摘要

采用周期浸潤加速腐蝕實驗和電化學方法,結合場發射掃描電鏡 (FE-SEM)、X射線衍射 (XRD)、電子探針 (EPMA) 等表面測試技術研究了690 MPa高性能耐候橋梁鋼在模擬工業大氣環境中的腐蝕行為。結果表明,在腐蝕初期,以貝氏體為主的Q690qENH鋼的耐蝕性優于含有鐵素體和珠光體組織的Q235鋼；在腐蝕后期,Q690qENH鋼腐蝕速率逐漸減小且遠低于Q235鋼,Q690qENH鋼銹層中Cu、Cr、Ni合金元素的富集提高了銹層的致密性和穩定性,對腐蝕性介質的抵抗作用更強,銹層保護性參數α/γ*更大。電化學結果也表明,Q690qENH鋼的銹層電阻及線性極化電阻更大,保護作用更強,因此在模擬工業大氣環境中耐蝕性明顯優于Q235鋼。

關鍵詞： 690 ; MPa級橋梁鋼 ; 耐候性 ; 工業大氣環境

隨著我國經濟社會的高速發展,基礎設施建設步伐顯著加快,橋梁建筑行業也得到了飛速發展,橋梁鋼的需求量也大幅提升。但與國際相比,我國橋梁建設用材還存在強度級別偏低、耐候鋼應用尚處于萌芽階段等許多問題,目前實現應用的最大屈服強度僅500 MPa級,在實際服役環境下,橋梁鋼的腐蝕也是實際工程應用中比較突出的一個問題。隨著橋梁設計的發展及實際需求,要求研發新型高強度、高耐候、低成本的耐候橋梁鋼[1-5]。

為探究不同強度等級的橋梁鋼在腐蝕環境下的腐蝕行為,有研究對腐蝕實驗及耐腐蝕機理分析開展了大量研究。王振堯等[6]研究了模擬海洋工業大氣環境中Q235鋼的腐蝕行為,結果表明其加速腐蝕過程的動力學遵循冪函數公式D=Atn,SO2和Cl-的協同效應會加速Q235鋼的腐蝕。郭鐵明等[7]研究了345 MPa級別橋梁鋼在3種模擬大氣環境的腐蝕行為,結果表明,在除冰鹽介質中的腐蝕產物中含有β-FeOOH,結構比較疏松,銹層保護性能較差；在NaHSO3介質中的腐蝕速率先增大后減小,腐蝕后期銹層保護性能提高；在混合介質中氯化物的存在使得銹層致密性降低。本課題組[8]研究了3種橋梁鋼在海洋大氣環境中的腐蝕行為,結果表明,顯微組織差異對橋梁鋼的初期腐蝕有一定的影響,鐵素體和珠光體組織的腐蝕速率要高于貝氏體組織,而腐蝕中后期,由于合金元素在銹層中的富集,使橋梁鋼耐蝕性能顯著提高。我國自主開發的Q690qENH高性能橋梁鋼實現了690 MPa級低屈強比橋梁鋼厚板“零”的突破,本課題組[9]對其在模擬鄉村大氣中的長期腐蝕行為研究結果表明,Q690鋼在模擬鄉村大氣中耐蝕性明顯優于傳統鋼。然而,關于690 MPa級橋梁鋼在工業大氣環境中耐蝕性能研究鮮有報道。

本文以690 MPa級高性能耐候橋梁鋼為研究對象,用Q235鋼為對比鋼,采用周期浸潤加速腐蝕試驗研究了其在模擬工業大氣環境下的腐蝕行為,利用電化學測試方法,掃描振動電極 (SEVT),結合場發射掃描電鏡 (FE-SEM)、X射線衍射 (XRD)、電子探針 (EPMA) 等表面測試技術研究了690 MPa橋梁鋼的腐蝕電化學行為、腐蝕產物微觀形貌、物相組成以及截面元素分布,說明了其在模擬工業大氣環境中的腐蝕規律及機理,以期為新型橋梁鋼的開發和實際工程選材應用提供數據支撐和理論參考。

1 實驗方法

實驗材料為寶鋼生產的Q690qENH耐候橋梁鋼和Q235鋼,其化學成分見表1。圖1是兩種鋼的顯微組織圖。由圖可見,Q690qENH鋼的顯微組織主要為貝氏體 (B)；而Q235鋼主要由珠光體 (P) 和鐵素體 (F) 組成。此外,兩種鋼的晶粒度也明顯不同,Q690qENH鋼晶粒尺寸明顯小于Q235鋼。實驗鋼試樣切割成50 mm×25 mm×4 mm和10 mm×10 mm×4 mm兩種規格的試樣,分別進行加速腐蝕和電化學測試。實驗前,用金相砂紙將試樣從280#打磨到1000#,清洗后用冷空氣干燥,干燥24 h后稱量初始質量。電化學試樣用環氧樹脂密封并保留1 cm2工作面,與加速腐蝕試樣一同實驗。

表1   實驗鋼的化學成分 (mass fraction / %)

圖1   Q690qENH鋼和Q235鋼的顯微組織

周浸腐蝕實驗參照TB/T 2375-1993,腐蝕介質為0.01 mol/L NaHSO3溶液,以模擬工業大氣環境,用0.02 mol/L NaHSO3溶液作為補充溶液,pH控制在4.4~4.8。溫度為 (45±2) ℃、相對濕度RH=(70±5)%,每個周期60 min (浸潤12 min,干燥48 min)。腐蝕時間分別為24、48、96、192、384和768 h。周浸腐蝕實驗結束后,用除銹劑去除試樣表面腐蝕產物,清洗后吹干稱重。按照 式 (1) 計算腐蝕失重和平均腐蝕速率,結果取平均值：

   (1)

式中：△W為腐蝕失重,g；ρ為材料的密度,g/cm3；S為試樣表面積,cm2；t為腐蝕時間,h；V為腐蝕速率,mm/a。

采用1280C電化學工作站對周浸腐蝕不同時間后的帶銹試樣進行測試。采用三電極體系,帶銹試樣為工作電極,Pt電極為輔助電極,飽和甘汞電極 (SCE) 為參比電極,測試溶液為0.01 mol/L NaHSO3。將試樣在溶液中浸泡60 min穩定后開始測試。電化學阻抗譜的擾動電位振幅為10 mV,頻率范圍為104~10-2 Hz。線性極化曲線測試掃描范圍為±10 mV,掃描速率0.1667 mV/s。

采用Versa Scane微區電化學工作站對兩種試樣進行微區電化學掃描。電解質溶液為0.01 mol/L NaHSO3溶液,掃描面積為30 μm×30 μm,探針的振動振幅為30 μm。

拍攝不同腐蝕時間后試樣的宏觀形貌,帶銹試樣經由環氧樹脂和固化劑鑲嵌后,采用Nova400FE-SEM觀察銹層表面和截面形貌；采用XRD分析銹層的物相組成,靶材為Cu靶,掃描2θ范圍為10°~90°,速率為2°/min；使用EPMA-1720型EPMA觀測銹層元素分布,電壓為15 kV,電流為2×10-9 A。

2 實驗結果

2.1 Q690qENH鋼的腐蝕動力學

圖2為Q690qENH鋼及對比鋼Q235在模擬工業大氣環境中腐蝕失重和腐蝕速率隨時間的變化曲線。由圖可見,Q690qENH和Q235鋼在模擬溶液中初期腐蝕速率較高,分別為0.329和0.453 mg·cm-2·h-1,Q235鋼腐蝕速率明顯高于Q690qENH鋼。兩種實驗鋼的腐蝕速率隨時間的增加逐漸減小,當腐蝕時間達到384 h后,腐蝕速率趨于穩定；784 h后,Q690qENH和Q235鋼的腐蝕速率分別為0.071和0.120 mg·cm-2·h-1,說明腐蝕后期的表面銹層對兩種實驗鋼起到防護作用。整個實驗周期內,Q690qENH鋼的腐蝕速率均小于Q235鋼。

圖2   實驗鋼腐蝕失重和腐蝕速率隨時間的變化曲線

根據TB/T1979-2014計算Q690qENH鋼相對Q235鋼的腐蝕速率,結果顯示,在相同的腐蝕時間內,Q690qENH鋼的相對腐蝕速率約為60%,說明Q690qENH鋼比傳統的橋梁鋼耐蝕性能顯著提高。

2.2 實驗鋼銹層形貌觀察

2.2.1 銹層宏觀形貌

圖3是兩種實驗鋼不同腐蝕時間后的宏觀形貌?？梢钥闯?在模擬工業大氣環境中周期浸潤腐蝕后,其演化規律基本一致,即隨著時間的增加,表面的腐蝕產物顏色開始由淡黃色轉變為橙色,最終呈現為黑褐色。Q235鋼的腐蝕產物比較疏松,表面出現大量鼓泡,在腐蝕后期容易脫落,與金屬基體的結合性較差；而Q690qENH鋼的腐蝕產物致密且與基體結合較好,這將直接影響其后期的耐蝕性能。

圖3   周浸腐蝕不同時間后的實驗鋼表面宏觀形貌

2.2.2 銹層表面微觀形貌

采用FE-SEM對實驗鋼周浸腐蝕實驗后的表面微觀形貌進行觀察,結果見圖4。由圖可見,隨著腐蝕時間的增加,兩種鋼表面逐漸形成連續銹層,厚度增加,致密性增強。但二者存在明顯的區別,即在96 h時,Q235鋼表面比較粗糙,腐蝕產物稍顯疏松,存在較大的裂紋,具有明顯孔隙結構,而Q690qENH鋼表面腐蝕產物比較平整,致密性較好；192 h時,兩種鋼表面均已形成了比較致密,對基體有一定保護作用的銹層,但局部放大觀察可見,Q235鋼的腐蝕產物中分布有大量花瓣針狀結構的腐蝕產物γ-FeOOH[10,11]。Q690qENH鋼表面的腐蝕產物以球狀顆粒結構為主,銹層表面分布的球狀結構被認為是α-FeOOH[7],其相對含量是評價鋼種銹層耐蝕性能的重要指標；384 h時,Q690qENH鋼表面更加平整緊密,平坦處由許多球狀腐蝕產物相互聚集而成,銹層顆粒尺寸更加細小,而Q235鋼腐蝕產物中仍存在大量針片狀的γ-FeOOH,出現分層且存在許多裂紋。

圖4   周浸腐蝕不同時間后的實驗鋼表面銹層微觀形貌

2.2.3 銹層截面形貌

為進一步觀察銹層的致密程度,對兩種實驗鋼的截面銹層進行SEM觀察,如圖5所示。兩種實驗鋼的銹層均出現了致密的內銹層和疏松的外銹層的分層現象,隨著時間的增長,兩種實驗鋼的銹層厚度逐漸增大,Q690qENH鋼由79.7 μm增加到178.3 μm,Q235鋼銹層更厚,腐蝕384 h后達到192.1 μm；Q690qENH鋼銹層較為致密,與金屬基體結合緊密,而Q235鋼的外銹層非常疏松,極易脫落。銹層內部含有許多裂紋和孔洞,說明銹層非常疏松、與基體結合性較差,這些裂紋和孔洞的為O2和HSO3-等腐蝕性介質腐蝕金屬基體提供了通道,不利于保護銹層[6]。

圖5   周浸腐蝕不同時間后的實驗鋼截面銹層微觀形貌

2.3 銹層元素分布

為了分析合金元素對致密銹層形成的影響機理,利用EPMA分析了兩種實驗鋼周浸腐蝕384 h后的銹層截面元素分布,結果見圖6。綜合元素面分布結果可見,在腐蝕384 h后,與Q235鋼相比,Q690qENH鋼銹層出現明顯的Cu、Cr、Ni的富集,而Q235鋼銹層則完全沒有觀察到Cu、Cr、Ni的富集。Q235鋼銹層與基體結合處存在大量腐蝕性S的富集,而Q690qENH鋼中S主要在外銹層富集。兩種試樣鋼銹層中均有Si的富集。

圖6   Q235鋼和Q690qENH鋼腐蝕384 h形成的銹層的截面形貌及元素分布圖

2.4 銹層物相組成

圖7為兩種實驗鋼周浸腐蝕不同時間后的XRD圖譜?？梢钥闯?Q235鋼的銹層相組成主要是α-FeOOH、γ-FeOOH和Fe3O4；Q690qENH鋼的銹層相組成中除了含有α-FeOOH、γ-FeOOH和Fe3O4以外,還含有NiFe2O4、CuFe2O4、Cr2FeO4等化合物。

圖7   Q235鋼和Q690qENH鋼腐蝕不同時間后表面的XRD圖譜

其中γ-FeOOH是初期的腐蝕產物,研究者比較贊同Miyuki[12]提出的工業大氣環境中保護性銹層的觀點,認為γ-FeOOH是耐候鋼銹層腐蝕初期的組成物,在長時期暴露在腐蝕環境后,中間形成非晶態的Fe的羥基氧化物,并最終轉化為穩定的α-FeOOH,此過程會引起體積的變化,最終導致銹層中出現裂紋和孔洞等缺陷。

CuFe2O4物相可以改變耐候鋼銹層的電催化性和導電性,影響電化學反應的陰極過程,并在孔洞處富集,阻止了腐蝕介質進入鋼基體,減緩了鋼基體的腐蝕[13]。Kodama等[14]指出鋼種添加的Ni容易在銹層中形成尖晶石型化合物NiFe2O4,其熱力學和電化學穩定性更高,使得銹層更穩定。Cr能明顯加速γ-FeOOH→α-FeOOH的轉化過程,促進Cr2FeO4的形成。因而本實驗中Q690qENH鋼銹層中的NiFe2O4、CuFe2O4、Cr2FeO4等化合物可以抑制腐蝕介質向基體的滲透,從而提高鋼的耐腐蝕性能。

隨著時間的增加,Q690qENH鋼中α-FeOOH相占比有所提高,α-FeOOH具有絕緣性、活性低,從熱力學講,α-FeOOH是最穩定的羥基鐵氧化物,而且它的晶體形貌呈致密團狀,不易產生裂紋和孔洞,增加了銹層的致密程度[15,16],是耐候鋼銹層的主要保護成分。Kamimura等[17]將α/γ*作為評價銹層保護性能的重要指標,其中α表示α-FeOOH的含量,而γ*表示β-FeOOH、γ-FeOOH以及Fe3O4或Fe2O3的總含量。α/γ*值越大,表示銹層穩定性越高,銹層屏蔽作用也越強[18]。當α/γ*>2.0時,即可認為形成了穩定的保護性銹層[19]。采用相對強度比值 (RIR值) 法進行半定量分析,表2給出了銹層中的α/γ*的值。由表2可見,兩種實驗鋼的銹層保護性參數α/γ*均隨時間的增加而增大,Q690qENH鋼的α/γ*值在192 h時就已經達到2.07,形成了穩定的保護性銹層,在相同腐蝕時間下,Q690qENH鋼的α/γ*值總比Q235鋼大,說明在整個腐蝕過程中,Q690qENH鋼銹層中穩定相α-FeOOH的相對含量總是較高,銹層保護作用較好,這與銹層宏觀觀察結果一致。

表2   不同腐蝕時間后的XRD半定量分析

 

2.5 電化學實驗

圖8為0.01 mol/L NaHSO3溶液中Q235鋼及Q690qENH鋼表面SVET電流密度分布圖。由鐵素體和珠光體組成的Q235鋼電流密度最大值為18.3 μA/cm2。貝氏體為主的Q690qENH電流密度相對較低,最大值僅為0.035 μA/cm2。SVET測試結果說明在腐蝕初期貝氏體為主的Q690qENH鋼的耐蝕性明顯優于以鐵素體和珠光體為主的Q235鋼。

圖8   Q235鋼和Q690qENH鋼在模擬工業大氣環境下表面的SVET圖

圖9是Q235鋼及Q690qENH鋼腐蝕不同時間后帶銹試樣的電化學阻抗譜圖及其等效電路,擬合數據見表3。其中,Rs代表溶液電阻,Rr代表實驗鋼銹層電阻,Crust為銹層電容,Rct為電荷傳遞電阻,Cdl為雙電層電容。實驗鋼的阻抗譜圖由兩個容抗弧組成,高頻區的容抗弧反映的是銹層與溶液構成的雙電層結構,低頻區的容抗弧反映的是基體與滲透到基體表面的腐蝕溶液構成的雙電層結構。說明實驗鋼表面被銹層覆蓋,實驗鋼試樣與溶液之間存在兩組雙電層結構。

圖9   Q235鋼和Q690qENH鋼腐蝕不同時間后的電化學阻抗譜圖及其等效電路圖

表3   經不同時間腐蝕的試樣EIS擬合參數

 

從表3的擬合結果可以看出,兩種實驗鋼的Rr和Rct隨著腐蝕時間的延長而逐漸增大,Rr和Rct的增大,阻礙了腐蝕介質和帶電粒子的傳輸,腐蝕電化學過程難以進行,從而減緩了鋼基體的腐蝕[20]。同一腐蝕周期內,Q690qENH鋼的Rr和Rct值均大于Q235鋼,這說明Q690qENH鋼的銹層更致密,對基體的保護能力更強,也從電化學的角度確定了Q690qENH鋼腐蝕產物膜具有更好的保護作用,從而具有更好的耐蝕性。

通常使用0.01 Hz頻率 (|Z|0.01 Hz) 的阻抗模量來評價銹層的耐蝕性能。兩種實驗鋼在不同腐蝕時間后的|Z|0.01 Hz值如圖10所示。兩種鋼的|Z|0.01 Hz值均隨時間的增加而增大,表明銹層的耐蝕性能增強[21,22]。此外,在同一周期內,Q690qENH鋼的|Z|0.01 Hz值始終高于Q235鋼,說明在工業大氣環境中,Q690qENH鋼耐蝕性明顯優于Q235鋼。

圖10   兩種鋼經不同時間腐蝕后的|Z|0.01 Hz值

線性極化是在腐蝕電位附近的微小極化區內的穩態極化曲線,超電勢η與腐蝕電流密度I呈線性相關,斜率即為線性極化電阻Rp,Rp是電化學反應的一個重要參數[23]。對兩種鋼不同腐蝕時間帶銹試樣進行線性極化測試,通過對線性極化曲線的斜率進行擬合,得到兩種鋼腐蝕不同時間后的線性極化電阻Rp,如圖11所示。由圖可看出,隨著腐蝕時間增加,Q235和Q690qENH鋼的Rp值均逐漸增大。同一腐蝕周期內,Q690qENH鋼的Rp值均大于Q235鋼,表明在整個腐蝕過程中,Q690qENH鋼的腐蝕速率均小于兩種對比鋼,與失重實驗結果一致。

圖11   Q235鋼和Q690qENH鋼腐蝕不同時間后的線性極化圖和極化電阻值

3 分析與討論

3.1 Q690qENH鋼的腐蝕動力學

采用 公式 (2) 對實驗鋼的腐蝕動力學曲線進行擬合：

   (2)

式中,W是腐蝕失重 (mg/cm2),t為時間,A和n是常數,A代表鋼種初期的腐蝕性能,與環境及其表面性質有關,n代表材料在此環境下的腐蝕發展趨勢,與銹層保護鋼材的有效性有關：n>1表明銹層不具有保護作用,腐蝕過程為加速腐蝕過程；n<1表示銹層具有保護性,腐蝕過程減緩；n=1時說明腐蝕過程已經達到了平衡狀態[24]。

由表4的擬合結果可以看出,兩種實驗鋼的n值都<1,說明隨著腐蝕時間的增長,兩種鋼的銹層厚度逐漸增加,均具有保護作用；整個實驗期間,WQ690qENH<WQ235,說明Q690qENH鋼銹層保護性高于Q235鋼。當t相同時,W值由A和n決定。本實驗中,AQ690qENH(1.330)<AQ235(1.652),但nQ690qENH(0.55)<nQ235(0.60)。A值較大,鋼的初期腐蝕較快,n值較大,鋼的腐蝕速率減小較慢,說明Q690qENH鋼初期腐蝕速率小于Q235鋼,腐蝕中后期其銹層的保護作用也強于Q235鋼。綜上可知,Q690qENH鋼在模擬工業大氣環境中的腐蝕動力學曲線符合冪函數W=Atn 的規律,且具有比Q235鋼更優異的耐大氣腐蝕性能。

表4   兩種鋼腐蝕動力學擬合結果

 

3.2 Q690qENH鋼在工業大氣環境中耐蝕機理探討

在工業大氣環境中,Q690qENH橋梁鋼腐蝕早期起始階段,陽極為Fe的溶解,陰極為氧的還原,反應式如 式 (3) 和 (4) 所示：

陰極反應：  (3)

陽極反應：   (4)

其中,Fe2+與OH-會沉淀生成Fe(OH)2。隨著反應的進行,Fe(OH)2在氧氣的作用下氧化生成γ-FeOOH,腐蝕反應式如下：

  (5)

在NaHSO3環境中,HSO3-易被氧化,隨著腐蝕的進行,鋼表面會形成硫酸亞鐵等硫酸鹽堆積物的“巢窩”,使得金屬表面液膜的導電性增大,硫酸鹽發生氧化和水解反應生成H2SO4,H2SO4又繼續與Fe發生腐蝕反應,從而加速鋼的腐蝕[25]。反應如下：

Zou等[26]的研究表明,在腐蝕前期,顯微組織對鋼耐蝕性能的影響較大,且貝氏體鋼的腐蝕速率通常比珠光體和鐵素體的鋼小。因此,在腐蝕開始階段,以貝氏體為主的Q690qENH鋼的腐蝕速率明顯小于以鐵素體和珠光體為主的Q235鋼 (圖1、2和9)。在腐蝕初期Q235鋼的腐蝕產物中分布有大量花瓣針狀結構的腐蝕產物γ-FeOOH[10,11],γ-FeOOH的化學穩定性較差,在干濕交替后開始溶解,結晶形成α-FeOOH或Fe3O4,此過程容易造成體積變化,使銹層出現裂紋和孔洞等缺陷,Q690qENH鋼表面的腐蝕產物以球狀顆粒α-FeOOH結構為主[7],α-FeOOH是腐蝕產物中熱力學最穩定的物質,其結構穩定性強,在物相的轉變過程中不易造成體積變化,造成的裂紋或孔洞也較少,使銹層致密度增加 (圖4)。

隨著腐蝕時間的增加,當銹層達到一定的厚度以后,不穩定的腐蝕產物γ-FeOOH會進一步轉化生成Fe3O4,而在腐蝕后期,Fe3O4會繼續氧化生成較穩定的球團顆粒狀的α-FeOOH (圖4b),腐蝕反應式如下：

在腐蝕后期,Q235鋼腐蝕產物出現分層且存在大量裂紋 (圖5),這些都成為了腐蝕介質進去金屬基體的通道,這些裂紋可能是由于銹層產生過程中體積變化引起應力聚集,而銹層干燥過程的應力釋放過程是腐蝕粒子進入基體的通道,均對銹層產生較大破壞,加速了金屬基體的腐蝕[27,28],Q690qENH鋼銹層的保護能力更好,阻礙了O2和SO2等腐蝕介質進入金屬基體,降低了腐蝕速率。

Cu、Cr、Ni等元素能夠改變銹層的成分和結構,形成合金氧化物,提高銹層的穩定性及耐蝕性。銹層中Cr富集能加速不穩定的γ-FeOOH轉化為穩定性更高的α-FeOOH,使銹層晶粒變細,富集的Cr可填補銹層中的裂紋和孔洞,提高銹層的致密性和穩定性,CuFe2O4和NiFe2O4顆粒作為晶相的核,細化了晶粒,并且,NiFe2O4的形成有利于Fe3O4的穩定,避免了其后在干循環中氧化為疏松的γ-FeOOH[29],提高了銹層的保護性能 (圖6和表2)。晁月林等[30]認為Cu富集的作用可以歸納為阻礙銹層的晶體化、抑制O的進入、減少銹層的導電性以及表面沉積阻礙腐蝕的進行。Cr的添加使銹層結構改變,與Cu一起生成致密的氧化層,阻止了氧氣的進入。張天翼等[31]認為Cu和Cr固溶于基體并隨著腐蝕的進行在銹層的缺陷處 (裂紋、孔洞) 與氧結合析出,從而阻擋了腐蝕性介質進入基體,減緩了金屬的腐蝕。Hideki等[32]認為,Ni的加入致使金屬的自腐蝕電位正移,并能夠細化內銹層晶粒,使內銹層的致密性增加,達到減緩腐蝕的目的。這說明致密的銹層以及明顯的Cu、Cr、Ni富集可能是Q690qENH鋼比Q235鋼具有更好的耐蝕性能的主要原因。

因此在腐蝕后期,Q690qENH鋼銹層逐漸平整致密,腐蝕速率逐漸下降并趨于穩定,其腐蝕速率明顯小于Q235鋼 (圖2),表明Q690qENH鋼在模擬工業大氣環境中的耐蝕性能明顯優于傳統Q235鋼。

4 結論

(1) 在模擬工業大氣環境中,Q690qENH鋼的腐蝕速率隨腐蝕時間的增加呈逐漸減小的趨勢,其腐蝕動力學曲線符合W=Atn 的規律；其腐蝕速率較傳統Q235鋼降低40%。

(2) 在腐蝕開始階段,顯微組織對鋼種的耐蝕性能有較大影響,以貝氏體為主的Q690qENH鋼的耐蝕性明顯優于以鐵素體和珠光體為主的Q235鋼；在腐蝕后期,Q690qENH鋼銹層中Cu、Cr、Ni合金元素的富集提高了銹層的致密性和穩定性,并加速了穩定性高的α-FeOOH相的生成,銹層保護性參數α/γ*隨時間的增加而增大,銹層保護性逐漸增強,因此耐蝕性明顯優于Q235鋼。

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