автореферат диссертации по химической технологии, 05.17.03, диссертация на тему:Структурная и фазовая гетерогенность сплавов на основе железа и ее роль в процессах их пассивации и локальной коррозии

На правах рукописи

РЕФОРМАТСКАЯ Ирина Игоревна

СТРУКТУРНАЯ И ФАЗОВАЯ ГЕТЕРОГЕННОСТЬ СПЛАВОВ НА ОСНОВЕ ЖЕЛЕЗА И ЕЕ РОЛЬ В ПРОЦЕССАХ ИХ ПАССИВАЦИИ И ЛОКАЛЬНОЙ КОРРОЗИИ

05.17.03 - Технология электрохимических процессов и защита от коррозии

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени доктора химических наук

Москва - 2004 г.

Работа выполнена в Федеральном государственном унитарном предприятии «Научно-исследовательский физико-химический институт имени Л.Я. Карпова»

Официальнее оппоненты:

- доктор химических наук, профессор Ю.И. Кузнецов

- доктор химических наук, профессор В.Ю. Васильев

- доктор технических наук, профессор Н.П. Глазов

Ведущая организация:

Федеральное государственное унитарное предприятие «Центральный научно-исследовательский институт черной металлургии им. И.П. Бардина»

Защита состоится « 2004 г. в ^ Р час.

На заседании диссертационного совета Д 217.024.05 при Федеральном государственном унитарном предприятии «Научно-исследовательский физико-химический институт имени Л.Я Карпова» (105064, г. Москва, ул. Воронцово поле, д. 10).

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке НИФХИ им. Л.Я. Карпова.

Автореферат разослан

Ученый секретарь диссертационного совета, доктор химических наук

О.В. Каспарова

М££Л

Акч^алыюсгь |емы. Скит - мно1 окомпонемные гетерогенные сплавы на основе железа, имеющие сложный химический и фазовый состав, являю 1ся едва ли не самыми широко распространенными (как по объему их производеша, так и по частое использования) конструкционными материалами. Основной химический компонент сталей - железо, существует в двух аллотропических формах а- и у-, называемых соответственно ферритом и аус!енитом. В соответствии с этим сплавы на основе железа, в том числе стали, подразделяются на две большие группы - ферритные, обладающие обьемно центрированной кубической (ОЦК) реше!кой. и аустенишые, имеющие гранецентрированную кубическую (ГЦК) решетку. При определенном соотношении легирующих компонентов и термообработках стали могут также иметь мартенситную и двухфазную (аустенито-ферритную) структуру.

Практически все конструкционные материалы на основе железа в тех или иных количествах содержат в своем составе углерод, неметаллические примеси, например О, 5, N. Р, количесшо которых не превышает сотых и 1ы-сячных долей %, а также Мп, Сг, N1, Мо, и др, оказывающиеся в зависимости от концентрации легирующими или примесными элементами.

Структура углеродистых сталей определяется содержанием в них углерода и термическими обработками. Примесные и легирующие элементы взаимодействуя друг с другом образуют неметаллические включения или избыточные фазы. Таким образом, стали являются многофазными гетерогенными сплавами на основе железа, состав и структура которых могут изменяться в широких пределах.

Несмотря на большое количество ежегодно появляющихся публикаций, посвященных исследованию процессов растворения сталей в различных условиях, вопрос о роли их химического, фазового и структурно-фазового соаава в коррозионно-электрохимических процессах до сих пор до конца не ясен.

Цель работы. Анализ коррозиоино-электрохимического поведения двойных, тройных и многокомпонентных сплавов на основе железа, с учетом различий в их кристаллической структуре, типе выделяющихся неметаллических включений и морфологии избыточных (карбидных) фаз. Выявление взаимосвязи структуры, химического и фазового состава сталей с их основными эксплуатационными характеристиками - пассивируемостью и стойкостью против локальной (питтинговой и язвенной) коррозии.

Научная новизна работы:

- на основании систематического анализа коррозионно-электрохи-мического поведения железа и его сплавов в слабощелочных, нейтральных и неокислительных кислых водных средах различного анионного состава, концентрации и температуры выявлены и кристаллохимически (с учетом принадлежности к определенным группам периодической системы) объяснены критические составы, отвечающие резкому изменению характеристик пассивируемое ги и питтингостойкости двух- и более компонентных сплавов;

- выявлены основные типы избыточных фаз и неметаллических включений (НВ), обладающие повышенной коррозионно активное 1ью по отношению к углеродистым, низколегированным и нержавеющим с галям - разно-дисперсные модификации перлитной фазы, сульфиды на основе различных примесных и модифицирующих элементов, алюминаты кальция; определены металлургические условия их образования и установлен механизм действия, учитывающий локальные изменения сос1ава среды - ее подкисление и/или насыщение сероводородом, возникающие при преимущественном растворении рассматриваемых фазовых составляющих в процессе коррозии сталей;

- доказано различие электрохимической природы активного и локально активированного но типу пипинга растворения нержавеющих с 111.1011 в гало-генидных средах, базирующееся на различии энергий активации, областей потенциалов и гафелевых наклонов процессов растворения.

Практическая значимость работы:

- развит подход к повышению нассивируемости и питтингостойкости сталей и других многокомпонентных гетерофазных металлических материалов, основанный на гомогенизации их фазового состава;

- для углеродистых, низколегированных и нержавеющих сталей предложены способы гомогенизации структуры, заключающиеся в предотвращении попадания в металл на стадии его производства примесных элементов, образующих в структуре металла коррозионно опасные НВ, использование гомогенизирующих термических обработок, введении в металл модифицирующих добавок, изменяющих состав ИВ на коррозионно безопасный, применение рафинирующих переплавов.

Достоверность результатов обеспечена согласованностью экспериментальных результатов, полученных в средах широкого интервала кислотности и анионного состава для двух- и многокомпонентных сплавов на основе железа с использованием разнообразных коррозионно-электрохимических и физических методов исследований и испытаний, и их соответствием лите-ра1урным данным по коррозионпо-электрохимическим, физическим и кри-сталлохимическим свойствам изученных систем.

На защиту выносится: развитие нового научного направления - теории зарождения и протекания равномерной и локальной коррозии химически и фазово-гетерогенных сплавов на основе железа (включая стали различных классов); выявление механизма действия избыточных фаз и неметаллических включений и рациональных способов подавления коррозии путем направленного регулирования структуры металла.

Объем и структура работы. Диссертация содержит 202 страницы машинописного текста, 100 рисунков, 30 таблиц, состоит из введения, шести глав и выводов. Список литературы содержит 587 наименований.

Публикации. Содержание диссертации изложено в 70 печатных работах, включающих одно авторское свидетельство и 3 патента РФ

Апробация работы. По материалам диссертации сделано 58 докладов Результаты работы были представлены на 1-ом (1979, Москва) и 3-ем (1984, Москва) Советско-Японском семинаре по коррозии и защите металлов; Симпозиумах и 4-ой Международной научно-технической конференции специалистов стран - членов СЭВ- по проблеме «Разработка мер зашиты металлов от коррозии» (1980, НКС № И, Прага), (1987, ИКС № 14, Дрезден), (1985, конференция, Варна); 1-ом международном симпозиуме по коррозии и противокоррозионной защите в условиях тропикализации (1990, Гавана); 10-м международном конгрессе по коррозии металлов (1987, Мадрас); Международных конгрессах «Защита-92» (1992, Москва), «Защша-95» (1995, Москва). «Зашита-98» (1998, Москва); 7-й Международном Фрумкинском симпозиум «Фундаментальная электрохимия и электрохимическая технология» (2000, Москва); Международной школе повышения квалификации "Инженерно-химическая наука для передовых технологий", 5-ая сессия (1999, Москва); 7-'ой Всесоюзной конференции по электрохимии (1988, Черновцы); 1-ой (1979, Львов) и 5-ой (1989, Львов) Республиканских (УССР) конференциях по коррозии и противокоррозионной зайдите; 1-ой республиканской (Грузинская ССР) школе-семинаре «Организация учета потери от коррозии и затрат на противокоррозионную защиту» (1985, Кутаиси); Чтениях памяти Я.М. Коло-тыркина, 3-я сессия (2000, Москва); Всероссийской конференции по коррозии и электрохимии - Мемориал Я.М. Колотыркина, 4-я сессия (2003, Москва); научно-технической конференции «Новые кислотостойкие стали» (1983, Тбилиси); Международной научно-технической конференции «Электрохимическая зашита и коррозионный контроль (2001, Северодопеик, Украина); Международном научно-техническом семинаре «Проблемы антикоррозионной защиты магистральных трубопроводов и резервуаров» (2001, Киев); научно-техническом семинаре «Состояние и перспективы развития производства и потребления многослойной биметаллической продукции» (1998, Москва); сессии научного Совета РАН по электрохимии (1995, Москва), Всссо-

юзном научно-техническом семинаре «Повышение эффективности антикоррозионной защиты» (1986, Пермь); Научно-технической конференции «новые материалы и технологии защиты от коррозии» (2002, Ст-Петербург); Международной научно-технической конференции «Антикор-Гальваносервис» (2003, Москва); 1-ой (1980, Москва), 2-ой (1983, Москва) и 3-ей (1986, Москва) Всероссийской конференции молодых ученых по проблемам физической химии; конференции молодых ученых химического факультета МГУ (1983, Москва); Всероссийской научно-технической конференции по коррозии металлов (1999, Тамбов); 10-ой межрегиональной научно-технической конференции по проблемам химии и химической технологии (2003, Тамбов); 1-ой Всероссийской конференции «ФАГРАН-2002» (Воронеж, 2002); Ежегодных научных конференциях НИФХИ им. Л.Я. Карпова (1980, 1997, 1998, 1999, 2000, 2001,2002, 2003, Москва).

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обосновывается актуальность темы диссертации, формулируется цель исследования, отмечается научная новизна и практическая значимость результатов, приводятся положения, выносимые на защиту.

Глава Т. Коррозионно-электрохпмическое поведение железа и влияние на него малых добавок примесных элементов Приведена ретроспектива (от конца 40-х начала 50-х годов до наших дней) развития представлений о механизме активного растворения и пассивации железа. Хорошее согласие результатов, полученных различными авторами при исследовании коррозионно-электрохимических характеристик пас-сивируемости в кислых средах, свидетельствует о том, что в сильно агрессивных кислых средах химическая и фазовая чистота железа не оказывают влияния на его иассивируемость, которая полностью определяются основной химической и фазовой составляющей - железом в форме феррита. С ростом кислотности и концентрации сульфата в растворе происходит снижении пас-

сивационной способности железа, причем боле более существенном во втором случае

Использование метода снятия кривых спада тока после выхода в кислый сульфатный раствор свежеобразованной поверхности (СОП) железа позволило получить дополнительные сведения о начальных моментах его пассивации, которые характеризуются протеканием нескольких быстро сменяющих друг друга процессов адсорбционного взаимодействия металла с водой и другими компонентами раствора. В течение нескольких первых миллисекунд протекает пассивация, связанная с накоплением на поверхности электрода хемосорбированных молекул воды в виде поверхностных комплексов с переносом заряда (ГТКПЗ). Затем происходит трансформация ПКПЗ в адсорбированные ОН-группы. При экспозиции железа в растворе в течение сотен миллисекунд его первичная пассивация обусловлена накоплением на поверхности адсорбированных атомов водорода, конкурирующих с молекулами во-"ды за адсорбционные центры.

В нейтральных (рН 7,5) и слабощелочных (рН 8,5) деаэрированных азотом боратных буферных растворах, содержащих 0,015-0,004 М №С1 (40°С) пассивируемость и питтингостойкость железа определяется выделяющимися в его структуре карбидной и сульфидной фазами (рис. 1). Железо, содержащее карбидную фазу, активно при даже в бесхлоридпом растворе. Добавление хлорида понижает потенциал свободной коррозии (Вкор) (рис. 1в, кр.З), расширяя область активного растворения, практически без изменений критического потенциала (Егис) и критического гока (¡пл) пассивации. Даже выделение ничтожного количества карбидной фазы в структуре железа (как это характерно для железа-"Хильгер") столь сильно снижает его способность к самопассивированию, что оно становится невозможным в условиях, при которых чистое железо устойчиво сохраняет пассивность.

Выделяясь в структуре, сульфидные включения, относительно близкие к железу по своим физическим свойствам, не вызывают столь значительных изменений энергетического состояния его контактной поверхности, как гораздо более твердый и имеющий ромбическую кристаллическую решетку цементит. Поэтому склонность железа к

Рис 1 Анодные потенциодинамические поляризационные кривые железа-"Хильгер" (1,Г) и плавок желета с чисто оксидными (2,2',2"), сульфидными (4,3') и карбидными (4,4') включениями в деаэрированных теплых (40 С) боратных буферных растворах с добавками хлорида рН- а - 7,5; б-г - 8,5. [СП моль/л. а,б - 0,003, в, 1. 2,4 - 0,003, 2", 4' - 0,004.

самопассивации в большей степени изменяется при выделении в его структуре карбидной, чем сульфидной фазы.

В условиях повышенной агрессивности среды понижение чистоты железа, приводящее к выделению в его структуре избыточных фаз и неметаллических включений не влияет на его склонность к пассивации. В менее жестких условиях, напротив, пассивационная способность железа

определяется именно его чистотой и свойствами выделяющихся фаз. В близких к нейтральным слабо концентрированных хлоридных средах наиболее сильно препятствуют пассивации фазовые выделения, вызывающие наиболее значительное изменение энергетического состояния корродирующей поверхности.

В 0,003 М растворе ЫаС1 (рН 8,5; 20-40°Г) чистое железо пассивно (рис.1б, кривая 2) вплоть до потенциала перепассивации. Поляризационная кривая существенно изменяется при повышении концентрации №С1 до 0,004 М (рис. 1 в, кривая 2"). Пассивная область резко сужается, гак как при потенциале +0,55 возникают питтинги, репассивирующиеся при -0,3 В.

Если железо содержит сульфидные включения, то при введении хлорида слабощелочной боратный раствор нарушение пассивною состояния выглядит несколько иначе. Для локальной анодной активации достаточно уже 0,015 М ЫаС1. С увеличением концентрации хлорида до 0,003 М эта актива-"ция существенно облегчается: потенциал питтингообразования (Епо) понижается на 400 мВ, репассивация несколько затрудняется, но ее потенциал (Ерп) понижается не более чем на 100 мВ. При концентрации хлорида 0,004 М Ек0р резко понижается в связи с появлением области активного растворения. Одновременно еще более облетается локальная анодная активация поверхности в пассивной области и затрудняется репассивация анодно активированных участков: Ерп понижается на 350 мВ.

Таким образом, выделяющиеся в структуре железа сульфидные неметаллические включения существенно облегчают локальную анодную активацию его поверхности. Одновременно с достижением условий общей активации поверхности резко затрудняется репассивация локально активированных участков.

Склонность железа, содержащего карбидную фазу, к локальной анодной активации возникает, начиная с 0,003 М ЫаС!. С увеличением концентрации хлорида до 0,004 М Епп и Ерп понижаются соответственно на

-450 -250 мВ. Таким образом, выделение карбидной фазы несколько облегчает локальную активацию железа и затрудняет репассивацию. Однако это влияние существенно ниже, чем ее влияние на способность железа к самопассивации.

Описанные различия во влиянии разных избыточных фаз в структуре железа на его способность к пассивированию из активного или локально активированного состояния следует рассматривать, учитывая как изменения, производимые выделившейся фазой в самом металле, так и возможные изменения состава электролита на границе с растворяющимся металлом.

Выделяясь в структуре железа, сульфидные включения не вызывают столь значительных изменений энергетического состояния его поверхности, как гораздо более твердый цементит. Поэтому склонность железа к самопассивации в большей степени изменяется при выделении в его структуре карбидной, чем сульфидной фазы

С другой стороны при активном или локально активированном растворении металла в электролит могут интенсивно переходить и некоторые его примесные компоненты. Единственный компонент, переходящий в раствор при растворении чистого железа или железа с карбидной фазой, - это само железо, но при растворении железа, загрязненного сульфидом, наряду с ним в раствор переходят продукты растворения сульфидных включений - сульфид- или гидросульфид-ионы -известные стимуляторы растворения. Их концентрация вблизи поверхности растворяющегося металла будет существенно выше в случае локальной активации в связи с более высокой локальной Скоростью растворения и осложнением диффузионного отвода продуктов растворения из углублений, образующихся на поверхности металла по границе металл/включение. Поэтому отрицательное влияние сульфидной фазы на пассивируемость, проявляющееся в основном через изменения состава электролита в приэлектродном слое, будет существенно выше при репассивации анодно

активированных участках поверхности, чем на поверхности, находящейся в классическом активном состоянии. Обнаруженные закономерности имеют важное значение для общей теории перехода железа и его сплавов в пассивное состояние при различных типах предшествующей активации.

Глава II. Коррозионно-электрохимическое поведение углеродистых и низколегированных сталей

До настоящего времени принято оценивать эксплуатационные свойства (в том числе и коррозионную стойкость) углеродистых и низколегированных сталей на основании данных об их общем химическом составе, структурных особенностях (размерах зерен, плотности неметаллических включений и др.) и механических свойствах. Для указанных характеристик предусмотрены стандартизованные значения или системы балльных оценок. Однако нередко преждевременные коррозионные отказы оборудования происходят и в том случае, когда указанные характеристики сталей соответствуют требованиям стандартов, а общие коррозионные потри массы, поделенные на всю экспонируемую поверхность (и ошибочно принимаемые за скорость равномерной коррозии) низки.

Хотя и признано, что химический состав углеродистых и низколегированных сталей практически не влияет на скорость их коррозии в нейтральных средах, однако эксплуатационные данные свидетельствуют об обратном. Многочисленные примеры эксплуатации трубопроводов различных назначений (водоводов, трубопроводов теплосетей, промысловых нефтегазопроводов) не, защищенных с внешней стороны, свидетельствуют о том, что досрочный их выход из строя, как правило, обусловлен коррозией внутренней поверхности, контактирующей с агрессивными средами различных параметров. Время до выхода из строя труб, изготовленных из одной марки стали и эксплуатирующихся в одинаковых условиях, может различаться в 5-20 раз. Наиболее опасными коррозионными повреждениями оборудования из углеродистых и низколегированных сталей оказываются локальные - питтинги,

язвы и коррозионно-механические виды разрушения. В отдельных случаях они развиваются столь быстро, что первые порывы происходят уже через 6-8 месяцев после ввода нового трубопровода в эксплуатацию.

Анализ возможных причин подобных известных отказов оборудования из углеродистых и низколегированных сталей приводит к выводу, что наиболее вероятной причиной нередко наблюдаемого отклонения коррозионного поведения сталей от теоретически ожидаемого связано с обычно не учитываемым их структурно-фазовым составом. Такой состав может меняться в широких пределах как в процессе производства стали, так и при изготовлении из нее оборудования.

Согласно результатам длительных (90 сут) коррозионных испытаний в растворе состава: 0,17 моль/ л №С1 + 0,13 мол/л КС! +0,8 ммоль/л №2804 + 8 ммоль/л ЫаНСОз (рН 8,5+0,1), имитирующем умеренно агрессивные пластовые воды нефтяного месторождения, тип коррозионного процесса и скорость общей коррозии железа, углеродистых и низколегированных трубных сталей определяется их структурно-фазовым составом и наличием и составом коррозионно активных неметаллических включений (КАНВ) (табл. 1). Однако традиционно используемые в коррозионно-электрохимических исследованиях потенциодинамические и гальваностатические испытания не позволяют выявить наблюдаемую на практике и в ходе длительных коррозионных испытаний различную коррозионную стойкость углеродистых и низколегированных сталей различного структурного и структурно-фазового состава.

Энергодисперсионные исследования сталей, вышедших из строя за известное время, показали, что наименьший срок эксплуатации характерен для металла, в структуре которого обнаружены кальцийсодержащие сульфиды и алюминаты (рис. 2). Несколько менее опасными, но все же существенно снижающими стойкость сталей против локальной коррозии, оказываются сульфиды марганца, еще менее опасны оксиды кремния и наиболее высокой оказывается коррозионная стойкость сталей, чистых по указанным неметал-

лическим включениям (НВ). На основании полученных результатов была разработана шкала относительной коррозионной стойкости углеродистых и низколегированных сталей (табл.2). Однако примененный метод слишком сложен для широкого использования.

Таблица 1

Характеристики коррозионного процесса железа и сталей в модельной

пластовой воде

N п/п Материал Тип КАИВ Структурно-фазовый Результаты коррозионных испытаний

сос!ав стали К-ЫЮт г/м сут Характеристики растворения

1 Ре Н/о Ф 0,75 РР

2 Мп8 Ф 1,45 ПК

3 Н/о Ф+Ие*' 1,08 РР

4 Н/о ф+гу 2,44 РР

5 И/о Ф+Пп1 1,91 СИР крупнофрагментарное

6 Н/о Ф1П,,2 2,00 СИР среднефрагмен-тарное

7 Сталь 20 Н/о Ф+Б, 1,86 СИР мелкофрагментарное

В Н/о Ф+Б 1,90 Питтинги на фоне СИР мелкофрагментарного

9 МпБ Ф+ПС(|> 1,63 Питтинги на фоне РР

10 (Са,М&Мп)8 Ф+ги 2,44 ПК

11 17Г1С МпБ Н/и 1,80 ПК

12 (Са.М&Мп^ Н/и 2,45 ПК

РР - равномерное растворение; СИР - структурно-избирательное растворение; ПК - питтинговая коррозия; Пц, - сферический перлит; П„ - пластинчатый перлит; Б, - бейнит закалки; Б - бейнит отпуска; н/о - не обнаружено; н/и - не исследовали. Индексами обозначены различные плавки стали 20 с одинаковым структурно-фазовым составом.

Для решения подобных задач в металлографической практике используют травление поверхности металла растворами специальных составов, дей-

ствующими на определенный вид фазовых составляющих. Приложение метода химического травления к определению относительной коррозионной стойкост и углеродистых с шлей в первую очередь требовало подбора состава раствора и условий испытаний. Были подобраны водные растворы, позволяющие определять наличие в структуре ста- Рис- 2. Энергодисперсионный спектр (а) и внешний вид (б) сульфида кальция в стали 17Г1С.

лей сульфидов и алюминатов

кальция, и разработан регламент проведения испытаний.

Таблица 2

Восьмибалльная шкала относительной коррозионной стойкости

Мд

. т 5 Ге

I «а + +

I .

11ТП111111111||111|11ГГ|1111||||||||11|1П

г[|(||[|1И|1111|1111|1111|11И|Г||||ПП|! 8.1 10.3

Наличие неравномерного растравливания Наличие очаюв локальной корро-тк Центры очагов локальной коррозии Группа стойкости стали Валл стойкости

0 Обозначение

Нет нет — I Высокостойкая 7

есть нет — II Стойкая 6

нет есть 8Ю2 III Среднестойкая 5

нет есть Мпв III Среднестойкая 4

нет есть (Са,Мп)8 III Среднестойкая 3

есть есгь Мп8 IV Пониженностойкая 2

есть есть (Са,!^, Мп)8, алюминаты Са IV Пониженностойкая 1

не существенно пе существенно не существенно V Малостойкая 0

В металле присутствуют дефекты структуры типа микропор или микротрещин

Исследование обработанной поверхности при помощи оптического микроскопа (х200) позволяет выявлять наличие и подсчитывать плотность КАНВ, находящуюся в прямом соответствии со скоростью коррозии сталей. Метод запатентован и используется на металлургических предприятиях России для контроля коррозионной стойкости производимой металлопродукции.

Однако рассмотренный метод неприменим в том случае, если различная коррозионная стойкость сталей обусловлена не наличием в ее структуре КАНВ, а модификацией перлитной структурно-фазовой составляющей металла в процессе металлургических переделов. Было необходимо разработать электрохимический метод, работающий и в рассматриваемом случае.

Поставив задачу разработки нового электрохимического метода необходимо было, прежде всего, тщательно сопоставить условия реальной эксплуатации металла с условиями его лабораторных исследований и выделить ту группу реальной действующих факторов, которые в традиционных методиках не воспроизводятся. Очевидно, что в стандартных методиках никак не учтены суточные (и более медленные), технологические и погодно-климатические, часто независимые друг от друга колебания температуры, скорости потока, степени аэрации или деаэрации продукта, его солесодержа-ния и т.п. Под их действием и Етр, и характеристические потенциалы пассивности или питтинга могут, в зависимости от сочетания факторов, дрейфовать как в одном, так и в противоположных направлениях. В результате разность между потенциалом свободной коррозии и любым из характерист иче-ских потенциалов должны изменяться в режиме сложных знакопеременных биений. Следовательно, в реальном процессе перехода типа активность о пассивность, или пассивность <=> питгинг - которые в стандартных методиках проходятся в одном (гальваностатический вариант) или в обоих направлениях (потенциодинамический цикл), но в любом случае однократно, - в действительности могут ежедневно совершаться в любой точке поверхности множество раз.

Это означает, что коррозия в подобных системах должна моделироваться не как стационарный, а, напротив, как перманентно нестационарный процесс, в котором состояние поверхности все время либо отстает, либо опережает стационарное состояние, соответствующее мгновенному действующему потенциалу свободной коррозии.

Бхли анализ верен, то для устранения главного несоответствия между состоянием металла в практике его эксплуатации и в лабораторных исследованиях нет надобности моделировать все случайные колебания внешних условий, которые порождают реальную нестационарность состояния корродирующей поверхности металла. Достаточно электрохимически моделировать конечный итог, т.е. сами переходные состояния поверхности, а это проще всего сделать, применив режим циклической вольтамперометрии, т.е. непрерывного повторения следующих друг за другом циклов быстрой потенцио-динамической поляризации с постоянным греугольным профилем заданного изменения потенциала.

Был опробован режим быстрых (5 мВ/с) вольтамперных кривых. Непосредственно перед записью кривых образцы подвергали специальной электрохимической обработке, заключающейся в потенциостатических выдержках при различных последовательно задаваемых потенциалах с целью формирования на поверхности сгали стабильных очагов локальной коррозии. После этого потенциал скачкообразно изменяли до -50 мВ и сразу же задавали его циклическое изменение от -50 до (-450 мВ и обратно с одновременной регистрацией вольтамперных кривых. Циклирование прекращали, когда форма кривой переставала зависеть от номера цикла. Как правило, это происходило после 20-25 циклов поляризации. Затем для всех исследованных сталей анализировали зависимость максимального тока, достигаемого в каждом цикле поляризации (1тах), сн номера цикла и (для установившегося режима циклической поляризации) - наклоны ток-время на возвратной ветви вольтамперной кривой.

0.25

0 50

со 1-ц

На рис. 3 приведены схематические вольтамперные кривые первого, промежуточного и установившегося (последнего) циклов поляризации стали 20 повышенной (а) и пониженной (б) коррозионной стойкости. Как видно, параметры вольтам-перных кривых первого цикла поляризации (плотность тока пассивной области, потенциал пробоя пассивной пленки Епо, 1пвх) Для этих двух плавок различны. С увеличением числа циклов поляриза-'ции волътамперограммы обеих сталей спрямляются, однако сильнее всего различаются именно установившиеся вольтампе-рограммы. На одной из плавок многократное циклирование потенциала

0 25 -

0.50^

/, мА

Рис. 3. Вольт амперограммы (5 мВ/с) плавок стали 20, полученные при комнатной температуре в деаэрированном щелочном растворе 3 ммоль/л ЫаС'1. 1-3 -высокостойкая сталь, 1 '-3' - малостойкая сталь; 1,1' - первый цикл поляризации; 2,2' -промежуточный цикл поляризапии; 3',3' - С1ацио-нарный цикл поляризации

приводит к полному залечиванию исходных очагов локальной коррозии и восстановлению практически идеальной поляризуемости электрода в последующих вольтамперограммах, то есть к стабилизации пассивного состояния. На второй стабилизация процесса сводится к постоянству роста питтинга.

Стационарные вольтамперо- ^ д граммы плавок стали 20 различного структурно-фазового состава располагаются в определенном ряду, то есть различаются уровнем, на котором стабилизируется скорость роста питтингов (рис. 4). Если принять, что стойкость сталей против локальной коррозии (при одинаковой склонности к репассивации) прямо пропорциональна току растворения очагов локальной коррозии, а он, в свою

очередь, - величине (Т^), то, соглас- Рис- 4- Зависимость максимального тока

цикла (1тах) от номера цикла (п) Структура но данным рис. 4, исследованные ста- стали (нумерация по табл. 1): 1 - Ф + 1Тсф

(№3); 2 - Ф + П„' (№5); 3 - Ф+ П„2 (№6); 4 -ли образуют следующий ряд повы- ф ^ (№7); 5 - Ф + Б (№8)

шения стойкости (нумерация по табл.

П:

№3 (Ф+П1.(|,)>№4 (Ф+П„2)>№6 (Ф+Б)>№5 (Ф+Бэ)>№3 (Ф+П,,1).

Полученный ряд совпадает со сведениями о коррозионной стойкости стали 20 различного структурно-фазового состава в условиях эксплуатации. Некоторое расхождение с результатами табл. 1 объясняются тем, что в таблице приведена скорость общей коррозии, тогда как причиной выхода из строя оборудования является локальная коррозия. С привлечением сведений о структурно-фазовом составе исследуемых плавок стали 20, а также результатов электронномикроскопического исследования состояния поверхности образцов после длительных коррозионных испытаний полученные закономерности были объяснены с учетом морфологических особенностей структуры металла.

То, что наивысшую стойкость сталь 20 имеет при выделении в ее структуре ПС()1 можно объяснить наименьшей напряженностью ее структуры, связанной с минимизацией протяженности межфазных границ (Ф/П,ф) и наиболее полной релаксацией напряжений, возникающих в стали в процессе ее производства и переделов. Поскольку размеры и количество глобулярных колоний перлита зависят от термической обработки стали, можно предположить, что и коррозионная стойкость сталей с рассматриваемой структурой (Ф+Псф) может различаться и быть наибольшей при максимально возможном размере глобул ПСф, однако такая структура не обеспечит оптимальных механических свойств стали. Поэтому при выборе режима термической обработки необходимо стремиться к получению структуры, наиболее благоприятно сочетающей механические и коррозионные свойства металла.

Стали, содержащие фазу Пп, могут очень сильно различаться по своим свойствам, поскольку количество и дисперсность самой фазы (колонии перлита) зависят от режима термической обработки, провоцирующей ее выделение. При общем неизменном отношении толщин ферритной и цементигной пластинчатых фаз (7-8): 1, сама толщина пластин может меняться в зависимости от условий термической обработки в ~10 раз, причем чем тоньше пластины, тем более они искривлены. Таким образом, энергетическая неоднородность (напряженность) структуры тем выше, чем больше в ней мелкодисперсных колоний перлита.

В нейтральных средах феррит растворяется на 1-2 порядка величины быстрее, чем цементит. С усилением же кислотности раствора скорость растворения феррита возрастает еще на несколько порядков величины, а скорость растворения цементита если и изменяется, то не более, чем в 10 раз Поэтому при коррозии в нейтральном растворе локальная среда в микрозазоре, оставленном растворяющейся ферригной пластиной, подкисляется, скорость растворения феррита еще более возрастает. Чем тоньше пластины в перлитной колонии, тем быстрее закисляется среда в первых образовавшихся

зазорах и тем выше скорость дальнейшего растворения ферритных пластин. Скорость же растворения феррита матрицы металла при этом будет оставаться неизменной. В том случае, если перлитные колонии образуют непрерывную сетку, их преимущественное растворение будет приводить к ослаблению связи между зернами ферритной матрицы и их механическому выкрашиванию. Последнее будет способствовать возникновению изъязвления поверхности металла. Поэтому опасность растворения выделившихся в стали колоний П„ зависит от условий термической обработки, при которой они образовались.

При определенных условиях в стали происходит бейнитное превращение, промежуточное между перлитным и мартенситным. В результате в ее структуре образуется, в зависимости от термических условий либо перистый бсйнит (Б3) либо игольчатый бейнит отпуска (Б). Б, содержит наряду с ферритом и цементитом некоторое количество мартенсита и вызывает пластическую деформацию металла, окружающего колонию Б3, и тем увеличивает егт энергетическую неоднородность. Коррозия стали с выделениями Б3 подобна описанной для стали, содержащей тонкодисперсный П„.

Игольчатый Б вызывает меньшую деформацию, чем Б1 или тонкодисперсный П„, хотя и большую, чем ПСф. Кроме того, игольчатая форма ферритной фазы не оставляет при вытравливании коррозионно опасных щелей, поэтому коррозионная стойкость стали, содержащей выделения Б в структуре, должна быть выше, чем у стали с выделениями Б3 или тонкодисперсного Пп. Однако с учетом упомянутой напряженности сталь с выделениями Б должна занимать промежуточное положение между сталями, в структуре которых присутствуют ПСф или Б3.

Явления, наблюдаемые при циклической вольтамперометрии сталей, можно объяснить следующим образом. Первоначальный рост Ттах стали со структурой П+ПСф, вероятно, связан с тем, что в начальных циклах поляризации происходит увеличением числа и размера очагов локальной коррозии

сверх предварительно сформированных и располагающихся на границе раздела Ф/ПСф. Это выражается в росте Гта)1. Спустя некоторое время на указанной межфазной границе образуется непрерывная канавка, содержащая раствор, немного подкисленный, по сравнению с объемным. По мере углубления канавки ПСф теряет связь с металлической матрицей и выкрашивается, а слегка подкисленный раствор перемешивается с объемным и, пассивируя эгот локальный очаг, ведет, таким образом, к завершению общей пассивации металла, и, соответственно, резкому снижению 1тах.

Циклическая поляризация сталей с включениями фаз П„, Б, и Б проводит к растворению не только межфазных границ, но и ферритной составляющей самих фаз. Скорость второго процесса, зависящая от типа фазы, ее дисперсности и общего содержания в металле (то есть от условий термической обработки стали), и определяет наклон стационарной вольтамперограм-мы.

Глава III. Коррозионно-электрохимическое поведение двойных сплавов на основе железа Хром является основным химическим элементом, вводимым в железо для придания ему нержавеющих свойств. Имея ОЦК решетку с параметрами, близкими к таковым для ОЦК модификации железа, при температурах, близких к температуре затвердевания, хром образует с железом непрерывный ряд твердых растворов.

Потенциостатические исследования, в которых анодную поляризацию сплавов Ре-(0-100)%Сг (содержание серы и марганца в сплавах не превышало соответственно 0,005 и 0,07%) с шагом 10 мВ проводили от Екор, установившегося после предварительной катодной обработки (¡=5 10-3 А/см3, 3 мин), показали, что при растворении в сернокислых растворах различной кислотности (рН 0,5-1,8) и концентрации (0,1-1,0 М) введение в железо 2,4 % Сг практически не влияет на величину Епас. Увеличение содержания хрома до 5,2 % приводит к разблагороживанию Епас на ~ 450 мВ. Дальнейший рост

п т о,

а

ы Ш

100

концентрации хрома до 8,65 % приводит к смещению Епас еще на 240-260 мВ в отрицательном направлении. С ростом содержания хрома от Ю до ~27 % Екр разблагороживается на ~ 120 мВ. С изменением содержания хрома от 27 до 60 % величина разблагороживания составляет ~80 мВ, а с ростом содержания хрома в интервале 60-100% Епас разблагороживается еще на ~ 30 мВ (рис. 5а).

Таким образом, наиболее существенное (на 500 или более мВ) разблагорожива-ние Елас сплавов Ре-Сг, полученных методом электрошлакового переплава, соответствует росту Со от 2,5 до 8,65 %. Чем выше содержание хрома в сплаве, тем менее существенным оказывается раз-благороживание Епас с его изменением.

Закономерности влияния содержания Сг в(Ссг) сплавах на величину ¡пас одинаковы во всех исследованных сульфатных средах

40 60 Сс,%

1

о а и

Й-

-3

-4

20

40 о60 Сел %

80

100

Рис. 5. . Зависимость критического потенциала (а) и тока (б) тока пассивации от содержания хрома в сплавах железо-хром. 1 - 0,1 н. Н2504, 2 - 0,1 н ГГ2Я04 + 0,9 н.Ыа2804; 3-1,0 н.Н2804.

(рис. 56). С ростом содержания Сг от 0 до 8,65 % происходит резкий спад /]]ас, затем следует его незначительное изменение при переходе к сплаву, содержащему 10 % Сг. В области 10-22 % Сг ¡па(. практически не зависит от концентрации в сплавах Сг. Увеличение содержания Сг от 22 до 27 % приводит к снижению ¡„ас более чем на порядок величины. В менее кислых растворах сплавы с большим содержанием Сг самопассивируются. В 1,0 н. растворе росту содержания Сг в интервале 27-60 % соответствует рост (пас, за которым следует его повторное небольшое снижение при переходе к чистому Сг.

Полученные результаты несколько расходятся с литературными данными, согласно которым наиболее существенное улучшение пассивируемо-сти происходит при достижении концентрации хрома 12-13 %, Для разрешения выявленной несогласованности результатов, полученных различными авторами, были исследованы закономерности начальных стадий пассивации сплавов. При проведении исследований использовали четырехэлектродную импульсную электрохимическую ячейку со вторым электродом сравнения, выполненным из П-сетки и помещенным непосредственно в пространство рабочего электрода.

Исследования проводили следующим образом. Сразу по окончании катодного восстановления потенциал рабочего электрода скачкообразно смещали до значения, на 100 мВ отрицательнее определенного ранее потен-циостатически Епас, и далее опять скачкообразно - на ЕП!К,. От этого потенциала со скоростью развертки 0,2 мВ/с снимали участок анодной поляризационной кривой длиной 50-150 мВ, регистрируя ток через каждьте 5 мВ. Полученная поляризационная кривая соответствовала области активного растворения с характерным перегибом при некотором потенциале Е], положи-тельнее Епяс.

В следующих экспериментах проводили описанную процедуру (до снятия поляризационной кривой), используя вместо Е!ИС потенциал Е2=Е|+ п(5 мВ) (п=0-20). При потенциале Е? осуществляли потенииостатическую вы-

0,004 0,00

И 1 ■ I

~тг

' ■ '

10 15

20 25 30 1С

20

о

5 10

держку электрода, регистрируя кривые спада тока во времени - зависимости ¡(0, где 1 - ток, I - время. Время

регистрации кривых составляло 1Д1стг пм 0) (с

100-3000 мс, частота съема дан- о ого ных - 100-30000 мкс. отер

При проведении испытаний 0012^ использовали компьютеризиро- 0(108 ванный потенциостатический комплекс на базе серийного по-тенциостата ПИ-50.1 с программатором ПР-8. Для регистрации тока персональный компьютер (не хуже Репиит-Т), совмещенный с потенциостатом, оснащали анало-гово-цифровым преобразователем Ь-153 или Ь-154, позволяющим отслеживать быстрые электрохимические процессы. Из экспериментальных зависимостей определяли первичный критический потенциал пассивации Екримп. За Р-кр"М1' принимали наиболее отрицательный потенциал, при котором на ¡(1) кривых наблюдается устойчивый спад тока (рис. 6а).

Математическая обработка импульсных кривых, снятых за

0,1 с на сплавах Ре-(10-100)%Сг показала, что экспериментальные /У?)-кривые адекватно описываются эмпирическим уравнением

20 40

80 100 ССг,%

50

40

о 30 5

,"20

10 о -10

20

80 100

40 60

ССг,%

Рис 6 Кривые спада тока (а) и постоянные времени Т| (б) и (в) для сплава Яе-17,38% Сг в 1,0 н растворе Н2804.

Ш) = А0+ А,ехр(-^т,)+) + А2ехр(-//г2) (1)

Если предположить, что скорость растворения сплава, выраженная в единицах плотности тока, в первом приближении пропорциональна площади электрода, свободной от частиц - пассиваторов, занимающих долю электродной поверхности 02, то

/Г/ш-02), (2)

где ¡в - скорость растворения сплава с незапассивированной поверхностью

В области исследованных потенциалов и рН наиболее термодинамически вероятным пассиватором сплавов Ре-Сг является оксид хрома 00. На начальных стадиях пассивации, когда индивидуальной фазы оксида еще нет, можно говорить о СЮ не как об индивидуальном веществе, а как о кислороде, адсорбированном атомами Сг, на поверхности сплава (0)а,к Тогда можно записать следующую схему пассивационно-активационных состояний сплава вблизи Екр:

Сг+Н20оСг(0)а()5+2Н++2е (3.1)

Сг(Ои + 2Н+0 Сг2^ + Н20 (3.2)

В этой схеме предполагается также, что ионы Сг2+ не успевая перейти в объем раствора, находятся в переходном состоянии ад-ионов Сг2+а,к. Скорости изменения поверхностных концентраций основных участников реакций (3.1) и (3.2) определяются системой дифференциальных уравнений

а©, /А = а2н+©2к-, - ©,к|, (4.1)

<1©2/ск = ©|к] - а2и+©2к„|- а2н+02к2 - ©,к-2, (4.2)

с10_, /А = а2ц+©2к2 - 03к-2, (4.3)

в которых аи+ - активность ионов гидроксония в растворе, ©ь - поверхностная концентрация атомов Сг, равная в начальный момент времени С( „ а ©2 и ©з - соответственно степени покрытия поверхности электрода частицами (0)а<)5 и Сг2+,„1,; к|,к.ьк2,к2 - соответственно константы скоростей прямых и обратных реакций (3.1) и (3.2).

Если принять, что при достаточно малых длительностях процесса пассивации (О)а^ занимает только позиции, принадлежащие атомам Сг, то 0| = 1 -©2 и система уравнений (4) упрощается:

Из (5) с учетом (2) следует, что при принятых допущениях изменение тока в процессе пассивации должно описываться уравнением (1), в котором Ао, А|, А2, т, и х2 уже не подгоночные параметры, а функции ащ, Со, к(,к. 1,к2,к.2, определяемые граничными условиями: при 1=0, 02=О и 03=О. Поскольку экспериментальные /(^-кривые описываются аналогичным уравнением (1), можно заключить, что предполагаемая схема предпассивационного состояния (3) не лишена обоснованности.

Схема (3) предсказывает ускорение процесса пассивации сплава при понижении кислотности раствора. Действительно, эксперимент показал, что па сплаве Ре-10%Сг при переходе от 1,0 N раствора Н2504 (рН 0,48) к раствору 0,1 N Н2804+ 0,9 N Ыа2В04 (рН 1,81) постоянные времени Х\ и т2 уменьшаются в ~100 раз.

Схема (3) предсказывает ускорение пассивации сплава при повышении Со, что подтверждается экспериментально. С повышением Со постоянные времени т, и т2 сначала симбатно снижаются (рис. 6 б,в). Однако Т| и т2 после резкого снижения в области соответственно Со=8,65-12,8 % и ССг- 27% практически перестают изменят ься при дальнейшем увеличении Со

Как и пассивируемость, питтингостойкосгь сплавов Ре-Сг скачкообразно улучшается с увеличением содержания хрома при достижении его определенных критических значений. Введение хрома в сплавы приводит к улучшению всех основных характеристик пштингостойкости: снижению весовых потерь К, повышению потенциала питтингообразования Емо и росту базисов питтингостойкости (рис. 7).Для всех исследованных сплавов ДЕ,Ю=ЕШ-Екпр больше нуля. ДЕр,1=ЕрП-ЕКОр сначала при введении в железо до

<Ю2/Л = (1-02)к, - а2н+02к..г а2||е02к2 - 03к-2, <10з /ск = а2ц.©2к2 - ©зк-2.

(5.1)

(5.2)

5,7 %Сг снижается, в интервале 5,7%<ССг<12,8% практически равен нулю, при переходе к сплаву с Ссг=17,4% возрастает на -300 мВ; стабилизируется в области Ссг=12,8-26,28 %, и затем резко (на -1 В) возрастав I при переходе к сплаву, содержащему 27,75 % Сг. Аналогичный ход имеет и кривая зависимости ДЕП0 от Сс„ в целом располагающаяся в области более положительных потенциалов.

Приведенные результаты совокупно свидетельствуют, что в системе Ре-Сг существует несколько критических составов: -6, -11-13, -17 и -27 % Сг, из которых один, два или три могут разграничивать специфические области изменения той или иной коррозионно-электрохимической характеристики. Долгое время основное внимание уделялось попыткам объяснить так называемый «первый тамманов предел» - Сен»!2 %. Однако существование других критических значений Ссг=~6 % и ССг=27 % и их физический смысл до сих пор не обсуждались.

Можно предположить, что основной причиной существования критических концентраций хрома в сплавах Ре-Сг являются особенности их кристаллографического строения и принадлежность так называемым Зс1-металлам. Имея близкие атомные радиусы (Яге/Ксг~1 >01) Ре и Сг при температурах, близких к температуре солидус, образуют непрерывный ряд твердых растворов с ОЦК решеткой.

Известно, что ОЦК решетка идеально упакована, имеет координационное число 14 и характеризуется наличием только гетраэдрических пор (рис. 8). Если принять, что атомы в сплаве смешаны статистически равномерно, то при содержании в сплаве более 7 ат. % (-6,5 мае. %) Сг его атом будет входить в среднем в каждую координационную сферу, обеспечивая создание более сильной связи между всеми атомами сплава. Со1ласно приведенные данным при введении в сплав -6 % Сг характеристики его пассивируемоеги и питтингостойкости существенно улучшаются.

->о

При ССт=~11 % уже на каждую элементарную ячейку ОЦК решетки будет приходиться атом хрома, что должно способствовать еще большему усилению связи между а томами сплава и повышению коррозионной стойкости. Как упоминалось ранее, концен-

Рис. 8. Координационный многогранник ОЦК решетки

фация ССг=12-13 % известна как тамманов

предел, при котором сплавы Ре-Сг приобретают свойства нержавеющих

Следующая критическая концентрация - это Сс,"17 %. Координационный многогранник ОЦК решетки состой I из 24-х плотно упакованных тетраэдров, восемь из 14 вершин которых должны быть общими вершинами шести соседних 1раней, а 6 - четырех граней. Однако в структуре все же можно выделить квазиромбоэдрические поры, составляющими которых являются центральные атомы, расположенные в соседних элементарных ячейках, и аз омы, расположенные на разделяющей их грани куба. Такие квазипоры имеют 6 вершин, и для того, чтобы хоть в одном из узлов каждого тетраэдра находился атом Сг, его концентрация в сплаве должна составлять 16,7 ат. % или -17,5 масс. %. Таким образом, рассматриваемая граничная концентрация хрома обусловлена вхождением хрома в каждый тетраэдр структуры.

При Ссг=27 % сумма э ЬсЗ электронов, приходящихся на 1 атом сплава Ре-Сг становится равной 7,46, что предполагает возможность выделения а-фазы (для среднего состава о-фаз ч+с1=6,5-7). Вероятно, даже выше температуры ее выделения происходит упорядочивание твердого раствора по типу

ближнего порядка, приводящее к образованию сверхструктурных образований типа сеток Кагомэ, в которых более крупные атомы (в рассматриваемом случае немного крупнее агомы Ре) занимают позиции с большим координационным числом. Подобные состояния характеризуются максимумом плотности состояний на поверхности Ферми, что и должно обеспечивать повышение коррозионной стойкости.

Таким образом, резкие изменения коррозионно-электрохимических характеристик активного растворения, пассивируемости и питтингостойкости сплавов Ре-Сг происходит при достижении составов, соответствующих вхождению хрома в определенные структурные составляющие кристаллической решетки. Наиболее значительное повышение коррозионной стойкости должно происходить при образовании сверхструктурных соединений, что и наблюдается для сплавов с Ссг=27 %.

При анализе литературных данных о коррозионно-электрохимических свойствах сплавов системы Ре-№ и N¡-0 обнаружены критические составы, отвечающие изменению типа кристаллической решетки или образованию сверхструктурных соединений. Таким образом, тамманово объяснение скачкообразного изменения свойств сплавов системы Си-Аи, образованием сверхструктурных соединений при достижении критических составов сплавов, хотя и верно для двойных сплавов, но недостаточно для систем, компонентами которых являются Зс1-металлы Предложенное развитие теории позволяет прогнозировать коррозионно-электрохимические свойства двухком-понентных систем с учетом природы их компонентов.

Глава IV. Коррозионно-электрохимическое повеление тройных

сплавов на основе железа Как и Сг, является ферритообразующим элементом, что не предполагает изменения кристаллической решетки при легировании им сплавов Ре-Сг, Исследовали сплавы Ре -(8-13,5)%Сг-(0-2,7)%8ь Согласно результатам по-тенциодинамических испытаний в кислых сульфатных (рН 0,43-1,8, концен-

трация сульфат иона 0,1-1,0 н.) и нейгральных хлоридных (концентрация хлорид иона 0,003-0,3 М) растворах увеличение содержания одного из легирующих компонентов (Сг или 81) при постоянном уровне содержания второго приводит к улучшению характеристик пассивируемости (Екор, Епвс и ¡пас) и пипингостойкости (Епо, Ерг„ АЕП0, ДЕрп) вплоть до достижения определенного критического содержания, зависящего от уровня концентрации первого компонента. Дальнейшее увеличение содержания второго компонента практически не влияет на пассивируемость и питтингостойкость сплавов.

Таким образом, характеристики пассивируемости и пиггингостойкости зависят не о г содержания одного из легирующих компонентов сплава, а от их некоторой функции. Анализ возможных вариантов функций показал, что рассматриваемые характеристики зависят от суммы содержания в сплаве хрома и кремния. В качестве примера рис. 9 приведена зависимость ¡„ас от суммарного содержания хрома и кремния в сплавах (Ссг + С51). При увеличении Си + от ~8 до ~11 % наблюдается независимость ¡пас от Со+С<,„ затем следует его резкое снижение при возрастании Ссг+С$( до -12,5 % и дальнейший слабый монотонный спад при изменении Со+С?, до -15,5 %. Одинаковые величины характеристик характерны для сплавов, ССг (и, соответственно, СЧ|) которых различается на -2 %. Снижение содержания углерода практически не оказывает влияния на характеристики пассивируемости и пипингостойкости сплавов в рассмотренных условиях. Такие же закономерности характерны для начальных стадий пассивации сплавов, где Е^""", определенный по описанной в предыдущей главе методике, также зависит от Се, С^.

Анализ литературных данных показал, что и для сплавов системы Ре-Сг-Мо характеристики пассивируемости и пит-тингостойкости зависят от суммарного содержания в них хрома и молибдена. Пример для Епо, полученный по данным Лизловса и Бонда, приведен на рис.

-0.2

-0.1

_ 0

Ц 01

X

m 0,2

J 0,3

0,4

0,5

12

14

16

[Сг]+[Мо], %

18

20

Рис. Ю Зависимость En¡> от Ссг-*СМо в сплавах с уровнем ССгЧЗ % 1,0 н. NaCl Т, "С. I - 1,2 - 25; 3 -70.

2

и

3 -1.5

10. Критическими являются суммарные содержания Сг и Мо, равные для обнаруженных при исследовании сплавов Ре-Сг.

При объяснении влияния никеля на пассивируемость и питтингостойкость сплавов Ре-Сг-№ предполагается, что в трехкомпонентных сплавах никель замещает менее стойкий компонент исходной кристаллической решетки

-2,5

Ю

12

[Cr]+[S¡],%

14

16

Рис. 9. Зависимость inac от суммарного содержания Сг и Si в сплавах Растворы: 1 - 0,1 н H2S04, (рН 1,27); 2 - 0,1 н. H2S04+0,9 н Na2S04> (рН 1,80); 3 - 0,5 н. H2S04, (рН 0,80), 4 - 0,5 н H2S04+ 0,5 н Na2S04, (рН 0,89), 5-1,0 н. H2S04, (рН 0,40), 6 - Fe-Cr, 1,0 н H2S04.

сплава Ре-Сг - железо. Подтверждением этого служит то, что введение даже 1 % N1 в сплав, содержащий 17 % Сг и сохра-няющий ОЦК кристаллическую

решетку, повышает его питтингостойкость. Это не позволяет связать действие N1 со структурными изменениями в металле. Можно предположить, что в процессе растворения сплава его поверхность обогащается более стойкими атомами N1 и обедняется атомами Ре. При несомненном наличии пороговых концентраций в системе сплавов Ре-Ст-М объяснить их существование простыми структурными изменениями не удается.

Приведенные данные свидетельс!вуют о том, что характер влияния третьего легирующего компонента на коррозионно-электрохимические характеристики пассивируемое™ и пиггингостойкосги сплавов Ре-Сг зависит от его природы. В любом случае резкое изменение коррозионно-электрохимических характеристик пассивируемости и питтингостойкости происходит при изменении типа кристаллической решетки сплава. В том случае, если третий легирующий элемент подобно хрому является феррито-образующим и способен замещать его в структуре кристаллической решетки, существуют их критические суммарные концентрации, равные по величине одной из критических концентраций хрома в сплавах Ре-Сг.

Глава V. Коррозионно-электрохимическое поведение

многокомпонентных сплавов иа основе железа (нержавеющих сталей) Приведены результаты исследования пассивируемости и питтинго-стойкости сплавов Ре-17%Сг-14%№-(0-3)%Мо. Поскольку сплавы подобных составов чаще всего используются в галогенидных средах как материалы, обладающие повышенной питтишостойкостью, основное внимание уделено рассмотрению роли Мо в процессе питтинговой коррозии. Исследования проводили в хлоридных и бромидных средах концентрацией 0,1-4,5 М при температуре 7-90 °С. Характеристики питтингостойкости определяли в по-тешшоста! нческих и потенциодинамических условиях и с использованием модельного питтинга (МП) - полностью активированною в концентрированном I алидном растворе электрода.

На анодных поляризационных кривых МП в растворе 5 М1лС1 (рис. 11, кривые 1,2) четко выявляются достаточно протяженные тафелевы участки, ограниченные с одной стороны предельным током (на рис. 11 эта область не показана), а с другой - точками перегиба (потенциалами репассивации модельного питтинга Ерпм - пунктирные стрелки). Потенциалы Ерпм совпадают с Ерп локально активированных электродов в 5 М хлоридном растворе с рН 6 в интервале температуры 45 - 90 °С. При темперагуре, близкой к 0 °С, сравнение этих потенциалов (Ерп и Ер„м) невозможно, так как питтинг отсутствует вплоть до потенциала перепассивации, а при температуре, близкой к комнатной, несмотря на невысокий Е||0, не удается получить МП, т е. полностью активировать поверхность электрода площадью «7 мм2. Однако и указанное совпадение Ерп и Ерпм при температуре 45-90°С свидетельствует о правомерности применения МП для исследования питгинговой коррозии.

Тафелевы участки, подобные описанным, обнаружены на анодных поляризационных кривых МГ1 обеих исследованных сталей также в концентрированном нейтральном бромидном растворе.

С понижением температуры (от 90 °С) влияние Мо на Ерп в концентрированных галидных растворах усиливается, причем, в хлоридньгх больше, чем в бромидных. Так, при 90 °С эффект легирования стали 03Х17Н14 ~3 % Мо для хлоридных и бромидных растворов составляет соответственно 0 и 20

Е, В (и. в. з.)

Рис. 11. Тафелевы участки поляризационных кривых модельных питтингов (], 2) и активных электродов (Г, 2', 2") при 45 "С и СГ = 5 М. Стали ОЗХ17Н14МЗ (1,Г) и ОЗХ17Н15 (2,2',2"). рН' 1, 26, )', 2' - 0, 2" -1.3- поляризационная кривая Мо, рН - 6.

мВ, при 45 °С - 100 и 50 мВ, а при 20 °С - 120 и 50 мВ. При 20 °С в 1 М растворе NaCl введение ~3 % молибдена в сталь повышает Ерп не менее, чем на 400 мВ, в 1 М NaBr - примерно на 100 мВ.

Поскольку репассивации подвергается активированная поверхность металла в питтинге, повышение питтингостойкости стали молибденом обусловлено не только улучшением защитных свойств пассивирующей пленки, но и более высокой способностью активированной молибденсодержащей стали к репассивации. Последнее может быть связано с заметно меньшей скоростью растворения такой стали в активированном состоянии.

Долгое время оставался открытым вопрос о соответствии механизмов активного и локально активированного по типу питтинга растворения. Численные значения наклонов гафелевых участков поляризационных кривых активно растворяющегося металла и МП (табл.2), константы скоростей реакций (табл. 3) и кажущиеся энергии активации процессов, определенные в предположении справедливости уравнения Аррениуса (табл. 4), свидетельствуют о принципиальном различии механизмов двух рассматриваемых процессов.

Таблица V.2

Наклоны тафелевых участков анодных поляризационных кривых сталей Ьа

(мВ) в 5 М хлоридной и бромидной средах при температу

Тип растворения

Активное

(рН 0)*__

Пи гтинговое

(рН 6)*

Содержание Мо, мас.%

0,00

2,56

0,00

2,56

ре от 7 до 90°С

СГ

40

25

45

40 30

80

80

70-9(г

40

32

80

80

Вг'

42

226

45-90

40

18

80

80

* рН в объеме раствора

На основе сопоставления эффектов, возникающих при добавке в стали различных классов молибдена и молибдат-ионов в раствор (в последнем случае даже при максимально возможной концентрации молибдат ионов в га-лидном растворе повышение граничных потенциалов питтинговой коррозии существенно ниже, чем при легировании стали молибденом), сделано заклю-

чение, что основной причиной влияния Мо является повышение коррозионно стойкости металлической матрицы при замещении им хрома в кристаллической решетке Повышение устойчивости пассивирующей также имеет место и играет наиболее значительную роль в условиях ее возможного пробоя.

Таблица 3

Условные константы скорости растворения сталей К (А/м2) в 5 М

хлоридной и бромидной средах при температуре 7-90 °С

Тип растворения Содержание Мо, мас.% СТ Вг

т 45° 70" 90 7 г 45<г 70* 90°

Активное (РНО) 0,00 по 7500 1300 0 1700 0 0,09 0,15 1,7 4,7

2,56 18 46 460 460 0,003 0,008

Питтин- говое (рН6) 0,00 - 200 - 370 - 0,55 - 130

2,56 - 14 - 370 - 0,3 - И

Таблица 4

Кажущиеся энергии активации (кДж/моль) активного и питтингового

растворения сталей в 5 М хлоридных и бромидных средах в интервале _ Температур 45 - 90°С__

Тип растворения Содержание Мо, мас.% С1 Вг"

Активное (РНО) 0,00 19,1 59,0

2,56 57,5 0,0

Питтинговое (рН6) 0,00 10,5 122,0

2,56 62,0 1.6,0

Глава VI. Механизм влияния структуры и фазовых составляющих сплавов железа на их пассивируемость и питтингоетойкость. Практическое применение обнаруженных закономерностей

В структуре сталей могут образовываться неметаллические включения различных типов и химического состава, которые, способны существенно повлиять на характер и скорость коррозионного процесса на железе и сталях. В связи с этим в настоящей главе рассмотрены причины образования неме-

таллических включений, механизм их влияния на пассивируемость и локальную депассивацию сталей различных классов и положительный эффект, достигаемый при предотвращении их образования.

Сульфидные включения являются основным видом неметаллических включений (НВ) в сталях. На их долю в углеродистых и нержавеющих сталях приходится соответственно до 90 и 80 %. В углеродистых и низколегированных сталях сульфидная фаза может быть представлена сульфидами кальция Сай и марганца МпЯ. В нержавеющих сталях - Мп8. Несмотря па то, что в состав сульфидных включений в различных количествах могут входить и другие элементы, их коррозионная активность определяется именно сульфидной составляющей. При наличии в нержавеющих сталях определенного избытка титана вместо марганецсодержащих сульфидных включений образуются сульфиды на его основе.

Выделение сульфидов марганца в структуре металла происходит при достижении в нем критического произведения концентраций примесей серы и марганца Пкр =[8][[Мп], близкого к произведению растворимости сульфида марганца Ь[мП]|Ч]- Во множестве отечественных и зарубежных нержавеющих сталях различных классов и составов установлены величины Пкр весьма близкие друг к другу и практически не зависящие от способа определения (2,4-5,2)х10'3(%)2.

Включения сульфида марганца в структуре нержавеющих сталей отрицательно влияют, в первую очередь, на основные характеристики их пит-[ипнгостойкости - граничные по!енциалы и базисы пиггингостойкости, количество питтингов, и скорость растворения в них металла. Облегчение пит-тингообразования может быть обусловлено несколькими причинами.

Вследствие несколько более высокого, чем у стали, коэффициента термического расширения Мп8 в процессе охлаждения металла между включением и металлической матрицей возможно образование микрощелей, объем которых может достигать 1/40-1/90 объема самого сульфида. Защитные свой-

ства пассивирующей пленки над сульфидными включениями и границами мсталл-сульфид могут быть хуже, чем на матрице.

Облегчение депассивации стали вокруг включений сульфида и увеличение скорости растворения металла в полости питтинга объясняется образованием микрощели между металлом и включением при анодном окислении Мпй по реакции:

МпБ + 4Н20 = Мп2++ 8042" + 8Н+ + 8е И накоплением в этой полости с подкисленным раствором сероводорода (известного стимулятора коррозии стали), образующегося по реакции:

МпБ + 2 Н+ = Мп2+ + Н28 Часть сероводорода может также окисляться до серы: Н^ = Б + 2 11++ 2е

В зависимости от химического состава аустенитной нержавеющей стали увеличение скорости растворения металла в питтинге под действием продуктов растворения сульфидов марганца может составлять 1 -2 порядка величины. Затруднение процесса репассивации питтингов, вероятно, также объясняется существенным возрастанием агрессивности внутрипиттингового раствора.

Ухудшение характеристик пассивируемости питтингостойкости приводит к тому, что при прочих равных условиях нержавеющие стали с включениями сульфида марганца, не склонны к самопассивации и подвержены питтанговой коррозии в значительно менее агрессивных условиях, чем не содержащие их. Сравнение двух способов повышения пассивируемое™ и питтангостойкоста - дополнительного легирования и предотвращения образования Мп8, для трех систем сплавов (Ре-Сг, Ре-17%Сг-~№ Ре-17%Сг-14%№-Мо) представлено на рис. 12. Для каждой системы за единицу принято значение определенного параметра (критического тока пассивации в серной кислоте или средней скорости питтанговой коррозии в 10 % растворе РеСЬ 6Н20) наиболее низколегированного сплава обычной чистоты. За базо-

вые значения \тс (28; 25 и 7 А/дм2) и Кпк (60; 60 и 0,4 г/м2ч) приняты соответствующие величины для сталей -01X13, 03X18, 03Х17Н14, в которые затем вводили соответственно хром, никель и молибден.

Можно утверждать, что благоприятное влияние предотвращения образования Мп8 в металле с постоянным содержанием легирующих элементов должно быть наиболее сильным в некотором диапазоне сред умеренной агрессивности. Подобное влияние должно проявляться меньше или отсутствовать в слабоагрессивных средах, где даже содержащая Мп8 сталь пассивна, и в сильноагрессивных средах, где чистая по МпЭ сталь активна или локально депассивирована. Это подтверждается рядом экспериментальных данных о таких практически важных характеристиках стойкости как максимальная температура 1пт и Стах естественно аэрированных агрессивных сред, при которых сталь еще способна сохранять пассивное состояние (табл. 5).

Вопрос о возможности производства сталей, чистых по МпБ, удобно рассматривать с помощью диаграммы, иллюстрирующей области составов сталей, удовлетворяющих соотношению П<Пкр. Гиперболы, отвечающие величина Пкр для сталей различных классов (рис 13), отделяют опасные (выше кривых) и неопасные (ниже кривых) с точки зрения выделения МпБ составы. Достаточно общий характер этой диаграммы подтверждается исследованиями отдельных плавок целого ряда сталей и сплавов: низкоуглеродистых фер-

Рис 12. Влияние содержания хрома в сталях 01X13-01X14 (1,Г), никеля в сталях 03X17 (2,2') и молибдена в сталях 03X17Н14 (3,3') на кратность снижения i1BC в сравнении с исходным уровнем легирования 1-3 - обычные, Г-3' - чистые. Концентрация H2SO4, М. 1,1', 2,2' - 0,5, 3,3' - 2,5. Т - стали, модифицированные титаном

ритных с ССг<40 %, двухфазной стали 03Х18Н6, сплава 03Х17Н14 с различным содержанием Мо.

Таблица 5

Критические концентрации (Ссптах) и температуры (tcnmах) самопассивации

нержавеющих сталей в различных нейтральных и кислых средах*

Сталь 1 кп пах üq

80-83% 72% 1 н. 0,3 г/л Na2S04 H2S04 0,3 г/л Na2S04

Н3Р04 2Н3СООН H2S04 + 1,2 г/л NaCl И + NaCl

03X170 20 53

08X17Т„ 66 - . - - -

03X18Н6„ 50 15 2 - 0.001 MIO'

100 65 50 - 5 1,7 104

08Х22Н6Т„ 81 - - - - -

03X18H11« 70 40 15 50 0,005 LiioJ

95 65 45 >90 3 7,5 10"

03X17H14M3„ 120 100 40 - 3 2J> 105"

- 105 60 - 5J 2,5 1<Г

IOX17H13M3T, - 100 - - - -

*- в числителе данные для обычных, в знаменателе - для чистых по MnS сталей; ** - практически соответствует концентрации насыщения, подстрочные индексы' о - опытная, п -промышленная.

Эффективным способом достижения соотношения nMns<nKp является рафинирующий переплав, возможный при современных технологиях производства металла. Однако если для коррозионной стойкости способы обеспечения соотношения Пмп$<ПКр (снижение [S], [Мп] или одновременно [S] и [Мп]) роли не играют, то с точки зрения других свойств стали и ее стоимости они явно не равнозначны. Поэтому обеспечивать соотношение nMllS<nKp целесообразнее всего снижением [Мп] до 0,25-0,3 % при относительно неглубокой десульфурации ([S] <0,008 %).

Еще одним перспективным способом создания чистых по сульфидным включениям конструкционных материалов является производство методом электрошлакового наплава биметаллов углеродистая/нержавеющая сталь. Необходимая чистота материала плакирующего слоя достигается непосредственно в процессе производства металлопродукции, а требуемые механические свойства задаются основным металлом - углеродистой сталью.

[Мп]„

Третьим метолом предотвращения образования МпБ в металле может быть его дополнительное модифицирование титаном. Практически этот способ интересен тем, что в России стабилизирован- [Мл]'/,

ные титаном стали являются самыми ходовыми и распространенными. Теоретические расчеты, подтвержденные экспериментальными данными, показывают, что в стали с [8]=0,01% и [Мп]—1,5 % сульфид титана вместо сульфида марганца образуется при ["П]>0,4-0,5 % т.е. примерно при таких содержаниях титана, которые вводятся в стабилизированные им стали для связывания углерода.

[мп]

Рис. 13. Зависимости [Mn]=n4,[S]' для сталей 03Х18НП (1), 304 и 316L (2) и 01X17 (3). Отметки {S]max и [Mfljmax - максимальные содержания серы и марганца в сталях, допускаемые стандартами России и других промышленно развитых стран; [S]mm и [MnJmm - минимальные концентрации серы и марганца, достижимые современными методами изготовления сталей. Область а - значения Пмпч Для типичных содержаний S и Мп в промышленных сталях.

ВЫВОДЫ

1. Развиты теоретические представления о роли их кристаллической структуры сплавов на основе железа, избыточных фаз и неметаллических включений, выделяющихся в их структуре, в процессах пассивации и локальной (питтинговой и язвенной) коррозии.

2. Впервые определены все критические содержания хрома в сплавах, образованных 3с1 металлами - Ие и Сг, (6,5; 10-13; 17 и 27 % Сг), отвечающие скачкообразным изменениям коррозионно-электрохимических характерис-

тик. В приближении статистически равномерного смешения атомов различного сорта в сплаве они объяснены вхождением атома хрома либо в каждую координационную сферу (-6,5 % Сг), либо в каждую элементарную ячейку ОЦК решетки (-11 % Сг), либо в каждую квазиромбоэдрическую пору (-17 % Сг), или же образованием сверхструктурных соединений (-27 % Сг).

3. Сделано заключение, что для сплавов, образованных металлами других групп периодической системы, критическими будут составы, отвечающие изменению сгруктуры кристаллической решетки.

4. Показано, что при сохранении общих закономерностей влияния кристаллической структуры сплавов на пассивируемость и питгингостойкость, последние заметно ухудшаются при выделении в структуре металла коррозионно опасных избыточных фаз и неметаллических включений. К их числу для углеродистых и низколегированных сталей относятся сульфиды кальция, марганца и алюминаты кальция, а также грубые перлитные колонии, образующие непрерывную сетку. Для нержавеющих сталей это сульфиды марганца.

5. Установлен механизм влияния избыточных фаз и коррозионно опасных НВ на пассивируемость и стойкость сталей против локальной коррозии, заключающийся в локальном ужесточении условии растворения металла вблизи рассматриваемых фазовых выделений. При растворении сульфидных включений в раствор переходит стимулятор коррозии сероводород, алюминаты же кальция и грубодисперсный перлит действуют посредством локального увеличения скорости растворения напряженного вблизи них металла, и вызываемого им локального же подкисления раствора.

6. Высказано предположение, что и для сплавов других систем выделение избыточных фаз и НВ будет способствовать интенсификации коррозионного процесса.

7. Доказано различие электрохимической природы активного растворения и локально активированного по типу питтинга, подтверждаемое различием в: видимой энергии активации процессов в идентичных условиях; наклонах тафелевых участков анодных поляризационных кривых; областей потенциалов, в которых протекают процессы.

8. Предложены способы повышения коррозионной стойкости сталей и сплавов на основе железа, заключающиеся в предотвращении образования коррозионно опасных ИВ и избыточных фаз. Для углеродистых сталей это отказ от раскисления металла кальцийсодержащнми соединениями и термические обработки, направленные на глобуляризацию перлита. Для нержавеющих сталей - неглубокое (до S=0,08 % и Мп 0,25-0,30 %) рафинирование, модифицирование сульфидов марганца титаном или производство биметаллов углеродистая/нержавеющая сталь методом электрошлакового наплава.

9. Разработан ряд коррозионно-электрохимических методов исследований и испытаний, позволяющих быстро и надежно определять склонность сталей различных классов к питтинговой и язвенной коррозии.

ОСНОВНЫЕ ПУБЛИКАЦИИ ПО ТЕМЕ ДИССЕРТАЦИИ

1. Freiman L I., Kolotyrkin Ya.M., Raskin G.S , Reformatskaya I.T. et al. / Intercoonection between the passivation ability and pitting resistance of stainless steels with non-metallic inclusions in the metall. // Proc. of the 1-st Soviet-Japanese seminar on corrosion and protection of metals, Moscow, "Nauka". 1979. P.220-228.

2. Фрейман Л.И., Реформатская И.И., Боголюбский С.Д., Волков А.Е. / Произведение растворимости сульфида марганца в металле как параметр коррозионной стойкости хромоиикелевой нержавеющей стали. // Защита металлов. 1980 Т. 16. № 6. С.714-717.

3 Freiman L.I., Reformatskaya I.I., Kolotyrkin Ya.M. et al. / The corrosion resistance improvement of Cr-Ni stainless steels by preventing the formation of MnS inclusions in the metall. // Proc. of the 2-st Soviet-Japanese seminar on corrosion and protection of metals. Moscow. "Nauka". 1984. P.132-155.

4 Фрейман Л.И., Пражак M., Кристалъ М.М., Данилов И.С., Бару Р.Л., Манджгаладзе С.Н., Тламса Я., Глазкова С.А., Оранская Р.С., Реформатская И.И. и др. / Об унификации методов ускоренных испытаний нержавеющих сталей на стойкость против питтинговой коррозии. Основная концепция. Химические испытания. // Защита металлов. 1984. Т.20. № 5. С.698-710.

5. Реформатская И.И., Фрейман Л.И., Коннов Ю.ГТ. и др. / Устойчивость к питтинговой коррозии низкоуглеродистых хромоникелевых аустенитных сталей обычной и повышенной чистоты по включениям сульфида марганца. // Защита металлов 1984. Т.20. № 4. С.552-560.

6. Фрейман Л.И., Реформатская И.И.. / Гальваностатическое поведение питтингов правильной формы вблизи потенциала репассивации в нейтральном растворе. // Защита металлов. 1985. Т.21. № 3. С.378-386.

7. Реформатская И.И., Фрейман Л.И., Колотыркин Я.М. и др. / Коррозионно-электрохимическое поведение стали ОЗХ18Н11 различной чистоты по примесям серы и марганца в кислых средах. // Защита металлов. 1986. Т.22. № 1.С.З-10.

8. Фрейман Л.И., Флис Я., Пражак М., Гари И., Наровска Б., Бар-тоничек Р., Кристаль М.М., Бару Р.Л., Манджгаладзе С.Н., Глазкова С.А., Тламса Я., Реформатская И.И. и др. / Об унификации методов ускоренных испытаний нержавеющих сталей на стойкость против питтинговой коррозии. Электрохимические испытания. // Защита металлов. 1986. Т.22. № 2. С.179-195.

9. Реформатская И.И., Фрейман Л.И., Колотыркин Я.М. и др. / Коррозионно-стойкая аустенитная сталь. // АС N 1479541. 15.05.89. БИ N 18

10. Reformatskaya I.I., Freiman L.I., Kolotyrkin Ya.M. et al. / Passivation and stability of passive state of chrome-nickel austenitic steels depending on molybdenum content and MnS inclusions. // Proc. Of 10-th intern, congr. on metallic corrosion. Madras, India. 1987. V.4.P.3919-3926.

11. Reformatskaya I.I., Kolotyrkin Ya.M., Freiman L.I. / The increase of the protection effect of the Mo in stainless steel during its refining. // Qimindustria'90. 1-st Intern. Symp. On Corros., Protect. And Tropicalization. 9-12 de mayo de 1990. La I-Iabana, Cuba. P. 419-423.

12. Фрейман Л.И., Колотыркин Я.М., Реформатская И.И. / Повышение эффективности легирования нержавеющей стали молибденом путем снижения содержания в ней примесей серы и марганца. // Защита металлов. 1992. Т.28.№2. С. 179-184.

13 Фрейман Л.И., Реформатская И.И., Маркова Т.П. / Повышение коррозионной стойкости сталей предотвращением образования включений сульфида марганца. // Химическое и нефтяное машиностроение. 1991. №10. С.20-22.

14. Фрейман Л.И., Реформатская И.И., Маркова Т.П. / Взаимосвязь влияния легирующих элементов и сульфидных включений на пассивируемость и питтингостойкость нержавеющих сталей. // Защита металлов. 1991. Т.27. №4. С.617-625.

15. Колотыркин Я.М., Фрейман Л.И., Реформатская И.И., Паньшин Е П. / О механизме повышения питтингостойкости нержавеющих сгалей добавками в них молибдена. // Защита металлов. 1994. Т.30. № 5. С.453-462.

16. Флорианович Г.М., Реформатская И.И. / О потенциалах пассивации и репассивании металлов. // Защита металлов. 1997. Т.ЗЗ. № 4. С.341-350.

17. Реформатская И.И., Сульженко А.Н. / Влияние химического и фазового состава железа на его питтингостойкость и пассивируемость. // Зашита металлов. 1998. Т.34. №5. С.503-506.

18. Реформатская И.И., Подобаев А.П., Флорианович Г.М., Ащеулова И.И. / Оценка стойкости низкоуглеродистых трубных сталей при коррозии в условиях теплотрасс. // Защита металлов. 1999.Т.35. №1. С.8-13.

19. Реформатская И.И., Завьялов В.В., Подобаев А.Н. и др. / Влияние структурно-фазовых неоднородностей углеродистых и низколегированных трубных сталей на развитие локальных коррозионных процессов. // Защита металлов. 1999. Т.35. № 5. С.472-480.

20. Реформатская И.И., Подобаев А.Н., Флорианович Г.М. и др. / Способ контроля качества стальных изделий (его варианты) //Патент на изобретение № 2149400. Бюл. № 14. 20. 05. 2000.

21. Липовских В.М., Кашинский В .П., Реформатская ИИ. и др. / Зависимость коррозионной стойкости теплопроводов из углеродистой стали от водного режима теплосетей. // Защита металлов. 1999. Т.35. № 6. С.653-655

22. Реформатская И.И. / Локальная коррозия металлов в технологических средах и способы ее предотвращения // Международная школа повышения квалификации "Инженерно-химическая наука для передовых технологий". Труды Пятой сессии Под ред. В.А. Махлина. Москва. 1999. Т. 1.С.185-205.

23. Реформатская И.И., Завьялов В.В., Родионова И.Г. и др. / Перспективы использования биметаллических труб на промысловых нефтегазопро-водоах Западной Сибири. // Защита металлов. 2000. Т.36. №1. С.51-57.

24. Подобаев А.Н., Реформатская И.И., Кривохвостова О.В. / Природа начальных стадий пассивации железа в кислых сульфатных растворах // Защита металлов. 2000. Т.36. №.4. С. 352-360.

25. Реформатская И.И. / Сульфидные включения в сталях и их роль в процессах локальной коррозии. // Чтения в память о Я.М. Колотыркине. 3-я юбилейная научная сессия. Т. 1. Сборник докладов. М.: 1ГИФХИ им. Л.Я Карпова. 2000. С. 66-77.

26 Флорианович Г.М, Реформатская И.И. / Пассивация и репассивация металлов - главный путь предотвращения их коррозионного разрушения // Защита металлов. 2001. Т.37. №5. С.531-536.

27 Реформатская И.И., Фрейман Л.И. / Образование сульфидных включений в структуре сталей и их роль в процессах локальной коррозии. // Защита металлов. 2002.. Т.37. №5. С.511-516.

28. Флорианович Г.М, Реформатская И И., Ащеулова И.И. и др. / Закономерности пассивации высокочистых сплавов Fe-Cr и Fe-Cr-Si // Фпико-xiMi4Ha механжа матер1ал1в. Спец. Вип № 2. 2001. С.159-162.

29. Флорианович Г.М., Реформатская И.И., Ащеулова И.И., Трофимова Е.В. / Закономерности пассивации высокочистых сплавов Fe-Cr // Фпико-ximihha мехашка матер1ал!в. Спец. Вип. № 3. 2002. С 17-21.

30. Реформатская И.И., Родионова И.Г., Ащеулова И.И. / Роль кремния в процессах растворения сплавов Fe-(7-12)%Cr-(0-2,7)%Si. // Фпико-х1м1чна механжа матер1ал1в. Спец. Вип. № 3. 2002. С.200-204.

31. Ивлева Г.А., Тастанов К.Х., Таубалдиев Т.С., Муринов С.К., Бут A.A., Реформатская И.И.. и др. / Техническое состояние водовода Астрахань-Мангышлак: Астрахань-Мангышлак и качество транспортируемой воды. // Водоснабжение и санитарная техника. 2002. № 6. С. 16-20.

32. Реформатская И.И., Ащеулова И.И., Ивлева Г.А. и др. / Водовод Астрахань-Мангышлак: Коррозионное состояние внутренней поверхности и способы ее противокоррозионной защиты. Часть I. Коррозионные отложения. // Защита ме!аллов 2002. Т.38. N6. С.660-664.

33. Реформатская И.И., Липовских В.М., Родионова И.Г. и др. / Причины снижения коррозионной стойкости углеродистых и низколегированных сталей и новые методы ее оценки. // Практика противокоррозионной защиты 2002. № 4 (26). С 41-44.

34. Реформатская И.И., Ащеулова И И., Ивлева Г.А. и др./ Водовод Астрахань-Мангышлак' Коррозионное состояние внутренней поверхности и

способы ее противокоррозионной защиты. Часть II. Коррозионная стойкость металла. // Защита металлов.2003. Г.39. N1. С.5-9.

35. Реформатская И.И., Ащеулова И И., Ивлева Г.А. и др. / Водовод Астрахань-Мангышлак: Коррозионное состояние внутренней поверхности и способы ее противокоррозионной защиты. Часть III. Влияние ингибитора KW2353. Часть IV. Микробиологическая коррозия. // Защита металлов. 2003 T.39.N2. С.188-193.

36. Реформатская И.И., Рыженков В.А., Родионова И.Г. и др. / Коррозия поверхностей нагрева котельного оборудования электрических станций, изготовленного из стали 12Х18Н10Т. // Защита металлов. 2003. Т.39. N5. С.599-605.

37. Трофимова Е.В., Реформатская И.И., Подобаев А.Н. / Исследование пассивации сплавов Fe-Cr методом скачка потенциала. // Конденсированные среды и межфазные границы. 2003. Т. 5. № 2. С.

38. Реформатская И.И., Бейлин Ю.А., Нисельсон Л.А. / Роль фазовой гетерогенности углеродистых я низколегированных сталей в процессе их локальной коррозии. // Всероссийская конференция по коррозии и электрохимии - Мемориал Я.М. Колотыркина. 4-я сессия. Труды. М.: НИФХИ им. Л.Я. Карпова. 2003. С. 164-177.

Подписано в иеча!Ь 06.03.04 Форма! 60x84 1/16 Печать офсетная Усл.неч.л. 3,0 Тир 130 Зак. № 45 Отпечатано в ФГУП "ПНИИИС"

Obi? ¿s

РНБ Русский фонд

2006-4 3097

\ пн

ССгкр~ критическое содержание Сг в сплавах

Срс— содержание Fe в сплавах

Смо - содержание Мо в сплавах

CNi - содержание Ni в сплавах

CSi - содержание Si в сплавах

Сон- - концентрация ОНионов

F - константа Фарадея h - глубина проникновения локальной коррозии в металл i - плотность тока ia— скорость активного растворения inac - критический ток пассивации

ИМП " " iKp - критическии ток пассивации, определенный импульсным методом iFe - скорость растворения железа iCr - скорость растворения хрома i(d)d - скорость диффузионного отвода ионов СГ (в виде соли растворяющегося металла) из полости питтинга i(m)ci - скорость миграционного подвода ионов СГ из объема раствора I - сила тока

Imax - максимальный ток, достигаемый в каждом цикле анодной поляризации при снятии вольтамперных кривых К - константа К'' - константа

Ка - условная константа скорости активного растворения Кп - условная константа скорости питтингового растворения КСU - ударная вязкость

L[Mn]fS) - произведение растворимости сульфида марганца тн+ - порядок реакции по ионам водорода R - газовая постоянная

Rpe- атомный радиус железа Rcr- атомный радиус хрома Т - температура, °К t - время tM - время пребывания на поверхности сплава одного монослоя вещества tcnmax - максимальная температура естественно аэрированных агрессивных сред, при которых сталь еще способна сохранять пассивное состояние t||2o - время посадки воды на поверхность металла tp - время релаксации тока V - скорость съема металла

Vmax - максимальная скорость углубления питтингов <ян+- активность ионов гидроксония в растворе <ян2 - активность растворенного молекулярного водорода в приэлектродном слое а - активность частиц (Хн+ - активность ионов водорода 0 - доля поверхности 8 - заряда электрона 8У - относительное удлинение ств- временное сопротивление разрыву ст02 - предел текучести тинл - индукционный период питтинговой коррозии

АЕПК - базис питтингостойкости по потенциалу питтинговой коррозии

ДЕрп - базис питтингостойкости по потенциалу репассивации

ДЕП0 - базис питтингостойкости по потенциалу питтингообразования

AG - энергия Гиббса

СОДЕРЖАНИЕ

ВВЕДЕНИЕ.

ГЛАВА I. КОРРОЗИОННО-ЭЛЕКТРОХИМИЧЕСКОЕ ПОВЕДЕНИЕ ЖЕЛЕЗА И ВЛИЯНИЕ НА НЕГО МАЛЫХ ДОБАВОК ПРИМЕСНЫХ ЭЛЕМЕНТОВ.

IЛ. Активное растворение в кислых средах.

IЛ Л. Начальные стадии активного растворения железа.

1.2.Пассиваци я.

1.2.1. Пассивация железа в кислых сульфатных средах.

1.2.2. Влияние фазового состава железа на его пассивируемость в слабощелочных и нейтральных хлоридных средах.

1.3. Питтинговая коррозия. ф 1.3.1. Общие закономерности процесса питтинговой коррозии.

1.3.2. Влияние чистоты железа на его питтингостойкость в слабо-. концентрированных хлоридных средах.

В начале 40-х годов в работах А.Н. Фрумкина и Я.М. Колотыркина были впервые сформулированы основы современной электрохимической теории коррозии [1, 2], согласно которым не слишком большая поверхность металла, корродирующего в растворе электролита, микроскопически эквипотенциальна независимо от того, имеются ли на ней ярко выраженные микрокатоды. Современная теория существенно отличается от первой электрохимической теории коррозии, известной как теория локальных коррозионных элементов [3, 4].

Согласно теории локальных коррозионных элементов коррозионные процессы протекают вследствие химической или структурной неоднородности поверхности металла, представляющей собой систему микроэлектродов (гальванических элементов). Скорость протекания и морфология коррозионного процесса в такой системе определяется скоростями растворения микроэлектродов, соотношением их площадей и сопротивлением между ними. Несмотря на кажущуюся простоту, делавшую ее популярной в среде коррозионистов, теория не позволяла объяснить целый ряд несомненных экспериментальных фактов (например, коррозию особо чистых металлов, рост химической стойкости некоторых материалов при повышении степени их гетерогенности и др.).

Современная теория коррозии позволяет не только качественно объяснить все наблюдающееся разнообразие проявлений коррозионных процессов, но и выявить количественные закономерности, характерные для тех или иных видов коррозионных процессов. Приложение теории к растворению гетерогенных металлов [5, 6], то есть подавляющего большинства конструкционных материалов (включая широко распространенные в промышленности стали различных марок и классов) позволило оценить роль их структурной неоднородности при роль их структурной неоднородности при инициировании и развитии коррозионных процессов.

Стали - многокомпонентные гетерогенные сплавы на основе железа, имеющие сложный химический и фазовый состав [7], являются едва ли не самыми широко распространенными (и по объему производства, и по частоте использования) конструкционными материалами. Распространенность сталей как конструкционных материалов обусловлена относительной простой и дешевизной их производства и возможностью придания им широкого спектра эксплуатационных свойств. Особенности коррозионно-электрохимического проведения сталей обусловлены многообразием их химического состава, зависящего от условий эксплуатации металла и особенностей его выплавки и металлургических переделов.

Основной химический компонент сталей - железо - есть переходный металл, существующий в двух аллотропических формах а- и у-, называемых соответственно ферритом и аустенитом (в соответствии с этим сплавы на основе железа, в том числе стали, подразделяются на две большие группы - ферритные и аустенитные). Феррит и ферритные сплавы имеют объемно центрированную кубическую (ОЦК) решетку. У аустенита и ау-стенитных сплавов решетка гранецентрированная кубическая (ГЦК). При некоторых соотношениях легирующих компонентов сталь может иметь двухфазную (аустенито-ферритную) или мартенситную структуру.

В природе железо (в виде руд) всегда существует в окисленной форме, содержащий в своем составе также С, О, S, Mn, Cr, Ni и другие элементы. В процессе выплавки железо переходит в неокисленное состояние. Примесные элементы, присутствующие в рудных материалах, частично остаются в его составе и по окончании процесса выплавки. В ряде случаев примесные элементы попадают в железо в самом процессе его выплавки, например, в результате соприкосновения расплава со стенками оборудования, при раскислении металла и т.д.

Практически все конструкционные материалы на основе железа в тех или иных количествах содержат в своем составе углерод. Сплавы с содержанием углерода не более 2,03 % относят к сталям. Структура углеродистых (не содержащих в составе элементов, специально вводимых для придания им определенных свойств) сталей определяется содержанием в них углерода. Стали, содержащие менее 0,1 % С, имеют чисто ферритную структуру. Содержанию 0,1-0,51 %С соответствует феррито-аустенитная структура с переменным соотношением феррита и аустенита соответственно с количеством углерода. Сплавы, содержащие 0,51 -2,03 % С имеют чисто аустенитную структуру, образование которой начинается с первых моментов затвердевания жидкого металла.

Кроме железа и углерода в состав таких сталей всегда входят примеси О, S, N, Р, Mn, Cr, Al, Si. Содержание первых четырех, как правило, не превышает сотых и тысячных долей %. Концентрации Mn, Cr, Al, Si составляют десятые доли %. Примесями в углеродистых сталях могут быть также Са, Mg, As, Ni, В, Си, Mo, Ti и др. [8,9].

Примесные элементы могут образовывать с железом твердые растворы замещения (если их атомный диаметр отличается от атомного диаметра Fe не более, чем на 15 %) или внедрения (если их атомный диаметр составляет не более 0,59 атомного диаметра Fe). Взаимодействуя друг с другом или с железом, примесные элементы образуют в структуре сталей неметаллические включения — в основном, оксиды, сульфиды или окси-сульфиды, количество, химический состав и структура которых определяются технологией выплавки металла [7, 10-12].

Распространено в металлических материалах и взаимодействие примесей с дефектами кристаллической решетки, приводящее к снижению энергии. В результате происходит образование их сегрегаций (облаков Котрелла - то есть выделений примесных атомов внедрения вдоль края экстраплоскости, или облаков Сузуки, о есть упорядочения атомов вокруг линии дислокации) [13].

Для придания конструкционным сталям определенных технологических свойств в их состав специально вводят легирующие и модифицирующие элементы, например Cr, Ni, Mo, Ti, Си и др., хорошо растворимые в железе и образующие с одной из его модификаций (при изоморфности кристаллических решеток железа и легирующего элемента) непрерывный ряд твердых растворов. Легирующие элементы подразделяют на две группы - расширяющие область у-фазы и сужающие ее.

К первой группе относятся С и N, образующие с железом твердые растворы замещения, а также Mn, Со, Ni, Си, Zn, Ru, Rh, Pd, Os, Ir, Pt, Au. Ко второй группе элементов, ограничивающей или полностью замыкающей область у-фазы, относятся Cr, Mo, W, V, Si [14]. Такие элементы, как Li, Na, Mg, К, Са, Rb, Sr, Zr, Cs, Ba, La, в железе практически нерастворимы.

Легирующие элементы, как и примесные, образуют с железом твердые растворы, а взаимодействуя друг с другом или с примесными элементами - неметаллические включения или избыточные фазы.

Таким образом, стали - этот многофазные сплавы на основе железа, а их состав и структура могут изменяться в широких пределах. Несмотря на десятилетиями не ослабевающий интерес исследователей и ежегодно растущее число публикуемых исследований растворения сталей в различных условиях, роль их химического, фазового и структурно-фазового состава в коррозионно-электрохимических процессах до конца не ясна.

В настоящей работе проанализировано коррозионно-электрохимическое поведение двойных, тройных и многокомпонентных сплавов на основе железа, к которым принадлежат углеродистые, низколегированные и нержавеющие стали различных классов. Особое внимание уделено взаимосвязям структуры, химического и фазового состава сталей с их пассивируемостью и стойкостью против локальной коррозии (которые принадлежат к числу основных эксплуатационных характеристик).

В работе решены следующие научные задачи:

- систематическим анализом коррозионно-электрохимического поведения железа и его сплавов в слабощелочных, нейтральных и неокислительных кислых водных средах различного анионного состава, концентрации и температуры выявлены и кристаллохимически (с учетом принадлежности к определенным группам периодической системы) объяснены критические составы, отвечающие резкому изменению характеристик пассивируемости и питтингостойкости двух- и более компонентных сплавов;

- выявлены основные типы избыточных фаз и неметаллических включений (НВ), повышающих коррозионную активность углеродистых, низколегированных и нержавеющих сталей — разнодисперсные модификации перлитной фазы, сульфиды на основе различных примесных и модифицирующих элементов, алюминаты кальция; определены металлургические условия их образования и разработан механизм действия, учитывающий локальные изменения состава среды — ее подкисление и/или насыщение сероводородом, возникающие при преимущественном растворении рассматриваемых фазовых составляющих в процессе коррозии сталей;

- доказано различие электрохимической природы активного и локально активированного по типу питтинга растворения нержавеющих сталей в галогенидных средах, базирующееся на различии энергий активации, областей потенциалов и тафелевых наклонов процессов растворения.

Практическая значимость работы:

- развит подход к повышению пассивируемости и питтингостойкости сталей и других многокомпонентных гетерофазных металлических материалов, основанный на гомогенизации их фазового состава;

- для углеродистых, низколегированных и нержавеющих сталей предложены способы гомогенизации структуры, заключающиеся в предотвращении попадания в металл на стадии его производства примесных элементов, образующих в структуре металла коррозионно опасные НВ, использование гомогенизирующих термических обработок, введении в металл модифицирующих добавок, изменяющих состав НВ на коррозионно безопасный, применение рафинирующих переплавов.

Объем и структура работы.

Диссертация содержит 292 страницы машинописного текста, 100 рисунков, 30 таблиц, состоит из введения, шести глав и выводов. Список литературы содержит 587 наименований.

ВЫВОДЫ

1. На основе систематического анализа коррозионно-электрохимического поведения железа и его двух- и многокомпонентных сплавов с углеродом, хромом, никелем, молибденом и кремнием развиты теоретические представления о роли их кристаллической структуры, избыточных фаз и неметаллических включений в процессах пассивации и локальной (питтинговой и язвенной) коррозии.

2. Впервые определены все критические содержания хрома в сплавах, образованных 3d металлами - Fe и Сг, (6,5; 10-13; 17 и 27% Сг), отвечающие скачкообразным изменениям коррозионно-электрохимических характеристик. В приближении статистически равномерного смешения атомов различного сорта в сплаве они объяснены вхождением атома хрома либо в каждую координационную сферу (-6,5% Сг), либо в каждую элементарную ячейку ОЦК решетки (-11% Сг), либо в каждую квазиромбоэдрическую пору (-17% Сг), или же образованием сверхструктурных соединений (-27% Сг).

3. Сделано заключение, что для сплавов, образованных металлами других групп периодической системы, критическими будут составы, отвечающие изменению структуры кристаллической решетки.

4. Показано, что при сохранении общих закономерностей влияния кристаллической структуры сплавов на пассивируемость и питтингостойкость, последние заметно ухудшаются при выделении в структуре металла коррозионно опасных избыточных фаз и неметаллических включений. К их числу для углеродистых и низколегированных сталей относятся сульфиды кальция и марганца, алюминаты кальция, а также грубые перлитные колонии, образующие непрерывную сетку. Для нержавеющих сталей это сульфиды марганца.

5. Установлен механизм влияния избыточных фаз и коррозионно опасных НВ на пассивируемость и стойкость сталей против локальной коррозии, заключающийся в локальном ужесточении условий растворения металла вблизи рассматриваемых фазовых выделений. При растворении сульфидных включений в раствор переходит стимулятор коррозии сероводород; алюминаты же кальция и грубодисперсный перлит действуют посредством локального увеличения скорости растворения напряженного вблизи них металла, и вызываемого им локального же подкисления раствора.

6. Высказано предположение, что и для сплавов других систем выделение избыточных фаз и НВ будет способствовать интенсификации коррозионного процесса.

7. Доказано различие электрохимической природы активного растворения и локально активированного по типу питтинга, подтверждаемое различием в: видимой энергии активации процессов в идентичных условиях; наклонах тафелевых участков анодных поляризационных кривых; областей потенциалов, в которых протекают процессы.

8. Предложены способы повышения коррозионной стойкости сталей и сплавов на основе железа, заключающиеся в предотвращении образования коррозионно опасных НВ и избыточных фаз. Для углеродистых сталей это отказ от раскисления металла кальций содержащими соединениями и термические обработки, направленные на глобуляризацию перлита. Для нержавеющих сталей -неглубокое (до S=0,08% и Мп 0,25-0,30%) рафинирование, модифицирование сульфидов марганца титаном или производство биметаллов углеродистая/нержавеющая сталь методом электрошлакового наплава.

1. Колотыркин Я.М., Фрумкин А.Н. / Перенапряжение водорода и растворение металлов. Т. Растворение свинца в кислотах. // ЖФХ. 1941. Т. 15. № 1.С. 346-358.

2. Колотыркин Я.М., Фрумкин А.Н. / Растворение никеля в кислотах. // ДАН СССР. 1941. Т.ЗЗ. №7-8. С.446-450.

3. Акимов Г.В. / Теория и методы исследования коррозии. // М.-Л.: Изд-во АН СССР. 1945. 414 с.

4. Акимов Г.В. / Основы теории коррозии металлов. // М.: Метал-лург-издат. 1946.463с.

5. Колотыркин Я.М. / Механизм анодного растворения гомогенных и гетерогенных металлических материалов. // Защита металлов. 1983. Т. 19. №.5. С. 675-685.

6. Колотыркин Я.М. / Металл и коррозия. // М.: Металлургия. 1985.88 с.

7. Теория металлургических процессов. Под ред. Д.И. Рыжонкова. // М.: Металлургия. 1989.391 с.

8. Журавлев В.Н., Николаева О.А. / Машиностроительные стали. Справочник. // М.Машиностроение. 1981. 391 с.

9. Международный транслятор современных сталей и сплавов. Сер. Международная инженерная энциклопедия. Т. 1. Под. ред. Вс. Кершенбау-ма.// М.:1992. 1102 с.

10. Левин Е.Е. / Микроскопическое исследование металлов. // М.: Машгиз. 1955. 259 с.

11. Сталь и неметаллические включения. Тематический отраслевой сборник N4. Министерство черной Металлургии СССР. // М.: Металлургия. 1980. 126 с.

12. Неметаллические включения в сталях. Тематический отраслевой сборник. Министерство черной металлургии СССР. // М.: Металлургия. 1893.95 с.

13. Котрелл А.Х. / В сб. Структура металлов и свойства. Под ред. М.,Л. Бернштейна. // М.: Металлургиздат 1957. с.134.

14. Диаграммы состояния двойных и многокомпонентных систем на основе железа. Справочник. Под ред. О.А. Банных и М.Е. Дрица. // М.: Металлургия. 1986. 439 с.

15. Флорианович Г.М. / Механизм активного растворения металлов группы железа. В сб. Итоги науки и техники. Сер. Коррозия и защита от коррозии. //М.: ВИНИТИ. 1978. Т.6. С. 136-179.

16. Kabanov B.N., Burshtain R.Kh. Frumkin A.N. / Kinetics of electrode processes on the iron electrode. // Diss. Faraday Soc. 1947. V.1. P.259.

17. Михеева Ф.М., Флорианович Г.М. / О роли пассивационных процессов в условиях растворения железа в активном состоянии. // Защита металлов. 1987. Т. 23. № 1. С. 33-40.

18. Михеева Ф.М., Флорианович Г.М., Колотыркин Я.М. и др. / Новый метод коррозионно-электрохимических исследований на металлах с непрерывно обновляемой поверхностью. // Защита металлов. 1987. Т. 23. № 6. С. 915-921.

19. Михеева Ф.М., Флорианович Г.М. / О механизме активного растворения железа в кислых сульфатно-хлоридных растворах. // Защита металлов. 1987. Т. 23. № 1. С. 41-45.

20. Колотыркин Я.М., Флорианович Г.М. / Растворение железа, хрома и их сплавов в серной кислоте по химическому механизму. // Защита металлов. 1965. Т. 1. С.7-12.

21. Колотыркин Я.М., Флорианович Г.М. / Взаимосвязь коррозион-но-электрохимических свойств железа, хрома и никеля и их двойных и тройных сплавов. // Итоги науки и техники. Коррозия и защита от коррозии. М: ВИНИТИ, 1975. Т.4. с.5 45.

22. Флорианович Г.М., Лазоренко-Маневич P.M. / Роль компонентов раствора в процессах активного растворения металлов. // Итоги науки и техники. Сер. Коррозия и защита от коррозии. М.:ВИНИТИ, 1990. Т. 16. С.3-54.

23. Лазоренко-Маневич P.M., Соколова Л.А. / О возможной роли адсорбции воды в аномальном растворении металлов группы железа. // Электрохимия. 1981. Т. 17. №1. С. 39-44.

24. Лазоренко-Маневич P.M., Соколова Л.А. / Модуляционно-спектро-скопическое исследование адсорбции на электродах. // Электрохимия. 1981. Т. 17. №1. С. 45-55.

25. Лазоренко-Маневич P.M., Соколова Л.А., Колотыркин Я.М. / Механизм участия анионов в анодном растворении железа. // Электрохимия. 1995. Т. 31. №3. С. 235-243.

26. Лазоренко-Маневич P.M., Подобаев А.Н., Соколова Л.А. / Спектроскопия адсорбированной воды: новые возможности изучения механизма растворения металлов группы железа. // Российский химический журнал. 1998. Т.42. №4. С. 75-79.

27. Колотыркин Я.М., Лазоренко-Маневич P.M., Плотников В.Г., Соколова Л.А. / Электрохимическая модуляционная спектроскопия и механизм хемосорбции воды на металлических электродах. // Электрохимия. 1977.Т. 13. № 5.С. 695-701.

28. Kolotyrkin Ya.M., Lazorenko-Manevich R.M., Sokolova L.A. / Spectroscopic studies of water adsorption on iron group metals. // J.Electroanal. Chem. 1987.V.228. № 1-2.-P. 301-306.

29. Лазоренко-Маневич P.M., Подобаев А.Н. / Развитие модельных представлений об активном растворении гидрофильных металлов. // Защита металлов. 2001. Т.37. № 5. С.491-498.

30. Подобаев А.Н., Джанибахчиева Л.Э., Лазоренко-Маневич P.M. / Методы измерения спектров электроотражения свежеобразованной поверхности металла. // Электрохимия. 1996. Т. 32. № 6. С. 759-763.

31. Феттер К. / Электрохимическая кинетика.//1967. Под ред. Колотыркина Я.М. // М.: Химия 1967. 787 с.

32. Genin J. -М. R., Olowe А.А., Refait PH. Simon L. // Corros. Sci. 1996. V.36.N 10. P. 1751-1756.

33. Подобаев A.H., Реформатская И.И., Кривохвостова O.B. / Природа начальных стадий пассивации железа в кислых сульфатных растворах. // Защита металлов. 2000. Т.36. №.4. С. 352-360.

34. Подобаев А.Н., Кривохвостова О.В. / Уточненная схема анодного растворения железа в кислых сульфатных растворах. // Защита металлов. 2002. Т.38. №.2. С.213-216.

35. Bockris J.O'.M., Drazic D., Desric A.R. / The electrode kinetics of the deposition and dissolution of iron. // Elektrochim. Acta. 1961. V.4. № 2-4. P. 325-361.

36. Podesta J.J., Arvia A.J. / Kinetics of the anodic dissolution of iron in concentrated ionic media: galvanostatic and potentiostatic measurements. // Elektrochim. Acta. 1965. V.10. № 2. P.l 71-182.

37. Heusler K.E. / Der Einflus der Wasserstoffionenkonzentration auf das elektrochemishe Verhalten des aktiven Eisens in sauren Losungen. Der Mecha-nismus der Reaktion Fe<=>Fe2+ + 2e. // Z. Elektrochem. 1958. B. 62. № 5/6. S. 582-587.

38. Подобаев A.H., Лазоренко-Маневич P.M., Джанибахчиева Л.Э. / Методика определения спектров электроотражения свежеобразованной поверхности. // Электрохимия. 1997. Т. 33. № 9. С. 1098-1103.

39. Флорианович Г.М., Михеева Ф.М. / Роль пассивационных явлений в процессе активного растворения железа. // Электрохимия. 1987. Т. 23. № 10. С. 1414-1418.

40. Кута Я., Егер Э. / Методы измерения в электрохимии. Под ред. ЕгераЭ. и Залкинда А. //М.: Мир. 1997. Т.1. С. 151.

41. Techniques of Electrochmistry / Ed. Yeager , Sakind A.J. Wiley-intersciense, a Division of J. Wiley & Suns. Inc. New York-London-Sidney- Toronto. 1972. V.l

42. Рогинский C.3. / Адсорбция и катализ на неоднородных поверхностях. // Л.: Изд-во АН СССР. 1948. 118 с.

43. Агладзе Т.Р., Джанибахчиева Л.Э., Колотыркин Я.М. / Природа потенциала свежеобразованной поверхности никеля в водных растворах солей никеля. // Электрохимия. 1988. Т.24. №11. С. 1443-1449.

44. Агладзе Т.Р., Джанибахчиева Л.Э. / Роль адсорбционных явлений в процессах растворения и пассивации никеля. // Защита металлов. 1991. Т.27. №4. С.561-566.

45. Колотыркин Я.М. / Влияние анионов на кинетику растворения металлов. // Успехи химии. 1962. Т.31. № 3. С. 322-335.

46. Lorenz W.J., Heusler К.Е. / Corrosion Mechanisms // Ed. Mansfeld . New-York-Basel: Markell Dekker Inc. 1987. P.l.

47. Фрумкин A.H. / Реакции восстановления и нулевые точки металлов.// Вестник МГУ. 1952. № 9. С. 37-42.

48. Джанибахчиева Л.Э. / Особенности электрохимического поведения свежеобразованной поверхности никеля в кислых и слабо кислых срел .дах, содержащих ионы Ni . // Автореферат дисс. канд. хим. наук. М.: НИФХИ им. Л.Я. Карпова. 1995. 22 с.

49. Козачинский А.Э., Пчельников А.П., Скуратник Я.Б., Лосев В.В. / Коррозионно-электрохимическое поведение никеля в растворах серной кислоты. // Защита металлов. 1992. Т. 28. № 2. С. 191-195.

50. Маркосьян Г.Н., Папроцкий С.А., Молодое А.И. / Влияние кислорода на электрохимическое поведение наводороженного железа. // Защита металлов. 1997. Т.13. №2. С. 216-218.

51. Маршаков А.И. / Коррозия металлов в кислых водных средах кислородсодержащих окислителей. Закономерности электродных реакций. // Автореферат дисс. докт. хим. наук. М.: ИФХ РАН. 2000. 41 с.

52. Кеше Г. / Коррозия металлов. // М.: Металлургия. 1984. 400 с.

53. Cohen M. / The oxide films on iron. // J. Electrochem. Soc. 1974. V.121. №6. P. 191c-197c.

54. Revie R.W., Backer V.G., Bockris J.O.M. / The passive film on iron: an application of auger electron spectroscopy. // J. Electrochem. Soc. 1975. V.122. N 11. P. 1460-1466.

55. Флорианович Г.М., Реформатская И.И., Ащеулова И.И. и др. / Закономерности пассивации высокочистых сплавов Fe-Cr и Fe-Cr-Si. // Ф1зи-KO-xiMi4Ha мехашка матер1ал1в. Спещальний випуск № 2. 2001. С. 159-162.

56. Флорианович Г.М., Реформатская И.И., Ащеулова И.И. и др. / Закономерности пассивации высокочистых сплавов Fe-Cr. // Ф1зико-х1м1чна мехашка мaтepiaлiв. Спещальний випуск № 3. 2002. С. 17-21.

57. Фрейман Л.И., Макаров В.А., Брыксин И.Е. / Потенциостатиче-ские методы в коррозионных исследованиях и электрохимической защите. // Л.: Химия. 1972. 240 с.

58. Колотыркин Я.М., Княжева В.М. / Свойства карбидных фаз и коррозионная стойкость нержавеющих сталей. В сб. Итоги науки и техники. Сер. Коррозия и защита от коррозии. // М.: ВИНИТИ. 1974. Т.З. С.5-83.

59. Реформатская И.И., Сульженко А.Н. / Влияние химического и фазового состава железа на его питтингостойкость и пассивируемость. // Защита металлов. 1998. Т.34. № 5. С.503-506.

60. Реформатская И.И., Сульженко А.Н. / Пассивируемость и репас-сивируемость железа различной чистоты по примесным элементам. // Международный Конгресс «Защита-98». Тезисы докладов. Секция 3. с. 20-21.

61. Фрейман J1.И., Колотыркин Я.М. / О влиянии кислотности среды на потенциал пассивации железа. // Защита металлов. 1965. Т.1. № 2. С.161-165.

62. Фрейман Л.И. / Пассивация и активация железа в растворах с различным анионным составом. // Дисс. канд. хим. наук. М.: НИФХИ им. Л.Я. Карпова. 1967. 170 с.

63. Колотыркин Я.М. / Питтинговая коррозия металлов. // Химическая промышленность. 1963. №3. С.38-46.

64. Кузнецов Ю.И. / Новые возможности ингибиторной защиты металлов. // Международная школа повышения квалификации "Инженерно-химическая наука для передовых технологий". Труды Пятой сессии. Под ред. В.А. Махлина. Москва. 1999. Т. 2. С.95-113.

65. Фрейман Л.И, Флис Я., Пражак М. и др. / Об унификации методов ускоренных испытаний нержавеющих сталей на стойкость против питтинговой коррозии. Электрохимические испытания. // Защита металлов. 1986. Т. 22. №2. С. 179-195.

66. Фрейман Л.И. / Кинетика и механизм развития питтингов. // В сб. Итоги науки и техники. Сер. Коррозия и защита от коррозии. М.: ВИНИТИ. 1985. Т.П. С. 3-71.

67. Фрейман Л.И., Реформатская И.И. / Гальваностатическое поведение питтингов правильной формы вблизи потенциала репассивации в нейтральном растворе. //Защита металлов. 1985. Т.21. №3. С.378-385.

68. Воробьева Г.А. / Коррозионная стойкость материалов. // М.:Химия. 1967. 844 с.

69. Улиг Г.Г., Реви Р.У. / Коррозия и борьба с ней. Введение в коррозионную науку и технику. // JL: Химия. Ленингр. отд-ние. 1989.455 с.

70. Медведев А.П. // Безопасность труда в промышленности 1997. N2. С.4.

71. Балабан-Ирменин Ю.В., Рубашов A.M., Бессолицын С.Е. / Особенности коррозионных поражений магистральных трубопроводов теплосети. // Защита металлов. 1994. Т.ЗО. №1. С.85-90.

72. Крутиков П.Г., Брусов К.Н., Верховский Д.Д. и др. / Химико-технологическое обеспечение в промышленной и коммунальной энергетике. // Защита металлов. 1994. Т.ЗО. №2. С.217-224.

73. Похмурский В.И., Гныш И.П., Антощак И.Н. / Электрохимические свойства сталей АЭС в реакторной воде при 90-300 °С. // Защита металлов. 1994. Т.ЗО. № 3. С.271-275.

74. Маричев Ф.Н. и др. // М.: ВНИИОЭНГ. Обзорная информация. Сер. Коррозия и защита в нефтегазовой промышленности. 1981.43 с.

75. Абдуллин И.Г., Давыдов С.Н., Худяков М.А. и др. //Нефтяное хозяйство. 1984. №3. С.51.

76. Камаева С.С. / Локальные коррозионные явления, сопряженные с воздействием микроорганизмов.// ИРЦ «Газпром». Москва. 1999. 40 с.

77. Кузнецова Е.Г. / «Противокоррозионная защита городских трубопроводов». // Международная школа повышения квалификации "Инженерно-химическая наука для передовых технологий". Труды Пятой сессии. Под ред. В.А .Махлина. Москва. 1999. Т. 2. С. 115-132.

78. Низамов К.Р. / Повышение эксплуатационной надежности нефтепромысловых трубопроводов. // Автореферат дисс. докт. техн. наук. Уфа. 2002. 46 с.

79. РД 39-132-94. / Правила по эксплуатации, ревизии, ремонту и отбраковке нефтепромысловых трубопроводов. // М.: 1994. С.6.

80. Соколовская Е.М., Гузей JI.C. / Металлохимия. // Издательство Московского университета. 1986. 264 с

81. Дамаск А., Дине Дж. Под ред. Б.Я.Любова. / Точечные дефекты в металлах. // М.:Мир. 1966. 282 с.

82. Лившиц Б.Г. / Металлография. // М.: Металлургия. 1971. 405 с.

83. Бунин К.П., Баранов А.А. / Металлография. // М.:Металлургия. 1970. 254 с.

84. Жуков А.П., Малахов А.И. / Основы металловедения и теории коррозии. // М.: Высшая школа. 1991. 169 с.

85. Моррисон С. / Химическая физика поверхности твердого тела. // М.: Мир. 1980. 488 с.

86. Делингер У. / Теоретическое металловедение. // М.: Металлург-издат 1960. 296 с.

87. Металлография железа. Справочник. // М.: Металлургия. 478 с.

88. Keller Н. //Archiv fur das Eisenhuttenwessen. 1974. B.45. № 9. S.569-574.

89. Keller H., Grabke K.J., Stoppa K.-P. / Chemishe und electro-chemische Reaktionen von Eisensulfid und Mangansulfld in Sauren und neu-tralen Losungen. // Werkst. Und Korrosion. 1981. B. 32. № 8. S. 275-281.

90. Huang H.H., Tsai W.-T., Lee J.-T. / Corrosion morphology of A516 carbon steel in H2S solution. // Scr. Met. Et Mater. 1994. V.31. № 7. P.825-828.

91. Калмыков B.B. / Исследование влияния пластической деформации на коррозионную стойкость арматурной стали. //Защита металлов.1987. Т.23. № 4. С.659-662.

92. Калмыков В.В., Ляховецкая Л.Л. / Влияние углерода на коррозионное поведение термически упрочненного проката. // Защита металлов.1988. Т.24. № 2. С.275-276.

93. Калмыков В.В., Гречаная И.Я. / Влияние термообработки на коррозионную стойкость углеродистой стали У-8. // Защита металлов. 1992. Т.28. № 5. С.750-753.

94. Калмыков В.В., Гречаная И.Я. / Коррозия низколегированной стали, термически упрочненной с прокатного и отдельного нагревов. // Защита металлов. 1993. Т.29. № 2. С.315-317.

95. Калмыков В.В., Воловик Н.Г. / Влияние режимов высокотемпературной термической обработки на структуру, свойства и склонность к коррозионному растрескиванию термоупрочненного проката. // Защита металлов. 1994. Т.30. № 5. С.537-539.

96. Калмыков В.В., Гречаная И.Я., Раздобреев В.Г. / Исследование влияния условий деформационно-термической обработки на коррозионную стойкость конструкционной стали. // Защита металлов. 1997. Т.33. № 1. С.57-59.

97. Узлов И.Г., Калмыков В.В., Гречаная И.Я., Раздобреев В.Г. / Влияние термической обработки на коррозионную стойкость технического железа. // Защита металлов. 1998. Т.34. № 5. С.507-510.

98. Реформатская И.И., Подобаев А.Н., Флорианович Г.М. и др. / Оценка стойкости низкоуглеродистых трубных сталей при коррозии в условиях теплотрасс. // Защита металлов. 1999. Т.35. № 1. С.8-13.

99. Флорианович Г.М., Реформатская И.И. / Роль фаз перлитного типа в углеродистой стали в процессе ее локальной коррозии. // Вестник Тамбовского университета. 1999. Т. 4. № 2. С. 131-132.

100. Реформатская И.И., Липовских В.М., Родионова И.Г. и др. / Причины снижения коррозионной стойкости углеродистых и низколегированных сталей и новые методы ее оценки. // Практика противокоррозионной защиты. 2002. № 4 (26). С. 41-44.

101. Сорокин Г.В., Волосникова А.В., Вяткин С.А. и др. / Марочник сталей и сплавов. Под общ. ред. Сорокина Г.В. // М.: Машиностроение. 1989. 640 с.

102. Реформатская И.И., Завьялов В.В., Подобаев А.Н. и др. / Влияние структурно-фазовых неоднородностей углеродистых и низколегированных трубных сталей на развитие локальных коррозионных процессов. // Защита металлов. 1999. Т.35. № 5. С.472-480.

103. Колотыркин Я.М., Фрейман Л.И. В сб. / Роль неметаллических включений в коррозионных процессах. В сб. Итоги науки и техники. Сер. Коррозия и защита от коррозии. // М.: ВИНИТИ. 1978. Т.6. С.5.

104. Wranglen G. / Active sulfides and the pitting corrosion of carbon steels // U.R. Evans Intern.Conf. on Localised Corrosion. Dec. 1971. USA, Williamsburg. Publ. by NACE. Houston. 1973. P.462-477.

105. Червяков А.Н. / Металлографическое определение включений в стали. // М.: Металлургиздат. 1957. 116 с.

106. Коваленко B.C. / Металлографические реактивы. Справочник. // М.: Металлургия. 1970. 133 с.

107. Tronstad L., Sejerstad J. / Effects of S and P on corrosion of Fe. // J. Iron and Steel Inst. 1933. V. 121. №1. P. 425-431.

108. Hoar T.P. Havenhand D. / Factors influencing the rate of mild steels by typical weak acid media. // J. Iron and Steel Inst. 1936. V. 133. P. 239-265.

109. Streicher M.A. / Pitting of 18Cr-8Ni stainless steels. // J. Electrochem. Soc. 1956. V.7. P.375-381.

110. Forhammer P., Engel H.J. / Untersuchungen uber die Lochfrass an-passiven austenitischen Chrom-Nickel-Stahlen in neutralen chlorid Losungen. // Werkst. Und Korros. 1969. B. 20. № 1. S.l.

111. Szklarska-Smialowska Z., Szummer A., Janik-Czachor M. / Electron microprobe study of the effect of sulphide inclusions on the nucleation of corrosion pits in stainless steel. // Br. Corros. J. 1970. V.5. № 2. P. 159-161.

112. Wranglen G. / Pitting and sulphide inclusions in steel. // Corrosion. 1974. V. 14. №4. P.331-349.

113. Wranglen G. / Review article on the influence of sulfide inclusions on the corrodibility of Fe and steel. // Corros. Sci. 1969. V.9. № 8. P.585-602.

114. Реформатская И.И. / Сульфидные включения в сталях и их роль в процессах локальной коррозии. // Чтения в память о Я.М. Колотыркине. 3-я юбилейная научная сессия. Т. 1. Сборник докладов. М.: НИФХИ им. Л .Я. Карпова. 2000. С. 66-77.

115. Реформатская И.И., Фрейман Л.И. / Образование сульфидных включений в структуре сталей и их роль в процессах локальной коррозии. // Защита металлов. 2002. Т.37. № 5. С.511-516.

116. Справочник химика. //М.,-Л.: Химия, 1966. Т.2. С.1167.

117. Прохоренко К.К. / Рафинирование стали. // Киев. Техшка. 1975.190 с.

118. Шварцман Л.А., Петрова Е.Ф. / Термодинамика растворов серы в железе и его сплавах и условия выделения сульфидных фаз. // Журн. Физ. Химии. 1979. № 7. С.1633-1647.

119. Справочник химика. // М.,-Л.: Химия, 1966. Т.1. С.774.

120. Eklund G.S. / Initiation of pitting at sulfide inclusions in stainlesssteel. // J. Electrochem. Soc. 1974. V. 121. № 5. P.447-473.

121. Фрейман Л.И., Волков A.E., Маркова Т.П., Пикус Е.А. / О модификации включений сульфида марганца титаном для улучшения пасси-вационных характеристик хромистой нержавеющей стали. // Защита металлов. 1993. Т.29. № 1. С.64-72.

122. Ивлева Г.А., Тастанов К.Х., Таубалдиев Т.С. др. / Техническое состояние водовода Астрахань-Мангышлак: Астрахань-Мангышлак и качество транспортируемой воды. // Водоснабжение и санитарная техника. 2002. №6. С. 16-20.

123. Реформатская И.И., Ащеулова И.И., Ивлева Г.А. и др. / Водовод Астрахань-Мангышлак: Коррозионное состояние внутренней поверхности и способы ее противокоррозионной защиты. Часть I. Коррозионные отложения. // Защита металлов.2002. Т.38. № 6. С.660-664.

124. Томашпольский Ю.Я. / Методы электронного, фотонного и ионного зондирования в коррозионных исследованиях. // В сб. Итоги науки и техники. Сер. Коррозия и защита от коррозии. М. :ВИНИТИ. 1984. С. 167-223.

125. Петрова Т.И. / Теоретический анализ и практика рекомендаций для оптимизации водно-химических режимов тепловых электростанций. // Автореферат дисс. докт. техн. наук. М,: ГОУВПО МЭИ. 2001. 46 с.

126. Балабан-Ирменин Ю.В., Федосеев Б.С., Бессолицын С.Е. и. др. / О нормах водно-химического режима для теплосети. // Теплоэнергетика. 1994. № 8. С. 76-80.

127. Балабан-Ирменин Ю.В., Шарапов В.И., Рубашов A.M. / Влияние деаэрации подпиточной воды теплосети и типа деаэратора на внутреннюю коррозию и повреждаемость теплопроводов. // Электрические станции. 1993. №6. С. 42-46.

128. Балабан-Ирменин Ю.В., Бессолицын С.Е., Рубашов A.M. / Влияние величины рН, содержания хлоридов и сульфатов в сетевой воде на внутреннюю коррозию и повреждаемость труб тепловых сетей. // Теплоэнергетика. 1994. № 7. С. 31-34.

129. Сукач С.П., Шендорович И.В., Угланова В.В. / Влияние сульфатов и хлоридов на коррозию металла в солоноватых вода. // Химия и технология воды. 1989. Т. 11. № 5. С. 470-472.

130. Балабан-Ирменин Ю.В., Липовских В.М., Бессолицын С.Е., и др. / Причины увеличения повреждений трубопроводов теплосети от внутренней коррозии. //Теплоэнергетика. 1993. № 12. С. 71-74.

131. Бессолицын С.Е. / Исследование процессов внутренней коррозии трубопроводов тепловых сетей с целью нормирования анионного состава сетевой воды. // Дисс. Канд. Тех. Наук. М.: ВТИ. 1994. 170 с.

132. Балабан-Ирменин Ю.В., Рубашов A.M., Сазонов Р.П. и др. / Оценка коррозионно опасности попадания воздуха в тепловые сети. // Энергетик. 1991. № 8. С. 23-24.

133. Балабан-Ирменин Ю.В., Рубашов A.M., Бритвина Н.М. и др. / Влияние углекислоты на развитие процессов локальной внутренней коррозии трубопроводов теплосети. // Теплоэнергетика. 1991. № 9. С. 59-63.

134. Колотыркин Я.М., Флорианович Г.М., Петров П.С. и др. / О применении кислорода для защиты сталей от коррозии в воде при высоких температурах. Коррозия реакторных материалов. // М.: Атомиздат. 1960. С. 29-41.

135. Липовских В.М., Кашинский В.И., Реформатская И.И. и др. / Зависимость коррозионной стойкости теплопроводов из углеродистой стали от водного режима теплосетей. // Защита металлов. 1999. Т.35. № 6. С.653-655.

136. Рейзин Б.Л., Стрижевский И.В., Шевелев Ф.А. / Коррозия и защита коммунальных водопроводов. // М.: СТРОЙИЗДАТ. 1979. 397 с.

137. Сирота A.M., ЛатунинВ.И. / Исследование коррозии углеродистой стали в питательной воде тепловой электростанции одновременно весовым и электрохимическим методами. // Защита металлов. 1997. Т.33. № 2. С.168-175.

138. Сорокин В.И. / Влияние поверхностных отложений на коэффициент, связывающий поляризационное сопротивление и скорость коррозии металла в водопроводной воде. // Защита металлов. 1995. Т.31. № 4. С.445-448.

139. Бабаков А.А., Приданцев М.В. / Коррозионностойкие стали и сплавы. // М.: Металлургия. 1971. 320 с.

140. Завьялов В.В. / Эффективность применения средств антикоррозионной защиты на месторождениях Западной Сибири. //II Международный Конгресс "Защита-95" Тез. докл. Москва, ноябрь (20-24) 1995. С.90.

141. МсВее C.L., Kruger J. / Nature of passive films on iron-chromium alloys. // Electrochim. Acta. 1972. V. 17. № 8. P. 1337-1341.

142. Уманский Я.С., Скаков Ю.А. Физика металлов. Атомное строение металлов и сплавов. Атомиздат, 1978. 352 с.

143. Княжева В.М., Колотыркин Я.М. / Анодная пассивация хрома в кислых растворах.//ДАН СССР. 1957. Т.114. №6. С.1265-1268.

144. Колотыркин Я.М., Княжева В.М. / Анодная пассивация металлов в водных растворах электролитов. // М.: Изд. АН СССР. 1959. С.549-602.

145. Колотыркин Я.М., Коссый Г.Г. / Влияние воды на анодное поведение хрома в метанольных растворах хлористого водорода. // Защита металлов. 1965. Т. 1. № 3. С. 272-276.

146. Frankental R.P., Malm G.L. / Analysis of the air-formed oxide film on a series of iron-chromium alloys by ion-scattering spectrometry. // J. Electro-chem. Soc. 1976. V. 123. № 2. P. 186-191.

147. Колотыркин Я.М., Флорианович Г.М. / Аномальные явления при растворении металлов. // В сб. Итоги науки и техники. Сер. Электрохимия. М.: ВИНИТИ. 1971. Т.7. С.5-64.

148. Колотыркин Я.М., Коршунов В.Н. / О взаимосвязи между электронным строением металлов и их способностью растворяться по химическому механизму. //ДАН СССР. 1985. Т. 281. № 6. С. 1392-1396.

149. Колотыркин Я.М., Флорианович Г.М. / Аномальное растворение металлов. Экспериментальные факты и их теоретическое толкование. // Защита металлов. 1984. Т.20. № 1. С. 14-24.

150. Томашов Н.Д., Чернова Г.ГТ. / Коррозия и коррозионно-стойкие сплавы. // М.: Металлургия. 1973. 232 с.

151. Томашов Н.Д., Чернова Г.ГТ. / Теория коррозии и коррозионно-стойкие конструкционные сплавы. // М.: Металлургия. 1986. 359 с.

152. Флорианович Г.М., Колотыркин Я.М. / Влияние содержания хрома на электрохимическое и коррозионное поведение сплавов железо -хром. // Докл. АН СССР, 1960. Т.130. № 3. с. 585 588.

153. Флорианович Г.М., Колотыркин Я.М. / К вопросу о механизме растворения сплавов железа с хромом в серной кислоте. // ДАН СССР. 1964. Т.157. № 2. С. 422-425.

154. Чуланов О.Б., Сердюк Т.М., Чернова Г.П. / Влияние электронного строения сплавов железо хром на особенности растворения в активной области потенциалов. // Защита металлов. 1987. Т.23. № 5.С.842 - 844.

155. Чернова Т.П., Томашов Н.Д., Сердюк Т.М. / Особенности анодного растворения высокохромистых сплавов железа. // Защита метал-лов.1987. Т.23. № 5.С.272 275.

156. Стефанский И.С., Богоявленская Н.В. / Анодное растворение сплавов Fe Сг в сернофосфорнокислом электролите полирования. // Защита металлов, 1970. Т.6. № 6. С.707 - 710.

157. Simpson J.R., Brook P.А. / The anodic dissolution of iron- chromium alloys. // J. Apl. Electrochem. 1974. V. 4. № 2. P. 163-167.

158. King P.E., Uhlig H.H. / Passivity of iron- chromium binary alloys.// J. Phus. Chem. 1959. V. 63. № 12. P. 2026-2032.

159. Флорианович Г.М., Колотыркин Я.М. / О пассивационных характеристиках сплавов на основе железа. // ДАН СССР. 1963. Т. 151. № 1. С. 1444-1447.

160. Флорианович Г.М. / Кинетика растворения железа, хрома, никеля и их сплавов в активном состоянии. // Дисс. докт. хим. наук. М.: НИФ-ХИ им. Л.Я. Карпова. 1982. 431 с.

161. Пласкеев А.В., Каспарова О.В., Колотыркин Я.М. / Роль активных центров поверхности в процессе растворения железа и его сплавов в серной кислоте. // Защита металлов. 1984. Т.20. № 1. С.62-67.

162. Маркова Т.П., Фрейман Л.И., Волков А.Е., Пикус Е.А., Пахомо-ва Н.М. / Критическое произведение концентраций серы и марганца в низкоуглеродистой ферритной стали с 17% Сг. // Защита металлов. 1988. Т.24. №9. С.831-835.

163. Beverskog В., Puigdomenech I. / Oxidation properties of Cr in aqueous solutions. // Corros. Sci. 1997. V. 39. № 1. P. 43.

164. Колотыркин Я.М., Головина Г.В., Флорианович Г.М. / Депасси-вирующее действие галлоидных ионов на сплавы на основе железа. // Докл. АН СССР. 1963. Т. 148. С. 1106.

165. Freiman L.I., Lap Le Min, Kolotyrkin Ya.M. Untersuchung der De-passivation und Repassivation von Eisen und einiger seiner Legirungen in Halo-genidlosungen. // Z. Phys. Chem. (Leipzig). 1973. V. 252. P. 76-92.

166. Jlan Ле-Мин. / Граничные потенциалы питтинговой коррозии железа и сплавов железо-хром в растворах галогенидов, а также ционка в хлоридном электролите сухих марганцевых элементов. // Дисс. канд. хим. Наук. Москва. НИФХИ им. Л.Я. Карпова. 1981. 187 с.

167. Kawashima A., Hashimoto К. / The pitting corrosion behavior of rapidly solidified alloys in 0,5 M NaCl solution. // Corros. Sci. 1986. V. 26. № 6. P. 467-478.

168. Heusler K.E., Fiescher L. / Kinetics of pit initiation at the alloy Fe5Cr. // Werkst. Und Korros. 1976. B. 12. N 11. S. 788-791.

169. Horvath J., Uhlig H.H. / Critical potentials for pitting corrosion of Ni, Cr-Ni, Cr-Fe and related stainless steels. // J. Electrochem. Soc. 1968. V. 115. №8. P. 791-795.

170. Hisamatsu Y. / Pitting corrosion of stainless steels in chloride solutions. // Passivity and it's breakdown on Iron and Iron base Alloys. USA-Japan Seminar. Honolulu. Publ. By NACE. 1977. P. 99-110.

171. Hara N., Sugimoto K. / The study of the passivation films on Fe-Cr alloys by modulation spectroscopy. // J. Electrochem. Soc. 1979. V. 126. № 8. P. 1328-1334.

172. Starr K.K., Vernic E.D., Pourbaix M. / The significance of the protection potential for Fe-Cr alloys at room temperature. // Corrosion (NACE). 1967. V. 32. №2. P. 47-51.

173. Колотыркин Я.М., Княжева В.М., Пласкеев А.В., Гребенщиков В.А., Нейман Н.С. / Закономерности селективного растворения компонентов некоторых коррозионностойких сплавов. // ДАН СССР. 1976. Т.226. № 2. С.382-385.

174. Frankentahl R.P., Malm D.L. / Analysis of the air-formed oxide films on a series of iron-chromium alloys by ion-scattering spectrometry. // J. Electro-chem. Soc.1976. V. 123. № 2. P. 186-191.

175. Kruger J. / Nature of anodic passive films — present state of understanding. // Proc. 9th Congr. Met. Corros. Canada. Toronto. June 1984. Ottawa. 1984. V. 3. P. 79-88.Ш

176. Chattopadhyay В., Wood G.S. / The transient oxidation of Fe-Cr and Ni-Cr alloys. 11 J. Electrochem. Soc. 1970. V. 117. № 9. P. 1163-1171.

177. El-Basiouni M.S., Haruyama S. / The polarization behaviour of Fe-Cr alloys in acide sulphate solutions in the active region. // Corros. Sci. 1976. V. 16. № 8. P. 528-540.

178. Alexandre В., Caprani A., Charbonnier I.E. et all. / The influence of chromium on the mass transport limitation of the anodic dissolution of ferritic steels Fe-Cr in molar sulphuric acid. // Corros. Sci. 1981. V. 21. № 1. P. 765» 780.

179. Lizlovs E.A., Bond A.P. / Anodic polarization behavior of high purity 13 and 18%Cr stainless steels. // J. Electrochem. Soc. 1975. V. 122. № 6. P. 719-722.

180. Da Cunha Belo M., Rondot В., Pons F. et all. / Study by auger spectroscopy and cathodic reduction of passive films formed on fefrritic stainless steels. // J. Electrochem. Soc. 1977. V. 124. № 9. P. 1317-1324.

181. Lizlovs E.A., Bond A.P. / Anodic polarization behavior of 25%Cr fefrritic stainless steels. // J. Electrochem. Soc. 1971. V. 118. № 1. P. 22-28.m

182. Vernik E.D., Starr K.K., Bowers J.M. / Chemistry of crevice corrosion as observed in certain Cu-Ni and Fe-Cr alloys. // Corrosion. 1976. V. 32. № 2. P. 60-64.

183. Herbsleb I. / Der Einflus des Titangehattes auf die Aktivkorrosion ferritischer Cr-Stahl und austenitischer Cr-Ni Stahle in Schweffelsaure. // Werkst. Und Korros. 1969. B. 20. № 9. S. 762-772.

184. Covino B.S., Rosen Jr. M., Driscoll T.J. et al. / The effect of oxygen on the open-circur passivity of Fe-18Cr. // Corros.Sci. 1986. V. 26. № 2. P. 95107.

185. Попов Ю.А. / Теория взаимодействия металлов и сплавов с кор-розионно-активной средой. // М.: Наука. 1995. 200 с.

186. Teramoto К., Asami К., Hashimoto К. / The composition of passive films on ferritic 30Cr stainless steels. // Korros. Engn. (Bosoku Gijutsu). 1978. V. 27. № 2. P.57-62.

187. Бент Jl., Массакан Г., Гиссен Б. / Диаграммы фаз в сплавах. // М.: Мир. 1988. 272 с.

188. Szklarska-Smialowska Z., Lunarska Е. / The effect of sulfide inclusions on the susceptibility of steels to pitting, stress corrosion cracking and hydrogen embrittlement. // Werkst. Und Korros. 1981. Bd. 32. № 4. S. 478-485.

189. Шварцман Л.А., Петрова Е.Ф., Боголюбский С.Д. Царева А.Н. // Заводская лаборатория. 1979. Т.45. С. 535.

190. Sugimoto К., Нага N., Isshiki М., Igaki К. / Corrosion resistance of high purity Fe-Cr alloys in acid and chloride media. // J. Japan Inst. Metals. 1982. V. 46. №7. P. 703-712.

191. Stolica N / Pitting corrosion of Fe-Cr alloys. // Corros. Sci. 1969. V. 9. №9. P. 205-216.

192. Janic-Czachor M., Szklarska-Smialowska Z. / Pitting corrosion of single crystals of the Fe-16Cr alloy in solutions containing СГ ions. // Corros. Sci. 1968. V. 8. № 4. P. 215-220.

193. Алексеев В.М., Дегтярева И.В. / В кн.: Диаграммы состояния тугоплавких систем. // Киев: АН УССР. Проблемы материаловедения. 1980. С. 138-147.

194. ЛоповокГ.Г., Колотыркин Я.М., Медведева Л.А. / Влияние сульфат-ионов на анодное поведение никеля. // Защита металлов. 1966.Т. 2. № 5.-С. 527-532.

195. Колотыркин Я.М., Лоповок Г.Г., Медведева Л.А. / Влияние ионов йода на кинетику растворения никеля в кислых растворах электролитов. // Защита металлов. 1969. Т. 5. № 1. С. 3-9.

196. Бунэ Н.Я. / К вопросу об электрохимическом и коррозионном поведении никеля в растворах серной и хлорной кислот. // Защита металлов. 1965.-Т. 1. № 2. С. 168-171.

197. Бунэ Н.Я. / К вопросу о пассивации никеля в растворах серной кислоты. // Защита металлов. 1967.Т.З. № 1. С. 50-54.

198. Heusler К.Е., Gaiser L. / Abscheidung und Auflosung von Nickel in Perchloratlosungen. //Elektrochim. Acta. 1968.-Bd. 13. № l.S. 59-63.

199. Новаковский В.М., Трусов Г.Н., Фандеева М.Ф. / Об особенностях и природе анодного поведения никеля до начала второй пассивции. // Защита металлов. 1969. Т. 5. № 5.-С. 503-510.

200. Свистунова Т.В. / Современные коррозионо-стойкие стали и сплавы. // Международная школа повышения квалификации "Инженерно-химическая наука для передовых технологий". Труды Пятой сессии. Под ред. В.А. Махлина. Москва. 1999. Т. 2. С. 176-202.

201. Чжан Чжи-бин, Кравцов В.И., ДурдинЯ.В. / Кинетика электродных процессов, протекающих на твердых электродах. I. Анодные поляризационные кривые на никеле в серной кислоте. // Журн. физ. химии. 1960. Т. 34. № 9. С. 2040-242.

202. Колотыркин Я.М., Фрумкин А.Н. / Влияние концентрации кислоты и добавок платины на растворение никеля. // Докл. АН СССР. 1941. Т. 33. № 7/8. с. 451-453.

203. Sato N., Okamoto G. / Kinetics of the anodic dissolution of nickel in sulfuric acid solutions. // J. Electrochem. Soc.1964. V. 111. № 8. P. 897-902.

204. Агладзе T.P., Сушкова О.О., Сасаки X. / Исследование кинетики элементарных стадий реакции ионизации никеля импульсным потенцио-статическим методом. // Электрохимия. 1980.-СССР. Т. 16. № 10.С. 14591464.

205. Piatti R.C., ArviaA.J., PodestaJ.J. / The electrochemical kinetic behaviour of nickel in acid aqueous solutions containing chloride and perchlorate ions. // Electrochim. Acta. 1969. V. 14. № 7. p. 541-548.

206. Ягупольская JI.H. / Влияние тонкой структуры на коррозионные и электрохимические свойства металлических материалов. // Дисс. докт. хим. наук.- Киев: Ин-т проблем материаловедения. 1977. 321 с.

207. Di Bari G.A., Petrocelli J.V. / The effect of composition and structure on the electrochemical reactivity of nickel. // J. Electrochem. Soc. 1965. V. 112. № 1. P. 99-104.

208. TokudaT., Ives M.P. / Pitting corrosion of Ni. // Corros. Sci. 1971. V. 11. №5. P. 297-304.

209. Батраков B.B., Батракова Ю.А., Иофа З.А. / О связи микроструктуры и адсорбционных свойств железного электрода. // Электрохимия. 1971 Т. 7. № 7. С. 1008-1014.

210. Батракова Ю.А., Батраков В.В., Иофа З.А. / Влияние механической и термической обработки железа на эффективность ингибиторов коррозии. // Электрохимия. 1971. Т. 7. № 7. С. 1012-1016.

211. Козачинский А.Э., Пчельников А.П., Скуратник Я.Б., Лосев В.В. / Коррозионно-электрохимическое поведение никеля в растворах серной кислоты. // Защита металлов. 1992. Т.28. № 2. С.191-195.

212. Скуратник Я.Б., Козачинский А.Э., Пчельников А.П., Лосев В.В. / Влияние предварительной катодной поляризации на анодное растворение никеля в кислых растворах. // Электрохимия. 1991. Т. 27. № 11. С. 14481452.

213. Trabanelli G., Zucci F., Felloni L. / Behaviour of nickel and its alloys in acidic media. //Corros. Sci. 1965. V. 5. № 3. P. 211-218.

214. Cid M., Jouanneau A., Nganga D., Petit M.C. / Comparison between the dissolution and passivity of nickel in sulphuric and hydrofluoric acids. // Electrochim. Acta. 1978. V. 23. № 9. P. 945-949.

215. Jouanneau A., Keddam M., Pettit M.C. / A general model of the anodic behaviour of nickel in acid media. / /Electrochim. Acta. 1976. V. 21. № 4. P. 287-291.

216. Mayers J.R., Beck F.H., Fontana M.G. / Anodic polarisation behaviour of nickel-chromium alloys in sulphuric acid solutions. // Corrosion. 1965. V. 21. №9. P. 277-282.

217. Sayano R.R., Ken Nobe. / Continuous and pulse polarisation of Ni in H2S04. // Corrosion. 1966. V. 22. № 4. P. 81-86.

218. Kronenberg M.L., Banter J.C., YeagerE., Hovorka F. / The electrochemistry of nickel. II. Anodic polarization of nickel. // J. Electrochem. Soc. 1963. V. 110. № 9. P. 1007—1013.

219. Petit M.C., Casanova A., Jouanneau A. / Role et influence des ions HSO4" sur la corrosion du nickel el milieu sulfurique. // Mat. Chemistry. 1979. V. 4. № 1. P. 67-72.

220. Burstein G.T., Wright G.A. The anodic dissolution of nickel —II. Bromide and iodide electrolytes. // Electrochim. Acta. 1976. V. 21. № 4. P. 311 -318.

221. Колотыркин Я.М., Попов Ю.А., Алексеев Ю.В. / О механизме влияния анионов на процесс растворения никеля в кислых растворах электролитов. // Электрохимия. 1973. Т. 9. № 5. С. 629-635.

222. Bengali A., Ken Nobe. / Electrodissolution kinetics of nickel in concentrated acidic chloride solutions. // J. Electrochem. Soc. 1979. V. 126. № 7.-P. 1118-1123.

223. Михайлова Э.И., Иоффа З.А. / О влиянии галоидных анионов и некоторых органических соединений на электрохимическое поведение никеля в кислых растворах. // Электрохимия. 1965. Т. 1. № 1. С. 107-111.

224. Мовчан Б.А., Кузьмин Г.С., Мочалова Т.Ф. и др. / Коррозия гникеля разнной чистоты в газообразном фтористом водорооде. // Защита металлов. 1971.-Т.7. № 1.С. 32-34.

225. Datta М., Landolt D. / Pit and flow steek formation during high rate dissolution of nickel. // J. Electrochem. 1989. V. 129. №. 9. P. 189-1895.

226. Ульянин E.A. / Коррозионностойкие стали и сплавы. // Справочник. М.:Металлургия. 1980. 208 с.

227. Структура и коррозия металлов и сплавов. // Атлас. Справочник. Под ред. Е.А.Ульянина. М : Металлургия. 1989. 399 с.

228. Ульянин Е.А., Свистунова Т.В., Левин В.Ф. / Коррозионно-стойкие сплавы на основе железа и никеля. // М.: Металлургия. 1986. 262 с.

229. Туфанов Д.Г. / Коррозионная стойкость нержавеющих сталей, сплавов и чистых металлов. // М.: Металлургия. 1990. 320 с.

230. Подобаев А.Н., Джанибахчиева Л.Э., Колотыркин Я.М. / Закономерности анодного растворения Ni-Fe сплавов. // Электрохимия. 1996. Т. 32. № 5. С. 549-555.

231. Кузнецов Ю.И., Лукьянчиков О.А. / Особенности депассивации сплавов железо-никель в нейтральных растворах. // Защита металлов. 1994. Т.30. № 3. С. 253-259.

232. Econony L., Speiser P., Bech F.N. et al. / Anodic polarization behaviour of iron-nickel alloys in sulfuric acid solutions. // J. Electrochem. Soc. 1961. V. 108. №2. P. 337-343.

233. Tamman G. Die chemischen und galvanischen Eigenschatten von Nischkristallrein und ihre Atomverteilung. Z. anorg. U. allg. Chem. 1919.B. 107. B. 1-3. 239 s.

234. Щербаков А.И. / Теория растворения бинарных сплавов и закон п-8 Таммана. // Материалы всероссийской конференции «Физико-химические процессы в конденсированном состоянии и на межфазных границах», «ФАГРАН-2002». Воронеж, 11-15 ноября 2002 г. С. 162-163.

235. Шанк Ф. / Структура двойных сплавов. // М.: Металлургия. 1973.760 с.

236. Hodge F.D., Wilde В.Е. / Effect of chloride ion on the anodic dissolution kinetics of chromium-nickel binary alloys in dilute sulfuric acid. // Corrosion. 1970. V. 26. № 6. P. 146-150.

237. Mitrovich-Scepanovic V., Ives M.P. / Anodic films on single phase Ni-Mo alloys. // Corrosion. 1984. V. 40. N 12. P. 655-663.

238. Ульянин E.A. / Коррозионностойкие стали и сплавы. // В кн.: Новые достижения в области теории и практики противокоррозионной защиты материалов. М.: Наука. 1981. С. 77-92.

239. Лахтин Ю.М., Леонтьева В.П. / Материаловедение. // М.: Машиностроение. 1980. С. 257-258.

240. Ульянин Е.А. / Коррозионностойкие стали и сплавы. // М.: Металлургия. 1980. С. 107-110.

241. Нгуен Тхе Донг, Фрейман Л.И., Коннов Ю.П., Волков Д.Е. / Взаимосвязь влияния никеля и включений MnS на анодное поведение низткоуглеродистых нержавеющих сталей в серной кислоте. // Защита металлов. 1985. Т. 21. № 5. С. 861-866.

242. ГОСТ 9.912-89. Стали и сплавы коррозионно-стойкие. Методы ускоренных испытаний на стойкость против питтинговой коррозии.

243. Фрейман Л.И, Пражак М., Кристаль М.М. и др. / Об унификации методов ускоренных испытаний нержавеющих сталей на стойкость против питтинговой коррозии. Основная концепция. Химические испытания. // Защита металлов. 1984. Т. 20. № 5. С. 698-710.

244. Фрейман Л.И., Нгуен Тхе Донг, Волков Д.Е., Коннов Ю.П. / ^ Влияние никеля и включений MnS в металле на питтинговую коррозиюнизкоуглеродистых нержавеющих сталей. // Защита металлов. 1986. Т. 22. №5. С. 716-720.

245. Замалетдинов И.И. / Кинетика и механизм анодного растворения модели питтинга — полностью активированного электрода из стали 12Х18Н10Т. // Дисс. канд. хим. наук. М.: НИФХИ им. Л.Я. Карпова. 1985. 200 с.

246. Reformatskaya I.I., Freiman L.I., Kolotyrkin Ya.M. et al. / Passivation and stability of passive state of Chrome-nickel austenitic steels depending

247. Щ on molybdenum content and MnS inclusions. // 10th Intern. Congr. On Metallic

248. Corros. 7-11 nov. 1987. Madras. India. V. IV. P. 3919-3926.

249. Pickering H.W., Frankenthal R.P. / On rhe mechanism of localized corrosion of iron and stainless steel. // J. Electrochem. Soc. 1972. V. 119. № 10. P. 1297-1310.

250. Worch H., Garz I., Schatt W. / Einfliss von Oberflachen und ce-mischer Zusammensetzung auf die Lochkorrosion von Ni-Einkristallen. // Werkst. UndKorros. 1973. B.24. № 10. S. 872-880.0

251. Janik-Czachor M., Szummer A., Szklarska-Smialowska Z. / Effect of sulphur and manganese on nucleation of corrosion pits in iron. // Brit. Corros. J. 1972. V. 7. P.90-93.

252. Колотыркин Я.М., Княжева B.M., Пласкеев A.B. / О механизме влияния молибдена на коррозионное поведение нержавеющих сталей. // Докл. АН СССР. 1978. Т. 23. № 6. С. 1483-1484.

253. Вязников Н.Ф. / Легированная сталь. // М.: Гос. Н.-т. изд-во литературы по черной и цветной металлургии. 1963. 271 с.

254. Гладышевский Е.Н., Борусевич Л.К. / Тройная система Fe-Cr-Si. II Известия АН СССР. 1966. № 1. С. 159-164.

255. Колганова Н.В., Ширина Н.Г., Томашпольский Ю.Я., Колотыркин В.И., Княжева В.М. / Эмиссионные свойства и состав поверхностных слоев коррозионностойких сплавов Fe-Si. // Защита металлов, 1991. Т.27. № 2. С. 263-266.

256. Молотилов Б.В., Петров А.К., Боревский В.М. и др. Сера в электротехнических сталях. М.: Металлургия. 1973. 175 с.

257. Попов Ю.А., Колотыркин Я.М. / Теория солевой пассивности металлов. // Защита металлов, 1977. Т.31. № 12. С. 3121 -3127.

258. Crow Wesley В., Myers James R., Jefffeys J.V. / Anodic polarization behaviors of Fe-Si alloys in sulfuric acid solutions. // Corrosion, 1972. V.28. № 3. P.77-82.

259. Сухотин A.M. / Физическая химия пассивирующих пленок на железе. // Л.: Химия. 1989. 218 с.

260. Глазкова С.А., Шварц Г.Л., Фрейман Л.И., Тавадзе Ф.Н. / Исследование устойчивости хромо-никелевых сталей, легированных молибденом и кремнием к локальной коррозии. // Защита металлов, 1974. Т. 10. № 1. С.9-17

261. Левин И.А., Бурцева И.К., Лозовацкая Л.П., Замирякин Л.К. / Изучение влияния низких концентраций кремния на межкристаллитную коррозию стали 000Х18Н13 в окислительной среде. // Защита металлов, 1974. Т. 10. №1. С. 3-9

262. Лозовацкая Л.П. / О влиянии кремния на стойкость границ зерен закаленных аустенитных хром-никелевых сталей в сильноокислительных средах. // Защита металлов, 1983. Т. 13. № 6. С. 923-926.

263. El-Roubi E.Y., Kuhn А.Т., Wakeman D. / Study of Anodic Processes on Iron-Silicon-Based Alloys. II. Ternary alloys. // Brit. Corros. J., 1981. V.16. №3.P.151-155.

264. Калмыков B.B., Гречная И.Я. / Влияние Мп и Si на коррозию термически упрочненной низкоуглеродистой стали. // Защита металлов, 1986. Т.22. № 3. С. 428-431.

265. Wilde В.Е., Armijo J.S. / Influence of silicon and mangavese on corrosion behavior of austenitic stainless steels. // Corrosion. 1968. V. 24. № 12. P. 393-402.

266. Гудремон Э. / Специальные стали. // М.: Металлургия, 1966. Т.2. 1274 с.

267. Wood G.C., Cammack G.F. / The influence of Si and A1 on the anodic passivation of Fe-Cr alloys. // Corros. Sci. 1968. V.8. № 3. P.159-171.

268. Lizlovs E.A. / Effects of Mo, Cu, Si and P on anodic behavior of 17Cr steels. // Corrosion, 1966. V.22. № 11. P. 297-308.

269. Каспарова O.B., Боголюбский С.Д., Колотыркин Я.М., Мильман В.М., Лубнин Е.Н., Шаповалов Э.Г., Юдина Н.С. / Роль кремния в межкри-сталлитной коррозии фосфористой стали Х20Н20. // Защита металлов, 1982. Т.18. № 3. с. 336-341.

270. Чигиринская Л.А., Блажиев О.Л., Чуланов О.Б., Томашов Н.Д. / Влияние H202 на потенциал коррозии и скорость растворения железа при различной интенсивности перемешивания раствора. // Защита металлов, 1994. Т.30. №3. С. 234-238.

271. Бацанов С.С. / Электроотрицательность и химическая связь. // М.: Химия. 1966. 146 с.

272. Чуланов О.Б., Чигиринская Л.А., Чернова Т.П., Томашов Н.Д. / Взаимосвязь электрохимических характеристик пассивности с электроотрицательностью металла. // Защита металлов. 1992. Т.28. № 5. С.829-833.

273. Чуланов О.Б., Чигиринская Л.А., Чернова Т.П., Томашов Н.Д. / Металлохимические представления о процессах анодного растворения и пассивации сплавов Сг-Мо. // Защита металлов. 1993. Т.29. № 3. С.331-337.

274. Tomashov N.D., Cherniva G.P., Markova O.N. / Effect of supplementary alloying elements on pitting corrosion susceptibility of 18Cr-14Ni stainless steels. // Corrosion. 1964. V.20. № 5. P. 166t-173t.

275. Wilde В.Е. / The influence of silicon on the pitting corrosion resistance of an 18Cr-8Ni stainless steel. // Corrosion. 1986. V. 42. № 3. P. 147-151.

276. Томашев Н.Д., Чернова Г.П., Маркова O.H. / Коррозия металлов и сплавов. //М.: Металлургиздат, 1963. 73 с.

277. Новокщенова С.М., Бабаков А.Н. Княжева В.М. Влияние кремния на склонность к питтинговой коррозии стали типа Х20Н20. // Защита металлов. 1968. Т.4. № 6. С. 665-669.

278. Бабаков А.Н., Новокщенова С.М., Левин Ф.Л. и др. / Кремний как легирующий элемент стали 000Х20Н20. Защита металлов. 1989. Т.25. № 5. С. 552-556.

279. Robinson F.P.A., Van Biljon P. / The substitution of molybdenum with vanadium in cast austenitic stainless steel alloys. // Corrosion. 1985. V. 41. № 4. P. 220-228.

280. Cartledge G.H. / Passivation and activation of iron in the presence of molybdate ions. // Corrosion. 1968. V. 24. № 8. P. 223-236.

281. Trabanelli G., Zucchi F. / Inhibition of localized corrosion prisess. // Proc. Of Intern Congr. Eurocorr'87. P. 533-537.

282. Cartledge G.H. / The passivation of iron in the presence of pertech-netate and chromate ions. // J. Electrochem. Soc. 1966. V. 113. № 2. P. 328-333.

283. Sympson R.F., Cartledge G.H. / The mechanism of inhibition of corrosion by the pertechnetate ions. 1. The origin and nature of reactions products. //J. Phys. Chem. 1956. V. 60. №10. P. 1037-1039.

284. Sympson R.F., Cartledge G.H. / The mechanism of inhibition of corrosion by the pertechnetate ions. 4. Comparison with other XO4 " inhibitors. // J. Phys. Chem. 1956. V. 60. № 8. P. 1037-1043.

285. Cartledge G.H., Sympson R.F. / The existence of a Flade-potential of iron inhibited by ions of the X042" type. // J. Phys. Chem. 1957. V. 61. N 7. P. 973-980. J. Phys. Chem. 1957. V. 61. № 7. P. 973-980.

286. Cartledge G.H. / Noncathodic effect of the permanganat ion in the anodic passivation of iron. // J. Electrochem. Soc. 1967. V. 114. № 1. P. 39-42.

287. Cartledge G.H. / Twenty year inhibition of corrosion by pertechnetate ions. // Corrosion. 1973. V. 29. № . P. 361-362.

288. Newman R.C., Ajjawi M.A.A. / A micro-electrode study of the nitrate effect on pitting of stainless steels. // Corros.Sci. 1986. V. 26. № 13. P. 1057-1063.

289. Uhlig H.H., King P.F. / The flade-potential of iron passivated by various inorganic corrosion inhibitors. // J. Electrochem. Soc. 1959. V. 106. №l.P. 1-9.

290. Evans U.R. / Protective films in passivity. // Z. Electrochem. 1958. B. 62. №7/8. S. 619-628.

291. Kolotyrkin Ya.M. / Use of radioactive indicator and electrochemical methods for determining low corrosion rates. // Electrochim. Acta. 1973. V. 18. № 6. P. 593-606.

292. Wirkstrom L.L., Nobe K. / The electrochemical behavior of molybdenum. // J. Electrochem. Soc. 1969. V. 116. № . P. 525-530.

293. Daly C.M., Keel R.G. / On the anodic oxidation of molybdenum. // J. Electrochem. Soc. 1975. V. 122. № 3. P. 350-353.

294. Konig M., Gohr H. / Zur Passivitat des Molybdans in wasriger Lo-sung. // Ber. Bungsengs. Phys. Chem. 1963. V.67. № 8. S.l 837-838.

295. Johnson J.W., Chi C.H., Chen C.K., James W.J. / The anodic dissolution of molybdenum. // Corrosion. 1970. V. 26. № 8. P. 238-242.

296. Johnson J.W., Lee M.S., James W.J. / Electrochemical behavior of molybdenum in acid chloride solutions. // Corrosion. 1970. V. 26. № 11. P. 507510.

297. Leygraf C., Hultquist G., Olefjord el all. / Selective dissolution and surface enrichment of alloy components of passivated Fel8Cr and Fel8Cr3Mo single crystals. // Corros. Sci. 1979. V. 19. № 5. P. 343-357.

298. Лейграф К., Хультквист Г., Олефьорд И. И др. / Исследование закономерностей растворения компонентов и формирования поверхностного слоя на монокристаллических сплавах в пассивном состоянии. // За* щита металлов. 1979. Т. 15. № 4. С. 395-407.

299. Пласкеев А.В., Княжева В.М., Колотыркин Я.М. и др. / О кри-сталлохимическом механизме влияния малых легирующих добавок на процесс растворения коррозионно-стойких сталей в активном состоянии. // Защита металлов. 1981. Т. 17. № 6. С. 661-669.

300. Stolica N.D. / Pitting corrosion on iron-chromium and iron-chromium-nickel alloys. // Corros. Sci. 1969. V. 9. № 7. P. 455-470.

301. Lizlovs E.A., Bond A.P. / Anodic polarization of some ferritic stainless steels in chloride media. // J. Electrochem. Soc. 1969. V. 116. № 5. P. 574-579.

302. Bond A.P., Lizlovs E.A. / Anodic polarization of austenitic stainless steels in chloride media. // J. Electrochem. Soc. 1968. V. 115. № 11. P. 11301135.

303. Mitrovich-Scepanovic V., MacDouglall В., Gracham M.J. / Nature of passive films on Fe-26Cr alloy. // Corros. Sci. 1984. V. 24. № 5. P. 479-490.

304. Singh R.,P., Mode O.P., Mungole M.N., Singh K.P. / Corrosion of 2,25Cr-lMo ferritic steels in sulphuric acid and sea water. // Br.Corros. J. 1985. V. 20. № 1. P. 28-31.

305. Tjong S.C. / Mechanical properties and aqueous corrosion behavior of the ferritic Fe-Cr-V alloys. // T.S.T.J. International. 1991. V. 31. № 7. P. 738743.

306. Mischler S., Vogel A., Mathien H.J., Landolt D. / The chemical composition of the passive film on Fe-24Cr and Fe-24Cr-l IMo studied by AES, XPS ans SIMS. // Corros. Sci. 1991. V. 32. № 9. P. 925-944.

307. Sekine I., Kawase Т., Kobayashi M., Yuasa M. / The effect of chromium and molybdenum on the corrosion behavior of ferritic stainless steels in boiling acetic acid solutions. // Corros. Sci. 1991. V. 32. № 8. P. 815-825.

308. Gerretsen J.H.,De Wit J.H.W. / The role of molybdenum on the active-passive transition of iron-chromium alloys. // Electrochim. Acta. 1991. V. 36. № 9. P. 1465-1467.

309. Mathien H.J., Landolt D. / An investigation of thin oxide films thermally grows in situ on Fe-24Cr and Fe-24Cr-llMo by auger electron spectroscopy and X-ray photoelectron spectroscopy. // Corros. Sci. 1986. V. 26. № 7. P. 547-559.

310. Newman R.C. / The dissolution and anodic passivation kinetics of stainless steels containing molybdenum. I. Coulometric studies of Fe-Cr and Fe-Cr-Mo alloys. // Corros. Sci. 1985. V. 25. № 5. P. 331-339.

311. Newman R.C. / The dissolution and anodic passivation kinetics of stainless steels containing molybdenum. II. Dissolution Kinetics in artificial pits. // Corros. Sci. 1985. V. 25. № 5. P. 341-350.

312. Roshel M.B. / The effect of molybdenum on corrosion behavior of iron-chromium alloys. // Corrosion. 1973. V. 29. № 10. P. 393-396.

313. Streicher M.A. / Development of pitting resistant Fe-Cr-Mo alloys. // Corrosion. 1974. V. 30. № 3. P. 77-91.

314. Streicher M.A. / Microstructure and some properties of Fe-28%Cr-4%Mo alloys. // Corrosion. 1974. V. 30. № 4. P. 115-124.

315. Ogawa H., Omata H., Iton I., Okada H. / Auger electron spectroscopy and electrochemical analysis of the effect of alloying elements on the passivation behavior of stainless steels. // Corrosion. 1978. V. 34. № 2. P. 52-60.

316. Hultquist G., Seo M., Leitner Т., Leygraf C. / The dissolution behavior of iron, chromium, molybdenum and cooper from pure metals and from fer-ritic stainless steels. // Corros. Sci. 1987. V. 27. № 9. P. 937-946.

317. Rarey C.R., Aronson A.N. / Pitting corrosion of sensitized ferritic stainless steels. // Corrosion. 1972. V. 28. № 7. P. 255-258.

318. Bond A.P. / Effect of molybdenum on the pitting potentials of ferritic stainless steels at various temperatures. // J. Electrochem. Soc. 1973. V. 120. № 5. P. 603-606.

319. Yaniv A.E., Lumsden J.B., Staehle R.W. / The comparison of passive films on ferritic stainless steels. // J. Electrochem. Soc. 1977. V. 124. № 4. P. 490-496.

320. Rochel M.B. / The effect of molybdenum on the corrosion behavior of iron-chromium alloys. // Corrosion. 1973. V. 29. № 10. P. 393-396.

321. Naka М., Hashimoto К., Inon A., Masumoto Т. / Corrosion-resistant amorphous Fe-C alloys containing Chromiun and/or molybdenum. // J. Non-Cryst. Solids. 1979. V.31. № 3. P. 347-354.

322. Popescu Gh., Bejan F., Banu A. / Stainless steels chrevice corrosion in geothermal waters. // 10-ht Intern. Congr. On metallic corrosion. 7-11 now. Madras. India. V. 4. P. 3071-3080.

323. Okada H., Ogawa H., Iton I., Omata H. / Effect of alloyng elements on passivity of ferric stainless steels. // Proc. Of the 1 -st Soviet-Japanese Seminar on corrosion and protection of metals. Moscow.: Nauka. 1979. P. 121-126.

324. Пласкеев A.B., Княжева B.M., Дергач T.A. и др. / Особенности коррозионного поведения хромоникельмолибденовых сталей в HN03. // Защита металлов, 1978. Т.14. № 4. С. 393-400.

325. Бозин Н.А. / Механизм повышения стабильности пассивного состояния Cr-Ni сталей при легировании небольшим количеством Мо и Си. // ЖФХ. 1974. Т.47. № 6. С. 1412-1414.

326. Defranoux I.M. / Sur le mecanism de l'influence des additions de molybdene sur la resistance a la corrosion des aciers inoxydables austenitiques. // Mater. Et Techn. 1974. V.62. № 3. P. 137-143.

327. Newman R.C., Franz E.M. / Determination of the minimum surface enrichment of molybdenum required to inhibit active dissolution of an Fe-Cr-Ni-Mo alloy. // J. Electrochem. Soc. 1984. V. 131. № 1. P. 223-225.

328. Ambrose J.R. / The role of molybdenum as an inhibitor of localized corrosion on iron in chloride solutions. // Corrosion. 1978. V.34. № 1. P. 27-31.

329. Boucherit N., Hugot-Le Goff A., Joiret S. / Raman studies of corrosion films grown on Fe and Fe-6Mo in pitting conditions. // Corros. Sci. 1991. V. 32. № 5-6. P. 497-507.

330. Матусевич B.C., Лебедев A.H., Фокин M.H. и др. / Исследование коррозии никельмолибденового сплава ЭП-496 в растворах соляной кислоты, содержащих фтор-ион. // Защита металлов, 1972. Т.8. №3. С. 317-321.

331. Habasaki Н., Kawashima A., Asami К., Hashimoto К. / The effect of # molybdenum on the corrosion behavior of amorphous Fe-Cr-Mo-P-C alloys inhydrochloric acid. //Mater. Sci. and Eng. A. 1991. V. 134. P. 1033-1036.

332. Kawashima A., Asami K., Hashimoto K. / An XPS studu of anodic behavior of amorphous nickel-phosphorous alloys containing chromium, molybdenum or tungsten in 1 M HC1. // Corros. Sci. 1984. V. 24. № 9. P. 807-823.

333. Kaneko H., Fujino Y., Yamaguchi S. et al. / Iron beam analyses of surface films formed on amorphous Fe-12No-18C alloy in 1 N HC1. // Corros. Sci. 1983. V. 23. № 11. P. 1207-1217.

334. Bhattacharya R.S., Raffoul C.N., Rai A.K. / A potentiodynamic evaluation of NiMo and NiTi amorphous thin films. Corrosion. // 1986. V. 42. № 4. P. 236-240.

335. Asami K., Naka M., Hashimoto K. et al. / Effect of molybdenum on the anodic behavior of amorphous Fe-Cr-Mo-B alloys in hydrochloric acid. // J. Electrochem. Soc. 1980. V. 127. № 10. P. 2130-2138.

336. Naka M., Hashimoto K., Masumoto T. / Effect of addition of chromium and molybdenum on the corrosion behavior of amorphous Fe-20B, Co-2OB and Ni-20B alloys. // J. of Non-Crystalline Solids. 1979. V. 34. № 2. P. 257-266.

337. Wang R., Merz M.D. / Corrosion resistance of amorphous Fe-Ni-Cr-W alloys. // Corrosion. 1984. V. 40. № 6. P. 272-280.

338. Naka M., Hashimoto K., Masumoto J. / High corrosion resistance of amorphous Fe-Mo and FeW alloys in HC1. // J. of Non-Cryst. Solids. 1978. V. 29. № 1. P. 61-65.

339. Newman Т., Rosner W. / Zur Frage der Passivitat beim Chrom. // Z. Elektrochem. 1955. B. 59. № 7/8. S. 722-730.т.

340. Chen J., Wu J.К. / The improved passivation of iron by additions of tungsten. // Corros. Sci. 1990. V.30. № 1. P. 53-58.

341. Schwabe K., Worch H. / Uber die anodische Auflosung von Legirungen des Molybdans mit Eisen, Nickel und Chrom. // Oberflache Surface. 1976. B.17. №2. S. 27-30.

342. Алексеев Ю.В., Пласкеев A.B. / О роли взаимодействия компонентов сплава при его растворении в пассивном сосотоянии. // Защита металлов. 2002. Т. 38. №. 4. С. 355-362.

343. Сухотин A.M., Поздеева А.А., Антоновская Э.И. / Молибден. // В сб. Пассивность и коррозия металов. Д.: Химия. 1971. С. 5-17.

344. Wikstrom L.L., Nobe К. / The electrochemical behavior of molybdenum. //J. Chem. Soc. 1969. V. 116. P. 525-530.

345. Sugimoto K., Sawada L. / The role of of alloyed molybdenum in aus-tenitic stainless steels in the inhibition of pitting in neutral calide solution. //

346. Corrosion. 1976. V. 32. № 9. P. 347-352.

347. Sugimoto K., Sawada Y. / The role of alloyed molybdenum of aus-tenitic stainless steels in the inhibition of pitting in a chloride solution. // Prepr. Of the paper presented at the 6th Intern. Congr. On Metallic Corrosion. 45 P.

348. Yang W., Ni R.-C., Hua H.-Z., Pourbaix A. / The behavior of chromim and molybdenum in the propagation process of localized corrosion of steels. // Corros. Sci. 1984. V. 24. № 8. P. 691-707.

349. Поздеева А.А., Антоновская Э.И., Сухотин A.M. / Пасивность молибдена. // Защита металлов. 1965. Т.1. № 1. С. 20-28.

350. Hornkjol S., Hornkjol J.M. / Anodic behaviour of vanadium in acid solutions. // Electrochim. Acta. 1991. V. 36. № 3-4. P. 577-580.

351. Gmelins Handbuch der anorganisshen Chemie. Molybden. // 1935. Berlin. Verlag Chemi. G.M.B.H. Printed in Germany. 393 s.

352. Lu C., Laiton R.C. / An XPS study of the passive and transpassive behavior of molybdenum in dearated 0,1 M HC1. // Corros. Sci. 1989. V.29. № 8. P. 927-937.

353. Urgen M., Stolz U., Kirchheim R. / ESC measurements of films on molybdenum formed in the passive and transpassive region. // Corros. Sci. 1990.1. V.30. №4/5. P. 377-391.

354. Goetz R., Landolt D. / Polarization behavior and surface composition of Cr-Mo alloys in acid chloride media. // Electrochim. Acta. 1982. V.27. №. 8. P. 1061-1070.

355. Klimmek M. / A study of the kinetics of passive layer formation on Cr-Mo alloys. // Electrochim. Acta. 1980. V.25. № 11. P. 1375-1381.

356. Дружинина И.П., Степанова Т.П., Владимирская Т.М. / Коррозионная стойкость, электрохимические и физико-механические свойства сплавов ванадий-молибден. // Защита металлов 1975. Т.10. № 5. С. 597-601.

357. Коровин Ю.М., Уланове кий И.Б. / Некоторые коррозионные характеристики рения, молибдена, вольфрама, ниобия и их сплавов. // Защита металлов 1974. Т.9. № 2. С. 167-171.

358. Чукаловская Т.В., Томашов Н.Д. / О механизме анодного растворения молибдена в водных электролитах. // Защита металлов 1984. Т. 19 № 6. С. 864-868.

359. Koenig М., Goher Н. / Zur Passivitat des Molybdens in Wassriger Losung. //Ber. Bungsens. Phys. Chem. 1963. B. 65. S. 837-846.Щ

360. Лоповок Г.Г., Кокин С.Д., Калянова М.П./ Влияние молибдена на анодное поведение нержавеющих сталей в растворе роданида. // Защита металлов 1974. Т.9. № 5. С. 557-562.

361. Кузуб B.C., Новицкий B.C. / Влияние Сг и Мо на питтинговую коррозию нержавеющих сталей в хлорид-нитратном растворе. // Защита металлов 1976. Т.11. № 2. С. 177-182.

362. Глазкова С.А., Шапиро М.Б. / Об устойчивости хромоникелевой стали типа 18-12-Мо к локальной коррозии в хлоридных растворах. // Защита металлов 1979. Т. 14. № 3. С. 320-324.

363. Weisstuch A., Shell C.E. / An electrochemical study of heteroply % molybdates as cooling water corrosion inhibitors. // Corrosion. 1972. V.28. № 8.1. P. 299-306.

364. Handbook of Chemistry and Physics. 48 Eddition. // 1967-1968.198 b.

365. Ogura K., Enaka Y. / Electrochemical and spectroscopic studies of molybdenum (VI) complexes with aminopolycarboxilic acids. // Electrochim. Acta. 1978. V.23. №. 8. P. 767-772.

366. Ogura K., Enaka Y. Yoshino T. / The electroreduction of molybdenum (VI) complexes with tartrate ion in a neutral solution. // Electrochim. Acta. 1977. V.22. № 5. P. 509-512.

367. Ogura K., Majima T. / Formation and reduction of the passive film on iron in phosphate-borate buffer solution. // Electrochim. Acta. 1978. V.23. № 12. P. 1361-1365.

368. Cheng Ti-P., Lee J.-Т., Tsai W.-T. / Passivation of titanium in mo-lybdate-containing sulphuric acid solution. // Electrochim. Acta. 1991. V.36. № 14. P. 2069-2076.

369. Urgen M., Cahier A.F. / The effect of molybdate ions on the temperature dependent pitting potential of austenitic stainless steels in neutral chloride solutions. // Corros. Sci. 1991. V.32. № 8. P. 841-852.

370. Khokhar M.I., Haney E.G., Fugassi P. / Behavior of sulfide electrodes in aqueous sodium chloride solutions. // Corrosion. 1970. V.26. № 7. P. 180-182.

371. Wistrom R.E., Duquette D.J. / E comparison of the effects of alloyed molybdenum and aqueous molybdate on the pitting resistance of iron-chromium alloys. // Final technical report to department of energy. Contract N DE-G084ER45101. 24 p.

372. Bairamov A.Kh., Zakipour S., Leygraf C. / An XPS investigation of dichromate and molybdate inhibitors on aluminun. // Corros. Sci. 1985. V.25. № 1. P. 69-73.

373. Tanno k., Yashiro H. / Crevice corrosion of stainless steel in high temperature chloride solutions. // 10th Intern. Congr. On Metallic Corros. 7-11 nov. 1987. Madras. India. V. IV. P. 3071-3080.

374. Sastri V.S., Bednar J. / Corrosion inhibition in cool-water slurries. // Mater. Perform. 1990. V. 25. № 5. P. 44-46.

375. Thomas. I.G.N., Mercer A.D. / Radiotracer and electrochemical studies of tte mechanism of passivating action of inhibitive anions. // Mater. Chem. And Phys. 1984. V.10. № 1. P. 1-20.

376. Meisel W., Guttman N.I., Gittich P. / An ESCA and Mossbauer study of the oxide layer formed on steel in water containing chromate and chloride ions. // Corros. Sci. 1983. V. 23. № 5. P. 465-471.

377. Armstrong R.D., Bell M.P., Holms I.P. / The dissolution and passivation of pure iron and the effect of phosphate and chromate ions inchibitors. // Corros. Sci. 1979. V. 19. № 5. P. 297-304.

378. Rajogopolan K.S., Venu K. / Activation of passivated steel in sodium chromate solutions containing sodium chloride. // Corrosion (USA). 1971. V. 27. № 12. P. 506-508.

379. Smialowska Z., Staehle R.W. / Ellipsometric study of the formation of films on iron in chromate solutions. // J. Electrochem. Soc. 1974. V. 121. №9. P. 1146-1152.

380. Brasher D.M., Beynon I.G., Thomas I.G.N. / Passivity of iron in chromic acid solutions. // British Corros. J. 1970. V. 5. N 6. P. 264-269.

381. Hoar T.P., Evans U.R. / The passivity of metals. Part VII. The specific function of chromate. //J. Chem. Soc. 1932. №.2. P. 2476-2481.

382. Горячкин B.A., Флорианович Г.М. / О влиянии бихромат- и молибдат-ионов на потенциал пассивации хрома. // Защита металлов. 1977. Т. 13. №6. С.703-705.

383. Ларькин Б.М., Розенфельд И. Л. / Исследование хемосорбированных ингибиторов коррозии с анионом типа Ме04п". // Защита металлов. 1979. Т. 15. № 5. С.552-556.

384. Ларькин Б.М., Розенфельд И.Л. / Исследование свойств хромат-иона в адсорбированном состоянии на фрагментах железа. // Защита металлов. 1977. Т. 13. № 4. С.450-454.

385. Vukasovivh M.S. / Application for the versaltile molybdate inhibitors. // Mater. Perform. 1990. V. 25. № 5. P. 48-51.

386. Ruijini G., Ives M.B. / The influence of addition of molybdate ions on pit growth in UNS S 30100 stainless steel in chloride solutions. // Corrosion (USA). 1989. V. 45. № 7. P. 572-574.

387. Lee J.B., Staele R.W. / Ope circuit potential measurements for rype 302, alloy 600, Nickel and Platinum in250°C watwr. The effect of chromate and nitrate additions. // Corrosion. 1983. V.39. № 10. P. 406-408.

388. Gluszen J., Freeman G.B. / Effect of composition modification of passive films formed on ferritic stainless steel on resistance to pitting. // Corrosion. 1985. V.41. № 9. P. 527-532.

389. Weber T.R., Stranick M.A. / Molybdate corrosion inhibition in deaerated and low oxygen waters. // Corrosion. 1986. V.42. № 2. P. 242-245.

390. Kurasawa K., Fukushima T. / Effects of pH of an Na2Mo04-H3P04 W type aqueous solution on the formation of chemical conversion coatings onsteels. // Corros. Sci. 1989. V. 29. № 9. P.l 103-1114.

391. Herbsleb G. / Die Inhibition der Chloridkorrosiob (Lochfrass) auf chemisch bestandigen durch Nitrat-, Sulfat- und Chromationen und die Bestim-mungsmethoden des Lochfrasspotentials. // Werkst. Und Korros. 1965. B. 16. № 11. S. 929-939.

392. Johnson J.W., Wu C.L. The anodic dissolution of tungsten. // J. Electrochem. Soc. 1971. V. 118. № 12. P. 1909-1912.

393. Maloof S.R. Dislokation etch pitting on tungsten single crystals under potentiostatic conditions. // Corrosion. 1968. V.24. № 9. P. 283-290.

394. Fievet P., Roques Y., Dabosi F. / Role du molybdene sur la resistance a la corrosion par des aciers inoxydables. // Memories Et Etudes Scienti-fiques. 1991. V. 88. № 9. P. 578-583.

395. Fumio В., Seiki I., Tsuguo S. / Влияние изменения содержания молибдена в пределах, допускаемых стандартом, на локальную коррозию нержавеющей стали типа 316 в хлоридном растворе. // Дзайре то Канкеrros. Eng.) 1991. V.40.№ 4. P. 235-238.

396. Lizlovs E.A. / Molybdates as corrosion inhibitors in the presence of chlorides. // Corrosion. 1976. V. 32. № 7. P. 263-266.

397. Boncherit N., Hugot-LeGoff A., Joiret S. / Raman studies of corrosion films grown on Fe and Fe-6Mo in pitting conditions. // Corros. Sci. 1986. V. 26. № 10. P. 1019-1025.

398. Marshall P.I., Burstein G.T. / Effects of alloyed molybdenum on the kinetics of repassivation on austenitic stainless steels. //Corros. Sci. 1984. V. 24. № 5. P. 463-478.

399. Barbosa M.A. / The pitting resistance of AISI 316 stainless steel passivated in diluted nitric acid. // Corros. Sci. 1983. V. 23. № 12. P. 1293-1305.

400. Barnes G.J., Aldag A.W., Jerner R.C. / Surface concentration of molybdenum in types 316 and 304 stainless steel by Auger electron spectroscopy. // J. Electrochem. Soc. 1972. V. 119. № 6. P. 684-686.

401. Lizlovs E.A. / Polarization Cells for potentiostatic crevice corrosion testing. //J. Electrochem. Soc. 1970. V. 117. № 10. P. 1335-1337.

402. Schultze W.A., Van Der Wekken C.J. / Influence of alloying elements on the marine corrosion of low alloy steels determined by statistical analysis of published literature data. // Br. Corros. J. 1976. V.11. № 1. P. 18-24.

403. Seo M., Hultquist G., Leygraf C. et al. / The influence of minor alloying elements (Nb, Ti and Cu) on the corrosion resistivity of ferritic stainless steels in sulfuric acid solutions. // Corros. Sci. 1986. V. 26. № 11. P. 949-960.

404. Guenbour A., Fanchen J., Ben Bashir A. / On the mechanism for improved passivation by addition of molybdenum to austenitic stainless steels in O-phosphorous acid. // Corrosion. 1988. V. 44. № 4. P. 214-221.

405. Wilde B.E., Williams E. / The use of current/voltage curves for the study of localized corrowion and passivity breakdovn on stainless steels in chloride media.//Electrochim. Acta. 1971. V. 16. № 11. P. 1971-1985.

406. Ressal N., Liu C. / Determination of critical pitting potentials of stainless steels in aqueous chloride environments. // Electrochim. Acta. 1971. V. 16. № 11. P. 1987-2003.

407. Adams R.O. / A revive of stainless steel surface. // J. of Vacuum Sci. andTechn. 1983. V. 1.№1. P. 12-18.

408. Wetternic L. / Molybdan in Chemisch bestandigan und Legierungen. // Werkst und Korros. 1956. B. 7. № 11. S. 628-633.

409. Hashimoto K., Asami K., Teramoto K. / An X-ray photoelectron spectroscopic study on the role of molybdenum in increasing the corrosion resistance of ferritic stainless steels in HC1. // Corros. Sci. 1979. V. 19. № 1. P. 3-14.

410. Dong S., Wang B. / Electrochemical study of isopoly- and heter-opolyoxometallates film modified microelectrode. // Electrochim. Acta. 1992. V.37. № 18. P. 11-16.

411. Freiman L.I. / Improvement of corrosion resistance of structural materials in aggressive media. // Proc. 3-rd Soviet-Japanese seminar on corrosion and protection of metals. Oct. 1982. Moscow. Nauka Publishers. Moscow. 1984. Discussion. P. 335-336.ч>

412. Herbsleb G., Schwenk W. / Electrochemishe untersuchungen der Lochkorrosion austenitischen Cr-Ni-stahle mit der 0 bis 4 Gew. % Mo unter be-sonderer Berucksichtigung. // Werkst. Und Korros. 1975. Bd. 15. № 1. S. 5-18.

413. Herbsleb G., Hildebrand H., Schwenk W. / Die Lochkorrosion austenitischen Crom-Nickel und Crom-Nickel-Molybden stahle in schwefelsaurer Bromidlosungen und ihre inhibition durch Nitrationen. // Werkst. Und Korros. 1976. Bd. 27. №7. S. 618-625.

414. Mack L.P., Nobe K. / Effect of bromide ions on the electrochemical behavior of iron. // Corrosion. 1984. V.40. N5. P. 215-219.

415. Rhodin T.N. / Oxide films on stainless steels. // Corrosion. 1956.fc1. V.21. № l.P. 123-135t.

416. Davis G.D., Moshier W.C., Long G.B. et al. / Passive film structure of supersaturated Al-Mo alloys. // J. Electrochem. Soc. 1991. V. 138. № 11. P. 1134-3199.

417. Moshier W.C., Davis G.D. / Interaction of molybdate anions with the passive film on Aluminium. // Br. Corros.J. 1990. V.46. N 1. P. 43-50.

418. Mitrovich-Scepanovic V., Ives M.B. / The nature of anodic films on nickel and single phase nickel-molybdenum alloys. //J. Electrochem. Soc. 1980.1. V. 127. №9. P. 1903-1908.

419. Sakashita M., Sato N. / The effect of molibdate anion on the selectivity of hydrous ferric oxide films in chloride solutions. Corrosion (USA). 1977. V. 77. № 6. P. 473-486.

420. Stranic M.A. / The corrosion inhibition of metals by molybdate. Part I. Mild steel. // Corrosion. 1984. V.40. № 6. P. 296-301.

421. Bulman G.M., Tseung A.C.C. / An ellipsometric study of passive film growth on stainless steels. // Corros. Sci. 1973. V. 13. № 7. P. 531-544.m

422. Morija M., Ives M.B. / The structure of anodic films formed on nickel and nickel-13 w/o molybdenum alloy in pH 2,8 sodium sulfate solution. // Corrosion. 1984. V.40. № 6. P. 296-301.

423. Tapping R.L. / Surface studies of austenitic alloys subjected to crevice corrosion in sea water. // Corros. Sci. 1985. V. 25. № 6. P. 363-376.

424. Lumsden J.B., Szklarska-Smialowska Z. / The properties of films formed on of iron exposed in inhibitive solutions. // Corrosion. 1978. V.34. № 5. P. 169-176.

425. Ogura K., Majima T. / Simulation of passivation of iron by tungstate, molybdate and chromate ions. // Electrochim. Acta. 1979. V. 24. № 3. P. 325329.

426. Cahnon J.R., Bandy R. / Auger electron spectroscopic studies on ox-fc ide films of some austenitic stainless steels. // Corrosion. 1982. V.38. № 6. P.299.304.

427. Oleijord I., Elfstrom B.-O. / The composition of the surface during passivation of stainless steels. Corrosion. 1982. V.38. № 1. P. 46-52

428. Kodama Т., Ambrose J.R. Effect of molybdate ion on the repassivation kinetics of iron in solutions containing chloride ions. // Corrosion (USA). 1977. V. 33. № 5. P. 155-161.

429. Sugimoto K., Sawada. / The role of molybdenum additions to austenitic stainless steels in inhibition of pitting in acid chloride solutions. // Cor-ros.Sci. 1977. V. 17. № 5. P.425-445.

430. Sugimoto K., Sawada Y. / Supplement to «Passivation of amorphous metals». // Corros.Sci. 1977. V. 17. № 5. P.246-252.

431. Delorme J.F., Baroux В., Crolet I.L. et al. / A new free machining stainless steels. // In Stainless Steel'77. London. Sept. 26-27. 1977. P. 185-203.

432. Zakipour S., Leygraf C. / Surface composition of stainless steels during propagation of crevice corrosion. // Corrosion. 1981. V.37. № 1. P. 21-28.

433. Kesten M. / Dissolution of nickel in the presence of hydrogen sulfide and its consequence on the mechanism of pit nucleation. // Corrosion. 1976. V.32. № 3. P. 94-98.

434. Brennert S. Influence of sulphur and molybdenum on pitting ofstainless steel in chloride solution. // In Stainless Steels Passivity and Pitting Corrosion. S.T.U. Inform. 1979. № 132. P. 1.

435. Newman R.C., Isaaks H.S., Alman B. / Effect of sulfur compounds on the pitting behavior of type 304 stainless steel in a near-neutral chloride solution. // Corrosion. 1982. V. 38. № 5. P. 261-265.

436. Mankowski J., Szklarska-Smialowska Z. / Studies of accumulation of chloride ions in pits growing during anodic polarization. // Corros. Sci. 1975. V. 15. №8. P. 493-501.

437. Шлямнев А.П., Свистунова Т.В., Лапшина О.Б. и др. / Коррозионностойкие, жаростойкие и высокопрочные стали и сплавы. // Справ, изд. М.: «Интермет Инжинирнинг» 2000. 232 с.

438. Сокол И.Я., Ульянин Е.А., Фельдгандлер Э.Г. и др. / Структура и коррозия металлов и сплавов. Атлас. // Справ, изд. М.: Металлургия. 1989. 400 с.

439. ASTM Spesialy International Society: Handbook. Stainless Steels. The materials. // V.R. Davis. 1994. 577 p.

440. Свистунова T.B. / Коррозионно-стойкие стали и сплавы. // Международная научно-практическая конференция «Антикор-Гальваносервис». ВВЦ. 22-25 апреля 2003 г. Тезисы докладов. С. 87-89.

441. Туфанов Д.Г. / Коррозионная стойкость нержавеющих сталей, сплавов и чистых металлов. Справочник. Изд. 4-е. // М.: Металлургия. 1982. 182 с.

442. Никандрова Е.А., Масленков С.Б. / Коррозионная стойкость сплавов системы никель-молибден-вольфрам. // Защита металлов, 1973. Т.9. № 1.С. 640-645.

443. Cihal V. / Mezikrystalova koroze korozivsdornych oceli. Praha: SNTL, 1967. Рус. пер. Межкристаллитная коррозия нержавеющих сталей. // Л.: Химия, 1969. 374 с.

444. Cihal V. / Intergranular corrosion of steels and alloys. Amsterdam; Oxford; New York;Tokyo. // Elsevier. 1984. 367 p.

445. Химушин Ф.Ф. / Нержавеющие стали. // M.: Металлургия. 1963.532 с.

446. Хоникомб Р., Ван Асвеген Дж. и др. / Структура и механические свойства металлов. // М.: Металлургия, 1967. С. 87.

447. Sekine I., Masuko A., Senoo K. / Corrosion behavior of AISI 316 stainless steel in formic and acetic acid solutions. // Corrosion. 1987. V. 43. № 9. P. 553-560.

448. Свистунова T.B., Казакова Г.В., Андрушова H.B. и др. / Электрохимическое поведение хромоникельмолибденовых сплавов. // Защита металлов. 1971. Т.7. № 6. с. 695-704.

449. Darowicki К., Krakowiak S. / Durability evaluation of Ni-Cr-Mo super alloys in a simulated scrubbed flue gas environment. // Anti-Corros. Meth. and Mater. 1999. V. 46. № 1. P. 19-22.

450. Schmidt-Rieder E., Ashworth M., Farr J.P.G. / The effect of nitrogen on the stability of the passive film on a Zeron 100 super duplex stainless steel. // Electrochen. And Solid-State Letters. 1999. V.2. № 1. P. 19-21.

451. Szklarska-Smialowska Z., Xia Z., Valbuena R.R. / Mechanism of crack growth in alloy 600 in high-temperature deaerated water. // Corros. Sci. 1994. V.50. №9. P.676-681.

452. Jasner M.R., Herda W.R. / Assessment of special stainless steel and Nickel-base alloys for use under offshore conditions. // Proc. Of the 4-th Intern. Offshore and Polar Engineering Conf. Osaka. Japan. Apr. 10-15, 1994. V. 4. P. 192-197.

453. Коррозионно-стойкие сплавы для морских условий. //Защита от коррозии и охрана окружающей среды. 1997. № 4-5. С. 46-47.

454. Gagnepain J.С., Chavet M., Verneau M. et al. / Benefic effects of high nitrogen contents on properties of super austenitic stainless steel for very serve corrosive applications. // NITO. 1994. Oslo. Norway. P. 12.1-12.13.

455. Роккель M. / Сплавы никеля и высоколегированные специальные стали для химической промышленности. // Химическое и нефтегазовое машиностроение. 1998. № 2. С. 36-41.

456. El Hajjaji S., Ariels L., Dabosi F. et al. / Passive state behavior of special austenitic and ferritic stainless steels in phosphoric acid polluted by sulfide ions. // Corrosion. 1996. V. 52. № 11. P. 865-971.

457. Edgemon G.L., Marek M., Wilson D.F., Bell G.E.C. / Sensitization behavior of alloy 800H as characterized by electrochemical potentiokinetic reactivation (EPR) technique. // Corrosion. 1994. V. 50. № 12. P. 912-918.

458. McCafferty E., Bogar F.D., Thomas E.D. et al. / Crevice corrosion propagation on alloy 625 and alloy C276 in neutral sea water. // Corrosion. 1997. V. 53. № 10. P. 755-761.

459. Nevikke A., Hodgkiess T. / An assessment of the corrosion behav-iourof highe-grade alloys in sea water at elevated temperature and under a high velocity impinging flow. // Corros. Sci. 1996. V.38. № 6. P.927-956.

460. Dogget R.D. / Welding of FERRALIUN alloy SD440 super doplex stainless steel. // Anti-Corros. Meth. and Mater. 1996. V. 43. № 4. P. 4-7.

461. Scott P.J.B., Goldie J., Davies M. / Ranking alloys for sudceptibility to MJK. //Mater. Perform. 1991. V.30. N 1. P. 55-57.

462. Cincnnati, Ohio. March 11-15, 1991. Houston (Tex.): NACE. 1991. Pap N 511 (24 p.).

463. Ujiro T. / Resent trends in seawater-resistant stainless steels. // Za-iryo to kankyo (Corros. Eng.) 1992. V. 41. № 5. P. 329-340.

464. Heubner U., Rockel M., Wallis E. / Das ausscheitungsverhalten vonhochlegierten austenitischen Stahlen mit 6% Molybden und sein Einfluss auf die korrosionsbestandigkeir. // Werkst. Und Korros. 1989. B. 40. N 8. S. 459-466.

465. Bandy R., Van Rooyen D. / Properties of nitrogen-containing stainless alloy designed for high resistance to pitting. // Corrosion. 1985. V. 41. № 4. P. 228-233.

466. Фрейман Л.И., Колотыркин Я.М., Реформатская И.И. и др. / Повышение эффективности легирования нержавеющей стали молибденом путем снижения содержания в ней примесей серы и марганца. // Защитаметаллов. 1992. Т.28. № 2. С. 179-184.

467. Колотыркин Я.М., Фрейман Л.И., Реформатская И.И., Паныпин Е.А. / О механизме повышения питтингостойкости нержавеющих сталей добавками в них молибдена. // Защита металлов. 1994. Т.ЗО. № 5. С. 453462.

468. Реформатская И.И., Фрейман Л.И. / Критический анализ представлений о механизме влияния молибдена на питтингостойкость нержавеющих сталей. // Конгресс «Защита-92». Сент. 6-11. 1992. М. 1992. Расширенные тезисы докладов. Т. 1.4. 1. С. 69-71.

469. Томашов Н.Д., Чернова Г.П., Маркова О.Н. / Коррозия металлов и сплавов. // М.: Металлургиздат. 1963. 73 с.

470. Реформатская И.И., Фрейман Л.И., Колотыркин Я.М. и др. / Коррозионно-электрохимическое поведение стали 03Х18Н11 различной чистоты по примесям серы и марганца в кислых средах. // Защита металлов. 1986. Т.22. № 1.С. 3-10.

471. Smith J.S., Miller J.D. / Nature of sulphide and their effect on ferrous metals: a review. //Br. Corros. J. 1975. V. 10. № 3. P. 136-143.

472. Колотыркин Я.М., Фрейман Л.И., Глазкова С.А. и др. / О температурной зависимости потенциала питтингообразования для некоторых нержавеющих сталей. // Защита металлов. 1974. Т. 10. № 5. С. 808-812.

473. Розенфельд И.И. / Коррозия и защита металлов. // М.: Металлургия. 1970.

474. Розенфельд И.Л. / Ингибиторы коррозии. // М.: Химия. 1977.350 с.

475. Hakkarainen Т. / Electrochemical aspects of the growth of corrosion pits in stainless steels. // 10th Intern. Congr. On Metallic Corros. 7-11 nov. 1987. Madras. India. V. IV. P. 3087-3095.

476. Galvele J.R. / Transport prosess and the mechanism of pitting of metals. //J. Electrochem. Soc. 1976. V. 123. № 4. P. 464-474.

477. Фрейман Jl.И., Лап Ле Минь, Раскин Г.С. / О роли локальных изменений состава раствора при возникновении питтингов на железе. // Защита металлов. 1973. Т.9. № 6. С.68. Werkst. und Korros. 1989. В. 40. № 1. S. 680-686.

478. Фрейман Л.И., Замалетдинов И.И. / Значение диффузионной стадии в процессе растворения модельного питтинга вблизи потенциала репассивации. // Защита металлов. 1984. Т.20. № 4. С.586-594.

479. Alkire R.C., Wong К.Р. / The corrosion of single pits on stainless steel in acid chloride solution. // Corros. Sci. 1988. V. 28. № 4. P. 411-421.

480. Колотыркин Я.М., Попов Ю.А., Алексеев Ю.В. / Основы теории развития питтингов. // В сб. Итоги науки и техники. Сер. Коррозия и защита от коррозии. М.: ВИНИТИ. 1982. Т.9. С. 88-138.

481. Фрейман Л.И., Замалетдинов И.И. / Роль воды и ионов хлора в процессе растворения нержавеющей стали, полностью активированной при анодной поляризации в хлоридных растворах. // Защита металлов. 1984. Т.20. №3. С. 373- 380.

482. Пласкеев А.В. / Роль легирующих компонентов ( Сг, Мо и др.) в процессах растворения и пассивации сплавов на основе железа. // Дисс. канд. хим. наук. М.: НИФХИ им. Л.Я. Карпова. 1989. 248 с.

483. Фрейман Л.И., Реформатская И.И., Боголюбский С.Д. / Произведение растворимости сульфида марганца в металле как параметр коррозионной стойкости нержавеющей стали. // Защита металлов. 1980. Т. 16. № 6. С. 714-717.

484. Фрейман Л.И., Реформатская И.И., Маркова Т.П. / Взаимосвязь влияния легирующих элементов и сульфидных включений на пассивируе-мость и питтингостойкость нержавеющих сталей. // Защита металлов. 1991. Т.27. № 4. С. 617- 625.

485. Portevin A.N., Perrin R. / Contribution to the study of inclusions in steels. //J. Iron and Steel Inst. 1933. V.127. № 1. P. 153-187.

486. Scotto V., Ventura G., Traveso E. / The influence of non-metallic inclusions nature and shape on the pitting corrosion susceptibility of 18Cr9Ni and 17Crl lNi2Mo stainless steels. // Corrosi. Sci. 1979. V. 19. № 4. P. 237-250.

487. Малиночка Я.Н. / Изменение сульфидов и свойств стали при высоком нагреве. //В сб.: Сталь и неметаллические включения. М.: Металлургия. 1980. № 4. С. 66-78.

488. Szummer A., Janik-Czachor М. / Electron microprobe study of СГ -agglomeration in at sulphide inclusions in iron an stainless steel. // Br. Corros. J. 1974. V.9. № 4. P.216-219.

489. Eklund G.S. / The relation between slag inclusions and corrosion. // U.R. Evans Intern. Conf. on Localised Corrosion. Dec. 1971. USA. Williamsburg. NACE, Houston: 1974. P.431-440.

490. Eklund G.S. / On the initiation of corrosion on carbon steel. // Scand. J. of Metallurgy. 1972. № 1. P. 331-336.

491. Малиночка Я.Н., Ковальчук Г.З., Багнюк Л.Н. / Об образовании и расположении сульфидов марганца в сталях. // Сталь. 1979. № 19. С. 703705.

492. Малиночка Я.Н., Близнюкова Лл.А., Гузова И.Л. / Об оксидо-сульфидных включениях в углеродистой стали. // Сталь. 1977. № 12. С. 1130-1132.Г

493. Wilde B.E., Armijo J.S. / Ifluence of sulfur on the corrosion resistance of austenitic stainless steels //Corrosion. 1967. V.23. № 7. P.208-214.

494. Wilde B.E., Green N.D. / The warible corrosion resistance of 18Cr-8Ni stainless steel: Behavior of commercial alloys. // Corrosion. 1969. V.25. № 7. P.300-306.

495. Stern M. J. / The effect of alloing elements in iron on hydrogen overvoltage and corrosion rate in acid environments. // J. Electrochem. Soc. 1955. V.102. P.663-668

496. Фрейман Л.И., Колотыркин Я.М., Раскин Г.С., Медведев Э.А. / ^ О возможности улучшения коррозионной стойкости нержавеющих сталейпутем снижения содержания в них примесей серы и марганца. // Докл. АН. СССР. Т. 226. № 5. С. 1140-1146.

497. Петрова Е.Ф., Рогов А.И. / Влияние углерода и хрома на растворимость серы в y-Fe. // Докл. АН СССР. 1977. Т. 236. № 6. С. 1412-1418.

498. Молотилов Б.В., Петров А.К., Боревский В.М. и др. / Сера в электротехнических сталях. //М.: Металлургия. 1973. 175 с.

499. Freiman L.I., Kolotyrkin Ya.M., Raskin G.S. et al. / Intercoonection between the passivation ability and pitting resistance of stainless steels withnon-metallic inclusions in the metall. // Proc. 1-st Soviet-Japanese Seminar on

500. Corrosion and Protection of Metals. Moscow. Nauka, 1979. P.220-228.

501. Реформатская И.И., Фрейман Л.И., Коннов Ю.П. и др. / Устойчивость к питтинговой коррозии низкоуглеродистых хромоникелевых ау-стенитных сталей обычной и повышенной чистоты по включениям сульфида марганца. // Защита металлов. 1984. Т.20. № 4. №.552-560.

502. Фрейман JI.И., Реформатская И.И., Маркова Т.П. / Повышение коррозионной стойкости сталей предотвращением образования включений сульфида марганца // Химическое и нефтяное машиностроение. 1991. № 10. С.20-22.

503. Нгуен Тхе Донг, Фрейман Л.И., Волков А.Е. / О самопассивации низкоуглеродистых нержавеющих сталей с различным содержанием Ni и примесей S и Мп. // Защита металлов. 1987. Т.23. № 5. С.851-587.

504. Фрейман Л.И., Маркова Т.П., Пикус Е.А. / Влияние включений сульфида марганца на пассивацию сплавов Fe-Cr в серной ктслоте. // Защита металлов. 1989. Т.25. № 1. С.22-28.

505. Degerbeck J. / The influence of Mn compared to that of Cr, Mo and S on the resistance to initiation of pitting and crevice corrosion in austenitic stainless steels. // Werkst. Und Korros. 1978. B. 29. № 3. S.179-188.

506. Волков A.E., Петровский B.A., Борисов B.T. / Неметаллические включения в сталях. // М.: Металлургия, 1983. С.11.

507. Иофа З.А. / О механизме действия сероводорода и ингибиторов на коррозию железа в кислых растворах. // Защита металлов. 1980. Т. 16. № 3. С.295-300.

508. Иофа З.А., Батраков В.В., Хо Нгок Ба. / Влияние адсорбции анионов на действие ингибиторов кислотной коррозии железа и кобальта. // Защита металлов. 1965. Т.1. № 1. С.55- 62.

509. Антропов Л.И., Панасенко В.Ф. / О механизме ингибирующего действия органических веществ в условиях сероводородной коррозии металлов. //В сб. Итоги науки и техники. Сер. Коррозия и защита от коррозии. М.: ВИНИТИ. 1975. Т.4. С.46-112.

510. Блом К.И. / Новые нержавеющие стали с улучшенной стойкостью против локальной коррозии для промышленного применения в хло-ридсодержащих средах. // Защита металлов. 1984. Т.20. № 5. С.675-683 .

511. Реформатская И.И., Завьялов В.В., Роодионова И.Г. и др. / перспективы использования биметаллических труб на промысловых нефтега-зопроводоах Западной Сибири. // Защита металлов. 2000. Т.36. № 1. С.51-57.

512. Родионова И.Г., Реформатская И.И., Рыбкин А.Н. / Новые экономичные виды коррозионно-стойкой металлопродукции и перспективы их использования в различных отраслях. // V Междунар. Науч.-техн. Конф.

513. Новые материалы и технологии защиты от коррозии». Ст-Пб. 28-31 мая 2002. С. 48-49.

514. Чигал В. / Потенциокинетический метод оценки склонности коррозионностойких сталей к межкристаллитной коррозии. // Защита металлов. 1974. Т.10. № 3. С.279-281 .

515. Княжева В.М. / Коррозионно-электрохимические свойства ме-таллоподобных соединений переходных металлов. // Чтения в память о Я.М. Колотыркине. 3-я юбилейная научная сессия. Т. 1. Сборник докладов. М.: НИФХИ им. Л.Я. Карпова. 2000. С. 144-160.

516. Глазов Н.П. / Подземная коррозия трубопроводов, ее прогнозирование и диагностика. // М.: ИРЦ РАО «Газпром». Газовая промышленность. Сер. Коррозия и защита скважин, газопромыслового и транспортного оборудования. Обзорная информация. М. 1994. 91 с.

517. Глазов Н.П. / Электрохимическая защита в гетерогенных условиях. // Международная школа повышения квалификации. Инженерно-химическая наука для передовых технологий. Труды 5-ой сессии. М.: НИФХИ им. Л.Я. Карпова. 1999. Т. 2. С. 9-26.

518. Глазов Н.П. / повышение эффективности противокоррозионной защиты стальных конструкций. // Защита металлов. 2001. Т.38. № 5. С.464-470.

519. Анализ статистических данных по подземной коррозии трубопроводов // М/.ВНИИСТ. 1987. 17 с.

520. Реформатская И.И., Бейлин Ю.А., Нисельсон Л.А., Родионова И.Н. / Роль неметаллических включений при коррозии трубных сталей в нефтепромысловых средах. // ЮКОС. Научно-технический вестник. 2003. № 8.С. 3-6.

521. Синявский B.C. / Развитие представлений о питтинговой коррозии и коррозии под напряжением алюминиевых сплавов. // Чтения в память о Я.М. Колотыркине. 3-я юбилейная научная сессия. Т. 1. Сборник докладов. М.: НИФХИ им. Л.Я. Карпова. 2000. С. 86-98.

522. Синявский B.C. / Закономерности развития питинговой коррозии алюминиевых сплавов и ее взаимосвязь с коррозией под напряжением. // Защита металлов. 2001. Т.38. № 5. С.521-530.

523. Васильев В.Ю., Шапкин B.C., Итеке И.Ч., Балдохин Ю.В. / Анализ причин разрушения шасси самолетоа Ту-154Б. // Научн. Вестник МГТУ ГА. Сер. Аэромеханика, прочность, поддержание летной годности ВС. 2001. №34. С. 135-140.

524. Васильев В.Ю., Шапкин B.C., Итеке И.Ч. / Причины появления трещин в головке амортизационной стойки тамолета ТУ-134А(1). // Научн. Вестник МГТУ ГА. Сер. Аэромеханика, прочность, поддержание летной годности ВС. 2003. № 53. С14-21.

525. Васильев В.Ю., Итеке И.Ч., Оше Е.К. и др. / Причины появления трещин в головке амортизационной стойки тамолета ТУ-134А(2). // Научн. Вестник МГТУ ГА. Сер. Аэромеханика, прочность, поддержание летной годности ВС. 2003. № 60. С.50-59.

526. Итеке И.Ч. / Электрохимический метод диагностики неоднородности структуры и химического состава в поверхностных слоях сталей и сплавов после воздействия нагрузок функционирования. // Автореферат, дисс. канд. техн. наук. М.: МИСиС. 2003. 20 с.

527. Пчельников А.П., Червяков В.Н. / Общность закономерностей селективного рстворения сплавов. // Чтения памяти Я.М. Колотыркина. 3-я юбилейная научная сессия. Т.1. Сборник докладов. М.: НИФХИ им. Л.Я. Карпова. 2000. С. 59-64.