文 | 黄涛 王向东 陈小平 汪兵 贾书君 刘清友 钢铁研究总院工程用钢研究所 

摘要：对比研究了传统耐候钢04 50NOR1和在此基础上分别添加S n以及S n-Sb复合添加 后的耐候钢在模拟高湿热海洋大气环 境下的耐蚀性规律 。 通过在干／湿交替加速腐蚀试验箱中进行 模拟加速腐蚀试验 ， 利用动电位极化曲线 、 SEM. E PMA. XRD 和XPS等测试手段分析了S n. S n-Sb复合对钢的电化学行 为、 腐蚀锈层形貌 元素分布和腐蚀产物物相组成的影响。 结果表 明 添加S n后试验钢耐蚀性明显提高 ， 复合添加S n-Sb后试验钢的耐蚀性进-步提高，含S n. Sb试验钢的腐蚀锈层致密 、 连续 ， 主要是Fe凸／y -Fe20 3 a - F eOOH. y - FeOOH,且发现S n在锈层中富栠明显 Sb在锈层中均匀分布 。 由千试验钢表 面S n02,Sbp5氧化物的存在 ， 提高了阻挡侵蚀性Cl渗透的能力，并且S n. Sb通过在C | -环境介质下的水合作用共同抑制了 Fe3十水解产生H＋的过程 ， 改善腐蚀微区pH值 ， 减缓Fe的阳极溶解 ， 因而含S n-Sb耐候钢表现出优异的耐蚀性。 

关键词：Sn-Sb耐候钢，干湿交替高湿热海洋大气耐蚀性 

分类号：TG172. 4

耐候钢中由千加入了少噩的 Cu P Cr 和Ni等合金元素 ， 在外界腐蚀环境的作用下 ， 表面会形成连续 致密的 具有保护性的锈层 从而表现出良好的耐蚀性。 Carten 耐候 钢自20 世纪30 年代问世以来世界各国根据本国的气候环 境矿产资源特点等实际情况相继开发出了适合本国服役环 境用的耐候钢 [1-2]。 

在这些耐候钢中 ， 从合金体系来说 ， 以 Cu P Cr 和 N1 等为主要合金元素的 Corten 耐候钢具有在工业大气和海岸大 气环境良好的耐腐蚀性能 并且在国外已广泛应用千桥梁 建筑铁路 、 车辆等星础设施[3] 。 然而 ， 像在日本这样四 面 环海 、 气候湿润的海洋性大气腐蚀环境下使月的耐候钢 ， 沿海环境的苛刻性对耐候钢的性能提出更高的要求 。 这主要 是沿海环境高氯离子的苛刻性 需要设计新型的耐候钢来抵 御高浓度海盐粒子的环境。 为此 新日铁公司最先研发出含 3%Ni 十 0 . 4% Cu的先进耐侯钢 该钢的特点是含有很少量 Cr （？ 0 . 08%） 并且9年的大气暴鬻试验结果表明这种 先 进耐候钢的耐蚀性显著提高 [4-5] 。 韩国学者则研制出N| -C a 系耐海洋性大气腐蚀钢 ， 通过加入 C a 后形成 C aO, C aS等 夹杂物 ， 经水解后生成O甘离子 ， 升高材料表面薄液膜的 pH 值来提高材料的耐蚀性气近年来有国内学者在MnCuP 系耐候钢上进行了细致研究 考察了其在大气腐蚀过程中的 锈蚀演化规律以及 合金元素对芼候钢锈层， 结构和物理化学 特性的影响 ， 也获得了耐海洋海洋 - 工业大气的耐候钢 [7-8]。还有我国自主特色的 ， 添加了V TI Nb RE等合金 元素的耐候钢 ， 也 都能适应其所服役环境的耐候性 [9-11]。值 得注意的是 除了耐候钢中常用的合金元素外关于合金元 素Sn Sb等耐候钢中非常吊合金元素对耐蚀性的影响近年 也有研究。 研究 [12-15]认为S n Sb提高耐蚀性主要是因为在 钢表面形成了 S n02 和Sb205 氧化膜抑制了 Fe 的阳极溶解。 基于S n提高耐大气腐蚀的作用 日本学者Kamin ur a甚至把 S n 元素称为一种提高耐蚀性的新候选元素 ［气根据已有文 献研究 以往的研究大都是单独针对S n 或Sb 关于 S n , Sb 复合添加 对钢铁材料在南海海洋大气环境中的耐蚀性影响 这方面 研究匮乏 。

 此外 随着国家海洋战略的实施尤其是对南海岛礁的 开发利用 ， 针对其高温 、 高湿高氯离子 强辐射这-气候 特点 ， 对千南海岛礁基础设施用耐候钢 ， 国际上均无在近海 岸南海地区使用的历史 ， 国内也无耐南海大气腐蚀的成熟钢品种 [16］。 本文通过前期的文献检索和试验研究 采用电化 学测试干湿交替腐蚀实验和锈层 分析等手段 ， 探究Sn-Sb 复合耐候钢在实验室 模拟高湿热海洋大气环境下的腐蚀行 为 并分析Sn-Sb提高材料耐蚀性的机理。

1实验方法

 1.1 实验材料

实验室条件下 采用50kg真空感应冶炼浇注成钢锭 钢 锭锻造成 120mm x 1 20mm x 30 mm 钢 还。 轧制二艺为 钢还随炉 升温至12oo·c,保温 1h后按照如下程序进行 轧 告1j,30mm1100 °C 20mm1000 °C 16mm900 °C 12mm-8mm 850°C 6mm,轧完后水冷至550 °C ， 在550'c保温炉中 保温0. 5 h,最后取出空冷至室温。 试验钢的化学成分如表1,其中 0450NOR1 （0450）为某钢厂工业生产的 耐候钢 ， 0450 -Sn 和0450 -Sn -Sb是 在 0450NOR1 基础上 单独添加Sn,复合 添加Sn 、 Sb后在实验室条件下按上述冶炼 轧制工艺生产 的试验钢 。 三种钢的金相组织如陌1所示 均为铁素休＋  珠光体组织。

表1 3种实验钢的化学成分（%）

图1 3种实验钢的金相组织照片 （a） Q450 （b） Q450-Sn （c） Q450-Sn-Sb

1. 2实验方法

干湿交替实验采用轮式周期浸润腐蚀实验箱模拟 高湿热海洋大气环境 ， 浸润溶 液为质最分数 2wt%NaCI 溶液 ， 实验箱内溶液温度为45 'c 土2 °C ，相对湿度为 75 %RH土5%RH,- 个循环周期为60min,其中浸润时间 为12min土1.5min,实验周期节点设置24h 、 48h, 72h 96凡试样尺寸为60mmx 40mm x 4mm,每 - 周期设置3 个平行试样 ， 实验结束后采用除锈液 （500ml盐酸＋ 500 mLHP+15g六次甲基四胺＋3g苯并三氮挫）除锈经清洗 干燥称重 ， 计算平均 腐蚀速率V （g/m2h） 。 采用普林斯顿273A 电化学工作站进行动电位 极化曲线 测试 ， 其中钻电极作为辅助电极， 饱和甘采电极（SCE）为参 比电极， 扫描速率20mV/min,扫描电压范围土0. 5V（相对于开路电位） 0 0235 B碳钢作为电化学试样 工作面为10 mmx 10mm,对应的非二作面用锡焊焊接上铜线， 其余部分 用环氧树脂封装 ， 待干后将试样工作面经细磨至 1000＃砂 纸后放入 周期浸润加速腐蚀试验箱。 通过在3wt%NaCI溶液 （pH=1）中 加入不同浓度的SnCl 2 和Sbp3 试验溶液 ， 进行 极化曲线测试判断其缓蚀效果。 选择这样 -个浓度的NaCl 溶液及pH值 是为了模拟 钢 铁材料腐蚀点蚀坑内环境 ， 并且 在该pH值条件下 Sb203 易千溶解。 

采用日本HITACH|-S 4300型 扫描电镜对试样表面 横 截面 形貌进行观察。 用千观察锈层中元素分布情况的EPMA 仪器型号JEOL JXA -8230,配置 加速电压20KV,发射电流 1 X 10-8A ， 光斑直径 1 μm。 用曰本理学DMAX-RB型 X射 线衍射仪分析锈层 的物相组成， 其 参数为Cu靶 管压40 K V ， 管 流 150mA 扫描28范围为10 ° - 100 ° ,扫描速 度 1 ° /min 。

此外 ， 还对实验室 加速腐蚀条件下添加Sn, Sb的 0450 -Sn -Sb 试样的腐蚀产物中元素价态信息进行X射线光电子能谱（XPS） 测试 。 仪器型号为PHIO uantera SXM, A l靶X射线束斑200 μ m,入射角为45°。

2实验结果

2. 1 动电位极化曲线测试

从图2可知 图（a）中没有加SnCl2 时阴极反应 由 析氢反应 和氧还原反应共同控制 氧还原反应是典型的扩 散控制的反应，而加入 SnCl2 溶液后 ， 阴极区出现明显的改 变， 即阴极随着电位的升高电流无明显变化。 加入不同浓度 的SnCl2 溶液发 现 阳极进入活化溶解状态 最初遵循塔菲 尔极化规律 ， 但是 随着电位的不断增大 阳极溶解电流密度 急剧下 降， 当降低到 -定程度 时逐渐趋千稳定 ， 出现 了类似 不锈钢的钝化现象 ， 钝化膜的形成降低 了腐蚀电流密度 ， 然 而由千其 不规则几何表面 动态变化或者是 钝化膜的不完整 性 不致密性导致当电位的再次升高时 电流密度 再次随着 电位的升高而急剧 增大 阳极上的保护膜被完全破坏 阳极 上 发生新的反应 。 当 加入的SnCl2 溶液的浓度到达 -定程度 时 ， 会在电位达到 某-个比较正的电极电位后 ， 出现 -个阳 极电流密度迅速增大的 “ 平台 ， 且随SnCl2的浓度涿渐增 大， 出现的平台 呈增大趋势。 这表明SnCl 2 对0235 B碳 钢在NaCl （pH=1） 溶液中的阳极反应有抑制 作用。 图（b） 通过加入不同浓度的Sb3＋可发现 ， 随看加入Sb3＋浓度的 不断增大 ， 阴极缓蚀效果呈现先增大后减小的变化过程 ， 当 加入量为 2 . 5 x10-4 mo1Sb3＋时 ， 其阴极缓蚀效果达到最 好 。 说明Sb3＋对 0235B 碳钢的阴极腐蚀过程有 - 定的抑制 作月 对阳极没有明显缓蚀作用 所以Sb具有 -定的阴极 缓蚀效果 。 采用Sn. Sb混合溶液对 0235B 碳钢的电化学腐 蚀行为进行研究时 ， 选择 5 X 10-4 mol Sn2++2 . 5 x10-4 mol Sb3＋加入溶液中 ， 分析其缓蚀效果 。 如图（c） ， 可以 看出Sn. Sb均加入 后 ， 0235B 碳钢的阴极和阳极腐蚀均出 现抑制现象 并且与单独加入Sn的极化曲线相比较其曲线 更加稳定 。

2 . 2腐蚀速率

图 3 是 3种耐候钢经干／湿交替加速腐蚀试验的腐蚀 速率曲线。 由图可知 单独添加Sn和复合添加Sn. Sb均能 明显提高材料的耐蚀性 。 从腐蚀速率曲线趋势可以看出 三 者的腐蚀速率随时间变化趋势相一致 ， 都是呈现先减小后增 加的趋势。 这是因为在腐蚀初欺和中期（Oh - 72h） ， 不含 Sn. Sb的 0450表面容易遭受腐蚀 ， 很快能形成 - 定厚度的 锈层 因而待腐蚀锈层稳定形成后腐蚀速率有所下降 。 但是对千含Sn, Sb的耐候钢 山千一开始表面氧化膜的存在 腐蚀速率较小 加上表面形成 一 定厚度的锈层 能够阻滞 腐蚀反应 因而出现腐蚀速率下降的现象。 在腐蚀后期（72 h - 96h） 外界侵蚀性C厂传输渗透到钢基体表面锈 层变得疏松开始脱落锈层的失效加速了腐蚀过程 。 从图 还可以 发现 ， 单独添加约0. 3wt% 的Sn后0450-Sn 耐候 钢整体的平均腐蚀速率比 0450下降 了约1 5 % 。 复合添加0. 3wt%Sn + 0. 1 2 wt%Sb后 ， 0450-Sn-Sb 耐候钢整休的平 均腐蚀速率比 0450下降了约 20% 。

2 . 3锈层形貌图4是经扫描仪扫描获得的 3种实验钢经不同腐蚀时间 后的锈层宏观形貌 ， 它们锈层的整体形貌 分布及颜色有所 区别 。 添加Sn-Sb合金元素后的No. 3 号钢表面锈层分布 、 颜色很均匀 ， 并且锈层随腐蚀时间增加而逐渐致密 锈层粉 未颗粒细小 。 而普通耐候钢表面锈层分布 、 颜色不均匀 ， 随 腐蚀时间的增加 ， 试样表面锈层明显堆积变厚， 至96h时 表面锈层颗粒粗大 疏松易脱落 ， 并且表面锈层颗粒粗大 、 凸起现象更明显。

图4 三种实验钢腐蚀不同时间后锈层表面宏观形貌 

选取上述3种耐候钢经腐蚀96h后的表面锈层进行SEM 观察如匼 5 所示 。 圈 5（a）是 0450的锈层截面形貌在 贴近基体处出现连续 、 贯穿的裂纹 锈层在镶嵌过程渗有少 量环氧树脂远离基体处锈层有较大空洞 整个锈层疏松，易脱落厚度大约有350 μm 。 添加 Sn 后0450-Sn的锈层 变薄 ， 约为300μ m,锈层与基体连接处明显变得致密 ， 但 还存在 少量的纵向裂缝和小的空洞 。 0450-Sn -Sb的锈层厚 度与0450- Sn 无较大变化但是锈层 - 基休处更完整几 乎无裂纹或空洞且锈层 - 基休结合处平缓（图中白色虚线） ， 远离基体端的锈层主要 存在横向裂纹。 3种钢锈层截面SEM 形貌的不同特征反映了锈层与基体的粘附性和致密性 表明 添加 Sn , Sb能明显改善锈层的致密性和连续性。

图5 3种耐候钢腐蚀96h锈层截面SEM形貌（a）Q450, （b）Q450-Sn, （c）Q450-Sn-Sb

图6、 7是0450-Sn -Sb耐候钢腐蚀 96 h后的锈层横截 面经电子探针面扫描和线扫描 ， 得到合金元素 Sn , Sb在锈 0000000000 ,8?65 432 1 ·n·e's芒no:> ,0 1 0 0 1 50 2 00 25 0 $ O O Bist玉口，户‘ 图7合金元素Sn、 Sb在含Sn-Sb的No. 3钢中锈层线分布的EPMA图谱 层中的分布 。 根据图中颜色的变化可以判断出某种元素在锈层中的聚栠分布情况从图中发现 Sn 在内外锈层均有富集但内锈层稍多些 ， 而 Sb在锈层中分布较均匀 ， 富集现象不明显。

图6 合金元素Sn、 Sb在Q450-Sn-Sb耐候钢中锈层截面分布的EPMA图谱

图7合金元素Sn、 Sb在含Sn-Sb的No. 3钢中锈层线分布的EPMA图谱

图 8（a）和（b）分别是0450和0450-Sn-Sb经干／湿 交替加速腐蚀96 h后在扫描电镜下放大2 000倍时的表面锈 层形貌。 从图中看出两种钢的锈层形貌明显有区别 （a）中 锈层空洞和缝隙多 、 大颗粒堆操 ， （b）中锈层呈绒毛状分布 相对紧凑排列 。 两种不同的锈层微观形貌特征 ， -定程度上 造成了它们耐蚀性的差异 。

图8 Q450（a）和Q450-Sn-Sb（b）干／湿交替腐蚀96 h后腐蚀产物SEM形貌

2. 4锈层物相

图9是 3种 耐候钢经不同时间腐蚀后的锈层物相XRD 图 谱 。 从 图可知 腐蚀产物 主 要是由Fe 3 0 4 /y -Fe 2 0 3 Q -FeOOH、 y -FeOOH 组成， 在0450钢 腐蚀中期（48 h） 和后期（96 h）发现有少噩的6 -FeOOH存在 。 关千6 -FeOOH相的 特征峰位置可以参考Kamimura的研究论文[12] 。 由千 明显。 Fe凸与y -Fep3 晶格参数相近 ， 因而在XRD图谱衍射峰的 位谥非常接近 ， 通常难以利用XRD的方法具体区分 [1 , 1 8] 故 将它们的百分含量统计在一起 表2是上述各物相半定量分 析结果 未统计非晶质的物相。 根据XRD距谱及半定量分 析结果 不含 Sn , Sb的0450钢在腐蚀后期（96h）才出现 a -FeOOH物相。 而只加入 Sn 的0450-Sn 钢在腐蚀初期（24h） 锈层已经出现了a -FeOOH物相 至腐蚀中后期时Fe304/ y -Fep3 的含量逐渐减少 转变为Q -FeOOH 初始的锈层组成物y -FeOOH增多 。 复 合添加 Sn-Sb 的 0450- Sn - Sb 钢锈层中a -FeOOH的相对含量比0450和0450- Sn 钢要多 并且整个腐蚀过程中未检测到锈层中含有6 -FeOOH物相。 可见 ， 添加 Sn 、 Sn-Sb复合有助丁改善锈层的物相组成比 例 ， 促进Q -FeOOH的形成， 抑制6 -FeOOH的生成， 降低 Fe凸／y -Fe 2立的相对含昌 进而提高钢的耐蚀性 。

图9 3种耐候钢不同周期锈层的XRD图谱（a）Q450, （b）Q450-Sn , （c）Q450-Sn-Sb

表2各试样不同腐蚀周期锈层物相的半定量分析结果（质量百分数％）

2.5锈层XPS测试

图10是 0450 - Sn- Sb耐 候钢在干／湿交替加速腐蚀 24h、 48h, 96h后 锈层的 XPS图谱。图1 0 （a）XPS 全谱医中 给出了锈层中Cl S , 01s, Sn 3d, Sb 3d、 Fe 2p、Cu2p和N1 2p 的峰，表明在腐蚀 产 物中存在 Sn , Sb、 Fe、 Cu, Ni, 0等元素。根据相关文献 [13 , 1 9-20]，表3给出了不同元素对应的峰 结合能和相应的腐蚀产物。图10（b） - （d ）是 SnSb Fe 三种元素的精细谱 可以看出在不同腐蚀周期下，元素在锈层中的存在价态形式并没有发生变化，并且据此可以判断出 Sn 和 Sb在锈层产物中以化合物 Sn02、 Sb205 的形式存在，Fe 的存在形式比较多样，主要是 Fe203 , FeOOH。表 4 为锈层中不同价态原子浓度 结合 Sn Sb元素在锈层截面的EPMA分析，以及不同时间下的峰强度计数，说明随着腐蚀过程的进行，Sn , Sb在锈层中的分布逐渐增多 在腐蚀过程中发挥重要作用。

表3 Q450-Sn-Sb耐候钢锈层的XPS峰分析

表4 XPS分析锈层中价态原子浓度（体积百分比／％）

图10 Q450-Sn-Sb耐候钢的锈层XPS峰分析全谱分析（a），精细谱分析（b）Sn, （c）Sb, （d）fe

3分析讨论

从上述试验结果看出，在 0450 中添加 Sn 后，0450 - Sn 耐候钢表现出优良的耐蚀性，继续 添加 Sb后 ，0450-Sn-Sb耐候钢的耐蚀性进-步提高。这表明 Sn、 Sb的加入会影响腐蚀过程，有助于耐蚀性的提高。 -般认为 耐候钢在大气中的腐蚀行为与其表面薄液膜状态有关 其腐蚀过程首先是Fe 的阳极溶解，由Fe 失去电子得到F e2 十 再经过Fe2＋ 后续的复杂氧化还原反应形成不同的Fe 的氧化物或轻基氧化物 [21-22]。这些Fe 的氧化物或经基氧化物组成了覆盖在基体表面的锈层，影响着钢的腐蚀行为。图2表明腐蚀介质中单独添加 Sn ,复合添加 Sn , Sb后，均影响腐蚀反应过程，尤其是 Sn , Sb复合添加后明显抑制了腐蚀的阴极和阳极过程。N guyen 和 Li等 [13 , 23] 在研究Sn 对低合金钢在酸性C| － 溶液下的腐蚀行为影响时，认为在钢表面形成了 Sn02 氧化膜，这种氧化膜几乎不溶千水、 酸碗溶液 它提高了腐蚀过 程中锈层电阻＋电荷转移电阻值。Egamy等 [15] 研究认为 Sb 电极在酸性溶液的电化学过程中表面形成了 Sb2立的内膜和 Sb凸的外膜这些氧化膜具有良好的稳定性且不溶千水， 有助于提高基体的耐蚀性。而D. P . Le 等 [14] 在研究烟气脱硫 装置用含 Sb低合金钢的腐蚀时发现，添加 Sb后不仅在钢表

面形成了 Sb心氧化膜， 提高了 基体耐蚀性 ， Sb 还与Cu形成的化 合物能更好地抑制 阳极和阴极反应 。 图6和图7中锈层的EPMA面扫描和线扫描结果进-步表明 ， 含Sn-Sb的钢锈层中由于存在合金元素 Sn的富集和Sb的均匀分布 XPS测试结果证实 形成了 Sn02 、 Sb立氧化物 ， 使锈层更加 致密 ，从而阻止Cl向基体渗透 提高 钢的耐蚀性 。 图5（c）中锈层截面亦证实了添加 Sn, Sb后， 锈层与基体处结合更致密 ，空洞及纵向贯穿性裂纹减少， 锈层更连续， 因而耐蚀性得到 了提高 。 研究 [12 ,24]表明 Fe的阳极溶解速率受电极 电位 pH值以 及某些共存离子如Cl一的影响。 T.Kamimura等 [12] 设计了 - 种在C|－环境下腐蚀的电化学池装置来模拟钢表面的阳极局部腐蚀区域， 并 进行 pH值测量 发现在腐蚀的微区域内 pH值会降低， 并且C| － 加速了 Fe3十的水解过程 ， 然后通过Fe3十在腐蚀过程中的水解 作用 形成 Fe3十的-系列氢氧化物 。 Che n等 [25] 通过腐蚀微区域指示剂颜色变化观察耐候钢初期 腐蚀 行为 亦直观地发现随 腐蚀的进行微区域pH值出现下降。 因此， 本试验中试验 钢所处的高 湿热海洋大气富Cl-环境 其干／湿交替的腐蚀过程受腐蚀微区域pH值变化和Cl-的影响也是研究的关注点 。 根据 Sn-H2 0系和Sb- H20系的 Pourbaix图 [1 2 -13 , 26] 结合 C| －条件下Fe3＋水解 作用的反应过程 ，复合添加 Sn-Sb的0450-Sn-Sb耐候钢在Cl溶液环境下 ，腐蚀过程中表面 Sn 、 Sb 氧化物／ 氢氧化物的形成及阴 阳极反应过程可表示如下：

上式Sb的氧化物中 ， Sb205 比 Sb也在热力学上更稳定。

上述反应过程是Sn Sb与腐蚀介质中 H20 、 02的作用过程 是从其形成具有保护作用的氧化膜进而提高材料耐蚀性的角度考虑的。 对于整个 腐蚀过程的阴极和阳极微区域来说， Sn, Sb提高耐蚀性的作用机理还可以是通过阳极区域内溶解的Sn2+, Sb3＋在含Cl-溶液中发生水解 最终形成碗式盐或氯氧化物 沉淀附着在阳极微区域， 阻碍腐蚀过程进行 ， 式中 Sn（OH）CI和SbOCI 均是沉淀 [28]。

随后Fe3十发生多级水解反应 ， 生成 Fe的氢氧化物离子，并产生H十， 引起阳极微区域pH值降低 加速了 Fe的阳极溶解 [12]。

然而上述反应式（1） （4） 和 （8） （12） （9） 中产生 的H＋由于同离子效应 -定程度上又能抑制反应式（12） 向右进行 故能减少阳极 H＋的产生， 减缓 Fe的阳极溶解 。

耐候钢锈层中y -FeOOH是早期活性的腐蚀产物经过后期锈层的还 原或脱水过程可镖到FeP4 /Fe2立， 并且还可经过稳定熟化得到稳定态的Q -Fe OOH。 6 -FeOO H的形成被认为与Cl一的存在有关， 容易在低pH值条件下形成 ， 是导致锈层 保护性恶化的原因之一 [29-31]。 综上分析， 可以认为未添加 Sn, Sb的0450在阳极微区域山千 Fe3十 水解造成pH值降低， 在酸性 C| -条件下易形成6 -FeOOH如式（13） （1 4） 所示 。 6 -FeOOH的存在通常可以促进C| － 在锈 层中的扩散这恶化了锈层组织使 腐蚀后期锈层疏松脱落现象严重。 添加 S n S b的0450-S n和0450-S n -S b 阳极微区域山千 Sn2+, Sb3十参与水解过程 这个过程与Fe3十的水解过程是相互抑制的 有助千降低H＋浓度 形成相对较高的pH值在较高的pH值下6 -FeOOH不易形成且在该过程 形成 Sn, Sb的沉淀物可以填充裂纹或空洞处 。 录终形成 含较多Q -Fe OOH的稳定致密锈层 ， 提高了对基体的保护作用 。

4结论

（1）在传统耐候钢0450基础上添加 Sn能显著提高钢在 模拟南海海洋大气环境中的耐蚀性， 复合添加 Sn, Sb 后耐 蚀性进- 步提高。 动电位极化曲线测试结果表明， Sn, Sb 还通过影晌腐蚀的阴极和阳极过程， 起到缓蚀剂的作用， 表 现为 Sn影响腐蚀的阳极过程， Sb 影响腐蚀的阴极过程。 （2） 锈层中出现 Sn的富集和 Sb 的均匀分布， 钢表面形 成了 Sn02, Sb凸耐蚀性氧化膜这层氧化膜可以提高阻挡 侵蚀性C| - 渗透的能力， 从而提高材料的耐蚀性。 （3） Sn, Sb 通过在C| － 环境介质下的水合作用共同抑制 了 Fe3＋ 水解产生 H＋的过程， 改善腐蚀微区 pH 值缓解阳 极溶解过程。 （4）0450-Sn和0450-Sn-Sb 耐候钢的锈层主要是 Fe凸／ y-Fep3 、a-FeOOH, y -FeOOH, 0450在腐蚀中 后期锈 层中出现了 6 -FeOO凡钢中 Sn, Sn-Sb 的加入可以提高在 锈层中起保护性作用的Q -FeOOH 含量比例， 抑制了对锈层 保护性不利的 6 -FeOOH 产生， 提高了材料的耐蚀性。

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