Влияние коррозионной среды и высокоэнергетических воздействий на прочность, прерывистую деформацию и разрушение алюминий-магниевых сплавов тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 00.00.00, кандидат наук Кочегаров Сергей Сергеевич

• Кочегаров Сергей Сергеевич
• кандидат наук
• 2021

Оглавление диссертации кандидат наук Кочегаров Сергей Сергеевич

Введение

Глава 1. Литературный обзор

1.1. Виды коррозии

1.2. Коррозионные свойства промышленных алюминиевых сплавов

1.3. Механизмы коррозионного растрескивания под напряжением

1.4. Моделирование коррозионных процессов

1.4.1. Основы коррозионной кинетики

1.4.2. Самоорганизация коррозионных процессов

1.5. Лазерная обработка поверхности и коррозионные свойства алюминиевых сплавов

1.5.1. Взаимодействия лазерного излучения с металлами

1.5.2. Особенности лазерной обработки алюминия и его сплавов

1.5.3. Нанесение антикоррозионных покрытий с помощью лазерных технологий

1.6. Постановка задачи исследования

Глава 2. Влияние коррозионной среды на прерывистую деформацию

и разрушение алюминий-магниевого сплава

2.1. Экспериментальные исследования влияния коррозионной среды

на прерывистую ползучесть сплава АМг6

2.1.1. Инициация пластической неустойчивости локальным воздействием агрессивной среды на поверхность деформируемого сплава

2.1.2. Акустический отклик на воздействие коррозионной среды

2.1.3. Микроструктурные исследования коррозионного питтинга

2.2. Моделирование влияния коррозионной среды на механическую неустойчивость алюминиевого сплава

2.2.1. Модель растворения поликристаллического металла в жидкой среде

2.2.2. Морфологический переход от евклидовой к фрактальной морфологии коррозионного фронта

2.2.3. Моделирование скорости коррозионного разрушения

2.2.4. Пространственное распределение концентраторов напряжения в условиях стресс-коррозии

2.2.5. Исследование скрытых корреляций в структуре внутренних напряжений. Модель потери механической устойчивости в условиях стресс-коррозии

2.3. Выводы

Глава 3. Моделирование коррозии после лазерной обработки

поверхности алюминиевого сплава

3.1. Моделирование температурного и упругого полей в ходе формирования

лазерного кратера

3.1.1. Модель воздействия лазерного излучения на поверхность сплава АМг6

3.1.2. Результаты моделирования и их обсуждение

3.2. Моделирование коррозии алюминиевого сплава после импульсной лазерной обработки

3.2.1. Модель коррозионного разрушения с учетом остаточных напряжений

3.2.2. Результаты моделирования коррозии после лазерной обработки поверхности алюминиевого сплава

3.3. Выводы

Глава 4. Исследование влияния лазерной обработки на коррозионную устойчивость и прерывистую деформацию алюминий-магниевых

сплавов

4.1. Особенности методики обработки поверхности алюминиевого сплава

импульсным ИК-лазером

4.2. Исследование влияния лазерной обработки на полосообразование

и механическую неустойчивость алюминиевого сплава

4.2.1. Влияние лазерного укола на полособоразование

4.2.2. Влияние лазерного укола на эффект Портевена-Ле Шателье

4.3. Методика нанесения антикоррозионного покрытия на поверхность алюминиевого сплава

4.4. Выводы

Глава 5. Действие импульсного тока на зарождение полос деформации,

влияющих на коррозионное свойства алюминий-магниевых сплавов

5.1. Экспериментальное исследование влияния пульсирующего тока на образование деформационных полос в сплаве АМг6

5.2. Модель взаимодействия тока с частицами вторичной Р (AbMg^-фазы

5.2.1. Формулирование модели

5.2.2. Результаты моделирования растворения током частиц Р-фазы

в сплаве АМг6

5.2.3. Электрохимический механизм подавления током деформационных полос. 126 5.3 Выводы

Заключение

Список литературы

Приложение

ВВЕДЕНИЕ

Актуальность темы. Многие промышленные поликристаллические алюминиевые сплавы систем А1-М^-Мп, А1-У-М^, Al-Cu-Mg и др. широко используются как конструкционные материалы в химическом машиностроении, автопроме и как проводниковые материалы в электротехнической промышленности благодаря высокой стойкости к коррозии, удельной прочности и электропроводности. В условиях технологической обработки и эксплуатации эти сплавы могут подвергаться интенсивной пластической деформации (прокатка, равноканальное угловое прессование и т.д.), ударным нагружениям, воздействию лазерного излучения (лазерная сварка, маркировка, гравировка, лазерная обработка поверхности и др.), действию агрессивной среды, электромагнитных полей и т.д. Вместе с тем, эти сплавы демонстрируют прерывистую деформацию, известную как эффект Портевена-Ле Шателье (ПЛШ) в широком температурно-скоростном диапазоне механических испытаний. Несмотря на многочисленные исследования эффекта ПЛШ механизмы этого явления, его связь с формированием полос макролокализованной деформации до сих пор остаются дискуссионными вопросами. Исследование влияния коррозионной среды и высокоэнергетических внешних воздействий (лазерного излучения, электрического тока, ударных волн и т.д.) на прерывистую деформацию и локализацию деформации в макрополосах, являющихся центрами коррозии, представляет новое актуальное направление исследования, важное как с научной, так и с практической точек зрения.

Как известно, коррозия под напряжением является одним из наиболее опасных видов коррозии. В поликристаллических металлических сплавах, коррозия под напряжением, как предполагается, происходит, в основном, по механизмам межкристаллитной и транскристаллитной коррозии. В промышленных сплавах системы А1-М^ межкристаллитная коррозия включает селективное растворение частиц вторичной Р (AlзMg2)-фазы, выделяющихся по границам зерен, распространение трещин в зоне, обедненной магнием вдоль границ зерен или в результате водородного охрупчивания. Транскристаллитная коррозия в этих сплавах происходит вследствие выноса атомов магния на поверхность дислокационными скоплениями за счет динамического деформационного старения (ДДС) дислокаций. Вместе с тем, ДДС и взаимодействие дислокаций с преципитатами являются основными обсуждаемыми механизмами развития прерывистой деформации и формирования деформационных полос. До настоящего времени не проводились систематические исследования действия коррозионной среды и внешних высокоэнергетических воздействий на формирование полос локализованной деформации, негативно влияющих на коррозионные свойства алюминиевых сплавов.

Цель диссертационной работы: теоретическое и экспериментальное изучение действия химически агрессивной жидкой среды и высокоэнергетических внешних полей на прочность, прерывистую деформацию и коррозионное разрушение алюминий-магниевых сплавов.

В соответствии с поставленной целью сформулированы следующие задачи исследования:

- разработать методический подход к комплексному исследованию влияния коррозионной среды и высокоэнергетических воздействий на механическую неустойчивость и разрушение алюминий-магниевых сплавов;

- экспериментально исследовать влияние коррозионной среды на деформационное поведение алюминиевого сплава в условиях ползучести;

- разработать модель растворения поликристаллического металла в жидкой химически агрессивной среде;

- разработать механизм потери механической устойчивости алюминиевого сплава, деформируемого в коррозионной среде, на основе расчета полей напряжений вблизи коррозионного фронта;

- провести экспериментальные исследования кинетики коррозии алюминиевого сплава в жидкой агрессивной среде комплексом in situ методов, включающих методы акустической эмиссии и высокоскоростной видеосъемки корродирующей поверхности;

- исследовать влияние импульсной лазерной обработки поверхности на формирование деформационных полос как центров коррозии и внезапного разрушения алюминиевого сплава;

- исследовать влияние пульсирующего электрического тока на механическую и коррозионную устойчивость алюминиевого сплава;

- разработать электрохимический механизм подавления импульсным током деформационных полос, снижающих коррозионную прочность сплавов системы Al-Mg.

Научная новизна результатов, изложенных в диссертации:

1. Установлена корреляция между акустической эмиссией, сопровождающей растворение поверхности алюминиевого сплава в концентрированной соляной кислоте и кинетикой процесса растворения.

2. Выявлен морфологический переход от евклидовой к фрактальной границе коррозионного фронта в ходе растворения поликристаллического алюминиевого сплава соляной кислотой.

3. Показано, что коррозия поликристаллического металла в жидкой среде представляет новый пример топохимического процесса, кинетика которого описывается теорией Колмогорова-Джонсона-Мейла-Аврами.

4. Механизмы зарождения и/или подавления деформационных полос, снижающих коррозионную прочность алюминиевых сплавов, в условиях импульсного лазерного и электротокового воздействий.

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Влияние коррозионной среды и высокоэнергетических воздействий на прочность, прерывистую деформацию и разрушение алюминий-магниевых сплавов»

Научная ценность работы

Результаты работы позволили: а) выявить информационное содержание акустического отклика на коррозионный процесс, состоящий в установленной корреляции между сигналом акустической эмиссии, сопровождающим растворение алюминия в соляной кислоте и скоростью процесса растворения; б) установить связь между кинетикой растворения алюминия в соляной кислоте и теорией Колмогорова-Джонсона-Мейла-Аврами; в) выявить в ходе растворения алюминия переход от евклидовой к фрактальной морфологии коррозионного фронта и рассчитать поле упругих напряжений вблизи коррозионной границы в условиях ползучести; г) обнаружить новый механохимический эффект, состоящий в том, что химический процесс локального растворения поверхности деформируемого алюминиевого сплава в соляной кислоте вызывает развитие механической неустойчивости металла на макроуровне; д) установить механизм зарождения деформационных полос, снижающих коррозионную прочность алюминиевого сплава, инициированных импульсом высокоинтенсивного лазерного излучения; е) разработать электрохимический механизм стабилизации пластической деформации электрическим током.

Практическая значимость работы

1. Предложен способ подавления деформационных полос, негативно влияющих на коррозионные свойства алюминиевых сплавов, который основан на электроимпульсной обработке сплава (Патент РФ № 2720289).

2. Предложен акустоэмиссионный метод контроля процесса растворения алюминия в соляной кислоте.

3. Разработана методика нанесения антикоррозионного покрытия на поверхность алюминиевого сплава.

4. Полученные результаты создают научную основу для разработки технологии непрерывного мониторинга и подавления деформационных полос в условиях лазерной обработки и действия агрессивной среды на деформируемые высокотехнологичные сплавы системы Al-Mg.

Положения, выносимые на защиту

1. Комплексный методический подход к исследованию влияния химически агрессивной среды и высокоэнергетических воздействий на механическую неустойчивость металлических сплавов.

2. Модель растворения поликристаллического сплава в коррозионной жидкой среде, объясняющая экспериментально выявленный морфологический переход от евклидовой к фрактальной геометрии коррозионного фронта в ходе процесса растворения.

3. Механо-химический эффект потери механической устойчивости алюминий-магниевого сплава под действием химически агрессивной среды.

4. Установленная корреляция между сигналом акустической эмиссии и кинетикой растворения алюминиевого сплава в соляной кислоте.

5. Механизм развития макроскопической дислокационной лавины, вызванной растворением поверхности деформируемого алюминиевого сплава в концентрированной соляной кислоте.

6. Модель коррозионного разрушения поверхности поликристаллического алюминиевого сплава, обработанного импульсом высокоинтенсивного лазерного излучения.

7. Эффект инициации лазерным излучением зарождения деформационных полос, снижающих коррозионную прочность алюминий-магниевого сплава.

8. Электрохимический механизм подавления импульсным электрическим током процесса зарождения деформационных полос в сплаве системы Al-Mg, основанный на растворении током вторичной фазы, вызывающего гомогенизацию пластической деформации сплава.

Апробация работы. Полученные результаты были представлены на следующих конференциях: IX, Х и XI Международная конференция «Фазовые превращения и прочность кристаллов», посвященная памяти академика Г.В. Курдюмова, Черноголовка, 2016, 2018, 2020 гг.; XXIII Петербургские чтения по проблемам прочности, посвященные 100-летию ФТИ им. А.Ф. Иоффе и 110-летию со дня рождения чл.-корр. АН СССР А.В. Степанова, Санкт-Петербург, 2018; X-я Евразийская научно-практическая конференция «Прочность неоднородных структур ПРОСТ 2020/2021», Москва, 2021.

Полнота изложения материалов диссертации в работах, опубликованных соискателем. Основные положения диссертации опубликованы в 18 публикациях, в числе которых 5 статей из перечня ВАК, 7 статей в журналах, индексируемых в базах цитирования Web of Science и Scopus, 5 тезисов докладов на международных и всероссийских конференциях. Получен патент РФ на изобретение.

Достоверность результатов. Выводы диссертации основаны на проведении комплексных исследований, включающих сопоставление данных экспериментальных

исследований с результатами численного моделирования; не противоречат известным положениям электрохимии и согласуются с теоретическими и экспериментальными результатами других исследователей.

Личное участие автора в получении результатов, изложенных в диссертационной работе. В работах, написанных в соавторстве, автору принадлежит разработка, создание и отладка экспериментальных установок, проведение экспериментов и компьютерных исследований, обработка результатов, а также участие в планировании экспериментов, обсуждении результатов и написании статей.

Связь диссертационной работы с научными программами. Соискатель является исполнителем проекта по тематике диссертационного исследования: гранта РФФИ (Проект № 19-38-90145 «Аспиранты») «Влияние высокоэнергетических воздействий на прочность, коррозионную и механическую устойчивость и разрушение промышленных алюминий-магниевых сплавов, деформируемых в морской воде и водных растворах электролитов».

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, пяти глав, заключения, выводов по работе и приложения. Полный объем составляет 143 страницы текста, в том числе 56 рисунков, 3 таблицы и список литературы, содержащий 134 наименования.

ГЛАВА 1. ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР

Экономический и экологический ущерб, связанный с коррозией металлических изделий, оборудования и конструкций, составляет существенную долю, до 4-6 %, национального дохода большинства развитых стран. Проблема коррозии газо- и нефтепроводов особенно важна для Российской Федерации, большая часть территории которой находится в суровых климатических условиях. Коррозионные повреждения металлов и сплавов — одна из основных проблем прочности и долговечности металлических конструкций и изделий, эксплуатируемых в условиях контакта с химически агрессивными средами. Изучение коррозии металлов носит существенно междисциплинарный характер и требует знаний в различных областях науки и техники: химии, металлургии, физики прочности, механики разрушения, физической химии поверхности, электрохимии, экологии и др.

1.1. Виды коррозии

Коррозионная стойкость металлов и сплавов связана с различными факторами: 1) состав сплава, 2) тип агрессивной коррозионной среды, 3) условия эксплуатации (температура, влажность и др.), 4) метод, используемый для соединения частей изделия или конструкции, 5) предполагаемый срок службы конструкции и программа технического обслуживания. Различают следующие виды коррозии:

Равномерная или общая коррозия происходит равномерно по всей или большой части площади поверхности металла [1]. Встречается редко за исключением сильно кислых или щелочных сред. Однако, если поверхностная оксидная пленка растворима в таких средах, как в фосфорная кислота или гидроксид натрия, то алюминий растворяется равномерно с постоянной скоростью [2]. Разрушение защитных покрытий на металлических конструкциях часто приводит к этой форме коррозии. Общая коррозия обычно возникает на металлических поверхностях, имеющих однородный химический состав и микроструктуру. Растворение происходит однородно в чистых металлах и слаболегированных сплавах [3].

Питтинговая или точечная коррозия может возникать в металлах с защитной пленкой, но особенно характерна для алюминия и алюминиевых сплавов. Это локализованная форма коррозии [4], при которой в материале образуются полости, т. е. «ямки» или «питтинги». Точечная коррозия вызвана в первую очередь изменениями структуры зерен между соседними участками на металлических поверхностях, контактирующих с агрессивной средой. В зависимости от состава сплавов и окружающей

среды, питтинговая коррозия может образовываться преимущественно на различных интерметаллидных частицах, что приводит к различному электрохимическому поведению [5]. Нитрат-ионы обычно считаются наиболее эффективными ингибиторами точечной коррозии алюминия хлоридами [6, 7]. Однако интерметаллидные включения, содержащие Си, выступают в качестве предпочтительных мест для питтинга из-за агрессивности нитрат-ионов по отношению к этим интерметаллидам. В [8, 9] было показано, что в конкретных смесях электролитов, т. е. в конкретных концентрациях и конкретных соотношениях [NaCl]/[NaNO3], скорости коррозии алюминиевых сплавов АА7075 и АА2024 увеличиваются на порядок по сравнению с таковыми в растворах №С1 при тех же концентрациях. Полученные результаты связывались с реакционной способностью нитрат-ионов по отношению к интерметаллидным соединениям [8].

Щелевая коррозия - это локализованная форма коррозионного воздействия. Ее можно рассматривать как особую форму точечной коррозии, которая возникает между соприкасающимися поверхностями. Эта форма коррозии обычно связана с неподвижным раствором окружающей среды, который, как правило, возникают в щелях, под прокладками, шайбами, изоляционным материалом, головками крепежных деталей, поверхностными отложениями, резьбой, швами внахлест и зажимами [1]. Примерами отложений, блокирующих раствор электролита и приводящих к образованию щелей, являются песок, грязь, продукты коррозии и другие твердые вещества [10].

Щелевая коррозия возникает в узких расщелинах между металлами или между неметаллом и металлом, где затруднена конвекция воды и допускается развитие специфического химического состава расщелины, отличающегося от окружающей среды. Агрессивные ионы, такие как хлориды, должны присутствовать в электролите. Щелевая коррозия развивается аналогично питтинговой коррозии с постепенным снижением рН и увеличением концентрации хлорид-ионов внутри щели. Щелевая коррозия обычно не является серьезной проблемой для алюминия в отсутствие агрессивных ионов из-за устойчивого оксида алюминия. Однако в расщелине существует возможность накопления влаги с агрессивными или гигроскопичными видами отложений. Таким образом, в расщелине будет существовать постоянная коррозионная среда, которая в конечном итоге может разрушить оксидный слой.

Межкристаллитная коррозия - это локализованное коррозионное разрушение вдоль границ зерен, в то время как основная часть зерен не подвергается разрушению [1]. Во время термической обработки алюминиевые сплавы нагреваются до температуры, при которой растворяются легирующие элементы. По мере охлаждения металла, легирующие элементы объединяются, образуя другие соединения. Если скорость охлаждения

медленная, то они образуются преимущественно на границах зерен. Эти соединения могут быть либо анодными, либо катодными для прилегающих областей в зависимости от их состава. Подверженность алюминиевых сплавов межкристаллитной коррозии зависит от их термической обработки.

В монографии [11] показано, что межкристаллитная коррозия может протекать в алюминиевых сплавах в одной из двух форм: структурной и фазовой. Первая характерна для низколегированного или чистого алюминия и контролируется процессом рекристаллизации. Высокоугловые границы растущих зерен накапливают вакансии, которые частично коагулируют, вызывая термодинамическую нестабильность границ, а их электродный потенциал приближается к потенциалу активной коррозии. Вторая характерна для средне- или высоколегированных алюминиевых сплавов и определяется особенностями распада пересыщенных твердых растворов [11].

Межкристаллитная коррозия обычно возникает в результате образования локальных ячеек вдоль границ зерен, в которых концентрируется вторичная фаза [1]; они являются либо анодными, либо катодными по отношению к основной массе зерна. Восприимчивость к межкристаллитной коррозии в основном зависит от состава сплава и термической обработки. Алюминиевые сплавы серии 1ххх и Зххх, как правило, не подвержены межкристаллитной коррозии, поскольку включения по границам зерен либо не возникают, либо они имеют потенциал раствора, близкий потенциалу окружающего металла. Эта форма коррозии весьма опасна, поскольку протекает латентно, может ухудшить механические свойства металла и вызвать разрушение без каких-либо видимых внешних признаков коррозии.

Коррозионное расслоение является еще одной формой межкристаллитной коррозии, связанной с высокопрочными алюминиевыми сплавами [1]. Как правило, расслаивающая коррозия возникает у высокотекстурированных сплавов в коррозионной среде определенного типа [12]. Отслаивающаяся коррозия протекает слоями, параллельными поверхности в направлении прокатки, слои будут отслаиваться из-за давления продуктов коррозии. Коррозионное расслоение является проявлением межкристаллитной коррозии и чаще наблюдается на экструдированных участках, где толщина зерен обычно меньше, чем у прокатанных форм. Сплавы, которые были экструдированы или иным образом обработаны с микроструктурой удлиненных, сплющенных зерен, особенно подвержены этому повреждению [1]. В авиационных материалах расслаивающая коррозия наиболее распространена в термообрабатываемых сплавах А1^п-М^-Си, А1-Си-М^ и А1-М^. Максимальная стойкость к отслаиванию обычно достигается до достижения максимальной стойкости к коррозионному растрескиванию под напряжением [13].

Одной из наиболее распространенных форм коррозии алюминия и алюминиевых сплавов с покрытием является нитевидная коррозия. Она характеризуется активным растворением, которое распространяется по поверхности металла под защитным покрытием, оставляя «хвост», заполненный продуктами коррозии [14]. Нитевидная коррозия аналогична точечной коррозии в том, что коррозионный фронт поддерживается влагой, которая проникает в поверхностный слой и истощается кислородом, что делает область анодной. По существу, нитевидная коррозия представляет собой тип «ячейки концентрации кислорода», в которой анодная область является головкой нити накала, а катод - областью, окружающей ее, включая хвост.

По внешнему виду нитевидная коррозия на алюминиевых сплавах напоминает длинные тонкие нитевидные нити, часто длиной до нескольких сантиметров, но шириной менее 1 миллиметра. Нить состоит из двух визуально различимых частей: активной головки, в которой происходит растворение металла, и хвоста, состоящего из сухих продуктов коррозии [14]. Нити обычно белые, с серой головкой. Эта головка образует активный участок коррозии, где происходит распространение коррозии и рост нитей. Головки нитей заполнены электролитом, содержат катионы металлов и агрессивные анионы (такие как С1) и, как правило, имеют низкий рН. И наоборот, хвосты нитей наполнены сухим, пористым продуктом коррозии. Предполагается, что продвижение нити обусловлено дифференциальной аэрацией, возникающей в результате поверхностного переноса массы газообразного кислорода через хвост нити. Это означает, что основное место катодного восстановления кислорода должно находиться ближе к задней кромке, а место анодного растворения металла - к передней кромке головки нити [15]. Нитевидная коррозия почти всегда начинается на дефектах покрытия и распространяется в присутствии агрессивных хлорид-ионов, кислорода и достаточной относительной влажности [16]. Считается, что она возникает в результате загрязнения на поверхности металла и будет распространяться только во влажных условиях [17].

Гальваническая коррозия происходит между двумя различными металлами, сплавами или покрытиями, которые электрически соединены друг с другом в присутствии общего электролита. Гальванический эффект также может возникнуть из-за различий в составе металла и в результате изменения состава в области границ зерен для одного и того же металла. Каждый металл при помещении в электролит создает электрохимическую коррозионную ячейку [1], поэтому отсутствие однородности поверхности алюминиевого сплава или окружающей среды может вызвать гальваническую коррозию.

Для возникновения гальванической коррозии должны существовать следующие три условия: 1) должны присутствовать два электрохимически различных металла, 2) должен

быть электропроводящий путь между двумя металлами, 3) должен быть благоприятный путь для перемещения ионов металлов от более анодного металла к более катодному металлу. Степень коррозии алюминия в сочетании с более катодным металлом зависит от степени его поляризации в гальваническом элементе [2]. Металл или сплав, обладающий более отрицательным потенциалом, как правило, подвержен ускоренной коррозии за счет анодного растворения [1] по сравнению с более положительным потенциалом.

Для защиты металлов или сплавов от водной среды или атмосферы на поверхность таких металлов или сплавов наносятся различные покрытия. В присутствии электролита, который может представлять собой тонкую пленку влаги, гальваническое действие между покрытием и подложкой является важным фактором в определении защиты, обеспечиваемой большинством покрытий. Гальваническая коррозия алюминия более катодными металлами в растворах негалогенидных солей обычно меньше, чем в растворах галогенидных, поскольку алюминий с меньшей вероятностью поляризуется до своего питтингового потенциала [2]. В любой среде гальваническая коррозия уменьшается за счет удаления катодного реагента.

Коррозионное растрескивание под напряжением - это образование хрупких трещин в нормально прочном материале при одновременном воздействии растягивающего напряжения и коррозионной среды. Это напряжение может быть либо приложенным (внешняя нагрузка), либо может быть остаточным напряжением в металле (например, в результате производственного процесса или термической обработки). Для возникновения коррозионного растрескивания под напряжением необходимы следующие факторы: 1) среда, которая вызывает коррозионное растрескивание под напряжением для данного материала и 2) растягивающее напряжение достаточное, чтобы вызвать коррозионное растрескивание [18]. Последнее часто связано с остаточными производственными напряжениями, особенно при сварке.

Несколько исследований показали, что коррозионное растрескивание под напряжением сильно зависит от состава сплава, микроструктуры, термической обработки и, в меньшей степени, интенсивности напряжений [19]. Алюминиевые сплавы, содержащие более 3 мас.% Mg или 1-2 мас.% Zn, подвержены коррозионному растрескиванию под напряжением как в атмосфере, так и в воде из-за пересыщения твердого раствора и повышенной склонности атомов магния осаждаться на границах зерен [20]. Однако, добавление цинка в количестве 1-2 мас. % улучшает устойчивость к коррозионному растрескиванию под напряжением сплавов Al-Mg за счет образования стабильных фаз А1 - Zn - Mg на границах зерен. Низколегированные сплавы и чистый алюминий устойчивы к коррозионному растрескиванию под напряжением. В [21]

сообщалось о низкой стойкости к коррозионному растрескиванию под напряжением алюминиевых сплавов, содержащих значительное количество растворимых легирующих элементов, таких как сплавы серии 2xxx, медьсодержащие сплавы серии 7xxx и 8xxx. Предполагается, что для сплавов Al-Cu (серия 2xxx) коррозионное растрескивание под напряжением происходит по механизму анодного растворения, в то время как водородное охрупчивание является причиной растрескивания в более прочных сплавах Al-Zn-Mg-Cu. Следовательно, анодное растворение обычно происходит в алюминиевых сплавах серии 2xxx, в то время как водородное охрупчивание предпочтительно для серии 7xxx.

Водородное охрупчивание алюминиевых сплавов заключается в попадании водорода из окружающей среды (через коррозию) в сплавы, что может снизить их пластичность и долговечность, вызывая растрескивание и хрупкое разрушение при напряжениях ниже предела текучести алюминиевых сплавов. В этом случае катодной реакцией при коррозионном растрескивании под напряжением является восстановление водорода, а выделившийся водород поступает в сплав и вызывает зарождение и распространение трещины путем диффузии и обогащения атомов водорода в вершине трещины [22]. Для коррозионного растрескивания под напряжением, контролируемого анодным растворением, катодный процесс не включает восстановление водорода или водорода из катодной реакции недостаточно, чтобы вызвать водородное охрупчивание. Осаждение электрохимически более благородных фаз на границах зерен приводит к истощению более благородного элемента вблизи границ зерен. Обедненные зоны имеют более низкий потенциал, чем частицы второй фазы, и таким образом образуется анодный путь вдоль границ зерен, который приводит к предпочтительному растворению областей границ зерен. Приложенное напряжение разрывает оксидную пленку в области вблизи границ зерен, усиливая анодное растворение, и происходит распространение трещин вдоль границ зерен.

На практике коррозионное растрескивание под напряжением в основном встречается в термообработанных высокопрочных сплавах. Такое растрескивание является проблемой, например, в морских и авиационных конструкциях, где требуется высокое отношение прочности и плотности. В частности, коррозионное растрескивание под напряжением высокопрочного алюминия серии 7xxx представляет собой серьезную проблему для авиакосмической промышленности.

Межкристаллитная коррозия активно участвует в коррозионном растрескивании алюминиевых сплавов под напряжением вместе с питтинговой коррозией, что важно на этапе возникновения трещин и в формировании локальных коррозионных ячеек. Как правило, алюминиевые сплавы, содержащие значительное количество растворенных легирующих элементов, таких как медь, магний, кремний и цинк, чувствительны к

коррозионному растрескиванию под напряжением. Коррозионное растрескивание под напряжением алюминиевых сплавов является почти исключительно межкристаллитным, и обычно считается, что границы зерен образуют анодный путь для роста коррозионного растрескивания под напряжением при комбинированном воздействии напряжения и окружающей среды. Поэтому коррозионное растрескивание под напряжением алюминиевых сплавов может быть предотвращено катодной защитой или соответствующей термической обработкой, что делает микроструктуру менее чувствительной к данному виду коррозии. Нанесение защитных покрытий на алюминиевые сплавы является еще одним полезным и важным методом предотвращения подверженности коррозионному растрескиванию под напряжением [20].

1.2. Коррозионные свойства промышленных алюминиевых сплавов

Коррозионное сопротивление алюминиевых сплавов в большей степени зависит от их чистоты - чем чище сплав, чем выше его коррозионная прочность. Оксидная пленка, возникающая на поверхности и защищающая металл от агрессивной среды, быстро растворяется только в концентрированных щелочных и кислотных растворах. В диапазоне рН от 4 до 9 локальная коррозия возможна только в случае повреждения пленки. Поэтому сверхчистый алюминий (чище 99.999 %) имеет наибольшую стойкость к питтинговой коррозии. Несколько уступает ему технически чистый алюминий (чище 99 % - 1ххх серия), но и он является более стойким к точечной коррозии, чем любой из алюминиевых сплавов. Далее по убыванию сопротивления коррозионной среде располагаются сплавы алюминия с магнием (5ххх серия), марганцем (серия Зххх), магнием и кремнием (бххх), цинком (7ххх) и медью (2ххх).

Наилучшее сопротивление возникновению и распространению коррозионных язв, особенно в морской воде и хлоридных растворах, имеют алюминий-магнивые сплавы с содержанием магния до 3%. Однако стойкость этих сплавов к точечной коррозии резко снижается в случае повышения содержания меди выше 0.2% [22]. Сплавы алюминия с марганцем, например 3003 (АМц) и 3004 (Д12), при низком содержании меди (не более 0.05%) имеют коррозионную стойкость близкую к технически чистому алюминию. Это возможно потому, что электрохимический потенциал алюминий-марганцевых частиц в этих сплавах близок к потенциалу чистого алюминия. Но повышение содержания меди выше 0.15% вновь повышает склонность к точечной коррозии, особенно в растворах, содержащих хлориды.

Наибольшее влияние на склонность к питтинговой коррозии алюминиевых сплавов оказывает содержание железа и меди. Несмотря на то, что сплавы 6ххх (Al-Mg-Si), имеют

среднюю стойкость к точечной коррозии, с повышением содержания железа и меди их сопротивление коррозии резко снижается. Из высокопрочных сплавов лучшее сопротивление питтинговой коррозии показывают сплавы 7xxx серии без меди. Наиболее подвержены точечной коррозии сплавы с высоким содержанием меди серий 7xxx (Al-Zn-Mg) и 2xxx (Al-Cu-Mn и Al-Cu-Mg). Поэтому обычно на поверхность этих сплавов наносят тонкий слой технически чистого алюминия, например АД1пл (содержание алюминия 99.3%), или сплава с содержанием цинка около 1% (АЦпл).

Механизм межкристаллитной коррозии впервые был впервые предложен для алюминий-медных сплавов [23]. В сплавах системы Al-Cu 0 (CuAl^-фаза выделяется преимущественно по границам зерен, из-за чего образуются области вблизи зерен, обедненные медью, а также области с дефицитом вакансий вследствие их диффузии к границам зерен [24]. Подобные неоднородности распределения точечных дефектов обнаружены и в промышленных алюминиевым сплавах систем Al-Mg-Mn, Al-Zn-Mg и др. В этих случаях всегда возникает многоэлектродная система, поэтому основные положения предложенного метода межкристаллической коррозии не меняются.

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Кочегаров Сергей Сергеевич, 2021 год

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

1. Roberge P.R. Handbook of corrosion engineering. New York.:McGraw-Hill. 2000. 1072 p.

2. Davis J.R. Corrosion of aluminium and aluminium alloys. ASM International. 1999. 313 p.

3. Schweitzer P.A. Fundamentals of Metallic Corrosion. CRC Press. 2006. 752 p.

4. Moore K.L., Sykes J.M., Grant P.S. An electrochemical study of repassivation of aluminium alloys with SEM examination of the pit interiors using resin replicas // Corrosion Science. 2008. №50. P. 3233-3240.

5. Bocher F., Flower H.M., Ryan M.P. The effect of microstructure on localized corrosion in creep age-formable aluminium alloys: identification of intermetallic particles and pit initiation sites // Electrochemical Society. 2006. V.153. №12. P. B551-B554.

6. Bohni H., Uhlig H.H. Environmental factors affecting the critical pitting potential of aluminium // Journal of Electrochemical Society. 1969. V.116. № 7. P. 906-914.

7. Monticelli C., Brunoro G., Frignani A., Trabanelli G. Evaluation of corrosion inhibitors by electrochemical noise analysis // Electrochemical Society. 1992. V.139. №3. P. 706-711.

8. Adams A.A., Eagle K.E., Foley R.T. Synergistic effects of anions in the corrosion of aluminum alloys // Electrochemical Society. 1972. V.119. №12. P. 1692-1694.

9. McKissick A.M., Adams A.A., Foley R.T. Synergistic effects of anions in the corrosion of aluminum alloys // Electrochemical Society. 1970. V.117. №11. P. 1459-1460.

10. Fontana M.G. Corrosion Engineering. 1986. New York: Mcgraw-Hill, Inc. P. 51-152.

11. Sinyavskii V.S., Ulanova V.V., Kalinin V.D. On the mechanism of intergranular corrosion of aluminium alloys // Protection of Metals. 2004. V.40. №5. P. 481-490.

12. Liao M., Bellinger N.C., Komorowski J.P. Modeling the effects of prior exfoliation corrosion on fatigue life of aircraft wing skins // International Journal of Fatigue. 2003. V.25. P.1059-1067

13. Lucas K.A., Clarke H. Corrosion of aluminium-based metal matrix composites. // Research Studies Ltd., Somerset England. 1993. P. 25-48.

14. Leblanc P.P., Frankel G.S. Investigation of filiform corrosion of epoxycoated 1045 carbon steel by scanning Kelvin probe force microscopy // Electrochemical Society. 2004. V.151. №3. P. B105-B113.

15. McMurray H.N., Williams G., O'Driscoll S. Chromate inhibition of filiform corrosion on organic coated AA2024-T3 studied using the Scanning Kelvin Probe // Electrochemical Society. 2004. V.151. №7. P. B406-B414.

16. LeBozec N., Persson D., Thierry D. Axelsen S.B. Effect of climatic parameters on filiform corrosion of coated aluminium alloys. // Corrosion. 2004. V.60. №6. P. 584-592.

17. Leth-Olsen H., Nisancioglu K. Filiform corrosion of aluminium sheet. I. corrosion behaviour of painted material. // Corrosion Science. 1998. V.40. №7. P. 1179-1194.

18. Craig B.D. Fundamental aspects of corrosion films in corrosion science. Plenum Press, New York. 1991. 206 p.

19. Davo B., Conde A., Damborenea J.de. Stress corrosion cracking of B13, a new high strength aluminium lithium alloy. // Corrosion Science. 2006. V.48. №12. P. 4113-4126

20. Popovic M. Romhanji E. Stress corrosion cracking susceptibility of Al- Mg alloy sheet with high Mg Content // Materials Processing Technology. 2002. V.125-126. P. 275-280.

21. Xiaodong L., Frankel G.S. Effect of comprehensive stress on localised corrosion in AA 2024-T3. // Corrosion Science. 2006. V.48. P. 3309-3329.

22. Vargel C. Corrosion of aluminium // Elsevier. First edition. 2004. 626 p.

23. Акимов Г. В. Теория и методы исследования коррозии металлов // М: Изд-во АН СССР. 1945. 350 с.

24. Синявский В. С., Вальков В. Д., Калинин В. Д. Коррозия и защита алюминиевых сплавов // М: Металлургия. 1986. 368 с.

25. Шрайера Л. Л. Коррозия. Справочное издание // М.: Металлургия. 1981. 632 с.

26. Magnin T., Combrade P. Environment Sensitive Fracture // Materials Science and Technology Series. 2000. P. 216-318.

27. Jones R.H., in ASM Handbook, Volume 13A, Corrosion: Fundamentals, Testing and Protection, edited by S. D. Cramer and B. S. Covino, Jr. ASM International, Materials Park, OH, 2003. P. 346-366.

28. Sastri V.S., Ghali E., Elboujdaini M., Corrosion Prevention and Protection: Practical Solutions. Wiley, Chichester,West Sussex, UK. 2007. 557 p.

29. Kaufman J.G., in ASM Handbook, Volume 13B, Corrosion: Materials, edited by S. D. Cramer and B. S. Covino, Jr. ASM International, Materials Park, OH, 2005. P. 95-124.

30. ASM International Handbook Committee, in ASM Specialty Handbook, Aluminum and Aluminum Alloys, edited by J.R. Davis. ASMInternational, Materials Park, OH, 1998, P. 199-484, 579-731.

31. Pugh E.N., in Encyclopedia of Materials Science and Engineering, V. 2. Pergamon Press, Elmsford, NY, 1986. P. 889-890.

32. Ghali E., in Uhlig's Corrosion Handbook, 2nd edition, edited by R. W. Revie. Wiley, Hoboken, NJ, 2000. P. 677-715.

33. Taylor C.D., Marcus P. Molecular modeling of corrosion processes: scientific development and engineering applications. John Wiley & Sons, 2015. 272 p.

34. Maurice V., Marcus P. Progress in corrosion science at atomic and nanometric scales // Progress in Materials Science. 2018. V.95. P. 132-171.

35. Verma C., Lgaz H., Verma D., Ebenso E.E., Bahadur I., Quraishi M. Molecular dynamics and Monte Carlo simulations as powerful tools for study of interfacial adsorption behavior of corrosion inhibitors in aqueous phase: a review // J. Mol. Liq. 2018. V.260. P. 99-120.

36. Li S., Xu Y., Li H., Guan X. Uniform and pitting corrosion modeling for high-strength bridge wires // J. Bridge. Eng. 2014. V.19. P. 04014025.

37. Huang Y., Tu S-T, Xuan F-Z. Pit to crack transition behavior in proportional and nonproportional multiaxial corrosion fatigue of 304 stainless steel // Eng. Fract. Mech. 2017. V.184. P. 259-272.

38. Bard A.J., Faulkner L.R., Leddy J., Zoski C.G. Electrochemical methods: fundamentals and applications. New York: Wiley, 1980. 864 p.

39. Tsuyuki C, Yamanaka A, Ogimoto Y. Phase-field modeling for pH-dependent general and pitting corrosion of iron // Sci Rep 2018. V.8. P. 12777.

40. Laycock N., White S., Noh J., Wilson P., Newman R. Perforated covers for propagating pits // Electrochem. Soc. 1998. V.145. P. 1101-1108.

41. Liu M, Qiu D, Zhao M-C, Song G, Atrens A. The effect of crystallographic orientation on the active corrosion of pure magnesium // Scripta Mater. 2008. V.58. P. 421-424.

42. Jafarzadeh S, Chen Z, Bobaru F. Peridynamic modeling of intergranular corrosion damage. // Electrochem. Soc. 2018. V.165. P. 362-374.

43. Gutman E. M. Mechanochemistry of Solid Surfaces. World Scientific Pub Co Inc, Singapore; River Edge, NJ, 1994. 322 p.

44. Adlakhaa I., Gholami Bazehhour B., Muthegowda N.C., Solanki K.N. Effect of mechanical loading on the galvanic corrosion behavior of a magnesium-steel structural joint // Corrosion Science. V.133. 2018. P. 300-309.

45. Simo J.C., Hughes T.J.R., Computational Inelasticity. Springer Science & Business Media, 2006. 392 p.

46. Хилл Р. Математическая теория пластичности. М.: Гостехиздат. 1956. 410 с.

47. Краснов К.С. , Воробьев Н.К., Горднев И.Н. Физическая химия. Книга 2. М.: Высш. шк., 2001. 319 c.

48. Brewick P.T., Kota N., Lewis A.C., DeGiorgi V.G., Geltmacher A.B., Qidwai S.M. Microstructure-sensitive modeling of pitting corrosion: Effect of the crystallographic orientation // Corrosion Science. 2017. V.129. P. 54-69.

49. Brewick P.T., DeGiorgi V.G., Geltmacher A.B., Qidwai S.M. Modeling the influence of microstructure on the stress distributions of corrosion pits // Corrosion Science. 2019. №158. P. 108111.

50. Madrigal-Canoa M., Hallena J.M., Arce-Estradaa E.M., Tu Le Manha Effect of crystallographic texture and microstructure on pitting corrosion behavior of low carbon steels: A Monte Carlo model // Computational Materials Science. 2019. №161. P. 394-402.

51. Jafarzadeh S., Chen Z., Bobaru F. Computational modeling of pitting corrosion // Corrosion reviews. 2019. V.37. №5. P. 419-439.

52. Gabrielli A., Baldassarri A., Sapoval B. Surface hardening and self-organized fractality through etching of random solids // Physical Review. 2008. V.62. P. 3103-3116.

53. Santra S.B., Sapoval B. Critical fluctuation and self-organized fractality in chemical reaction: Spontaneous gradient percolation in the etching of random solids // Physica A. 1999. V.266. P. 160-172.

54. Silling S.A. Reformulation of elasticity theory for discontinuities and long-range forces. // Mech Phys Solids. 2000. V.48. P. 175-209.

55. Mai W, Soghrati S. New phase field model for simulating galvanic and pitting corrosion processes // Electrochim Acta. 2018. V. 260. P. 290-304.

56. Mai W, Soghrati S. A phase field model for simulating the stress corrosion cracking initiated from pits // Corros. Sci. 2017. V.125. P. 87-98.

57. Анисимов С.И., Имас Я.А., Романов Г.С., Ходыко Ю.В. Действие излучения большой мощности на металлы. Наука. М., 1970. 272 с.

58. Рэди Дж. Действие мощного лазерного излучения. Мир. М.,1974. 468 с.

59. Миркин Л.И. Физические основы обработки материалов лучами лазера. МГУ. М., 1975. 384 с.

60. Вейко В. П., Либенсон М. Н., Червяков Г. Г., Яковлев Е. Б. Взаимодействие лазерного излучения с веществом. ФИЗМАТЛИТ, 2008. 312 с.

61. Борисов Ю. С., Демченко В. Ф. Численное моделирование теплообмена и гидродинамики при лазерно-плазменной обработке металлических материалов // Автоматическая сварка. 2013. №4. C. 3-8.

62. Ионин А. А., Кудряшов С. И., Самохин А. А. Абляция поверхности материалов под действием ультракоротких лазерных импульсов // Успехи физических наук. 2017. Т. 187. № 2. C. 159-172.

63. Писарев В. В., Стариков С. В. Сопоставление 1D-, 2D- и 3D- атомистических моделей лазерной абляции алюминия // Физико-химическая кинетика в газовой динамике. 2014. Т.15 № 6. C. 1-3.

64. Григорьянц А. Г., Шиганов И. Н., Мисюров А. И. Технологические процессы лазерной сварки. М: Изд-во МГТУ им Н. Э. Баумана. 2006. 664 с.

65. Никифоров Г.Д. Металлургия сварки плавлением алюминиевых сплавов. М., «Машиностроение», 1972. 264 с.

66. Парфенов В. А. Лазерная микрообработка материалов: Учеб. Пособие. СПб.: Изд-во СПбГЭТУ «ЛЭТИ». 2011. 59 с.

67. Тукаев Р. Ф., Сисанбаев А. В. и др. Применение лазерной сварки при изготовлении нефтегазового оборудования // Материаловедение и защита от коррозии. 2016. Т. 14. № 4. С. 162-166.

68. Хаскин В.Ю. Процессы упрочнения и нанесения покрытий с использованием лазерного излучения (Обзор) // Автоматическая Варка. 2008. № 12. С. 24-32.

69. Харанжевский Е.В. Физические основы лазеров и аддитивных нанотехнологий: учебное пособие. Ижевск: Изд. Центр «Удмуртский университет». 2020. 296 с.

70. Григорьянц А. Г., Мисюров А. И. Возможности и перспективы применения лазерной наплавки // Технол. машиностр. 2005. № 10. С. 52-56.

71. Григорьянц А. Г., Сафонов А. Н. Лазерная техника и технология. Кн. 3: Методы поверхностной лазерной обработки. М.: Высш. шк. 1987. 191 с.

72. Ушаков И.В., Симонов Ю.В. Управление физико-механическими свойствами поверхности титановых сплавов короткоимпульсным лазерным излучением // Вестник Московского государственного областного университета. Серия: Физика-Математика. 2019. № 4. С. 30-42.

73. Симонов Ю.В., Ушаков И.В. Механические свойства поверхностных структур титанового сплава ВТ9 после многократной локальной обработке наносекундными лазерными импульсами // Вестник Московского государственного областного университета. Серия: Физика-Математика. 2020. № 2. С. 19-35.

74. Завестовская И.Н., Игошин В.И., Канавин А.П. и др. Теоретическое исследование процессов лазерной аморфизации и получения микрокристаллических структур // Тр. ФИАН. 1993. №217. С. 3-12.

75. Steen W., Watkins K.G., Mazumder J. Laser Material Processing. Springer. 2010. 576 p.

76. Григорьянц А.Г., Сафонов А.Н., Шибаев В.В. и др. Лазерная наплавка фасок клапанов двигателя внутреннего сгорания // Свароч. пр-во. 1984. № 5. С. 19-20.

77. Григорьянц А.Г., Шиганов И.Н., Шилов С.С., Алексеев Г.М. Лазерно-световая обработка материалов как новое направление в гибридных процессах // Технол. машиностр. 2005. № 10. С. 37-45.

78. Хорунов В. Ф., Шань Цзиго. Сварка и пайка с использованием светового луча дуговых ксеноновых ламп (Обзор) // Автомат. сварка. 1995. № 5. С. 48-52.

79. Seyffarth P., Krivtsun I. V. Laser-arc processes and their applications in welding and material treatment // Welding and allied processes. London: Taylor and Francis Books. 2002. Vol. 1. 200 p.

80. Zreris R., Nowotny S., Berger L.-M. et al. Characterization of Katings deposited by laserassisted atmospheric plasma spraying // Proc. of thermal spray conf., Orlando, USA. 2003. P. 567-572.

81. Hai-ou Zhang, Ying-ping Qian, Gui-lan Wang. Study of rapid and direct thick coating deposition by hybrid plasma - laser manufacturing // Surface & Coatings Technol. 2006. №201. P. 1739-1744.

82. Wilden J., Bergmann J. P., Dolles M. Riporti superficiali laser: aumento di efficienza e flessibilita tramite processi ibridi // Riv. Ital. Saldatura. 2005. P. 809-816.

83. Белл Дж.Ф. Экспериментальные основы механики деформируемых твердых тел. Ч.2. М.: Наука. 1984. 432 с.

84. Shibkov A.A., Lebyodkin M.A., Lebedkina T.A., Gasanov M.F., Zolotov A.E., Denisov A.A. Millisecond dynamics of deformation bands during discontinuous creep in an AlMg polycrystal // Physical Review E. 2020. V. 102. P. 043003.

85. Шибков А.А., Золотов А.Е., Желтов М.А., Денисов А.А., Гасанов М.Ф. Макролокализация пластической деформации при прерывистой ползучести алюминий-магниевого сплава AMr6 // Журнал технической физики. 2014. Т. 84. № 4. С. 40-46.

86. Shibkov A.A., Gasanov M.F., Zheltov M.A., Zolotov A.E., Ivolgin V.I. Intermittent plasticity associated with the spatio-temporal dynamics of deformation bands during creep tests in an AlMg polycrystal // Int. J. Plast. V. 86. 2016. P. 37-55.

87. Gonzalez R. Digital image processing. New York: Pearson, 2018. 955 p.

88. Edgar G. Classics on fractals. Boulder: Westview Press, 2004. 271 p.

89. Feder J. Fractals. New York - London: Plenum press, 1988. 305 p.

90. Aurenhammer F. Voronoi diagrams - a survey of a fundamental geometric data structure // ACM Computing Surveys. 1991. V. 23. № 3. P. 345-405.

91. Christian J. W. The theory of transformations in metals and alloys, Part I. New York: Pergamon, 1975. 542 p.

92. Avrami M. Kinetics of phase change. General theory // Journal of Chemical Physics. 1939. V. 7. P. 1103-1112.

93. Sangval K. Etching of crystals: theory, experiment, application. Amsterdam - Oxford - New York -Tokyo: North Holland. 1987. 497 p.

94. Weibull W. A statistical distribution function of wide applicability // Journal of applied mechanics. 1951. V. 18. P. 293-297.

95. Kolmogorov A. K statisticheskoj teorii kristallizacii metallov // Izv. Acad. Sci. USSR. Math. Ser. 1. 1937. P. 355-359.

96. Dimmler K., Parris M., Butler D. et al. Switching kinetics in KNO3 ferroelectric thin-film memories // J. Appl. Phys. 1995. V. 61, №12. P. 5467-5470.

97. Jensen H.J. Self-organized criticality. Cambridge University Press, Cambridge. 1998.

98. Bak P., Tang C., Wiessenfeld K. // Phys. Rev. A. 1988. V. 38. № 1. P. 364-374.

99. Svenungsson J., Choqueta Kaplan A.F.H. Laser welding process - a review of keyhole welding modeling // Physics Procedia. 2015. № 78. P. 182-191.

100. Беляев А.И., Бочвар О.С., Буйнов Н.Н. Металловедение алюминия и его сплавов: Справ. Изд. М.: Металлургия. 1983. 279 с.

101. Ландау Л.Д., Лифшиц Е.М. Теоретическая физика. Том VI. Гидродинамика. М.: Наука. 1988. 736 с.

102. Bruere V., Touvrey C., Namy P. Authier N. Multiphysics modeling of pulsed laser welding // Journal of laser applications. 2017. V.29. №2. P.022403.

103. Xu L.Y., Cheng Y.F. Development of a finite element model for simulation and prediction of mechanoelectrochemical effect of pipeline corrosion // Corrosion Science. 2013. №73. p. 150-160.

104. Sun J., Cheng Y.F. Modelling of mechano-electrochemical interaction of multiple longitudinally aligned corrosion defects on oil/gas pipelines // Engineering Structures. 2019. №190. p. 9-19.

105. Русанов А.И. Термодинамические основы механохимии. СПб.: Наука. 2006. 221 с.

106. Зайнуллин Р.С. Обобщенное уравнение механохимической повреждаемости металлов // Нефтегазовое дело. 2015. №3. С. 119-123.

107. Ажогин Ф.Ф. Коррозионное растрескивание и защита высокопрочных сталей. М.: Металлургия, 1974. 256 с.

108. Долинский В.М. Изгиб тонких пластин, подверженных коррозионному износу // Динамика и прочность машин. Харьков. 1975. №.21. С. 16-19.

109. Криштал М.М., Мерсон Д.Л. Взаимосвязь макролокализации деформации, прерывистой текучести и особенностей акустической эмиссии алюминиево-магниевых сплавов // ФММ. 1996. Т. 81. № 1. С. 155.

110. Shibkov A.A., Zheltov M.A., Gasanov M.F., Zolotov A.E., Denisov A.A., Lebyodkin M.A. Dynamics of deformation band formation investigated by high-speed techniques during creep in an AlMg alloy // Materials Science & Engineering A. 2020. V. 772. P. 138777.

111. Estrin Y., Kubin L.P. Spatial raupling and propagative plastic instabilities // Continuum models for materials with microstructure. Edited by H.-B. Muhlhaus. New-York: Wiley & Sons. 1995. P. 395-450.

112. Brechet Y., Estrin Y. On the influence of precipitation on the Portevin-Le Chatelier effect // Acta Metal. Mater. 1995. V. 43. №3. P. 955.

113. Баскаков С.И. Радиотехнические цепи и сигналы. М.: Высш. шк. 2000. 462 с.

114. Vinogradov A., Lasarev A. Continuous acoustic emission during intermittent plastic flow in a -brass // Scr. Mater. 2012. V. 66. P. 745.

115. Лыков А.В. Теория теплопроводности. M.: Высш. шк. 1967. 600 с.

116. Шибков А.А., Кольцов Р.Ю., Желтов М.А., Шуклинов А.В., Лебедкин М.А. Динамика спонтанной делокализации пластической деформации при неустойчивом пластическом течении сплавов Al-Mg // Известия РАН. Серия физическая. 2006. Т. 70. № 9. С. 1372.

117. Головин Ю.И., Горбунов А.В., Шибков А.А. Динамика и электрическое поле дефектов при лазерном повреждении поверхности ионных кристаллов // ФТТ. 1988. Т. 30. № 7. С. 1931-1937.

118. Спицын В.И., Троицкий O.A. Электропластическая деформация металлов. М.: Наука. 1985. 161 с.

119. Троицкий О.А., Баранов Ю.В., Авраамов Ю.С., Шляпин А.Д. Физические основы и технологии обработки современных материалов: Теория, технология, структура и свойства: В 2 т.: Т. 1. Ижевск: Институт компьютерных исследований. 2004. 592 с.

120. Shibkov A.A., Denisov A.A., Zheltov M.A., Zolotov A.E., Gasanov M.F. The electric current-induced suppression of the Portevin - Le Chatelier effect in Al-Mg alloys // Materials Science & Engineering A 610. 2014. P. 338-343.

121. Шибков А.А., Золотов А.Е., Желтов М.А., Денисов А.А., Гасанов М.Ф. Исследование механизмов подавления прерывистой деформации электрическим током // Кристаллография 2015. Т. 60. № 6. С. 938-949.

122. Dolinsky Yu., Elperin T. Thermodynamics of nucleation in current-carrying conductors // Phys. Rev. B. 1994. V. 50. P. 52.

123. Готтштайн Г. Физико-химические основы материаловедения - М.: БИНОМ. Лаборатория знаний. 2014. 403 с.

124. Straumal B.B., Protasova S.G., Mazilkin A.A., Rabkin E., Goll D., Schütz G., Baretzky B., Valiev R. Deformation-driven formation of equilibrium phases in the Cu-Ni alloys // Mater. Sci. 2012. V. 47. P. 360-367.

125. Разумов И.К., Ермаков А.Е., Горностырев Ю.Н., Страумал Б.Б. Неравновесные фазовые превращения в сплавах при интенсивной пластической деформации // УФН. 2020. № 190. С. 785-810.

126. Гегузин Я.Е. Диффузионная зона. М.: Наука. 1979. 344 с.

127. Колобов Ю.Р. Зернограничная диффузия и свойства наноструктурных материалов. Новосибирск: Наука. 2001. 232 с.

128. Сагарадзе В.В., Шабашов В.Л. Аномальные диффузионные фазовые превращения в сталях при интенсивной холодной деформации/ ФММ. 2011. Т.112. №2. С .155-174.

129. Бокштейн Б.С. Диффузия в металлах. М.: Металлургия. 1978. 248 с.

129. Локшин Ф.Л., Шаханова Г.В., Агеева А.Т., Баканова Л.Н. Влияние температуры и продолжительности отпуска на структуру и фазовый состав сплава АМг6 // МиТОМ. 1966. № 9. С. 59-61.

130. Tu K.N., Yeh C.C., Liu C.Y., Chin C. Effect of current crowding on vacancy diffusion and void formation in electromigration // Appl. Phys. Lett. 2000. V.76. №.8. P. 988-990

131. Blech I.A. Electromigration in thin aluminum films on titanium nitride // J. Appl. Phys. 1976. V. 47. P. 1203.

132. Dolinsek J., Apih T., Jeglic P., Smiljanic I. Magnetic and transport properties of the giant-unit-cell Al3.26Mg2 complex metallic alloy // Intermetallics. 2007. V. 15. P. 1367-1376.

133. Киттель Ч. Квантовая теория твердых тел. М.: Наука. 1967. 492 с.

134. Лившиц Б.Г., Крапошин В.С., Линецкий Я.Л. Физические свойства металлов и сплавов. М.: Металлургия, 1980. 174 с.

ПРИЛОЖЕНИЕ

Авторы: Шибков Александр Анатольевич (Ки), Желтое Михаил Александрович (Ки), Золотое Александр Евгеньевич (Ки), Денисов Андрей Александрович (Ки), Гасанов Михаил Фахраддинович (Ки), Михлик Дмитрий Валерьевич (Ки), Кочегаров Сергей Сергеевич (Ки)

Министерство науки и высшего образования Российской Федерации Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образовании «Тамбовский государственный университет имени ГР. Державина» (ФГБОУ ВО «Тамбовский государственный университет имени ГР. Державина»)

ул. Интернациональная, д. 33, г, Тамбов, 392000, тел.:[phone] - 34- 40, +7[4752] 72-70-76, фзкс;[phone], е-таИ фойёНкШтпЬ.ги, http://www.t5utmb.ru, ОКТМО 60701000001, ОГРН 1026801156639, ИНН 6В31012790, КПП 682901001

УТВЕРЖДАЮ

лШ^-г

11роректор но образовательной (, д.э.н., профессор

И.Н. Якунина

на №.

от

.20_г.

СПРАВКА

оо использовании результатов научных исследований в учебном процессе

Настоящей справкой представители федерального государственного бюджетного образовательного учреждения высшего образования «Тамбовский государственный университет имени Г.Р. Державина» подтверждают, что материалы, разработанные в рамках диссертационной работы аспирантом Кочегаровым Сергеем Сергеевичем «Влияние коррозионной среды и высокоэнергетических воздействий на прочность, прерывистую деформацию и разрушение алюминий-магниевых сплавов», а именно:

1) комплекс методов исследования динамики дефектов в кристаллических материалах, деформируемых в химически агрессивных средах;

2) математическое описание коррозии поверхности металла после лазерной обработки;

3) физико-химическая модель взаимодействия электрического тока с неоднородностями в структуре металлического сплава;

4) эмиссионные явления в условиях коррозии под напряжением

внедрены и успешно используются в учебном процессе в курсах дисциплин «Физика и химия твердого тела» (03.04.02), «Наноструктуры и нанотехиологии» (03.04.02), «Электрофизические методы стабилизации механических свойств авиационных сплавов» (03.06.01) и «Эмиссионные методы диагностики повреждений в деформируемых твердых телах» (03.06.01).

Использование результатов диссертационной работы Кочегара ва С.С. в образовательном процессе расширяют знания в области теоретических основ взаимодействия лазерного излучения с веществом, коррозии под напряжением в сплавах, проявляющих неустойчивую деформацию, а также в области современных экспериментальных методов изучения динамики полос деформации и трещин в материалах, эксплуатируемых в агрессивных средах,

СОГЛАСОВАНО:

Заведующий кафедры

«Теоретической и экспериментальной физики», к.ф.-м.н., доцент

Директор института математики, физики и информационных технологий

Л1.Л. Королёва/

Жтт

МАТЕРИАЛЫ

Общество с ограниченной ответственностью «Наиоматериалы»

Россия. 392000, г. Тамбов, Защитный пер., д. 7

ОГРН 1126829006578

ИНН 6829085529 КПП 682901001

Тел.: [phone]

Е-таШ [e-mail]

№

13

от "_М_1'_марта 202Д_ г.

Акт

о практическом применении результатов диссертационной работы Кочегарова Сергея Сергеевича

Диссертационная работа Кочегарова С.С. посвящена проблеме влияния химически агрессивной (коррозионной) среды и высокоэнергетических воздействий (импульсной лазерной и электротоковой обработки) на механические и антикоррозионные свойства промышленных сплавов системы

Установленная в диссертационной работе связь между сигналом акустической эмиссии и кинетикой растворения алюминиевого сплава а соляной кислоте может быть использована для разработки промышленного экспресс-метода контроля скорости коррозии алюминиевых сплавов, эксплуатируемых в жидкой кислой среде.

Разработанный диссертантом метод нанесения на поверхность алюминий-магниевого сплава антикоррозионного покрытия па основе углеродных нанотрубок может бьпь использован при проектировании ответственных узлов изделий и конструкций из сплавов системы АГМц, работающих в морской воде и водных растворах электролитов.

Полученные результаты исследования влияния электрического тока на зарождение полос локализованной деформации, являющихся центрами коррозии, и выявленные условия их подавления, которые защищены патентом РФ № 2720289, могут быть использованы при проектировании автоматизированных производств химического машиностроения.

Генеральный директор ООО «:Наноматериалы»

Шуклинов А.В.