Abstrakt
Maskiner, der er designet til at fungere i havmiljøet, er generelt sårbare over for svigt på grund af korrosion. Det er derfor bydende nødvendigt, at sådanne anlægs korrosionsfølsomhed vurderes med henblik på at etablere en mekanisme til afbødning heraf. I denne undersøgelse blev korrosionsadfærden hos prøver af aluminiumslegeringer med 0,4-2,0 % magnesiumtilsætninger i NaCl-, FeCl3- og EXCO-opløsninger undersøgt i støbt tilstand og med retrogression-reagion (RRA). Korrosionssimuleringsprocesserne omfattede gravimetriske og elektrokemiske teknikker. Resultaterne viser en betydelig induktion af Mg2Si-udfældninger ved en relativt højere magnesiumtilsætning på 1,2-2,0 %, hvilket giver anledning til øget angreb. Dette fænomen skyldes, at Mg2Si-krystallerne er anodiske i forhold til legeringsmatrixen, som let opløses under angreb fra kemiske bestanddele. Dannelse af Mg2Si intermetalliske legeringer uden tilsvarende passende oxider som SiO2 og MgO, som beskytter udfældningerne mod galvanisk kobling med matrixen, øger korrosionsfølsomheden.
1. Indledning
Aluminium og dets legeringer anvendes i vid udstrækning i industrien på grund af deres lette vægt, høje styrke og gode korrosionsbestandighed, som skyldes dannelsen af et beskyttende oxidlag. Under saltholdige forhold som dem, der forekommer i havmiljøer, er aluminiumslegeringer imidlertid sårbare over for lokal nedbrydning i form af grube- og spaltekorrosion. Denne type korrosion indebærer adsorption af en anion, navnlig kloridioner, Cl-, ved grænsefladen mellem oxid og opløsning.
I konventionelle metalliske materialer kræves der en stærk oxidationskraft fra omgivelserne for at etablere spontan passivitet; for at være praktisk anvendelige skal metalliske materialer derfor udvise en betydelig grad af passivitet i et givet miljø.
Den passive stabile overfladefilm fungerer som en barriere for overførsel af kationer fra metallet til omgivelserne og for moddiffusion af ilt og andre anioner. Den luftdannede film skal være stabil uden at beskadige den underliggende legeringsoverflade i et givet miljø. Kemisk homogene, enfasede amorfe legeringer uden krystallinske defekter som f.eks. udfældninger, segregater, korngrænser og dislokationer skaber ofte et gunstigt miljø for dannelse af en ensartet passiv film uden svage punkter .
Aluminium danner en beskyttende oxidfilm i pH-området 4,0-8,5, men dette afhænger af temperatur, form af det tilstedeværende oxid og tilstedeværelsen af stoffer, der danner opløselige komplekser eller uopløselige salte med aluminium. Dette indebærer, at oxidfilmen er opløselig ved pH-værdier under 4,0 og over 8,5. Sziklarska og Smialowska har imidlertid rapporteret, at pittingpotentialet for aluminium i chloridopløsninger er relativt uafhængigt af pH-værdien i intervallet 4-9. Dette blev yderligere uddybet af Godard for at påvise, at en afvigelse fra neutralitet, PH 7, på både den sure og alkaliske side øger pittinghastigheden i neutralt ferskvand.
Korrosionsadfærd hos aluminiumslegeringer påvirkes betydeligt af tilstedeværelsen af partikler i matrixen . Partikler, der indeholder Cu og Mg, har tendens til at være anodiske i forhold til legeringsmatrixen, mens partikler, der indeholder Fe og Mn, opfører sig katodisk i forhold til matrixen . Tidligere arbejder viser, at Mg2Si-partikler har tendens til at være anodiske i forhold til matrixen og kan fungere som initieringssteder for korrosion. Oftest opløses Mg2Si-fasen og efterlader et hulrum, der fungerer som kimdannelsessted for pitting . Disse observationer blev gjort under undersøgelser, der blev udført på kommercielle aluminiumslegeringer med lave Si/Mg-molforhold .
Spaltekorrosion er en meget lokaliseret form for korrosion, der opstår ved infiltration af vand i tætliggende overflader. Tilstedeværelsen af aggressive ioner som f.eks. klorid skaber ofte omfattende lokaliserede angreb . Kloridioner trækkes ind i sprækken, når metallet opløses, og forholdene i sprækken bliver sure. Metaller som aluminium, der er afhængige af oxidfilm eller passive lag til korrosionsbestandighed, er særligt modtagelige for spaltekorrosion. Angreb som følge af dette fænomen kan forværres, når det kombineres med tilstedeværelsen af krystallinske defekter som f.eks. Mg2Si-udfældninger. Det er muligt at reducere legeringens modtagelighed over for korrosion drastisk, hvis dens mikrostruktur ændres ved en passende varmebehandling før brug. I denne undersøgelse blev den kemiske reaktion af varmebehandlet aluminium-magnesiumlegering i klorid og sure medier undersøgt.
2. Eksperimentel fremgangsmåde
2.1. Materialer
Ingots af 6063 aluminiumslegering og magnesium, der blev anvendt til denne undersøgelse, blev opnået fra Nigerian Aluminum Extrusion Company (NIGALEX). Der blev fremstillet seks forskellige sammensætninger af Al-Mg-legering med de kemiske sammensætninger, der er vist i tabel 1. Mg-indholdet i legeringen blev varieret mellem 0,40 og 2,0 %.
|
|||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||
Aluminiums- og magnesiumlegeringsbarrerne blev fyldt sammen i en smeltedigel, opvarmet til smeltet tilstand og derefter hældt i en metalform. Der blev givet tilstrækkelig tid til afkøling af de støbte prøver før udtagning. Hver støbeprøve blev opdelt i sæt A (ai-al) og B (bi-bl), idet prøverne i sæt A blev efterladt ubehandlede, mens prøverne i sæt B blev retrogresseret og ældet (RRA). Prøverne i opløsning blev varmebehandlet ved 475 °C og ældet i 24 timer (T6-betingelse), hvorefter prøverne blev retrogresseret ved 200 °C, holdt i 40 minutter og nedkølet i vand. RRA-prøverne blev derefter hærdet ved 120°C i 24 timer og fik lov til at afkøle i luft.
Standard elektrokemiske korrosionskuponer (figur 1) og mikrostrukturelle testprøver blev fremstillet af både sæt A og B-prøver. Til elektrokemiske og gravimetriske prøver blev der anvendt henholdsvis cylindriske stænger på 10 mm og cirkulære prøver med dimensioner på 14 mm.
Standard elektrokemiske korrosionsprøver.
2.2. Korrosionskampagner
Korrosionssimuleringerne blev udført på RRA-prøverne ved hjælp af elektrokemiske polarisations- og gravimetriske teknikker i tre forskellige medier, nemlig salt, jernchlorid og syre. Neddykningstest simulerer legeringens korrosionsbestandighed i et kloridmiljø indeholdende 10 % salt i vand mættet med ilt ved stuetemperatur. Ferrochloridprøven anvendes til at undersøge Al-Mg-legeringens reaktion på spaltekorrosion i et medium bestående af 5,6 mL FeCl3-6H2O, 2 g NaCl og 5 g koncentreret HCl i 300 mL vand. EXCO-testen undersøger exfoliationskorrosion af Al-Mg-legering i alvorlige industrielle eller marine miljøer, der indeholder 5 g NaCl, 5 g KNO3 og 9 mL HNO3 i 300 mL vand. Jenway 350-pH-apparatet blev brugt til at bestemme pH-værdien af NaCl-, FeCl3- og EXCO-opløsninger, og værdierne er henholdsvis 6,80, 6,20 og 6,03.
I den gravimetriske korrosionstest blev testprøvernes oprindelige vægt registreret før nedsænkning i testmediet, mens ændringen i vægtene blev taget hver uge ved hjælp af en Mettler Toledo-vægt, efter at teststykkerne var blevet skyllet i vand og lufttørret. Den elektrokemiske korrosionsopstilling (figur 2(a)) svarer til en elektrolytisk proces, hvor aluminium-magnesiumlegeringskuponen og kobberet fungerer som henholdsvis anode- og katodeelektroder. Elektroderne blev delvist nedsænket i medierne i separate beholdere, idet anodekuponen var forbundet til den positive pol af et 12 V SMF 5219-batteri, mens kobberelektroden var forbundet til dets negative pol, og en variabel modstand YEM 2210 (reostat) blev indarbejdet i kredsløbet. Strømfaldet i systemet blev registreret med 20 minutters mellemrum ved hjælp af et YEM 2011-amperemeter (figur 2(b)). Denne elektrokemiske korrosionsproces varede i seks timer for hvert af de undersøgte prøveemner.
(a)
(b)
(a)
(b)
Elektrokemisk opsætning. Elektrisk måleudstyr
2.3. Mikrostrukturanalyse
Prøveprøverne blev fremstillet af legeringsprøverne og slebet ved hjælp af slibekvaliteterne 40, 32, 10 og 8 efter hinanden. De slebne overflader blev poleret med aluminiumoxidpasta for at opnå en spejlblank overflade. De polerede prøveemner blev ætset med fortyndet saltsyre i 10 sekunder. De ætsede overflader blev omhyggeligt vasket og tørret. Et digitalt metallurgisk mikroskop ved forstørrelse på blev anvendt til at opnå morfologien af prøvematrixen, mens de fotomikrografer, der er fremstillet af disse prøveemner, er vist i figur 6-11.
3. Resultater og diskussion
3.1. Målinger af korrosionshastighed
Proveeksemplarernes korrosionsfølsomhed i de forskellige medier (NaCl, FeCl3 og EXCO-opløsning), der blev simuleret, blev vurderet ved hjælp af både den gravimetriske og den elektrokemiske polarisationsmetode. Dette blev udført med henblik på at sammenligne, hvilken metode der hurtigt kan give oplysninger om omfanget af korrosion på den ene side og pålideligheden af de opnåede data på den anden side. Den gravimetriske korrosionsmålingsteknik er grundlæggende baseret på vægttabsordningen for prøveemner. Ved anvendelsen af denne metode blev prøveemnernes vægt målt før og ved afslutningen af den tid, der var angivet for hver overvågningsfase. Før den næste overvågningsfase blev prøveemnerne grundigt vasket med vand, lufttørret og vejet. De opnåede vægttabsdata (tillæg A.1) blev anvendt til at beregne korrosionshastigheden ved hjælp af følgende forhold: hvor er vægttabet (mg), prøvningsprøvens massefylde , prøvningsprøvens areal (cm2 ) og eksponeringstiden (timer).
Elektrokemisk korrosionsevalueringsteknik gør brug af prøvningslegeringens elektriske modstandsevne ved at måle den elektriske polarisering, når der påføres strøm. I denne undersøgelse blev der anvendt standardprøvekuponer af Al-Mg-legering af varierende sammensætninger som anode, mens kobber blev anvendt som katode. Opstillingen blev delvis nedsænket i hvert medium for sig, og faldet i den strøm, der strømmer gennem systemet, blev registreret med 20-minutters mellemrum. Korrosionshastighederne som evalueret gennem (2) blev præsenteret i bilag A.2. hvor er vægttab (g), tæthed af prøveemnet , eksponeringsoverflade af prøveemnet (cm2) og strøm, der flyder i prøveemnet (anodekupon).
Analyserne af korrosionsadfærd af prøveemner ved både gravimetrisk og elektrokemisk polarisering viser, at de som støbte prøver udviste højere korrosionsfølsomhed end RRA-prøver efter nedsænkning i NaCl-opløsning (figur 3). Denne tendens fortsætter op til ca. 1,7% Mg-tilsætning i aluminiumslegeringen. Den maksimale korrosionsrespons for AS-CASTg: 0,13 mm/år opstod ved 0,4 % og 1,2 % Mg ved den gravimetriske metode, mens den elektrokemiske polarisationsmetode registrerede RRAe: 0,12 mm/år ved henholdsvis 0,91% og 1,81% Mg. I modsætning til denne observation oplevede RRA-prøven ikke nogen nævneværdig korrosion inden for den overvågede periode (42 dage) som beregnet ved hjælp af gravimetrisk teknik. Ved elektrokemisk polarisering udviste RRA-prøvekuponerne imidlertid et vist korrosionsniveau på 0,13 mm/år for 1,5-2,02 % Mg. Korrosionsreaktionerne hos RRA-testprøverne i saltvandsmiljøet, som står i modsætning til de støbte prøver, kan tilskrives den omfattende mikrostrukturudvikling, der fandt sted under varmebehandlingen. Kornene er lempet, forfinet og homogeniseret. Ved højere magnesiumtilsætning, 1,2-2,02 %, havde den tilsvarende store mængde Mg2Si, der blev udfældet, imidlertid en negativ indvirkning på legeringens korrosionsbestandighed.
Indflydelse af magnesiumtilsætning på korrosionsbestandigheden af aluminiumslegering i NaCl-opløsning. Bemærk: RRAg- og AS-CASTg-kurverne angiver korrosionsreaktionerne for henholdsvis varmebehandlede, som støbte Al-Mg-legeringsprøver i saltvandsmiljø som evalueret ved hjælp af den gravimetriske teknik, mens RRAe- og AS-CASTe-kurverne illustrerer korrosionsadfærd for henholdsvis varmebehandlede og som støbte Al-Mg-legeringsprøver i saltvandsmiljø som evalueret ved hjælp af den elektrokemiske polariseringsteknik.
Kurverne i figur 4 illustrerer korrosionsadfærden for prøveeksemplarer i jernchloridmiljø. Med hensyn til gravimetrisk korrosionsmåling viser prøveemnerne i støbt tilstand stigende korrosionstilbøjelighed, AS-CASTg: 0.321-0.772 mm/år for 0,42-1,23 % Mg-tilsætning. Derefter faldt korrosionshastigheden (AS-CASTg) til 0,579 mm/år for 1,51 % Mg, mens der blev vist en vis grad af passivitet ved 1,81 % Mg med kun 0,45 mm/år korrosionshastighed.
Effekt af magnesiumtilsætning på korrosionsbestandigheden af aluminiumslegering i FeCl3-opløsning. Bemærk: RRAg- og AS-CASTg-kurverne angiver korrosionsreaktionerne for henholdsvis varmebehandlede og som støbte Al-Mg-legeringsprøver i jernchloridopløsning som evalueret ved hjælp af den gravimetriske teknik, mens RRAe- og AS-CASTe-kurverne illustrerer korrosionsadfærden for henholdsvis varmebehandlede og som støbte Al-Mg-legeringsprøver i jernchloridopløsning som evalueret ved hjælp af den elektrokemiske polariseringsteknik.
Det ret sporadiske korrosionsmønster hos de som støbte prøver skyldes i høj grad deres mikrostrukturelle inhomogenitet. Dette bekræftes af RRAg: 0,45 mm/år maksimal korrosionshastighed ved RRA-prøverne, fordi deres mikrostrukturer er blevet forfinet ved varmebehandling.
Korrosionsreaktionerne for as-cast- og RRA-prøver i jernchloridopløsning ved hjælp af elektrokemisk polariseringsteknikmåling er også præsenteret i figur 4. Både de støbte og RRA-prøvekuponer viste et lignende korrosionshastighedsmønster. Korrosionen var mere fremherskende, AS-CASTe: 0,151-0,238 mm/år og RRAe: 0,094-0,131 mm/år for henholdsvis as-cast- og RRA-prøver ved en relativt lav magnesiumtilsætning på 0,42-1,23 %. Ved en relativt højere tilsætning af magnesium, 1,51-2,02 %, faldt korrosionshastigheden imidlertid betydeligt til 0,053-0,056 mm/år for as-cast-prøver og 0,020-0,025 mm/år for RRA-prøvekuponer. I betragtning af dette scenario har den elektrokemiske polariseringskorrosionsmåling vist, at der er en stærk korrelation mellem legeringens strukturelle integritet og korrosionsfølsomhed.
Figur 5 viser testkuponernes respons på exfoliationskorrosion under svære industrielle og marine forhold (EXCO). Ved hjælp af den elektrokemiske polariseringsteknik er korrosionsadfærden for både de as-castede og RRA-prøverne relativt lav og uensartet, AS-CASTe: 0,055-0,113 mm/år og RRAe: 0,023-6-0,055 mm/år for henholdsvis as-cast- og RRA-prøverne.
Indflydelse af magnesiumtilsætning på korrosionsbestandigheden af aluminiumslegering i EXCO-opløsning. Bemærk: RRAg- og AS-CASTg-kurverne angiver korrosionsreaktionerne for henholdsvis varmebehandlede og som støbte Al-Mg-legeringsprøver i EXCO-opløsning som evalueret ved hjælp af den gravimetriske teknik, mens RRAe- og AS-CASTe-kurverne illustrerer korrosionsadfærden for henholdsvis varmebehandlede og som støbte Al-Mg-legeringsprøver i EXCO-opløsning som evalueret ved hjælp af den elektrokemiske polariseringsteknik.
Mikrografer af 0.42% Mg-tilsætning for ubehandlede (ai-al) og behandlede (bi-bl) prøver.
Mikrografer af 0.91% Mg-tilsætning for ubehandlede (ai-al) og behandlede (bi-bl) prøver.
Mikrografer af 1.23% Mg-tilsætning for ubehandlede (ai-al) og behandlede (bi-bl) prøver.
Mikrografer af 1.51% Mg-tilsætning for ubehandlede (ai-al) og behandlede (bi-bl) prøver.
Mikrografer af 1.81% Mg-tilsætning for ubehandlede (ai-al) og behandlede (bi-bl) prøver.
Mikrografer af 2.02% Mg-tilsætning for ubehandlede (ai-al) og behandlede (bi-bl) prøver.
Den inhomogene mikrostruktur må have været ansvarlig for den store spændvidde i korrosionshastighederne, der blev udvist af de støbte prøver. Vurdering af korrosionshastighederne på de as-castprøver ved hjælp af gravimetrisk metode viser også, at korrosionen er uensartet, og værdierne er relativt høje, AS-CASTg: 0,579 mm/år og 0,322 mm/år som minimum. RRA-prøverne udviste imidlertid relativt ensartede korrosionshastigheder, RRAg: 0,257-0,386 mm/år for de forskellige magnesiumtilsætninger. Dette skyldes strukturelle ændringer, der er sket i henhold til den varmebehandling, der er udført på legeringen.
Mikrostrukturen af de støbte prøver (figur 6(ai)) viser faser, der ikke er jævnt fordelt i α-aluminiumsmatrixen, mens der er en stærk klynge af Mg2Si i visse områder af matrixen. Dette er et potentielt polarisationssted for elektrokemisk angreb på legeringen. RRA-prøverne har imidlertid deres Mg2Si-krystaller rimeligt fordelt i matrixen (figur 6(bi)).
Dykning af disse prøver i NaCl-opløsning gav anledning til en væsentlig udtynding af krystaller af Mg2Si og andre intermetalliske stoffer. Denne observation var mere udtalt i de støbte prøver (figur 6(aj), 6(bj)), mens RRA-legeringen udviste større korrosionsbestandighed i NaCl-opløsning end i FeCl3 (figur 6(bj), 6(bk)). I EXCO-opløsning blev Mg2Si-krystallernes klyngearrangement bevaret i begge legeringsprøver (figur 6(al), 6(bl)), men nedbrydningen af andre intermetalliske stoffer i de støbte prøver var større end i prøverne af RRA-legeringen. Ved 0,9 % Mg-tilsætning har begge legeringsprøver en forholdsvis høj volumenbrøkdel af Mg2Si-udfældninger i matricerne (figur 7(ai), 7(bi)). Ved nedsænkning i NaCl-opløsning angribes matricen som støbt kraftigt med betydelig erosion af de intermetalliske faser, mens RRA-prøverne viser en overlegen modstandsdygtighed over for angreb (figur 7(ak), 7(bj)).
Både udfældningerne og de intermetalliske faser forbliver imidlertid stabile i FeCl3-opløsning (figur 7(ak), 7(bk)), mens der blev observeret erosion af magnesiumsilicider med den som støbte legering i EXCO-opløsning (figur 7(al), 7(bl)). Fine krystaller af magnesiumsilicider dukkede op ved 1,2 % Mg-tilsætning (figur 8(ai), 8(bi)).
Krystallerne forbliver stabile i matricerne af begge legeringer, når de dyppes i NaCl-opløsning (figur 8(aj), 8(bj)). I FeCl3-opløsning blev der imidlertid observeret en alvorlig erosion af de intermetalliske krystaller, som er mere udtalt i matricen som støbt (figur 8(ak), 8(bk)), mens reaktionen hos begge prøver ikke var helt tydelig i EXCO-opløsning (figur 8(al), 8bl)). I figur 9 har prøverne af aluminiumslegering, der indeholder 1,5 % Mg, fine krystaller induceret i deres struktur (figur 9(ai), 9(bi)). Den intermetalliske fase i RRA-legeringsmatrixen blev kraftigt eroderet i NaCl-opløsning og efterlod Mg2Si-krystallerne intakte (figur 9(aj), 9(bj)). I FeCl3 ligner korrosionsadfærden for de støbte prøver imidlertid den samme som for RRA-prøverne, og Mg2Si-fasen viser større modstandsdygtighed end andre intermetalliske faser (figur 9(ak), 9(bk)). I figurerne 9(al), 9(bl) blev den støbte legering stærkt angrebet i EXCO-opløsningen, mens en betydelig mængde Mg2Si-krystaller, der blev induceret i RRA-prøverne, blev bevaret.
I figurerne 10(ai), 10(bi) blev der observeret en større volumenbrøkdel af intermetalliske stoffer i den støbte struktur, mens der opstod en klynge af Mg2Si-krystaller i RRA-prøverne. Ved nedsænkning i NaCl-opløsning korroderede den støbte matrix betydeligt og efterlod kun nogle få spor af de intermetalliske krystaller. RRA-prøverne blev alvorligt angrebet af deres krystaller end as-castprøverne i FeCl3-opløsning, hvor Mg2Si-krystallerne blev vasket af sammen med andre intermetalliske stoffer.
I EXCO-opløsning opstod der betydelig korrosion i as-castprøverne, hvorved matricen næsten blev blottet (figur 10(al)). RRA-legeringsmatrixen udviste imidlertid modstandsdygtighed over for korrosion i EXCO-opløsning, men en betydelig mængde Mg2Si-krystaller blev eroderet og efterlod pitlignende træk i matrixen. (Figur 10(bl)).
Figur 11 viser lave volumenfraktioner af Mg2Si-krystaller i RRA-prøverne ved 2,0 % Mg-tilsætning (Figur 11(bi)). Der opstod kraftig erosion af Mg2Si-krystallerne i den som støbte matrix, når de blev dyppet i NaCl-opløsning, men de andre intermetalliske stoffer var resistente i dette medium (figur 11(aj), 11(bj)). I FeCl3-opløsning udviste intermetallerne modstandsdygtighed over for angreb i både de støbte og RRA-matricer, men -aluminiumkrystaller mistede korrosion (figur 11(ak), 11(bk)). Neddypning af legeringsprøverne i EXCO-opløsning resulterede i et alvorligt angreb på krystallerne i RRA-matrixen, mens intermetallerne i as-cast viser overlegen modstandsdygtighed over for krystallerne af -aluminium i dette medium (figur 11(al), 11(bl)).
4. Konklusion
Korrosionsresponserne for as-cast- og RRA-legeringsprøverne adskiller sig væsentligt baseret på den mikrostruktur, der er induceret i dem. De udfældede Mg2Si-krystaller er anodiske i forhold til legeringsmatrixen, som let opløses under angreb af kemiske. Dette fænomen opstod ved et relativt højere magnesiumindhold i intervallet 1,2-2,0 %. Inden for dette område er volumenbrøken af Mg2Si-udfældninger i legeringsmatrixen ret betydelig, hvilket øger modtageligheden for korrosion.
Varmebehandlingsprocessen, der anvendes i denne undersøgelse, tjener det formål at ændre legeringens mikrostruktur, således at induktion af opløselige udfældninger undertrykkes i stedet for stærkt ildfaste intermetalliske metaller. Denne opførsel blev observeret i RRA-prøverne sammenlignet med de støbte legeringsprøver og validerede dermed den etablerede betydelige rolle af tilstedeværelsen af intermetalliske stoffer i en legeringsmatrix med hensyn til korrosionsbekæmpelse . Intermetallics er komplekse forbindelser, som ikke let opløses og derved bliver katodiske i forhold til legeringsmatrixen. Derfor afhænger omfanget af den korrosion, som en legering udsættes for, af hvilken fase der er fremherskende, enten opløselige eller uopløselige udfældninger. Den elektrokemiske korrosionsevaluering gav et supplerende resultat i forhold til den gravimetriske metode. Sidstnævnte metode tager dog ofte måneder, før der kan påvises synlige korrosionsangreb, mens førstnævnte metode kun tager få minutter. Dette kan være en afgørende faktor for at afgøre, hvilken metode der er bedst egnet til korrosionsvurdering, hvor tiden er en begrænsning.
Bilag
A. Gravimetriske og elektrokemiske data om korrosionshastigheder for prøveemner i forskellige miljøer
A.1. Gravimetriske korrosionsdata for prøveeksemplarer i forskellige medier (eksponeringstid: 42 dage)
For yderligere oplysninger henvises til tabel 2, 3, 4, 5, 6, 7 og 8.
|
||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||
|
|||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||
|
|||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||
|
|||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||
|
|||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||
|
|||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||
|
||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||
A.2. Data om elektrokemisk korrosionshastighed for prøveeksemplarer i forskellige medier (eksponeringstid: 2 timer)
For yderligere oplysninger henvises til tabel 9, 10, 11, 12, 13, 14 og 15.
|
|||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||
|
|||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||
|
|||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||
|
|||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||
|
|||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||
|
|||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||
|
|||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||