН СССР. Металлы.- 1986.- №2.- С. 15-17.

20. Тюрин, А.Г. О раскислении и десульфурации чугуна магнием / А. Г. Тюрин // Известия АН СССР. Металлы. - 1987.- №4.- С. 11-15.

21. Тюрин, А. Г. Термодинамические особенности рафинирования стали при продувке порошками силикокальция / А.Г. Тюрин, Г.Г. Михайлов // Известия АН СССР. Металлы. - 1991. - №1. - С. 20-24.

22. Тюрин, А. Г. Термодинамика химической и электрохимической устойчивости коррозионно – активных неметаллических включений / А. Г.

Тюрин, И. Ю. Пышминцев, И. В. Костицына, И. В. Зубкова // Защита металлов.- 2007. - Т. 43, №1.- С. 39 – 49.

23. Тюрин, А. Г. Термодинамика химической и электрохимической устойчивости латуней / А. Г. Тюрин, А. А. Шрейнер // Защита металлов.- 2007.- Т. 43, №3. - С. 313 – 319.

24. Тюрин, А. Г. Термодинамика химической и электрохимической устойчивости алюминиевых, кремнистых и оловянных бронз / А. Г. Тюрин // Защита металлов.- 2008. - Т. 44, №2.- С. 156-164.

25. Тюрин, А. Г. Структура окисленного слоя на хромоникелевых сплавах / А.

Г. Тюрин // Вопросы производства и обработки стали: Темат. Сб. науч. Тр. / Челяб. политех. институт. Челябинск, 1985.- С. 62-67.

26. Тюрин, А. Г. О коррозионно-электрохимическом поведении алюмоцинковых покрытий в условиях холодного и горячего водоснабжения / А. Г. Тюрин, О. Ю. Ясенева, В. Н. Александров, В. В. Самойлов // Диффузионное насыщение на металлах / Наукова думка. Киев, 1988. - С. 11-26.

27. Тюрин, А. Г. Диаграммы химической и электрохимической устойчивости горячих металлических покрытий на низкоуглеродной стали / А. Г. Тюрин // Вестник Челябинского университета. Серия 4. Химия: Научный журнал / Челяб. Гос. Ун-т. Челябинск, 1996. - С. 81-92.

28. Тюрин, А. Г. Моделирование термодинамических свойств растворов:

учебное пособие / А. Г. Тюрин - Челяб. гос. ун-т. Челябинск, 1997. - 74 С.

29. Тюрин, А. Г. Диаграмма рН – потенциал стали 08Х15Н5Д2Т / А. Г. Тюрин // Вестник Челябинского университета. Серия 4. Химия: Научный журнал / Челяб. гос. ун – т. Челябинск, 2001.- С. 164 – 178.

30. Тюрин, А. Г. Моделирование диаграмм рН – потенциал многокомпонентных смешанных систем / А. Г. Тюрин // Химический журнал уральских университетов / Пермский гос. ун – т. Пермь, 2002.- Т. 3.- С. 148 – 161.

31. Тюрин, А. Г. Термодинамическая оценка влияния углерода на химическую и электрохимическую устойчивость железоуглеродистых сплавов / А. Г.

Тюрин, В. В. Орда // Химический журнал уральских университетов / Пермский гос. ун – т. Пермь, 2002. - Т.3.- С. 162 – 166.

32. Тюрин, А. Г. Термодинамика химической и электрохимической устойчивости никелида титана / А. Г. Тюрин // Вестник Челябинского университета. Серия 4. Химия: Научный журнал / Челяб. гос. ун –т. Челябинск, 2004.- №1(3).- С. 65 – 70.

33. Тюрин, А. Г. Термодинамика химической и электрохимической устойчивости сплавов: учеб. пособие: В 2ч. Ч1. Общие принципы.

Высокотемпературное окисление /А. Г. Тюрин - Челяб. гос. ун – т. Челябинск, 2004. – 86 с. (с грифом УМО).

34. Тюрин, А. Г. Термодинамика химической и электрохимической устойчивости сплавов: учеб. пособие: В 2ч. Ч2. Низкотемпературное окисление / А. Г. Тюрин - Челяб. гос. ун – т. Челябинск, 2004. – 90 с. (с грифом УМО).

Отпечатано с оригинал-макета заказчика.

Подписано в печать 2008.

Формат 60х84 1/16. Бумага офсетная.

Печать офсетная. Усл. печ. л. 2,1. Уч-изд. л. 2,0.

Тираж 100 экз. Заказ Бесплатно.

ГОУВПО "Челябинский государственный университет" 454021 Челябинск, ул. Братьев Кашириных, 1Полиграфический участок Издательского центра ЧелГУ 454021 Челябинск, ул. Молодогвардейцев, 57б.






© 2011 www.dissers.ru - «Бесплатная электронная библиотека»

Материалы этого сайта размещены для ознакомления, все права принадлежат их авторам.
Если Вы не согласны с тем, что Ваш материал размещён на этом сайте, пожалуйста, напишите нам, мы в течении 1-2 рабочих дней удалим его.