Effect of Cathodic Hydrogen Charging Conditions on Hydrogen Desorption Behavior of Ni-Ti Superelastic Alloy

Abstract

We investigated the ef fect of hydrogen absorption conditions on hydrogen desorption behavior of Ni-Ti superelastic alloy with cathodic hydrogen charging in 0.9 NaCl solution. The amount of desorbed hydrogen at low temperature (200) increased with increasing cathodic current density. It is likely that the increment of the amount of desorbed hydrogen at low temperature was due to the increment of the amount of hydrides formation. Vickers hardness in the vicinity of the surface of the alloy also increased with increasing cathodic current density. This is probably due to the hydrides formation in the vicinity of the surface of the alloy. These results suggest that hydrogen concentration in the vicinity of the surface of the alloy increased with increasing cathodic current density, i. e., increasing the amount of generated hydrogen per unit time, thereby causing the acceleration of hydrides formation.

Analysis of hydrogen thermal desorption behavior of Ni-Ti superelastic alloy hydrogen-charged by cathodic charging and immersion testing

“…Amount of desorbed hydrogen under 200 °C for cathodically charged and immersed specimens as functions of charging time.未チャージ材および水素チャージ材の X 線回折パターンを図 5 に示す．陰極チャージ 3 h 材における X 線回折 パターン (図 5(b)) では，未チャージ材 (図 5(a)) と同様に Ni-Ti (B2 構造) に対応するピークのみが見られ，水素 化物に対応するピークは認められなかった．また，陰極チャージ 16 h 材において，水素化物 TiNiH (正方晶; a = 0.6221 nm，c = 1.2363 nm) に対応するピークが検出された (図 5(c))．一方，浸漬試験 6 h 材で は水素化物に対応するピークは検出されず，腐食生成物 Na 2 TiF 6 (六方晶; a = 0.91974 nm，c = 0.51317 nm) に対応 するピークが検出された (図 5(d))．この結果は，従来の報告と一致する．また，浸漬試験 16 h 材からは，水素化物および腐食生成物に対応するピークが検出された (図 5(e))．Fig. 5 X-ray diffraction patterns for (a) non-charged specimen, specimen cathodically charged for (b) 3 h and (c) 16 h, and specimens immersed for (d) 6 h and (e) 16 h. 写真を図 6 に示す．未チャージ材の表面には，600 番の SiC 研磨紙 時間と共に孔食の数は増加した．さらに，浸漬時間が 8 h を超えると腐食の進行が促進され，試料の表面全体が 凹凸を持った腐食形態を示した (図 6(e) および (f))．この腐食形態は，従来の報告とも一致する (Yokoyama et al, SEM images of typical side surfaces of (a) non-charged specimen, and specimens immersed for (b) 2 h, (c) 4 h, (d) 8 h, (e) 12 h and (f) 16 h. corrosion pits 6 による研磨傷が見られた (図 6(a))．また，2 h 浸漬材の表面には研磨傷に加えて孔食が観察され (図 6(b))，浸漬 Ogawa, Oda and Sakai, Transactions of the JSME (in Japanese), Vol.83, No.855 (2017) © 2017 The Japan Society of Mechanical Engineers [DOI: 10.1299/transjsme.17-00005]水素チャージを行った試料のビッカース硬さ試験結果を図 7 に示す．従来，Ni-Ti 超弾性合金は水素吸収により 硬さが上昇することが知られている (Oda et al, 2016)．したがって，図 7 に示す硬さ分布は水素濃度分布に対応していると考えられる．図 7(a) に示すように， 陰極チャージ 3 h 材の表層における硬さは，浸漬試験 6 h 材と比べて高い値を示した．また，陰極チャージ 16 h材の表層における硬さも，浸漬試験 16 h 材と比べて高い値を示した (図 7(b))． 水素チャージ中における電位の経時変化を図 8 に示す．陰極チャージ材の場合，測定開始直後から電位は-1.15 V (vs. SCE) 付近で安定した．一方，浸漬試験材の場合，浸漬時間と共に電位は徐々に卑な方向へシフトし，浸漬 時間が 10 h を超えると-0.50 V (vs. SCE) Vickers microhardness of specimens (a) cathodically charged for 3 h and immersed for 6 h, and (b) cathodically charged for 16 h and immersed for 16 h. Change in potential for specimens immersed in 0.9% NaCl solution under constant current density of 2.2 A/m 2 , and in 0.2% APF solution.…”

“…．したがっ © 2017 The Japan Society of Mechanical Engineers [DOI: 10.1299/transjsme.17-00005] て，水素放出挙動は水素の存在状態だけではなく，材料の表面状態にも影響を受ける可能性がある． 上述したように，Ni-Ti 超弾性合金の水素放出挙動は水素チャージ条件によって大きく変化するが，そのメカニ ズムは必ずしも明らかではない．著者らは，Ni-Ti 超弾性合金の水素放出挙動について，200 °C 以下で放出される 水素の大部分は合金中に形成された水素化物に対応していることを見出した(Oda et al, 2016)．つまり，Ni-Ti 超 Ni-Ti 超弾性合金 (Ni: 56 mass%， Ti: balance) の表面を 600 番の SiC 研磨紙で磨き試料と した．pH 5.0 の 0.2% APF 水溶液中における浸漬試験 (溶液量: 50 ml) および pH 5.5 の 0.9% NaCl 水溶液中におけ…”