CC BY
34
УДК 669.715:620.193 https://doi.org/10.18503/1995-2732-2018-16-2-41-47
ВЛИЯНИЕ ЦЕРИЯ, ПРАЗЕОДИМА И НЕОДИМА НА ЭЛЕКТРОХИМИЧЕСКИЕ ХАРАКТЕРИСТИКИ АЛЮМИНИЕВОГО СПЛАВА АМгб В НЕЙТРАЛЬНОЙ СРЕДЕ ШС1
Норова М.Т., Вазиров Н.Ш., Ганиев И.Н.
Институт химии им. В.И. Никитина АН Республики Таджикистан, Душанбе, Республика Таджикистан Аннотация
Сплавы на основе системы А1-М^ являются базовыми для разработки усовершенствованных сплавов, используемых в различных агрессивных средах. Поиск и методы повышения коррозионной стойкости алюминиево-магниевых сплавов представляют научный и практический интерес. Редкоземельные металлы (РЗМ) находят практическое применение для получения всевозможных материалов. В данном случае они имеют все шансы выступить как в качестве легирующих, так и ведущих компонентов. Добавки РЗМ дают возможность увеличить прочностные свойства, прирастить спектр температур их применения, придать материалам новые ценные качества. К примеру, легирование РЗМ дюралевых сплавов увеличивает их электросопротивление и температурный порог работы. В работе потенциостатическим способом при скорости развертки потенциала 2 мВ/с изучено коррозионно-электрохимическое поведение сплава АМгб с церием, празеодимом и неодимом в среде электролита ЫаС1. Показано, что легирование указанными металлами уменьшает скорость коррозии исходного сплава приблизительно в 1,5 раза в зависимости от концентрации электролита. Снижение скорости коррозии связано с процессом пассивации сплавов.
Ключевые слова: сплав АМгб, церий, празеодим, неодим, потенциостатический метод, потенциал свободной коррозии, потенциал коррозии, потенциал питтингообразования, скорость коррозии, электролит ЫаС1.
Введение
Легирование алюминия магнием до 6% в качестве основного легирующего компонента упрочняет твёрдый раствор алюминия в сплаве и обеспечивает эффективность деформационного упрочнения. При конкретной восприимчивости к межзё-ренной коррозии (при содержании магния больше 3%) эти сплавы имеют хорошую коррозионную стойкость, тем более противодействие коррозии в морской воде и морской атмосфере, которая значительно выше, чем у сплавов других серий.
Эти сплавы сочетают в себе хорошую фор-муемость, довольно высокую прочность, отличную коррозионную стойкость, хорошую аноди-руемость и лучшую из всех сплавов свариваемость. Это дает возможность применять их во многих конструкциях, подверженных суровым атмосферным воздействиям, например в облицовочных панелях зданий и особенно в судостроении и конструкциях в прибрежных районах и в открытом море, включая нефтяные платформы. Достижение высокой прочности за счет упрочнения твердого раствора магнием возможно потому, что магний в этой роли является очень эффективным. Кроме того, его высокая растворимость позволяет увеличивать его содержание до 5% в наиболее легированных сплавах [1-10].
© Норова М.Т., Вазиров Н.Ш., Ганиев И.Н., 2018
Впрочем, в сплавах с большим содержанием магния наблюдается образование фазы ]У^5А18 по границам зёрен и в областях локализованной деформации в микроструктуре. Это случается вследствие того, что предельная растворимость магния в алюминии при комнатный температуре находится в пределах 2%. Выделение лишней фазы в данном случае происходит в сплавах, упрочняемых старением, но с отрицательным эффектом для качества сплава. Выделение избыточных фаз происходит медленно при комнатной температуре, но ускоряется с увеличением температуры или в случае, если сплав подвергался холодной пластической деформации. Это делает сплав восприимчивым к отдельным типам межзёренной коррозии, к примеру, коррозия под напряжением и/или смещение в худшую сторону механических показатели в ходе эксплуатации при повышенных температурах [11-14].
С целью улучшения свойств сплава АМгб нами исследовано влияния церия, празеодима и неодима как легирующего компонента на его электрохимические характеристики.
Результаты исследования и их обсуждение
Для получения сплавов были использованы: алюминий марки А995 (ГОСТ 110669-74), магний - металлический гранулированный марки ХЧ (ТУ-112-40), церий марки Це ЭО ТУ 48-295-
83, празеодим-ПрМ-1 (ТУ 48-40-215-72), неодим-НМ-2 (ТУ48-40-205-72). Содержание легирующих элементов в сплаве АМгб составляло 0,01, 0,05, 0,1; 0,5 мас.%. Сплавы были получены в печи сопротивления типа СШОЛ с применением флюсов с целью предотвращение расплава от окисления, также использовались алюминиевые лигатуры с редкоземельными металлами. Шихтовку сплавов проводили с учётом угара металлов. Состав сплавов исследовали методом атом-но-эмиссионного спектрального анализа на установке дифракционного спектрографа ДФС-452 и многоканальной оптической регистрирующей системе МОРС-9. В качестве примера на рис. 1 приведена интенсивность линии для магния и церия, которые показывают соответствие состава шихты и полученных сплавов.
Рис. 1. Интенсивность линии, относящаяся к магнию (а) и церию (б) в сплаве АМгб
Коррозионно-электрохимические исследования проводили на потенциостате ПИ-5 0-1.1 с выходом на программатор и самописц ЛКД-4-002, в среде электролита ЫаС1 марки ЧДА (ГОСТ 4233-77) при скорости развертки потенциала 2мВ/с по методикам, описанным в работах [15-19]. Электродом сравнения служил хлорсе-ребряный, а вспомогательным - платиновый.
При электрохимических тестированиях по-тенциодинамическим способом образцы поляризовали в положительном направлении от потенциала, установившегося при погружении, до резкого возрастания тока в итоге питтингообра-зования. Вслед за этим образцы поляризовали в обратном направлении до потенциала -1800 мВ, в итоге происходило подщелачивание при-электродного слоя рабочей плоскости сплава. Далее образцы поляризовали снова в положи-
тельном направлении. На полученных таким образом потенциодинамических кривых определяли следующие анодные характеристики сплавов: потенциал коррозии (Екор) и ток коррозии (/КОр), потенциалы питтингообразования (Еп о) и репассивации (.Ереп)- Расчет тока коррозии как главной электрохимической характеристики процесса коррозии проводили по катодной кривой с учетом тафелевской константы, равной 6К=0,12 В, потому что в нейтральных средах процесс питтинговой коррозии алюминия и его сплавов контролируется катодной реакцией ионизации кислорода. Скорость коррозии определяли по формуле
где к=0,335 гА~'-ч 1 для алюминия, 7кор - ток коррозии.
Обобщённые результаты исследования сплавов систем АМгб-Се (Рг, Ыс1) представлены в табл. 1-3 и на рис. 2.
Обычно о коррозионном поведении металлов и сплавов судят по электрохимическим показателям. Поведение металлов в растворах электролита оценивается по установившимся значением потенциала свободной коррозии и характере его зависимости от времени тестирований. Это даёт ряд весомых сведений о поведении металла в коррозионной среде. Как правило, смещение потенциала коррозии в положительную область указывает на то, что скорость анодной реакции может уменьшиться вследствие пассивации. Тем самым предварительно можно предсказать, что такая система в естественных условиях эксплуатации окажется более коррозионностойкой.
Временная зависимость потенциала свободной коррозии исходного сплава АМгб и сплавов с различным содержанием легирующих добавок показывает, что последние смещают потенциал свободной коррозии сплава АМгб в более положительную область значений.
С ростом концентрации хлорид-иона потенциал свободной коррозии сплава АМгб смещается в отрицательную область от -0,670 В в среде 0,03% ЫаС1 до -0,780 В в среде 3,0%-ного ЫаС1 (см. табл. 1). Такая закономерность наблюдается также для сплава АМгб с церием, празеодимом и неодимом, так как при переходе от слабого электролита к более сильному происходит уменьшение величины потенциала свободной коррозии, независимо от содержания легирующего компонента.
Значение потенциала питтингообразования для сплава АМгб и легированных сплавов приведены в табл. 2. При анодной поляризации возрастает адсорбция анионов-активаторов, при достижении некоторого потенциала, который называется потенциалом питтингообразования (Епо), происходит местное нарушение пассивности - пробой пленки и наступает точечная коррозия. Величина потенциала питтингообразования является показателем склонности металлов к точечной коррозии: чем меньше (отрицательнее) потенциал питтингообразования, тем выше склонность сплава к точечной коррозии.
Что касается сплава АМгб, легированного церием, празеодимом и неодимом, то результаты, приведённые в табл. 2, показывают, что с увеличением концентрации легирующих элементов до 0,05 мас% питтингоустойчивость сплавов увеличивается, о чём свидетельствует смещение потенциала питтингообразования в более положительную область.
Величина потенциала питтингообразования сплава АМгб с церием, празеодимом и неодимом также по мере роста концентрации хлорид-иона в электролите смещается в более отрицательную область.
Таблица 1
Изменение потенциала (х.с.э.) свободной коррозии сплава АМгб, легированного церием, празеодимом и неодимом, от концентрации легирующего компонента и электролита №С1
Легирующий элемент Содержание легирующего элемента в сплаве АМгб, мас% ЕСВ. KOpp> В
0,03% NaCl 0,3% NaCl 3% NaCl
Се - 0,670 0,684 0,780
0,01 0,640 0,655 0,730
0,05 0,620 0,630 0,688
0,10 0,630 0,660 0,744
0,50 0,650 0,670 0,745
Рг 0,01 0,620 0,644 0,722
0,05 0,580 0,660 0,660
0,10 0,600 0,670 0,720
0,50 0,620 0,660 0,700
Nd 0,01 0,600 0,600 0,710
0,05 0,505 0,505 0,622
0,10 0,612 0,612 0,674
0,50 0,615 0,622 0,694
Таблица 2
Изменение потенциала (х.с.э.) питтингообразования алюминиевого сплава АМгб с церием, празеодимом и неодимом от концентрации электролита №С1
Легирующий элемент Содержание легирующего элемента в сплаве АМгб, мас% -F R
0,03% NaCl 0,3% NaCl 3% NaCl
Се - 0,420 0,450 0,630
0,01 0,410 0,434 0,600
0,05 0,400 0,424 0,580
0,10 0,420 0,448 0,590
0,50 0,420 0,490 0,600
Рг 0,01 0,420 0,440 0,570
0,05 0,400 0,420 0,560
0,10 0,410 0,450 0,570
0,50 0,410 0,480 0,580
Nd 0,01 0,410 0,450 0,560
0,05 0,380 0,420 0,550
0,10 0,390 0,430 0,556
0,50 0,400 0,440 0,560
В качестве примера на рис. 2 представлены анодные ветви поляризационных кривых сплава АМгб, легированного празеодимом, в среде электролита 3%-ного хлористого натрия. Видно, что присутствие празеодима несколько изменяет ход анодной кривой в сторону меньших значений плотности тока и в более положительную область значений потенциалов. Изучение анодных кривых сплавов в других средах показывает, что по мере разбавления электролита ЫаС1 (влияние хлорид-иона среды ослабляется) исследуемые образцы сплавов становятся более пассивными, то есть более устойчивыми к коррозионному разрушению. Об этом свидетельствует и сдвиг Еп.о в более положительную область значений по мере разбавления электролита ЫаС1 (табл. 2).
В табл. 3 представлены значения скорости коррозии сплавов, которые были рассчитаны из катодной ветви потенциодинамических кривых. Как видно, с ростом концентрации хлорид-иона (см. табл. 1) потенциал свободной коррозии уменьшается. Это свидетельствует о понижении коррозионной стойкости сплавов, что подтверждается исследованиями скорости коррозии сплавов с различным содержанием легирующих добавок в указанных средах (табл. 3). Добавки церия, празеодима и неодима до 0,05% в изученных средах повышают коррозионную стойкость сплава АМгб. Дальнейший рост концентрации легирующего компонента до 0,5% несколько
увеличивает скорость коррозии сплавов. Однако по абсолютной величине он остаётся меньше (3,69 г/м2 -ч в среде 0,03% №0), чем для исходного сплава (5,69 г/м2 -ч в среде 0,03% КаС1). С ростом концентрации хлорид-иона происходит увеличение скорости коррозии как исходного сплава, так и легированных сплавов.
1А/м2
Рис. 2. Анодные поляризационные (2 мВ/с) кривые сплава АМгб (1), содержащего празеодим, мас.%: 0,01(2), 0,05(3), 0,1(4), 0,5(5) в среде электролита 3%-ного ЫаС1
Таблица 3
Скорость коррозии алюминиевого сплава АМ^б от содержании церия, празеодима и неодима в среде электролита №С1
Легирующий элемент Содержание легирующего элемента в сплаве АМгб, мас% Скорость коррозии в среде
0,03% ЫаС1 0,3% ЫаС1 3% ЫаС1
1кор> А/м2. К 1(Г3, г/м2.ч 1кор> А/м2. к ю-3, г/м2.ч 1кор> А/м2. К 10"3, г/м2.ч
Се - 0,017 5,69 0,026 8,71 0,038 12,73
0,01 0,016 5,36 0,024 8,04 0,036 12,06
0,05 0,013 4,36 0,022 7,37 0,029 9,71
0,10 0,020 6,70 0,025 8,38 0,031 10,38
0,50 0,021 7,04 0,027 9,05 0,036 12,06
Рг 0,01 0,014 4,69 0,021 7,04 0,032 10,72
0,05 0,012 4,02 0,020 6,70 0,028 9,38
0,10 0,015 5,19 0,023 7,71 0,030 10,05
0,50 0,016 5,34 0,024 8,04 0,033 11,01
N(1 0,01 0,016 5,36 0,020 6,70 0,030 10,05
0,05 0,011 3,69 0,018 6,03 0,025 8,38
0,10 0,013 4,36 0,021 7,04 0,027 9,045
0,50 0,014 4,69 0,022 7,37 0,031 10,39
Анодная устойчивость сплава АМгб при легировании его редкоземельными металлами объясняется как увеличением истинной поверхности анода, так и уплотнением защитного фазового слоя оксидов малорастворимыми продуктами окисления; с другой стороны, изменением или модифицированием структуры сплава при легировании, то есть зависит от величины его кристаллов.
Редкоземельные металлы удовлетворяют вышеупомянутые требования, и положительное влияние церия, празеодима и неодима на анодную стойкость алюминиевого сплава АМгб объясняется именно их модифицирующим действием. Малые добавки церия, празеодима и неодима, изменяя характер кристаллизации сплава АМгб, существенным образом влияют на величину размера зерна алюминиевого твердого раствора [20-22].
Таким образом, можно заключить, что присадки церия, празеодима и неодима к сплаву АМгб являются эффективными и позволяют при соответствующей концентрации повысить его коррозионную стойкость до необходимого уровня.
Выводы
Изучением коррозионно-электрохимического поведения сплава АМгб с церием, празеодимом и неодимом в среде электролита NaCl показано, что добавки легируюших элементов до 0,05 мас%, независимо от состава электролита уменьшают скорость коррозии исходного сплава. Также исследованием влияния хлорид-иона на электрохимические характеристики сплава АМгб с церием, празеодимом и неодимом установлено, что снижение концентрации хлорид-иона в 10 и 100 раз способствует уменьшению скорости коррозии сплавов и сдвигу электродных потенциалов в более положительную область.
Список литературы
1. Menan F., Henaff G. Synergistic action of fatigue and corrosion during crack growth in the 2024 aluminium alloy// Procedia Engineering. Elsevier. 2010. Vol. 2. No. 1. P. 1441-1450.
2. Chlistovsky R., Heffeman P., Duquesnay D. Corrosion-fatigue behaviour of 7075-T651 aluminum alloy subjected to periodic overloads II Internat. J. of Fatigue. 2007. Vol. 29. No. 9-11. P. 1941-1949.
3. Jones K., Hoeppner D. W. Prior corrosion and fatigue of 2024-T3 aluminum alloy II Corros. Sci. 2006. Vol. 48. No. 10. P. 3109-3122.
4. Spencer K., Corbin S. F., Lloyd D. J. The influence of iron content of the plain strain fracture behavior of AA5754 Al-Mg sheet alloys II Mater. Sci. Eng. 2002. Vol. A 325. No. 1-2. P. 394-404.
5. Kechin V., Kireev A. Influences of gas content on corrosion and electrochemical characteristics of aluminium alloys II 22nd International Conf. on Metallurgy and Materials May 15-17th 2013 Hotel Voronez I, Brno, Czech Republic, EU.
6. Min-Kyong Chung, Yoon-Seok Choi, Jung-Gu Kima, Young-Man Kimb, Jae-Chul Lee. Effect of the number of ECAP pass time on the electrochemical properties of 1050 Al alloys II Materials Science and Engineering A366. 2004. P. 282-291.
7. Song Dan, Ma Ai-bin, Jiang Jing-hua, Lin Pin-hua, Yang Dong-hui. Corrosion behavior of ultra-fine grained industrial pure Al fabricated by ECAP II Trans. Nonferrous Met. Soc. China. 2009. Vol. 19. P. 1065-1070,
8. Murashkin M., Sabirov I., Kazykhanov V., Bobruk E., Dubravina A., Valiev R. Z. Enhanced mechanical properties and electrical conductivity in ultra-fine grained Al alloy processed via ECAP-PC II J. Mater. Sci. 2013. Vol. 48. Iss. 13. P. 4501-4509.
9. Sauvage X., Bobruk E. V., Murashkin M. Yu., NasedkinaY., Enikeev N. A., Valiev R. Z. Optimization of electrical conductivity and strength combination by structure design at the nanoscale in Al-Mg-Si alloys II Acta Materialia. 2015. Vol. 98. P. 355-366.
10. Chunming Su., Suarez Donald L. In situ infrared speciation of adsorbed carbonate on aluminum and iron oxides II Clays and Minerals. 1997. Vol. 45. No. 6. P. 814-825.
11. Напалков В.И., Махов С.В. Легирование и модифицирование алюминия и магния. М.: МИС и С, 2002. 374 с.
12. Napalkov V.I., Makhov S.V. Legirovanie I modificirovanie aluminiya i magniya aluminium-guide.ru 2013-2017.
13. Фридляндер И.Н. Алюминиевые деформируемые конструкционные сплавы. М.: Металлургия, 1979. 208 с.
14. Металлургия алюминия / Борисоглебский Ю.В., Галев-ский Г.В., Кулагин Н.М. и др. Новосибирск: Наука; СО фирма РАН, 1999.438 с.
15. Норова М.Т., Ганиев И.Н., Назаров Х.М. Повышение коррозионной стойкости алюминиево-литиевых сплавов микролегированием кальцием II ЖПХ. 2003. Т. 76. Вып. 4. С. 567-569.
16. Влияние лантана на анодное поведение сплава AI+6%Li / Назаров Ш.А., Ганиев И.Н., Норова М.Т., Га-ниева Н.И., Irene С. II Обработка сплошных и слоистых материалов. 2016. №1 (44). С. 49-53.
17. Норова М.Т., Ганиев И.Н., Ганиева Н.И. Коррозия алю-миниево-литиевых сплавов с щелочноземельными металлами. Германия. Изд. дом LAPLAMBERT Academic Publishing, 2012. 93 с.
18. Махсудова М.С., Норова М.Т., Ганиев И.Н. Потенциодина-мическое исследование сплава AI-K),05%Sr, легированного магнием, в среде электролита NaCl II Доклады Академии наук Республики Таджикистан. 2007. Т. 50, №6. С. 621-626.
19. Коррозионно-электрохимическое поведение сплава АМгб, легированного церием / Вазиров Н.Ш., Ганиев И.Н., Норова М.Т., Махсудова М.С. II Известия Академии наук Республики Таджикистан. Отделение физико-математических, химических, геологических и технических наук. 2013. №3 (152). С. 91-97.
20. Семенченко В.К. Поверхностные явления в металлах и сплавах. М.: Гостехиздат, 1956. 135 с.
21. Модифицирование силуминов стронцием / Ганиев И.Н., Пархутин Г.А., Вахобов А.В., Куприянова И.Ю. Минск: Наука и техника, 1985. 143 с.
22. Мальцев М.В. Модифицирование структуры металлов и сплавов. М.: Металлургия, 1984. 280 с.
Поступила 30.01.18 Принята в печать 12.03.18
INFORMATION ABOUT THE PAPER IN ENGLISH
https://doi.org/10,18503/1995-2732-2018-16-2-41-47
EFFECT OF CERIUM, PRASEODYMIUM AND NEODYMIUM ON THE ELECTROCHEMICAL PROPERTIES OF THE AMg6 ALUMINIUM ALLOY IN THE NaCL NEUTRAL MEDIUM
Muattar T. Norova - PhD (Chem.), senior research fellow
The Laboratory of Corrosion Resistant Materials, Nikitin Institute of Chemistry of the Academy of Sciences of the Republic of Tajikistan, Dushanbe, Republic of Tajikistan. E-mail:muattar_l 975i5lmail.ru
Nazir Sh. Vazirov - Assistant Professor
The Chair of Materials Engineering, Metallurgical Machines and Equipment, Osimi Tajik Technical University, Dushanbe, Republic of Tajikistan. E-mail: nazir7iSlmail.ru
Izatullo N. Ganiev - Academician at the Academy of Sciences of the Republic of Tajikistan, D.Sc. (Chem.), Professor, Head of the Laboratory of Corrosion Resistant Materials
Nikitin Institute of Chemistry of the Academy of Sciences of the Republic of Tajikistan, Dushanbe, Republic of Tajikistan. E-mail: ganiev48iSlmail.ru
Abstract
Al-Mg alloys serve as base alloys for the development of advanced alloys used in various aggressive environments. Search for ways to increase the corrosion resistance of aluminium-magnesium alloys and the existing methods are of scientific and practical interest. Rare earth metals (REM) find their practical application in the production of various materials. In this case, they can act as both alloying and basic components. The benefits of using REMs as additives to the materials include increased strength, a broader application scope in terms of temperature, and a range of fresh useful properties. For example, the addition of REMs to duralumin alloys results in their increased electrical resistivity and operating temperature threshold. This work looked at the corrosion and electrochemical behavior of the AMg6-Ce (Pr, Nd) alloy in the NaCl electrolyte by applying a potentiostatic method at the potential sweep rate of 2 mV/s. It is shown that due to the addition of REMs the corrosion rate of the bearing alloy is reduced approximately 1.5 times depending on the electrolyte concentration. The reduction in the corrosion rate is associated with the passivation process.
Keywords: AMg6 alloy, cerium, praseodymium, neodym-ium, potentiostatic method, free corrosion potential, corrosion potential, pitting potential, corrosion rate, NaCl electrolyte.
References
1. Menan F., Henaff G. Synergistic action of fatigue and corrosion during crack growth in the 2024 aluminium alloy. Procedia Engineering. Elsevier. 2010. Vol. 2. No. 1. P. 1441-1450.
2. Chlistovsky R., Heffeman P., Duquesnay D. Corrosion-fatigue behaviour of 7075-T651 aluminum alloy subjected to periodic overloads. Internat. J. of Fatigue. 2007. Vol. 29. No. 9-11. P. 1941-1949.
3. Jones K., Hoeppner D. W. Prior corrosion and fatigue of 2024-T3 aluminum alloy. Corros. Sci. 2006. Vol. 48. No. 10, P. 3109-3122.
4. Spencer K., Corbin S. F., Lloyd D. J. The influence of iron content of the plain strain fracture behavior of AA5754
10.
11.
12.
13.
14.
15.
Al-Mg sheet alloys. Mater. Sci. Eng. 2002. Vol. A 325. No. 1-2. P. 394-404.
Kechin V., Kireev A. Influences of gas content on corrosion and electrochemical characteristics of aluminium alloys. 22nd International Conf. on Metallurgy and Materials May 15—17th 2013 Hotel Voronez I, Brno, Czech Republic, EU. Min-Kyong Chung, Yoon-Seok Choi, Jung-Gu Kima, Young-Man Kimb, Jae-Chul Lee. Effect of the number of ECAP pass time on the electrochemical properties of 1050 Al alloys. Materials Science and Engineering A366. 2004. P. 282-291. Song Dan, Ma Ai-bin, Jiang Jing-hua, Lin Pin-hua, Yang Dong-hui. Corrosion behavior of ultra-fine grained industrial pure Al fabricated by ECAP. Trans. Nonferrous Met. Soc. China. 2009. Vol. 19. P. 1065-1070.
Murashkin M., Sabirov I., Kazykhanov V., Bobruk E., Dubravina A., Valiev R. Z. Enhanced mechanical properties and electrical conductivity in ultra-fine grained Al alloy processed via ECAP-PC. J. Mater. Sci. 2013. Vol. 48. Iss. 13. P. 4501-4509. Sauvage X., Bobruk E. V., Murashkin M. Yu., Nasedkina Y., Enikeev N. A., Valiev R. Z. Optimization of electrical conductivity and strength combination by structure design at the na-noscale in Al-Mg-Si alloys. Acta Materialia. 2015. Vol. 98. P. 355-366.
Chunming Su., Suarez Donald L. In situ infrared speciation of adsorbed carbonate on aluminum and iron oxides. Clays and Minerals. 1997. Vol. 45. No. 6. P. 814-825. Napalkov V.I., Makhov S.V. Legirovanie i modifitsirovanie aluminiya i magniya [Alloying and inoculation of aluminium and magnesium], Moscow: MISiS, 2002,374 p. (In Russ.) Napalkov V.I., Makhov S.V. Legirovanie i modificirovanie aluminiya i magniya aluminium-guide.ru 2013-2017. Fridlyander I.N. Alyuminievye deformiruemye konstruktsionnye splavy [Wrought aluminium alloys for structural applications], Moscow: Metallurgiya, 1979,208 p. (In Russ.) Borisoglebsky Yu.V., Galevsky G.V., Kulagin N.M. etal. Metallurgiya alyuminiya [Aluminium metallurgy], Novosibirsk: Nau-ka, Firma RAN, 1999, 438 p. (In Russ.) Norova M.T., Ganiev I.N., Nazarov Kh.M. Enhancing the corrosion resistance of aluminium-lithium alloys by microalloying with
calcium. ZhPKh [Journal of applied chemistry], 2003, vol. 76, no. 4, pp. 567-569. (In Russ.)
16. Nazarov Sh.A., Ganiev I.N., Norova M.T., Ganieva N.I., Irene C. The effect of lanthanum on the anodic behaviour of the AI+6%Li alloy. Obrabotka sploshnykh i sloistykh materialov [Processing of solid and lamenated materials], 2016, no. 1 (44), pp. 49-53. (In Russ.)
17. Norova M.T., Ganiev I.N., Ganieva N.I. Korroziya aiyuminievo-litievykh splavov s shchelochnozemelnymi metallami [The corrosion of aluminium-lithium alloys with alkaline earth metals], Germany, LAPLAMBERT Academic Publishing, 2012,93 p.
18. Makhsudova M.S., Norova M.T., Ganiev I.N. A potentiody-namic study of the AI+0,05%Sr alloy doped with magnesium in the NaCI electrolyte. Dokiady Akademii nauk Respu-bliki Tadzhikistan [Proceedings of the Academy of Sciences of the Republic of Tajikistan], Dushanbe, 2007, vol. 50, no. 6, pp. 621-626.
19. Vazirov N.Sh., Ganiev I.N., Norova M.T., Makhsudova M.S. The corrosion and electrochemical behaviour of the AMg6 alloy doped with cerium. Izvestiya Akademii nauk Respubiiki Tadzhikistan. Otdeienie fiziko-mäematicheskikh, khimich-eskikh, geoiogicheskikh i tekhnicheskikh nauk [Bulletin of the Academy of Sciences of the Republic of Tajikistan. Department of physics and mathematics, chemistry, geology and engineering], 2013, no. 3 (152), pp. 91-97.
20. Semenchenko V.K. Poverkhnostnye yavieniya v metaiiakh i spiavakh [Surface phenomena in metals and alloys], Moscow: Publishing house for scientific literature, 1956,135 p. (In Russ.)
21. Ganiev I.N., Parkhutin G.A., Vakhobov A.V., Kupriyanova I.Yu. ModiHtsirovanie siiuminov strontsiem [Inoculation of silumins with strontium], Minsk: Nauka i tekhnika, 1985,143 p.
22. MaltsevM.V. ModiHtsirovanie struktury metaiiov i splavov [Modifying the structure in metals and alloys], Moscow: Metallurgiya, 1984, 280 p. (In Russ.)
Received 30/01/18 Accepted 12/03/18
Образец дня цитирования
Норова М.Т., Вазиров Н.Ш., Ганиев И.Н. Влияние церия, празеодима и неодима на электрохимические характеристики алюминиевого сплава АМгб в нейтральной среде NaCI // Вестник Магнитогорского государственного технического университета им. Г.И. Носова. 2018. Т.16. №2. С. 41-47. https://doi.org/10.18503/1995-2732-2018-16-2-41-47 For citation
Norova М.Т., Vazirov N.Sh., Ganiev I.N. Effect of cerium, praseodymium and neodymium on the electrochemical properties of the AMg6 aluminium alloy in the NaCL neutral medium. VestnikMagnitogorskogo Gosudctrstvermogo Tekhnicheskogo Universiteta im. G.I. Nosova [Vestnik of Nosov Magnitogorsk State Technical University], 2018. vol. 16. no. 2. pp. 41-47. https://doi.org/10.18503/1995-2732-2018-16-2-41-47
