автореферат диссертации по химической технологии, 05.17.14, диссертация на тему:Изучение сопротивления коррозии магнитомягких аморфных сплавов на основе кобальта и железа

Пермский ордена Трудового Красного Знамени Государственный университет им. Л.М.Горького

11а правах рукописи УДК 621.793.3

КРУТКИНА Тамара Григорьевна

ИЗУЧЕНИЕ СОПРОТИВЛЕНИЯ КОРРОЗИИ МАПЕИТОШГКИХ АМОРИШ СПЛАВОВ НА ОСНОВЕ КОБАЛЬТА И НЕЛЕЗА

05.17.14 - Хкмичзское сопротаплегшэ материалов и пяшита от коррозии

Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата химических наук

Работа выполнена на кафедре физической и органической химии Удмуртского государственного университета

Научный руководитель: доктор химических наук, профессор РЕШЕТНИКОВ С.М.

Официальные оппоненты: доктор химических наук, профессор ВАСИЛЬЕВ В.Ю. кандидат химических наук, старший научный сотрудник КИЧИГИН В.И.

Ведущая организация: Физико-технический институт УрО РАН

Защита состоится_1994 г. в_ч

иа заседании специализированного совета К.063.59.04 в Пермском ордена Трудового Красного Знамени государственном университете им. А.Ы.Горького по адресу: 614600, г.Пермь, ул.Букирева,15.

С диссертацией можно ознакомиться в научной библиотеке Пермского университета

Автореферат разослан_ 1994 г.

Ученый секретарь специализированного совета, кандидат химических наук

Е.В. КУЗНЕЦОВА

- 3 -

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность теш. Интенсивное развитие современной технологии требует создания новых конструкционных материалов. Практический интерес к аморфным металлическим сплавам обусловлен особенностями их структуры, которые позволяют создать сплавы с комплексом свойств, существенно отличающих их от кристаллических сплавов.

Определенное сочетание электрических, магнитных, механических и др. свойств позволяет использовать аморфные сплавы в изделиях магнитоэлектроники, а также при изготовлении магнитных экранов, магнитных электрофильтров, преобразователей солнечной энергии, запоминающих устройств в вычислительной технике, катализаторов и др.

Сочетание высокой магнитной проницаемости и высокой коррозионной устойчивости некоторых АС создает перспективы их использования для изготовления магнитных фильтров и сепараторов для очистки сточных вод.

Изучению устойчивости АС к различным видам коррозионных повреждений уделяется большое внимание, поскольку служебные характеристики изделий из аморфных сплавов могут существенно измениться из-за коррозионных повреждений, условий эксплуатации (по-вьшнные температуры, облучение и др.). Проводятся всесторонние исследования сопротивления коррозии АС в зависимости от их химического состава, способов получения и дополнительной обработки. Однако наибольшее внимание исследователей уделяется изучению коррозионностойких АС на основе'Те, N1, Т1. Информация о сопротивлении коррозии магнитомягких АС на основе кобальта прастичес-ки отсутствует.

Цель работы заключалась в исследовании устойчивости к коррозии магнитомягких многокомпонентных аморфных сплавов изготовленных на основе кобальта и железа высокоскоростным охлаждением расплавов. Исследования проводились в средах, соответствующих условиям применения этих сплавов в качестве магнитных экранов.

Научная новизна работы состоит в том, что впервые получены данные по коррозионной устойчивости магнитомягких АС на основе кобальта различного химического состава (Со-БЬВ, Со-Ш-31-В. Со-Сг-51-В) в коррозионных средах в широком интервале рН. Определены коррозионно-электрохимические характеристики исследуем«

АС в зависимости от рН среды. Устаювлено, что основиш анодным процессом, протекающем при коррозии исследуемых АС в области потенциалов активного растворения и в пассивном состоянии является процесс ионизации кобальта.

Закономерности коррозионно-электрохимического поведения АС на основе Со в ББР (р}Н5,0-ь 9.0) аналогичны закономерностям растворения кристаллического Со. Показано, что наиболее коррози-оиноустойчивд в данных средах хромсодержащие АС..

Проанализирована взаимосвязь коррозионно-электрохимических свойств исследуемых аморфных сплавов и изменений структуры, происходящих в результате термообработки. Установлено, что отжиг исследуемых аморфных сплавов при температурах ниже температуры' кристаллизации приводит к увеличению устойчивости к коррозии. Наибольшая коррозионная устойчивость обнаружена у аморфного сплава Со-Сг-Б1-В после такого режима термообработки, при котором в структуре аморфного сплава появляются кристаллические образования Со.

Показано, что гамма-облучение исследуемых аморфных сплавов, также как и низкотемпературный отжиг, приводит к изменении их коррозионной устойчивости. Эффективность воздействия облучения зависит от химического состава АС.

Установлено, что релаксация структуры исследуемых аморфных сплавов способствует уменьшению скорости растворения металлической основы АС.

Результаты изучения коррозии аморфного и кристаллического сплавов Ре-Мо-Р-С в кислых средах (рН=0т2.5) показали, что кинетика катодного выделения водорода и активное анодное растворение аморфного и кристаллического сплавов определяются закономерностями растворения металлической основы сплавов (железа). Однако, вследствие особенностей структуры, скорость анодного растворения и способность к переходу в пассивное состояние аморфного сплава существенно отличаются от кристаллического.

Практическая ценность заключается в возможности использования полученных результатов для выбора АС определенного состава в качестве конструкционного материала, а также для расширения представлений о зависимости сопротивления коррозии АС от состава, способа обработки и условий использования.

Положения, выносимые на защиту:

-активное анодное растворение в бораткых буферных растворах

и закономерности перехода в пассивное состояние аморфных сплавов на основе кобальта близки закономерностям растворения кристаллического кобальта;

-более высокое сопротивление коррозии аморфных сплавов по сравнению с кобальтом определяется присутствием в составе АС кремния, уменьшение химической активности и увеличение пассиви-руемости металлической основы АС обусловлено образованием комплексов Со-Б1.

-присутствие хрома (~4ат%) в составе АС на основе кобальта значительно повышает сопротивление коррозии вследствие изменения электронного состояния АС;

-изотермический отжиг АС на основе кобальта вызывает релаксационные процессы в аморфной атомной структуре, что проявляется в увеличении их коррозионной устойчивости;

-гамма-облучение, как и низкотемпературный отжиг, приводит к изменениям микроструктуры исследуемых АС и их сопротивления коррозии, эффективность влияния облучения определяется составом АС;

-кинетические характеристики растворения аморфного и кристаллического сплавов на основе железа состава РеМодРхзС? соответствуют закономерностям растворения кристаллического железа, но вследствие особенностей структуры, аморфный сплав растворяется с меньшей скоростью и пассивируется в кислых средах с рН=0т2,5.

Апробация работы. Материалы диссертации доложены и обсуждены на семинаре "Строение и природа металлических и неметаллических стегал", Ижевск, 1987г; II Уральской конференции "Поверхность и новые материалы". Ижевск.1988г; XII Пермской конференции "Коррозия и защита металлов", Пермь,1990 г; семинаре "Строение и природа металлических'и неметаллических стекол", Ижевск, 1989г; конгрессе "Защита-92", Москва, б-11сентября 1992г и на IV Всесоюзной конференции "Проблемы исследования структуры аморфных материалов", Ижевск,1992 г.

Публикации. Основное содержание работы отражено в 9 публикациях.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, 3 глав, выводов, библиографии, включающей 176 источников. Работа изложена на 176 стр., содержит 41 рис. и 5 таблиц.

- 6 -СОДЕРЖАНИЕ' РАБОТЫ

В первой главе представлен обзор литературы, в котором обсуждаются некоторые особенности структуры АС и данные по коррозионной усточнвости АС различного химического состава. Приводятся имеющиеся в литературе сведения о влиянии 'термообработки и ra&ia-облучения на структуру и сопротивление коррозии АС.

Во второй главе описываются объекты и методы исследования. Объектами исследования служили АС на основе кобальта промышленного производства, полученные закалкой из расплава марок: 8-ÍKCP (Со-84; Fe-5,4; Si-8,4; В-2,1; C<Ü.05;S»P<0,015 атХ). 84КХСР (Со-83,5; Cr-3,9; Fe-4.2;Si-7,l; В-2,3; С<0,05; S,P< 0,015 ат%). 71КНСР (Со -70; Ní-11.7; Fe-5,2; В-3,4; Si-8,6; С<0,05; S,P <' 0,015 ат Z), а та;cíe аморфные и кристаллические сплавы на основе железа: Fe-Сг-Р-С, Fe-Mo-P-C (Сг. Мо-5;10; Р-13; С-7;9ат%).

Рабочие электроды из кристаллических образцов армировали эпоксидной смолой, перед измерениями механически обрабатывали и обезжиривали. Электроды из ленты АС (шириной 2-20 мм и толщиной 20мкм) обезжиривали и нерабочую поверхность покрывали полистирола ным клеем, раствором оргстекла или химводостойким лаком ХВ-5179. Эксперименты проводили при комнатной температуре t>22±2°C.

В качестве рабочих использовали растворы НС1 и H2SO4 и бо-ратные буферные растворы (ББР) с рН=5,0 : 9,0. Растворы готовили на „нстшшированной воде из реактивов марки "хч". ББР с заданной величиной рН готовили из растворов 0,3M Н3ВО3 и 0,1М НагВ^О? (исходные реактивы Н3ВО3 и НагВ^-ЮНгО ).

Изучение сопротивления коррозии исследуемых материалов проводили электрохимическим поляризационным потенциодинамичесгаш методом с помощью потенциостатов П-5827М и Ш-50-1. Скорость развертки потенциала 0,5мВ/с. Циклические воль Tai,мерные кривые получали со скоростью развертки потенциала 1 ыв/с и 50 мв/с. Потенциалы измеряли относительно насыщенного хлорсеребряного электрода и пересчитывали относительно нормального водородного электрода. Рабочие электроды предварительно активировали при катодном потенциале. Величина катодного потенциала и время активации рабочего электрода зависели от его природы.

Для определения парциальных скоростей растворения компонентов АС и КС состава FeMosPi3C7 и АС на основе кобальта образец после предварительной обработки выдерживали (АС в течение 4 ча-

сов, КС - 1 час) при фиксированном потенциале в области активного анодного растворения и потенциалах пассивного состояния. ЛНсЧ-лиз растворов проводили фотоэлектроколориметрическим методом.

Рентгенографические исследования влияния термообработки на фазовые превращения в исследуемых АС проводили дифракционным методом на дифрактометре ДРОН-2 в Сг-излучении при U=24kB. 1=ЯбмА. Съемку интегральных кривых для определения параметров ближнего порядка осуществляли на дифрактометре ДР0Н-УМ1 на монохроматизи-рованном Мо-излучении при напряжении U=40 кВ, 1=32мА. Для расчетов функций радиального распределения атомов (SPPA) кривые интенсивности снимали по точкам методом набора постоянного числа импульсов. Для уменьшения статистической ошибки счета набирали не менее 1000 импульсов на каждой точке 2i>.

Для определения стру!?турных превращений при отжиге и тем пературы начальных стадий кристаллизации АС проводили электрон-номикроскопические исследования в электронном микроскопе УСМЗ-100К.

Химический состав и состояние элементов поверхностного слоя АС определяли методом рентгекоэлектронной спектроскопии на спектрометре Х-2401. Ва'суум в камерах спектрометра составлял 1O"8-1O"0 км рт.ст. Счистка поверхности и послойное травление осуществлялось бомбардировкой ионами Аг+ с энергией 950 эВ. Скорость травления юА/мин.

Термическая обработка исследуемых аморфных сплавов (отжиг) проводили в вакуумном универсальном посте. Время изотермического отжига 1-6 часов, температурный режим выбирали в зависимости от состава АС. Нагревание проводили с постоянной скоростью 15 К/мин.

Облучение исследуемых образцов проводили гамма-квантами радионуклида Со60 при комнатной температуре в атмосфере воздуха. Мощность дозы облучения 100 Мрад, время облучения 130 часов.

В третьей главе обсуждается результаты исследования коррозионной устойчивости АС кобальта и железа в зависимости от их химического состава, способа дополнительной обработки и рН коррозионной среды.

Полученные зависимости электрохимических характеристик растворения AC 84КСР от рН ББР приведены на рис.1. Е,ТОр АС линейно увеличивается с ростом рН, 1Кор практически не зависит от рН. Скорость активного анодного растворения (1а) АС возрастает в интервале рН=5,44-7,0 (полученный порядок по ОН-ионам больше ну-

ля, . При рН>7,0 скорость анодного растворе-

иия АС.ревко уменьшается с ростом рН (вьц-=-1.6). Аналогичные оа-ьасимости 1а от рН раствора к значения тон- получены для кристаллического Со (рис.1). Из результатов определения концентрации Со, переходящего в раствор с поверхности исследуемого АС при его коррозии в БШ\ следует, ч-го основам анодгош процессом при р;.стьор?тш сиааса является процесс ионизации металлической основы АС (Со).

Увеличение 1а, подученное при растворении АС 84КСР связано, очевидно, тачке как при растворении кристаллических Ге и Со, с активирующий действием анионов ОН" по механизму Хойсдера, т.е. скорость анодно! о растворения металла каталитически уагорлетея поверхностными группки ШеОК]адо

Переход от положительных к отрицательным порядкам по ОН-ионам при переходе от кислых сред к щелочным, полученный (сак для АС 84КСР, так и для кобальта, свидетельствует о том, что анионы 011" в области потенциалов активного анодного растворения при рН>7,0 способствуют торможению анодного процесса, вероятно, аа счет образования прочно связанных с поверхностью адсорбционных гидрсксокомялексов металла. Ингибирующее действие 0,'Г кг-ключзет-ся, по мнению ряда авторов, в повышении ыежфазного энергетического барьера, препятствующего переходу ионов ¡¿¿таила с раствор. Отрицательный порядок по гидроксидионам может быть получен в том случае, если учесть возможность участия в активном анодном растворении хемосорбировашюго на поверхности кислорода, который ыо-йет образоваться при взаимодействии металла с водой. Доля поверхности, занятой хемосорбированным кислородом, возрастает с увеличением рН среды. Хемосорбировашшй на поверхности АС кислород способствует диссоциации адсорбирующихся молекул воды.

Учитывая это обстоятельство, активное анодное растворение исследуемого АС и кобальта при рП>7,0 можно представить схемой: Со—0 + Н20 - ГСО—О— Н203адс (1)

[Со— 0— НаОЗадс - 1Со0Н]+адс + ОН" (2)

[СоОН]+адС - Со+2 + ОН". (3)

В исследуемых растворах с рн>7,0 на анодных поляризационых кривых АС 84КСР появляются области, в которых анодный ток мало зависит от потенциала, что связано с началом формирования на поверхности АС пассивирующих защитных пленок. 00 изменениях поверхности свидетельстует также то, что, если при рН<7,0 поляри-

- о -

зациошгые кривые- прямого и обратного хода полностью совпадают (как для АС, так и для Со), что указывает на отсутвие каких-либо устойчишх образований на поверхности, то при рН>7,5 на анодных кривых АС и Со появляется гистерезис,свидетельствующий об образовании на поверхности в этих условиях зач-итт-тс пленок (рис. 2).

На анодных поляризационных кривых обратного хода для АС и Со при рН>7,0 получены катодные пики, свидетельствующие о протекании процесса восстановления продуктов коррозии. Потенциала .са-тодных пиков для АС и Со близки и соответствуют потенциалам реакций восстановления соединений Co(III):

Со(0Н)з + Н+ + 1е = Со(ОН)г + НгО (4)

Е = 1.002 - 0,059рН И СоООН + Н+ + 1е - Со(ОН)г (5)

Е=0,87-0,059рН

Вторые (сатодные пики на обратной поляризационной кривой АС и Со, полученные в области отрицательных потенциалов icaii при рн<7,0. так и при рН>7.0. связаны, очевидно, наряду с протеканием катодных реакций деполяризации, с постановлением соединений Co(II): Со(0Н)2 + 2Н+ + 2е = Со + Н20, Е - 0,095 - 0,059рИ (6) СоО + 2Н+ + 2е Со + НгО, Е= 0,134 - 0,059рН (7) Потенциалы катодных пиков обратных поляризационных кривых АС. следовательно, находятся в области потенциалов Еосстановле-ния соединений металлической основы сплава (Со).

Тагам образом, закономерности перехода в пассивное состояние AC 84КСР и Со, также как и .•закономерности их активного анодного растворения, практически совпадают. Это указывает на то, что пассивация аморфного сплава обеспечивается образованием продуктов окисления металлической основы АС и определяется, вероятно, образованием в области потенциалов перехода в пассивное состояние обогащенных кислородом поверхностях гидроксокомплексов кобальта,ССоООН]аде:

[СоОН)+аас + 20Н" - [СоООНЗадс + Н20 + 1е (8) Увеличение концентрации пщрокендионов способствует образованию пассивирующих пленок из оксигидроюзида кобальта, увеличению степени их гидратации и, следовательно, росту защитных свойств.

На анодное растворение АС. очевидно, оказывает влияние S1. По данным, полученным методом рентгеноэлектронной спектроскопии, обе поверхности АС обогащены кремнием до б0ат%. Количество S1 уменьшается вдвое на глубине БОА, и далее до 450Д его содержание

остается постоянным.

Анализ полученных РЗС показал, что количество углерода и кислорода, присутствующие в сплаве в результате взаимодействия его шмлоиентов с воздушной атмосферой в процессе получения АС, невелико. На поверхности матовой и блестящей сторон аморфной ленты все элементы находятся в связанном состоянии. Линия S12p состоит из нескольких компонент, относительная интенсивность которых зависит от глубины образца. Энергии- связи компонент Si2p-линии более 102,5 3R характерны для соединений кремния с кислородом. Пик 103,3±0,1 эВ наблюдается для пленок S10x при х>2. пик 104,0±0,1 эВ - для пленок S10x при х<2. Пик с Есв^ 102,0 эВ соответствует образованию связей O-Sl-Me. а шшгаэкер-гетическая компонента S12p-линии (ECB=Q3,2-100 эВ) образована атомами кремния, связанными с металлом (Co-Si).

Известно, что присутствие металлоидов в АС стабилизирует аморфную структуру за счет образования химической связи металл-металлоид, что приводит также к увеличению акцепторной способности атомов металла за счет передачи части электронов металлоиду (как в металлоподобных соединениях), и увеличению прочности связи поверхностных кислородсодержащих комплексов с атомами АС.

Благодаря этим особенностям увеличивается энергия активации ионизации атомов металла, в результате 1а(АС)<1а(Со). и увеличивается адсорбция гидроксидионов и молекул ihO на поверхности АС, что облегчает пассивацию и способствует созданию более устойчивого. чем на Со, пассивного состояния.

Поляризационные кривые в ЕБР с рН=5.07-8,95 хроысодержащего AC С4КХСР, в отличие от АС без хрома 84КСР и Со. имеют несколько областей пассивного состояния (рис.3).

Электрохимические характеристики анодного растворения АС В4КХСР зависят от рН раствора. Так. с увеличением рН Екор смещается в область положительных значений на 0,140 В. 1КОр уменьшается более чем на порядок (рис.1). Зависимость тока анодного растворения от рН такая же, как для анодного растворения АС без хрома (84КСР) и кобальта: увеличение 1а в интервале рН=5,07-6,22 (тон- = +0,35) и резкое уменьшение 1а при рН>6,22 ( пьн- —1.6).

Поскольку исследуемый AC 84КХСР при ЕКОр во всем интервале рН находится в области потенциалов пассивного состояния хрома, мскн-о полагать, что в активном анодном растворении AC 84КХСР принимает участие только металлическая основа сплава (Со). Кроме

- И -

того, на цшслических вольтамперограмыах, полученных при алолном растворении исследуемого АС в растворе с рН=5,49 (асорость развертки потенциала БСмВ/с), получен один гшодяый пик, соответствующий селективному анодному растворешда Со. Анодный пик уменьшается с увеличением количества циклов и исчезает после 7 цикла, что свидетельствует о запассивированности поверхности. На циклических вояьтамперограммах AC 84КХСР, полученных при рН=9,01 анодные пики отсутствуют, п ос кеды су Со в этих условиях находится в пассивном состоянии. На циклических вольтамперограмыах, полученных при анодном растворении АС в кислых средах (0.1Н HCI), наблюдается вначале уменьшение анодного тока,связанное о селективным растворением Со и обогащением поверхности более устойчивыми компонентами сплава. Последующее увеличение анодного тока определяется, очевидно, участием в растворении более глубоких слоев АС, содержание в которых Со значительно больше.

Зависимость от рН раствора, получение для AC 04КХСР, 84КСР и Со аналогичны (рис.1). Кроме того, скорость активного анодного растворения AC 84КХСР (1а) определяется количеством кобальта, переходящего в раствор с поверхности сплава.

Хромсодержащий AC 84КХСР, в отличие от АС без хрома и Со, пассивируется во всем исследуемом интервале рН. Гистерезис, свидетельствующий об изменении поверхности AC 84КХСР при его растворении в ББР, наблюдается и при рН<7,0. Положение катодных пиков AC 84КХСР в области положительных потенциалов близко к катодным пикам на поляризационных кривых AC 84КСР и Со.

Потенциалы первого минимума на анодных поляризационных кривых (положение которого зависит от рН раствора), соответствуют образованию смешанного оксида кобальта С03О4 по реакции:

3 СоО + Н20 - С03О4 + 2Н+ + 2е (9)

Е=0,777-0,059рН

или 3 Со(ОН)2 - С03О4 + 2 Н20 + 2Н+ + 2е (10)

Е-0,993-0,059рН

Соответствующая величина 1Пп в этой области потенциалов зависит от рН и уменьшается с ростом рН от 5,07 до 8,95 в -10 раз, что совпадает с увеличением защитных свойств С03О4 с ростом рН.

Второй максимум тока на анодных поляризационных кривых АС 84КХСР, соответствующий первой перепассивации связан, очевидно, как и для Со, с термодинамической неустойчивостью в этих условиях С03О4 и протеканием реакции:

С03О4 + 8 Н+ + 2е = 3 Со2+ + 4 Н20 (11)

На поляризационных кривых Со и АС 84КСР второй максимум тока слабо выражен, поскольку они пассивируются только при таких значениях рН, при юторых С03О4 уже устойчив,

На поляризационных кривых АС 84КХСР второй максимум тока уменьшаются с ростом рН и исчезает при рН>8,0 также, очевидно, ва счет увеличения устойчивости С03О4. При этом исчезает переходная область поляризационной кривой, соответствующая превращению Со (ОН) 2 — С03О4.

При дальнейшем увеличении потенциала наблюдаемое уменьшение 1а растворения АС связано, вероятно, с протеканием на поверхности АС, также как и на поверхности кристаллического 1собальта твердофазной реакции во внешнем слое пленки:

С03О4 + 2 Н20 = 3 СоООН + Н+ + е (12)

Е»1,147-0,059рН Эта область потенциалов пассивного состояния исследуемого аморфного сплава соответствует по диаграмме Пурбе существованию устойчивого, с высокими защитными свойствами оксигидроксида кобальта (СоООН).

Потенциал ЕНп(2). соответствующий началу реакции (12), для АС 84КХСР зависит от рН и смещается в область отрицательных значений на 0,2В в исследуемом интервале рН (рис.3).

В отличие от Со и АС без хрома, гистерезис, свидетельствующий об изменении поверхности АС 84КХСР при его растворе; ш в ББР, наблюдается и при рН<7,0. Положение катодных пиков АС 84КХСР в области положительных потенциалов близко к катодным пикам на поляризационных кривых АС 84КСР и Со.

Таким образом, анодное растворение АС 84КХСР и в области пассивного состояния, как и его активное анодное растворение, определяется закономерностями, характерными для анодного растворения Со. Но, в отличие от Со. АС 84КХСР пассивируется при значительно меньших значениях рН среды, Екор АС на 0,30-0.35В больше, а значения 1а и 1Пп и на -3 порядка меньше, что связано как с особенностями структуры АС, так и с химическим составом.

Согласно полученным данным, поверхность АС 84КХСР, также |сак и поверхность АС без хрома, обогащена Б1, количество которого на поверхности достигает 55атХ. На глубине 100-450А количество 51 постоянно и составляет ~25атХ. В отличие от 31 содержание хрсма на поверхности и в приповерхностных слоях постоянно и сос-

тавляет ~2.2-2,4ат%, т.е. меньше егообъемногосодержания.

Влияпие на коррозионно-злектрохичические свойства АС обсуждено ранее. Сравнение электрохимических характеристик растворения в ББР АС без хрома (84КСР) и хромсодержащего АС 84КХСР показало. что добавгл хрома приводит к значительным изменениям его коррозиояно-электрохимических свойств: ЕКОр АС 84КХСР на 0,20-0,25 В больше, 1Кор.1а на 1-2 порядка (в зависимости от рН раствора) меньше, чем для АС 04КСР.

Пассивное состояние хромсодержащего АС значительно более устойчиво, чем АС без хрома, т.к. 1пп на 2-3 порядка (в зависимости от рН) меньше.

По величине 1пп защитные свойства поверхностных пленок на АС примерно равны защитным свойствам пленок из СгООН, образующихся на кристаллическом хроме при рН=8,0, поскольку 1Пп(Сг) -Ю^СА/СМ2). 1ПП(АС 84КХСР)=Ю"7- Ю"8 (А/см2).

Учет только экранирующего влияния атомов хрома не может объяснить наблюдаемые экспериментально различия элеотрохимических свойств АС 84КСР и 84КХСР. Следует, очевидно, учитывать возможность изменения электронного состояния АС в присутствия хрома.

Увеличение пассивируемости железа в кристаллических сплавах Ге-Сг. согласно работам Тсмазюва Н.Д. и сотр., связано с резким изменением адсорбционной способности по отношению к кислороду и ОН-ионам в результате изменения электронного строения сплава. Перенос электронной плотности от атомов Ре на атомы Сг приводит к ослаблению электронного экранирования атсмов железа и увеличению их акцепторных свойстё. Учитывая стуктурные особенности аморфных сплавов, можно полагать, что аналогичное вляние Сг на пассивируемость металлической основы АС возможно при значительно меньшей концентрации Сг, чем для кристаллических сплавов.

Сравнение коррозионной устойчивости АС 84КСР, 84КХСР и Со позволяет оценить суммарное влияние на сопротивление коррозии химического состава и структурного фактора. Определить влияние структурных особенностей аморфных сплавов на их сопротивление коррозии можно по изменениям коррозионных характеристик, связанным с изменениями, происходящими в аморфной структуре при ее релаксации под действием повышенных температур или др. внешних воздействий.

Изучение фазовых превращений и изменений коррозионно-электрохимических свойств проводили на АС марки 84КХСР е сыром состо-

янии (непосредственно после получения) и после отжига в вакууме в шп-ерваче температур 300-420°С в течение 1.3,6 часов. Отжиг магнитоыягких АС приводит к стабилизации исходной аморфной структуры за счет релаксационных процессов. Процессы структурной релаксации сопровождаются изменением свойств АС (магнитной проницаемости) .

Отжиг при температуре 300, 380°С (1,3,6 часов) не приводит к нарушению рентгеноаморфности исследуемого АС. С увеличением температуры н времени отжига происходит лишь увеличение ширины аморфного гало. Ширина гало возрастает, что соответствует структурным перестройкам, связанным, очевидно, с изменением степени -регулярности ближнего порядка, увеличением гомогенности структуры АС. Отжиг при 300°С (1 час) приводит к образовании в аморфной, матрице первых кристаллов, идентифицируемых с ß-Со фазой с ГЦК решеткой.

Из полученных в 0,1N HCl поляризационных кривых исследуемого сплава, следует, что отжиг при температурах 300°(1час), 360°(1 час) и 390°С (6 часов) приводит к увеличения коррозионной стойкости. Екор АС увеличивается после отжига, 1кор уменьшается на порядок относительно образца в сыром состоянии. В -30 раз уменьшается 1а и в ~7,5 1кр. уменьшается величина 1Пп-

С увеличением температуры отжига до 420°С (1час) на дифрак-тограшах исследуемых образцов АС происходит уменьшение ширины аморфного гало и увеличение числа дифракционных линий. Кроме 0-Со появляются кристаллические фазы ос-Со с ГПУ решеткой и соединения CoSl и С03В. Качественных изменений сопротивления коррозии АС при этом не происходит, но увеличивается (в-2 раза) 1Кр. и In». 1а. ЕКор при этом не изменяются и коррозионная стойкость АС остается высокой.

С увеличением длительности отжига при 420°С до 3 часов на дифрактограымах АС, кроме уже имеющихся появляются линии, соответствующие фазам CrSl, CrsSl3. Интенсивность рентгеновских линий а- и ß-Со, еще более увеличивается, что указывает на возрастание объемной доли этих фаз в исследуемом аморфном сплаве.

При увеличении времени отжига до 6 часов при температуре 420°С происходит кристаллизация всего объема исследуемого сплава. Коррозионная стойкость сплава при этом резко изменяется -с;;пав теряет способность к пассивации.

Таким образом, отжиг АС 84 КХСР при температурах, не приво-

дящих к распаду аморфной структуры, способствует улучшению сопротивления коррозии в О,Iii HCl. Появление в аморфной матрице микросегрегаций, которые по результатам электрошюмикроскопичес-кнх исследований наблюдаются уже после отжига при Т>320°С в виде точечных рефлексов, свидетельствующих о зарождешш кристаллов Со с размерами 200-700Д, не приводит к уменьшению коррозионной стойкости АС, поскольку образующаяся микрскрйсталличеасая структура обеспечивает достаточно высокую химическую гомогенность сплава. И только распад исходной аморфной струотуры (появление !фисталлических фаз различного химического состава)приводит к резкому уменьшешш его коррозионной стойкости.

Таким образом, изменяя режим отжига АС можно получить частотно или полностью закристаллизованные микроструктуры, которые нельзя получить непосредственно из жидкого или кристаллического состояния. Зависимость коррозионно-электрохимических характеристик АС от их микроструктуры дает возможность использования электрохимических измерений для проведения контролируемой кристаллизации аморфных сплавов.

Постольку увеличение сопротивления коррозии АС 84КХСР после отжига происходит в рамках аморфного состояния, то, очевидно, имеет место зависимость между коррозионными свойствами и особенностями микроструктуры аморфного сплава, на которые оказывает влияние термообработка. Расчеты параметров ближнего порядка (БП) по функциям радиального распределения атомов (ФРРА) исходного АС и после термического воздействия, не приводящего к нарушению рентгеноамсрфиости, показали, что после отжига АС при Т-300 и 330°С не происходит изменения радиуса первой координационной сферы (Гг), но уменьшается координационное число Ъ\ .что свидетельствует об изменении ближайшего окружения атомов кобальта.

Сравнение полученных характеристик микроструктуктуры - АС 84КХСР с характеристиками соответствующих кристаллических упако-ковок показали, что они идентичны ближайшим расстояниям в ГЦК упаковке атомов Со, но аморфное состояние характеризуется меньшей плотностью упакоиш атомов Со (ZruK со" 12,0 2со в дс-И.З). и плотность упаковки в АС уменьшается с увеличением температуры и времени отжига.

Следовательно, релаксационные процессы, происходящие в аморфной структуре исследуемого сплава 84КХСР при определенных режимах отжига и проявляющиеся в изменениях параметров ближнего

порядка, приводят к уменьшению химической активности металла-основы исследуемого аморфного сплава. Это следует как из результатов электрохимических измерений (уменьшение 1а). так и из результатов аналитического определения количества Со. переходящего в раствор при активном анодном растворении исследуемого АС. Как следует из полученных результатов, релаксация структуры АС способствует также переходу в пассивное состояние. Следовательно, можно полагать, что релаксационные процессы, изменяя энергетическое состояние аморфного сплава, облегчают адсорбцию пассивирующих частиц (молекул воды, гидроксидионов) на его поверхности.

Докристаллизационный отжиг никельсодержащего АС 71КНСР проводили при Т=260 и 340°С (1час) в вакууме. Увеличение магнитной проницаемости (ц) АС в результате отжига свидетельствует об усилении магнитной однородности аморфной фазы, что связывают с выравниванием локальных флуктуаций плотности в атомной структуре, изменением уровня взаимодействия между центральным атомом и атомами окружения. Влияние отжига на сопротивление коррозии этого АС исследовали в ББР с рН=6,70-ь 9,01. Полученные зависимости электрохимических характеристи от рН указывают на общий механизм анодного растворения АС 71КНСР и АС 84КСР, АС 84КХСР и металлической основы этих сплавов (Со).

, Отжиг исследуемого АС при Т=260°С не приводит к изменениям Вк. ва, рН начала пассивации. Уменьшаются после отжига 1Кор. 1а и 1Пп во всем интервале рН. Екор увеличивается после отжига. Причем эффективность термического воздействия на коррозионную стойкость АС зависит от рН раствора. Отжиг, например, практически не изменяет Екор при рН=6,7 и увеличивает ЕКОр на 0,10 В при рН=9,0. Увеличение температуры отжига до 340°С приводит к еще большим изменениям его коррозионно-электрохимических характеристик. Так, на 0,05 - 0,10 В увеличивается ЕКОр. на 0,5-1,5 порядка, в зависимости от рН раствора. Во всем интервале рН на 0,5-1,5 порядка (в зависимости от рН) уменьшается величина 1а, 1кор (~10раз) и 1Пп (20 раз).

Увеличение коррозионной устойчивости исследуемого АС в результате термообработки не связано с присутствием в его составе N1, поскольку поверхность и приповерхностные слои АС 71КНСР, как следует из результатов РЭС, обогащены 31, а количество N1 значительно меньше его объемного содержания (~2ат%) и не изменяется после отжига.

Следовательно, можно полагать, что изменения 1соррозионно-электрохимического поведения исследуемого АС связаны с протеканием при изотермическом отжиге релаксационных процессов в структуре АС, т.е. термообработка способствует переходу АС к более устойчивому метастабильному состоянию. Это приводит как к уменьшению химической активности компонентов АС (уменьшению 1а). так и к увеличению пассивируемости поверхности АС за счет увеличения адсорбирующей способности Со по отношению к кислороду НгО и ОН".

Тага™ образом, изотермический отжиг АС 71КНСР при температуре 340°С является оптимальным режимом обработки, который способствует не только созданию необходимых магнитных свойств, но и приводит к увеличению коррозионной устойчивости сплава в нейтральных и слабощелочных средах.

Известно, что метастабильные структуры чувствительны к такому способу внешнего воздействия, как радиационное. Поэтому можно ожидать, что гамма-облучение,вызвав локальные изменения в структуре, приведет к релаксационным процессам и изменениям свойств АС. Исследование эффективности воздействия гамма-облучения позволит расширить представления о возможностях изменения структуры и физико-химических свойств аморфных сплавов.

Исследования влияния гамма-облучения на магнитные свойства (й) АС 84КСР и 84КХСР не дали определенных результатов: наряду с увеличением наблюдалось отсутствие изменений ц. после облучения.

В настоящей работе предпринята попытка определения возможности гамма-облучения как средства релаксации аморфной структуры по его влиянию на коррозионно-электрохимические свойства АС.

Из результатов исследований влияния облучения на структуру АС 84КСР следует, что после облучения мощностью 100 Мрад (130 час) аморфность структуры сплава сохраняется. Но гамма-облучение приводит к увеличению ширины аморфного гало, уменьшению координационного числа в первой координационной сфере (Zi) от 11,2 до 10,2, уменьшению радиуса корреляции (Ro), что свидетельствует о выравнивании локальных флуктуаций плотности. Аналогичные процессы протекают в АС при термообработке.

Влияние облучения на устойчивость АС без хрома ( 84КСР) ь ББР (рН от 5 до 9) зависят от рН раствора, причем чем больше pli, тем больше изменения электрохимических характеристик АС 84КСР после облучения.

Влияние гамма-облучення на сопротивление коррозии АС со-

- 18 -

поставимо с влияние« низкотемпературного отжига.

Таким образом, сходные релаксационные процессы, происходящие при облучении и отжиге, заключающиеся в разупорядочении исходной аморфной структуры, приводят к одинаковому влиянию этих внешних воздействий на электрохимические свойства AC 84КСР.

Релаксационные процессы при гамма-облучении состоят, очевидно, как и при низкотемпературном отжиге, в перераспределении атомов металлоида, что проявляется в изменениях ФРРА, и занятием атомами аморфного сплава более выгодных энергетических положений.

Изменение параметров БП после облучения и отжига может быть связано с изменением соотношения количества микрокомплексов Me-Wet (Co-Si) и Ме-Ме (Co-Co). в структуре исследуемого АС 84 КСР. Изменение г и Z после облучения возможно также и при изменении типа химической связи. Полученные нами усредненные значения п и Ъ\ не дают возможности установить как.изменилось соотношение микрокомплексов Ме-Ме, Me-Met.. Но уменьшение 1а и увеличение Ек^о после облучения указывает на возможное увеличение количества микрокомплексов Me-Met (Co-Si) с более прочными связями, т.е. создается более термодинамически устойчивый химический ближний порядок.

Наибольший эффект облучения на сопротивление коррозии АС 84КСР проявляется в ЕБР при рН>7,0. Так, все электрохимические параметры анодного растворения облученного АС значительно изменяются при рН>7 (Екор. 1кор. la. inn). Причем, после облучения наблюдается более сильная зависимость электрохимических свойств исследуемого АС от рН раствора.

Гамма-облучение, как следует из полученных данных, уменьшает активирующее действие ионов ОН" в области активного анодного растворения (т.к. при рН<7, 1а с ростом рН уменьшается после облучения) т.е. увеличивается энергия адсорбции ионов ОН" (Шоп--+0,3 для необлученного образца и тон-—0,3 Для облученного).

Исследование коррозионной устойчивости АС на основе Fe состава FeM05Pi3Cg и FeMoioPi3C7. полученых высокоскоростной закалкой соответствующих расплавов, проведены в кислых средах. Диф-рактограммы исследуемых сплавов имеют вид, пличный для аморфных материалов - широкий диффузионный максимум интенсивности, свидетельствующий об отсутствии кристаллической структуры.

Сравнение поляризационных кривых наиболее коррозионноустой-чивого АС железа FeCrioPiaC7 и исследуемого AC FeMoioPi3C7 поз-

воллет заключить. что замена хрома молибденом значительно уменьшает его коррозионную устойчивость, способность к пассивации как в IN HCl, так и IN H2SO4. ЕКор хроысодержащего АС на 0,29-0,34В меньше, а 1кор больше, чем для АС FeMojcPiaCv. но области активного анодного растворения на поляризационных кривых АС FeCrioPi3C? значительно меньше и уже при Е>0,0В этот сплав переходит в устойчивое пассивное состояние. АС Fei,toi0Р13С7 пассивируется только при Е> 0,50В, 1кр на 1,5-2 порядка больше, а 1Пп на порядок больше, чем для хро,'¿содержащего АС. Пассивное состояние АС FeMoioPisC? менее устойчиво, поскольку область потенциалов его пассивации 0,60В меньше, чем у АС FeCrioPiaC?.

Уменьшение количества молибдена в составе АС Fe-Mo-P-C до 5ат% приводит к уменьшению ЕКОр на 0,25-0,29В и изменению характеристик пассивного состояния сплава в IN HCl и IN H2SO4 (уменьшению Енп. увеличен!® 1Кр и Inn)-

Кристаллический сплав (КС) FeMogPiaCg менее устойчив, чем АС такого же состава. 1КОр КС на 2 порядка превышают 1Кор АС. Кристаллический сплав, в отличие от АС, не пассивируется в Iii HCl и 1!) II2SO4. При Еа>0,0 В анодные токи КС достигают предельного значения (1=0,1А/см2).

Для определения роли Мо в формировании коррозионно-электрохимических свойств АС было проведено сравнение закономерностей растворения АС и КС состава FeMosPiaCg. Известно, что несмотря на высокую паосивируемость, Мо не входит в состав защитных пленок при коррозии молибденсодержащих кристаллических сплавов. Из полученных результатов следует, что при ЕКОр и в области потенциалов активного анодного растворения Мо на!сапливается на поверхности, а в раствор преимущественно переходит железо, как с поверхности КС, так и с поверхности АС (ZFe >D- При Е>0,40В начинается селективное растворение Mo (Zp0 <l). Таким образом, на поверхности АС, как и на поверхности КС, не накапливается молибдена в достаточном количестве, чтобы обеспечить пассивное состояние АС при Е>0,40 В. Согласно полученным данным, кроме кислорода поверхностные слои КС и АС после коррозии состоят в основном из атомов и катионов железа в соотношении Fe : Fe+2 : Fe*--' -0,21:1,0:0,51, фосфор и молибден появляются на глубине более ЗбА.

Следовательно, Мо не участвует в образовании поверхкостной пленки и на исследуемом аморфном сплаве. Однако поверхностные пленки, формирующиеся при коррозии АС, способствуют пассивации.

в отличие от поверхностных пленок, образующихся при коррозии КО. Образование карбидов молибдена не обеспечило бы устойчивого пассивного состояния исследуемых аморфных сплавов, т.к. карбиды молибдена при Е>0,40В транспассивны.

Для выяснения закономерностей растворения АС РеМоэРгзСд были получены серии поляризационных кривых кристалличесюто и аморфного сплавов в хлоридных растворах с постоянной ионной силой: хНС1+(1-х)КС1 в интервале рНО-2,5 (рис.4.5). КС РеМовР^Сд не пассивируется в растворах НС1 в указанном интервале рН. Все анодные поляризационные кривые этого сплава сливаются в одну при Е > 0.1В, достигая предельного анодного тока равного 0,1А/см2. Для АС РеМобРхзСд при Е>0,0 В наблюдается во всем интервале рП уменьшение тока анодного растворения, что соответствует началу процесса пассивации. С увеличением рН уменьшается 1Кр и потенциал начала пассивации (ЕНп) • Порядки по Н* катодной реакции выделения водорода при коррозии АС и КС близки (для АС пц+«0,9б и пц+"0,94 для КС). Следовательно» !сатодная реакция выделения водорода на АС и КС протегает преимущественно по разрядному механизму. Наклоны катодных кривых АС и КС одинаковы(вк=0,11±0,01) и не зависят от рН раствора. Кроме того, кинетические характеристики анодного растворения исследуемых сплавов практически совпадают с кинетическими характеристиками раси. зрения Ре. Однако, полученные значения 10 растворения КС почти на порядок больше, чем растворения АС.

Различия в скоростях активного анодного растворения КС н АС связаны с рядом причин. Во-первых, с различием селективности растворения сплавов - большим накоплением молибдена на поверхности аморфного сплава в области активного анодного растворения ( 2ге(кр)=5.7, а Zfe(au) =8,2). Во-вторых, очевидно, имеет место и различие в величинах константы скорости анодного растворения (Ка) в кинетических уравнениях для АС и КС, которое определяется различиями в энергии свяаи металл-металл в аморфной и кристаллической структурах. Кроме того, следует учитывать также возможность образования прочных ковалентных связей металл-металлоид в АС. Эти особенности аморфных сплавов способствуют уменьшению химической активности атомов металла-основы АС по сравнению с кристаллическим сплавом.

В области потенциала перехода АС в пассивное состояние (0,30В) и потенциала пассивного состояния (0,70В) 1а уменьшается

с ростом pH (в отличий от активного анодного растворения), рас» читанный порядок по ОН" меньше нуля (тО!1-=-0,6). Торможение анодного процесса может быть связано в этом случае с образованием поверхностных комплексов Fe (основы АС), обогащенных кислородом по реакции:

[ГеОНСП"адс + Н20 - [FeOOH] адс + 2Н+ + 1е + СГ Потенциал электрода, соответствующий протенанкю этой реакции, определяется уравнением: Еа » const - 0,059-2/Ze'pH. Следовательно, (dEa /dpH)i =-0.059-2/1—0,118. Экспериментально полученная (по зависимости !?а от pH при lgla= -2,5) для зморфюго сплава Fe.UosPisCg величина (dEa/dpH)=-0,14.

Tai®! образом, возможность перехода АС,(в отличие от криг-тачлического) в пассивное состояние определяется, вероятно, фор мированием более прочной связи металл-кислород благодаря присутствию металлоидов и особенностям аморфной атомной структуру.

выводи

1.Показано, что исследуемые аморфные сплавы более коррозиснноуо-тойчивы, чем метапличесгсая основа, независимо о? состава сплава и коррозионной среды.

2.Установлены общие закономерности активного анодного растворения и формирования пассивного состояния в бсратнпх буферных растворах (рН=5,0 - 9,0) аморфных сплавов на основе кобальта и кристаллического кобальта.

3. Аморфный сплав 84КСР более устойчив в исследуемых средах благодаря присутствию в его составе кремния. По результата!,) FTC поверхностные слои АС обогащены кремнием. который образует комплексы Co-Sl, Co-Sl-0. Существование взаимодействия металл-металлоид з АС приводит к уменьшению химической активности металлической ochoeu сплава и увеличения прочности связи металл-¡кислород, что способствует создан',®) более устойчивого, чем на кобальте, пассивного состояния.

4.Присутствие хрома в составе 'АС (при одинаковом мета~лоидном составе) приводит к значительному увеличение сопротивления коррозии в исследуемых средах (увеличению ЕКор. ууьньшепию 1П и 1Лп. уменьшению pH перехода в пассивное состояние). Высокая эффективность добавки хрома связана не с обогащением им поверхности АС (количество хрома в поверхностных слоях не превы-

шает 2атХ), а возможно, с увеличением адсорбционной способности атомов металлической основы ЛС по отношению к пассивирующим частицам (молекулам воды и ОН-ионам) в результате изменения электронного строения АС в присутствии хрома.

б.Исследование коррозионной устойчивости АС 84КХСР и АС 71КНСР, в зависимости от фазовых превращений в структуре при различных режимах термообработки, показало, что изотермический отжиг в вакууме (300-410°С) приводит к релаксационным процессам в аморфной атомной структуре, что проявляется в изменениях параметров ближнего порядка. Следствием релаксационных процессов является увеличение коррозионной устойчивости АС.

6.Коррозионная устойчивость ЛС 84КХСР сохраняется высокой и при таком режиме отжига, после которого в объеме исследуемого АС появляются микросегрегации р-Со (200-700А), равномерно распределенные в аморфной матрице.

7.Показано, что воздействие гамма-облучения приводит к тагам же изменениям в аморфной структуре ЛС 84КСР, как и низкотемпературный отжиг. Эффективность действия гамма-облучения на сопротивление коррозии АС зависит от состава сплава и характера коррозионной среды.

8.Изучение коррозионной устойчивости аморфных сплавов на основе железа показато, что АС состава ГеМодоР^С? менее устойчив в кислых средах, чем АС ГеСгюР1зС7-

Кинетические характеристики реакции катодного выделения водорода и анодного растворения аморфного и кристаллического сплавов РеМ05Р1зСд в растворах хНС1+(1-х)КС1 с рН=СК2,Б определяются за-1сономэрностями растворения металлической основы сплавов (железа). Однако скорость растворения АС меньше и,в отличие от кристаллического сплава, АС пассивируется в этих условиях. Высказано предположение о том, что возможность перехода АС в пассивное состояние определяется образованием обогащенных кислородом поверхностных гидроксокомплексов железа.

Исследования химического состава и состояния элементов поверхностного слоя АС выполнены в лаборатории РЭС физико-технического института УрО РАН.

Список публикаций

1.Самойдович С.С., Ермолаева H.A., Круткина Т.Г. Роль компонента с высоким поверхностным натяжением в собственном расплаве на свойства аморфных металлических сплавов //Тез. докл. семинара "Строение и природа металлических и неметаллических стекол". Ижевск, УдГУ, 1987.-С.89.

2.Самойлович С.С., Ермолаева H.A.. Круткина Т.Г. Влияние статического, циклического и удариоволноаого нагружения на свойства аморфных сплавов //В сб. Физико-химическая механика материалов, "Наукова думка", 1989.-N2.-C.119-121.

3.Круткина Т.Г..Самойлович С.С. Электрохимические свойства аморфных сплавов на основе.кобальта в кислых средах //Тез.докл. XII Пермской конф."Коррозия и защита металлов", Пермь,1990.-С.112

4.Круткина Т.Г., Самойлович С.С. Коррозионная стойкость аморфных ' сплавов на основе Nl-Fe в кислых и нейтральных средах //Тез.

докл. 1сонф. "Коррозия и защита металлов в химической, нефтехимической промышленности и в машиностроении", Омск,1990.-С.6-7.

5.Круткина Т.Г., Самойлович С.С. Коррозионная стойкость аморфных сплавов на основе кобальта //Тез.докл.IV Всесоюзной конф. "Проблемы исследования структуры аморфных материалов", Ижевск,1992. -С. 79

6.Крутшша Т.Г., Решетников С.М., Самойлович С.С. Влияние термообработки и гамма-облучения на свойства аморфных сплавов на основе кобальта //В сб. Физшса и механика новых материалов, Ижевск, 1992, N2.-С.14-16.

7.Решетников С.М., Круткина Т.Г., Самойлович С.С. Коррозион-но-электрохимические свойства кристаллических и аморфных сплавов Fe-Mo-P-C в кислых средах //В сб. Проблемы исследования структуры аморфных материалов, Ижевск, УдГУ, 1993.-С.143-152.

8.Круткина Т.Г., Решетников С.М., Самойлович С.С. Коррозионная стойкость аморфных сплавов на основе кобальта //Тез.докл.конгр. "Защита-92", Москва, 1992.-Т.1.-С.221.

9. Круткина Т. Г., Решетшнсов С.М., Самойлович С. С. Изучение сопротивления коррозии магнитомягких аморфных сплавов на основе кобальта //Вестник удмуртского университета, УдГУ, 1994.-N6.-С.61-70.

Екор.В

с>о.

-О, 2.

-О,А-

Ц I кор, (I, А/см*)

-в,о.

-А, о--6,О.

-в,о-Ц>1пп

-б.О-

Рис.1. Зависимость от рН боратного буферного раствора электрохимических характеристик растворения кобальта (1). АС 84КСР (2), АС 84КХСР (3).

А/см2 -АО А

-5,0-

-<5,0-

0,2 0,4 0,6 о,в

—1-1-1—

0,6 -ОА '0,2

О,О

Рис.2. Поляризационные кривые прямого (1,3) и обратного (2,4) хода АС 84К.СР в боратном буферном растворе при рн»5,0 (1,2) и рН-9,10 (3,4).

,А/сы5 -6,0-

-7.0

-8,0

Рис.3. Подяригацаотша яие АС 84КХСР з боратяых буферных растворах с рИ: 1-5,07; 2-5,60; 3-6,22; 4-6,74; 5-7,30; 6-8,03; 7-8,53; (3-8,36.

-0,2

0,2

ОА

О.б

0.6

1.0

1,2

с,:

1.А/СМ2 -2,0-

-3,0-

-5,0-

■о,4

> 1.А/СМ2

-г,о

-ъ,о -

-6,0.

-о,г

—!-

О,О

1

о,г

—1— о,4

Рис.4. Поляризационные кривые кристаллического сплава ГеМо5Р13С9 в растворе хНС1+(1-х)КС1 с рН: 1-0,0; 2-0,33; 3-0,75; 4-0,30; 5-1,25; 6-1,60; 7-2,00; 8-2,50.

м о

-0,2

— о,о

о.г

т—

—Г-

о,&

Е,в

Рис. 5

Поляризационные кривые аморфного сплава ГеУ05Р1зСд в растворе хНС1+(1-х)КС1 с рН: 1-0,0; 2-0,30; 3-0,75; 4-0,00; 5-1,25; 6-1,60; 7-2,50.