Q420NH 鋼表面銹層穩定化處理與保護性銹層形成分析

王季文 陽建君 李祥剛 羅 登 范才河 李芳芳 尚成嘉 劉 東

1.湖南工業大學包裝與材料工程學院 湖南 株洲 412007

2. 湖南工業大學材料與先進制造學院 湖南 株洲 412007

3. 湘潭鋼鐵有限公司技術中心 湖南 湘潭 411101

4. 北京科技大學鋼鐵共性技術協同創新中心 北京 100083

1 研究背景

耐候鋼具有優異耐大氣腐蝕性能的原因是，鋼中加入的微量（質量不超過5%）Cu、Cr、Ni、Mn、V和Ti 等合金元素，能誘導致密緊實且與基體有極強黏附性的保護性銹層形成[1]。保護性銹層能阻止腐蝕向鋼材基體縱深延展，以此來提高耐候鋼的耐蝕性[2-3]。但是，在正常服役狀態下，穩定銹層的形成是一個極其緩慢的過程，同時，在服役期間出現的銹液流掛和飛濺等環境污染問題，極大地限制了耐候鋼的應用[4]。穩定化處理是解決上述問題最為經濟高效的技術手段。其原理是在服役前對耐候鋼進行預處理，在耐候鋼基體表面形成一層氧化膜，氧化膜會在后續的腐蝕過程中通過抵擋Cl-等腐蝕介質的侵入來阻止銹液流掛現象出現，且能加速穩定銹層的形成[5-6]。

目前，國外較為成熟的耐候鋼表面銹層穩定化處理技術主要有：耐候性涂膜法、氧化物涂膜法、氧化鐵-磷酸鹽系處理法、含鉻處理劑處理法和新型無鉻表面穩定化處理法[7-8]。由于我國耐候鋼的研發與腐蝕調查起步較晚，還未開發出比較成熟的、適應我國復雜多樣的大氣環境特點的耐候鋼表面穩定化處理技術，對于鋼結構的防腐蝕保護以涂裝為主[9]。劉濤等[10]設計了一種以1.1%～2.8% Cu(NO3)和0.3%～1.6% Cr(OH)SO4為主體的穩定化處理劑，通過60 周期的干/濕交替腐蝕實驗后發現，預處理耐候鋼的耐蝕性能較裸鋼有極大的提高。雖然含鉻處理劑對銹層的防護性能提升有著積極作用，但是鉻元素對生態環境的傷害卻有悖于人們日益增長的環保理念。高立軍等[11]研究發現，以40%～45%水溶性丙烯酸樹脂為成膜物、0.5%～3.0% Fe2O3為誘導劑、0.5%～3.0% Fe3O4為調色劑的穩定化處理體系，有助于在耐候鋼表面快速生成穩定致密的銹層。馬菱薇等[12]以水性丙烯酸樹脂為成膜物，K3PO4、Na2MoO4、NaNO3為穩定劑，α-FeOOH 為添加劑，開發出一種新型耐候鋼表面銹層穩定化處理劑，以促進銹層的快速生長。雖然上述兩種穩定化處理劑對提高耐候鋼的耐蝕性有積極影響，但是在實際應用過程中，工序較為復雜且不適用于大型構件。

綜上，本文以綠色環保為理念，同時強調合金元素對耐候鋼穩定銹層形成的積極影響，開發了一種以FeSO4、NiSO4、CuSO4、NaHSO3和Na2HPO4為主要成分的新型環保型耐候鋼表面銹層穩定化處理溶液，以達到促進穩定銹層快速生成的目的。通過腐蝕動力學、電化學和微觀結構分析，研究穩定化處理溶液體系對Q420NH鋼耐腐蝕性能和顯微組織的作用，并探討穩定化處理對耐候鋼腐蝕行為的影響。

2 試驗準備

2.1 材料與試樣

試驗所用材料為華菱湘潭鋼鐵有限公司生產的Q420NH 鋼，其化學成分如表1 所示。首先，使用線切割機床對鋼材進行切割制樣，所得尺寸為50 mm×50 mm×10 mm 的試樣用于增重實驗和表面宏觀形貌觀測，所得尺寸為15 mm×15 mm×10 mm 的試樣用于銹層結構特征觀察和電化學性能測試。然后，依次用100#、240#、400#、800#的砂紙對試樣工作面研磨，去掉鋼材表面的氧化膜后，使用乙醇擦拭干凈，吹干備用。最后，將用于增重實驗和表面宏觀形貌觀測的試樣采用強力膠封邊處理；將用于電化學測試的試樣的表面和直徑約為0.3 mm 的導線連接后，用環氧樹脂封樣處理。

表1 Q420NH 鋼的化學成分Table 1 Chemical composition of Q420NH weathering steel

2.2 溶液體系與試驗方法

新型環保耐候鋼銹層穩定化處理溶液體系的組分和含量如表2 所示。為研究穩定化處理溶液體系對耐候鋼耐大氣腐蝕性能的影響，本研究采用干/濕交替循環腐蝕實驗，實驗介質分別是質量分數為0.03%的NaCl 溶液和穩定化處理溶液。實驗箱參數為：溫度(30±1)℃，相對濕度為(95±1)%。設置一個循環周期為24 h，其中濕潤、干燥時間均為12 h。干燥時間結束后，對試樣進行稱重和圖像采集，然后，對試樣表面噴灑相應的溶液，表面噴灑新型環保耐候鋼銹層穩定化處理溶液的試樣記為穩定化處理試樣，噴灑質量分數為0.03%的NaCl 溶液試樣記為未穩定化處理試樣，作為對比試樣，設置實驗周期為64CCT（64-cycle corrosion time）。

表2 銹層穩定化處理劑組分Table 2 Components and content of rust layer stabilizing treatment agent

2.3 耐腐蝕性能測試和結構表征

使用蔡司EVO MA10 掃描電子顯微鏡（scanning electron microscope，SEM）觀察銹層的橫截面形貌，并通過配備的能量分散光譜（energy dispersion spectrum，EDS）測定相應的元素組成和分布。采用日本理學株式會社生產的D/max 2200 PC 型X 射線衍射儀進行物相分析，靶材為Cu 靶，管電壓為40 kV，管電流為40 mA，掃描角度范圍為10°～90°，掃描速度為2 (°)/min。采用上海辰華儀器有限公司生產的CHI760E 型電化學工作站測試耐候鋼銹層的電化學性能，水溶液采用去離子水，測試為三電極系統，飽和甘汞電極用作參比電極，鉑片用作輔助電極，待測耐候鋼試樣為工作電極。電化學測量包括開路電位（open circuit potential，OCP）、電化學阻抗譜（electrochemical impedance spectroscopy，EIS）和極化曲線。OCP 的測量時間為3600 s，每秒鐘記錄一個數據點；EIS 測量的頻率范圍為10-2～105Hz，振幅為5 mV；Tafel 測量的電壓范圍為-1.5～0.2 V。

3 結果與討論

3.1 腐蝕動力學分析

Q420NH 鋼表面穩定化處理試樣與未穩定化處理試樣的腐蝕動力學曲線如圖1所示。從圖1a可以看出，隨著干/濕交替循環腐蝕周期數（N）的增加，穩定化處理試樣與未穩定化處理試樣的腐蝕增重（ΔW）均呈現增加趨勢，但穩定化處理試樣的腐蝕增重更快，且在64CCT 的循環腐蝕過程中，兩種試樣之間的增重差距逐漸擴大。如圖1b 所示，穩定化處理試樣與未穩定化處理試樣lg ΔW和lgN之間的關系因腐蝕速率的不同，可將實際的腐蝕過程分為三個階段，所用擬合方程以及回歸系數如表3 所示。穩定化處理試樣與未穩定化處理試樣第一個階段的轉折點一致，均在第16CCT，穩定化處理試樣的第二個轉折點出現在第27CCT，與未穩定化處理試樣在25CCT 出現轉折點非常相近。由表3 可知，穩定化處理試樣第一階段（1～15CCT）擬合方程的斜率（n）為1.13，n＞1，說明穩定化處理溶液起到了極好的促進腐蝕的作用，但第一階段形成的腐蝕產物并不具有保護性[13]。穩定化處理試樣第二階段（16～26CCT）、第三階段（27～64CCT）擬合方程的斜率分別為0.14 和0.81，n＜1，表明隨著干/濕交替循環腐蝕周期的增加，腐蝕增重的增速減慢。未穩定化處理試樣三個階段擬合方程的斜率分別為0.83, 0.17, 0.78，n＜1。且在三個腐蝕階段中，穩定化處理試樣的斜率均大于未穩定化處理試樣。這表明，穩定化處理試樣的腐蝕產物對促進后續腐蝕具有積極作用。從圖1c 所示的Q420NH 鋼表面穩定化處理試樣與未穩定化處理試樣的瞬時腐蝕速率曲線可知，穩定化處理試樣在第一階段的腐蝕速率明顯高于未處理試樣，至15CCT時，瞬時腐蝕速率為0.22 mg·cm-2·CCT-1；隨后在16CCT 時，腐蝕速率突降至0.02 mg·cm-2·CCT-1，并在16～23CCT 的周期內趨于穩定；至24CCT 時，瞬時腐蝕速率明顯增加，達到0.13 mg·cm-2·CCT-1，隨后，腐蝕速率的變化趨于穩定，直至Q420NH 鋼表面形成一層致密均勻的穩定化銹層。未穩定化處理試樣的腐蝕速率變化趨勢與穩定化處理試樣相近，且腐蝕速率在整個腐蝕周期內均小于穩定化處理試樣，至26CCT 時，腐蝕速率為0.06 mg·cm-2·CCT-1，隨后趨于穩定。

圖1 Q420NH 鋼經干/濕循環腐蝕實驗后的腐蝕動力學曲線Fig. 1 Corrosion kinetic curves of Q420NH steel after dry-wet cycle corrosion test

表3 Q420NH 鋼腐蝕增重曲線的擬合結果Table 3 Fitted results of corrosion weight gain curve of Q420NH steel

3.2 表面銹層微觀形貌分析

Q420NH 鋼表面穩定化處理與未穩定化處理試樣在不同周期的干/濕交替循環腐蝕后，表面銹層宏觀形貌如圖2 所示。1CCT 和2CCT 時，未穩定化處理試樣存在明顯腐蝕不均勻的現象，至到第4CCT 時銹層才完全覆蓋基體，這是因為呈現金屬光澤的未覆蓋區域在初始階段處于鈍化狀態，在腐蝕后期才逐漸被鐵銹所取代。而經過表面處理的耐候鋼僅在1CCT 即出現明顯的腐蝕現象，銹層呈現為淡褐色和淡黃色，至2CCT 時，大部分淡黃色的相轉化為深褐色。這表明，形成的銹層可以有效阻礙物質的擴散，在銹層下誘發了一個相對閉塞的環境，從而有利于緊實銹層的形成。16CCT 時，裸鋼樣品表面有明顯的凹坑和點蝕，且銹層疏松多孔。隨著腐蝕的進行，這種現象越來越嚴重，24CCT 時，部分外銹層脫落，至48CCT 時，樣品中心位置的外銹層已經完全脫落。反觀經過表面處理的樣品，得益于穩定化處理溶液體系中合金元素對保護性銹層形成的積極影響，64CCT 時樣品的平整性和致密性較24CCT 和48CCT 有明顯的改善，且未出現銹液流掛和銹層脫落現象。

圖2 Q420NH 鋼表面銹層宏觀形貌Fig. 2 Q420NH steel surface rust layer macroscopic shape

彩圖

3.3 銹層的相組成

Q420NH 鋼表面穩定化處理和未穩定化處理試樣在不同周期的干/濕交替循環腐蝕后，表面銹層的XRD 譜如圖3a、c 所示。穩定化處理和未穩定化處理試樣的銹層均由α-FeOOH、γ-FeOOH 和β-FeOOH及Fe3O4/γ-Fe2O3組成。由于Fe3O4和γ-Fe2O3具有非常相似的晶體結構，在XRD 中的衍射峰重合度極大，因此標記為同一個峰。由圖3 可以看出，穩定化處理不改變Q420NH 鋼銹層的物相成分。

圖3 不同周期腐蝕下穩定化處理和未穩定化處理試樣的XRD 譜圖和銹層各相含量Fig. 3 XRD spectra of stabilized and unstabilized specimens under different cycles of corrosion and the content of each phase of the rust layer

為了確定穩定化處理和未穩定化處理試樣經不同周期腐蝕后各物相組分的含量，根據圖3a、c，使用半定量分析法（RIR 值法）分析了α-FeOOH、γ-FeOOH、β-FeOOH 及Fe3O4/γ-Fe2O3的相對含量，分析結果如圖3b、d 所示。納米級細晶α-FeOOH 由于其致密的結構和與基體緊密結合的特性，而被認為是保護性銹層中的關鍵成分[14]。對于未穩定化處理試樣，1～28CCT 時，α-FeOOH 和γ-FeOOH 的含量均隨著CCT 的增加而增加，最高含量分別為18%和30%；48CCT 和64CCT 時，α-FeOOH 的含量分別為17%, 14%，γ-FeOOH 的含量略有減少。β-FeOOH的含量逐漸上升，64CCT 時為21%。Fe3O4/γ-Fe2O3的含量呈現先增大后減少的趨勢，28CCT 時含量達到峰值。對于穩定化處理試樣，α-FeOOH 的含量在28CCT 達到峰值后趨于穩定，且每個CCT 的含量均明顯高于未穩定化處理試樣，說明穩定化處理有助于保護性銹層的形成。β-FeOOH 由于其自身相對不太穩定的晶體結構而需要Cl-的結合去支撐晶體隧道，這解釋了β-FeOOH 只有在海洋大氣環境或其它含有鹵素離子的環境下生成的原因[15-17]。因此，β-FeOOH含量先增加后減少的趨勢也證明了穩定化處理有助于保護性銹層形成的觀點。γ-FeOOH 是耐候鋼腐蝕過程中最早生成的羥基氧化物，呈現出先增加后減少的趨勢，1CCT 后，腐蝕產物中γ-FeOOH 的含量高達26%。Fe3O4/γ-Fe2O3的含量先減少后增加，64CCT時達到39%。

為了進一步的明確各相的含量與穩定化銹層之間的關系，用α/γ（α為α-FeOOH 的質量分數，γ為γ-FeOOH、β-FeOOH 和Fe3O4/γ-Fe2O3的質量分數總和）來表征銹層的穩定化程度，比值越高，則說明銹層越致密穩定[18]。穩定化處理和未穩定化處理試樣在各周期的α/γ值如圖4 所示。從圖4 可以看出，從1CCT 到64CCT，穩定化處理試樣的α/γ值一直穩定增加，且明顯高于未穩定化處理試樣，64CCT 時，穩定化處理試樣的α/γ值為0.50，未穩定化處理試樣的僅為0.22。結合圖3 可知，穩定化處理溶液對促進Q420NH 鋼銹層中其它相向α-FeOOH 相的轉化有積極作用。

圖4 穩定化處理和未穩定化處理試樣在各周期的α/γ 值Fig. 4 α/γ values of stabilized and unstabilized samples at each cycle

3.4 銹層的微觀形貌和截面分析

經穩定化處理的Q420NH 鋼表面銹層微觀形貌如圖5 所示。宏觀對比展現出隨著腐蝕CCT 的增加，銹層表面的致密性越來越好，且α-FeOOH 相的分布越來越多的規律。在腐蝕初期，耐候鋼首先生成熱力學狀態不穩定的FeO 和Fe(OH)2，隨后會被氧化生成γ-FeOOH、γ-Fe2O3和Fe3O4等鐵的氧化物或羥基氧化物，最終轉化生成穩定的腐蝕產物α-FeOOH。1CCT 絨球狀的γ-FeOOH 相形貌，γ-FeOOH 作為耐候鋼腐蝕過程中最早生成的羥基氧化物，會積極參與到后續的電化學反應中。2CCT 和4CCT 均為絨球狀的γ-FeOOH 相形貌、針狀α-FeOOH 相形貌和柱狀β-FeOOH 相形貌。相比之下，8CCT 時γ-FeOOH相和針狀α-FeOOH 相的分布更加致密。28CCT 和48CCT 所顯示的銹層致密性則遠超前面周期，直至64CCT 時銹層表面呈扁平。圖6 所示為64CCT 時表面銹層微觀形貌的局部放大掃描電鏡圖，呈現出明顯的針狀α-FeOOH 相形貌。

圖5 穩定化處理的Q420NH 鋼表面銹層微觀形貌Fig. 5 Microscopic morphology of stabilized Q420NH steel surface rust layer

圖6 64CCT 穩定化處理Q420NH 鋼銹層局部放大微觀形貌Fig. 6 Local magnification microscopic morphology of rust layer of Q420NH steel stabilized by 64CCT

未穩定化處理的Q420NH 鋼表面銹層微觀形貌如圖7 所示。宏觀對比發現，雖然隨著腐蝕周期的增加，表面銹層的致密性逐漸提高，但相較于經過穩定化處理試樣，銹層的致密性依然有不小的差距。1CCT 時，銹層表面出現明顯的球狀蜂窩形γ-FeOOH相形貌。2CCT 時，銹層表面的γ-FeOOH 相形貌和柱狀β-FeOOH 相形貌較為明顯。直至4CCT 時，銹層中才出現明顯的針狀α-FeOOH 相形貌，說明裸露使用的耐候鋼不利于α-FeOOH 的生成。8CCT 出現不規則的Fe3O4/γ-Fe2O3相形貌。16CCT 時銹層的致密性有較大提升。64CCT 主要為堆疊層狀γ-FeOOH相形貌、α-FeOOH 相形貌和Fe3O4/γ-Fe2O3相形貌，雖然致密性較28CCT 和48CCT 有較大改善，但平整性依然較差且有裂縫產生。

使用SEM 對64CCT 的銹層截面進行元素分析，結果如圖8 所示。在未穩定化處理和穩定化處理試樣的截面元素分布圖中，Cu 元素均無明顯富集。Cr 元素在未穩定化處理樣品銹層中沒有出現富集，但在穩定化處理試樣銹層及銹層與基體的結合處有非常明顯的富集。同樣，Ni 元素在穩定化處理后的銹層中也出現富集。

彩圖

富集于內銹層的Cr 原子具有取代α-FeOOH 中的鐵原子，進而形成電化學和熱力學性能穩定的α-(Fe1-xCrx)OOH 的作用[19]，還可以促進Cr(OH)3和Cr2O3的生成，它們作為形成Fe3O4和α-FeOOH 的核點，可以使得銹層呈現出較高的α/γ值[20-21]。同時，Cr 元素還有助于提高納米顆粒狀Fe(O,OH)網格的正離子選擇性[22]。此外，溶解在基體中的Cr3+可以取代α-FeOOH 和Fe3O4中Fe3+的位置，形成顆粒狀的α-(Fe,Cr)OOH 和FeCr2O4。當腐蝕環境的pH 和基體電位處于某一合適范圍時，Ni 會轉變為Ni2+并與陰離子結合形成不溶性NiO 鹽，后者又會為無定形氫氧化物Ni(OH)2提供成核點。隨著反應的進行，氫氧化物結合在一起，形成納米級的氫氧化物網，從而填充在腐蝕階段遭受優先溶解而產生的凹坑和微裂紋中。因此，Ni 元素不僅可以阻礙腐蝕介質尤其是Cl-的入侵，還能促進α-FeOOH 的生成，從而形成具有更好保護性的銹層[23-24]。

3.5 銹層的電化學分析

Q420NH 鋼表面穩定化處理和未穩定化處理試樣的開路電位隨腐蝕周期的變化如圖9 所示。

圖9 穩定化處理和未穩定化處理的Q420NH 鋼在不同周期的OCPFig. 9 OCP of stabilized and unstabilized Q420NH steel at each cycle

由圖9 可知，兩種處理方式下試樣的OCP 在1CCT 時非常接近，分別為-600 mV 和-635 mV。2CCT 時，未穩定化處理試樣的OCP 較1CCT 有明顯下降，這可能與Q420NH 鋼表面膜的破裂有關。然后，隨著腐蝕周期的增加，穩定化處理試樣和未處理試樣的OCP 均呈現逐漸增加的趨勢，但前者的變化速度明顯高于后者。至64CCT，穩定化處理試樣的OCP 約為-300 mV，較未穩定化處理試樣高出約190 mV。銹層主要通過影響雙電層上的電化學反應和溶液與鋼基體之間的絕緣性，使OCP 發生變化[25]，因此，不同的OCP 源于不同處理條件下銹層不同形成機制：一方面，銹層的增長會抑制陽極溶解，從而增加OCP；另一方面，銹層的增厚和致密化又會對物質的擴散和腐蝕性離子向基體的遷移起到明顯的阻礙作用，從而引起電位增加。因此，穩定化處理的Q420NH 鋼表面更有利于保護性銹層的形成。

Q420NH 鋼表面穩定化處理和未穩定化處理試樣的Tafel 曲線如圖10 所示。由圖10 可知，當腐蝕進行到64CCT 時，穩定化處理耐候鋼銹層的自腐蝕電位高，自腐蝕電流小，腐蝕速度變慢。這說明表面處理的耐候鋼加速腐蝕過程中，銹層的極化曲線隨腐蝕時間逐漸左移，自腐蝕電位升高，自腐蝕電流密度減小，耐候鋼銹層的耐腐蝕性能逐漸變好，對鋼基體的保護性能越來越強。未穩定化處理耐候鋼銹層的極化曲線也會隨時間發生左移，但變化程度較小。Q420NH 鋼未穩定化處理和穩定化處理的極化曲線擬合參數如表4 所示。由表4 可以看出，64CCT 時，銹層的自腐蝕電位由未穩定化處理試樣的-0.619 V 提高到穩定化處理后的-0.530 V。

表4 Q420NH 鋼未穩定化處理和穩定化處理的極化曲線擬合參數Table 4 Parameters for fitting polarization curves for unstabilized and stabilized Q420NH steel

圖10 未穩定化處理和穩定化處理的Q420NH 鋼在不同周期的極化曲線Fig. 10 Polarization curves of unstabilized and stabilized Q420NH steel at different cycles

彩圖

Q420NH 鋼表面穩定化處理和未穩定化處理試樣的Bode 圖如圖11 所示。通過比較兩種處理條件下的阻抗模量，發現在1～2CCT 時，穩定化處理和未穩定化處理試樣的低頻阻抗模量和高頻阻抗模量較為接近。4～28CCT 時，經過穩定化處理試樣的阻抗模量均高于未穩定化處理試樣。48CCT 時，未穩定化處理試樣的阻抗模量高于64CCT 的原因，可能是氧氣的擴散相對較慢，鋼表面的被動膜更容易被破壞[26]；但是64CCT 時，穩定化處理后銹層的高頻阻抗和低頻阻抗均遠遠大于未穩定化處理試樣，說明穩定化處理的Q420NH 鋼銹層具有更好的保護性。

圖11 穩定化處理和未穩定化處理的Q420NH 鋼在不同周期的Bode 圖Fig. 11 Bode plots of stabilized and unstabilized Q420NH steel at different cycles

彩圖

用圖12 的電化學Bode 圖對應的等效電路來模擬耐候鋼試樣在NaCl 溶液中的電化學腐蝕行為。由圖3 可知，銹層的內部和外部沒有明顯的相組成差異，因此，用電容（Qf）和電阻（Rf）的平行連接來模擬銹層的電化學特性。Qf和Rf分別代表銹層的電容特性和對銹層中離子遷移的阻力，Rs為溶液電阻，QdL為雙電層的常相位角元件，Rct為電荷轉移電阻。W 元素代表氧氣向基體和銹層界面的擴散[27]。通過擬合得到64CCT 時，未穩定化處理試樣的銹層電阻R2為172 Ω·cm-2，穩定化處理試樣的銹層電阻為365 Ω·cm-2。由此可見，表面穩定化處理對提高耐候鋼銹層的耐腐蝕性能有極大的幫助。

圖12 電化學Bode 圖對應的等效電路Fig. 12 Equivalent circuit corresponding to electrochemical Bode diagram

4 表面銹層穩定化處理溶液的作用機制

通過分析以上試驗結果得到，表面銹層穩定化處理溶液體系對提高耐候鋼耐蝕性的作用主要體現在以下方面：穩定劑中CuSO4、NiSO4、FeSO4在基體表面與水反應，發生分解，所得SO42-對加快Q420NH 鋼的初期腐蝕速度和促進銹層中α-FeOOH的生成具有積極作用；所得Cu2+在穩定化處理試樣銹層的富集有利于細化銹層晶粒，并影響或改變電化學反應過程中陰極反應動力學[12]；所得Ni2+降低了銹層的等電點，使其具有陽離子選擇性，這有效阻止了穿透性極強的腐蝕產物和腐蝕介質（Cl-）向內銹層的擴散[28]；Na2HPO4的加入能夠較好地改善銹層表面的pH 值，形成的難溶性磷化膜通過抑制陰極還原反應，達到阻礙銹層溶解的目的。此外，穩定化溶液體系還能促進Cr3+在銹層的富集，進而Cr 元素能在銹層中置換α-FeOOH 中的Fe，促進α-(Fe1-xCrx)OOH 等非晶態羥基氧化物的生成[29]，這對于促進耐候鋼表面形成均勻致密的保護性銹層、提高耐候鋼的耐蝕性具有極大的幫助。

5 結論

1）主要成分為NaHSO3、FeSO4、CuSO4、NiSO4和Na2HPO4的穩定化處理劑，促進了Q420NH 鋼的腐蝕微電池反應，提高了腐蝕速率，同時，能夠解決Q420NH 鋼腐蝕不均勻和銹液流掛的問題。

2）穩定化處理Q420NH 鋼的銹層成分主要為α-FeOOH、γ-FeOOH、β-FeOOH 和Fe3O4/γ-Fe2O3。穩定化處理不改變耐候鋼銹層的成分。穩定化處理試樣銹層中保護性的α-FeOOH 相分布更加廣泛，64CCT 時，穩定化處理試樣銹層中α-FeOOH 的含量為28%，較未穩定化處理試樣增加了50%；穩定化處理試樣的α/γ值為0.50，較未穩定化處理試樣增加了127%?？梢?，穩定化處理提高了Q420NH 鋼銹層的穩定性。

3）穩定化處理溶液可以促進Cr、Ni 元素在銹層中的富集，且銹層的自腐蝕電位由未穩定化處理試樣的-0.619 V 提高到穩定化處理后的-0.530 V，銹層電阻由172 Ω·cm2提高到365 Ω·cm2?？梢?，穩定化處理試樣具有更佳的耐腐蝕性能。