钢铁构件如集装箱、铁路车辆、桥梁、机械设备、建筑塔架等长期暴露在大气中所发生的大气腐蚀, 是造成这些构件损坏失效的重要原因. 曝晒时间、相对湿度、温度、风速、腐蚀性介质等因素均能影响钢铁的大气腐蚀行为^[1,2]. 而在润湿时间相对固定的情况下, Cl^-和SO₂是影响钢铁大气腐蚀的2个最常见且最重要的腐蚀性组分^[3-5]. 依据大气中含有的腐蚀性介质种类可以把大气环境分为2类^[6], 即含有Cl^-的海岸大气以及含有SO₂的工业大气. 在海岸大气中, Cl^-可以穿过腐蚀产物层到达金属表面, 促进Fe的阳极电化学溶解过程. Cl^-在反应过程中仅仅起到催化剂的作用而不被消耗^[7,8]. 阴极过程主要包括O₂和FeOOH的还原^[9,10]. 在工业大气中, SO被薄液膜吸附形成H₂SO₃, 进而被氧化成H₂SO₄. 在这种情形下, 钢发生电化学溶解形成FeSO₄, 之后FeSO₄水解氧化形成H₂SO₄和FeOOH, 生成的HSO继续腐蚀基体, 生成新的FeSO₄, 如此不断循环进行^[11-14]. 在这个循环过程中所生成的H₂SO₄有一部分会溶解锈层中的氧化物或氢氧化物, 形成孔洞, 为腐蚀性介质穿透锈层抵达钢铁基体提供通道, 从而加速腐蚀的进程^[15]. 腐蚀的阴极过程除了包含溶解O₂以及FeOOH的还原反应, 在pH值低于4.0时可能还有H⁺的还原反应^[11,16,17]. 另外, 海岸大气中的腐蚀产物含有b-FeOOH, 但在工业大气中则不存在^[18].

钢铁在海岸大气以及工业大气中的腐蚀行为一直备受关注. 然而, 世界上许多沿海城市受到工业发展带来的SO₂污染越来越严重, 已发展为既含有Cl^-又含有SO₂的工业-海岸大气^[19,20], 比如我国的整个东南沿海经济区. 研究钢铁在工业-海岸大气中的腐蚀行为极其重要, 因为它关系到沿海城市基础设施的建设和安全服役. Asami和 Kikuchi^[19]通过对日本四日市(工业-海岸大气地区) 17年的大气腐蚀曝晒实验研究发现, 普通碳钢和耐候钢的铁锈均由a-FeOOH, b-FeOOH, g-FeOOH, Fe₃O₄和非晶组成. 通过对阿拉伯海湾碳钢表面腐蚀产物演化过程的研究, Allam等^[21]发现碳钢在腐蚀初期因Cl^-侵蚀性较强而起主导作用, 而在腐蚀后期SO₂为促进腐蚀的主要因素. 但上述研究仅对腐蚀产物进行了分析, 缺乏对腐蚀动力学的研究. 另外, 其结果也没有与海岸大气对比, 很难看出沿海城市在受SO₂污染前(海岸大气)与污染后(工业-海岸大气)对钢铁腐蚀行为造成的影响, 而且其研究针对的是现场曝晒的大气环境, 无法考虑SO₂浓度变化对钢铁腐蚀行为的影响. 由于现场曝晒环境复杂多变, 且难以控制特定环境因子的作用, 目前对于钢铁在工业-海岸大气中腐蚀行为的研究还较少, 仍有众多问题尚不清楚.

本工作采用实验室模拟大气腐蚀干/湿交替腐蚀实验(CCT)^[9,10,22], 结合电化学测量, 通过与海岸大气对比, 研究了工业-海岸大气中SO₂对Q235B钢腐蚀行为的影响及作用机理.

1 实验方法

实验材料为Q235B级低碳钢, 其化学成分(质量分数, %)为: C 0.210, Si 0.210, Mn 0.580, S 0.036, P 0.017, Cu 0.020, Fe余量. 样品经过线切割机加工成30 mm×30 mm×2 mm和10 mm×10 mm×2 mm 2种规格, 分别供干/湿CCT和电化学测量用. 经预磨处理后, 分别保留30 mm×30 mm和10 mm×10 mm的工作面, 非工作面用环氧树脂密封处理, 再用水磨砂纸打磨, 无水乙醇除油, 最后放入干燥器备用.

模拟海岸大气所用电解质溶液为中性0.05 mol/L NaCl; 模拟工业-海岸大气所用电解质溶液为在0.05 mol/L NaCl中加入不同浓度的Na₂SO₃溶液, 其中Na₂SO₃浓度依次为0.0010, 0.0017, 0.0050, 0.0300和0.0900 mol/L. 实验所用溶液均采用分析纯试剂和去离子水配制, 再用pHB-4酸度计和10%HSO (质量分数)调整模拟工业-海岸大气所用电解质溶液的pH值至6.0.

干/湿交替流程为^[9,10,22]: (1) 用Sartorius BP 220电子微天平(精度0.1 mg)称量样品初始重量; (2) 将电解质溶液按照40 μL/cm的量滴加到样品表面并铺展均匀, 放入PR-2KP恒温恒湿实验箱, 箱内环境条件为30 ℃和60%相对湿度; (3) 12 h后, 取出样品再次称重, 然后用蒸馏水洗去沉积盐; (4) 重复第(2)和第(3)步骤.

电化学测量采用Princeton Applied Research M273A 电化学测试系统, 采用标准三电极体系,以经干/湿循环加速腐蚀的低碳钢带锈试样为研究电极, 金属Pt片为辅助电极, 参比电极由饱和甘汞电极(SCE)和鲁金毛细管组成. 电化学阻抗谱(EIS)的频率范围为10 mHz~100 kHz, 测试时施加的扰动交流电位幅度为10 mV. 极化曲线扫描电位范围为相对于自腐蚀电位±0.3 V, 扫描速度为0.166 mV/s. 电化学阻抗谱和极化曲线均在干/湿交替腐蚀加速实验所采用的电解质溶液中进行. 采用Rigaku-D/max 2000 X射线衍射仪(XRD)分析锈层相组成.

2 结果和分析

2.1腐蚀动力学

图1所示为Q235B钢在模拟海岸大气和模拟工业-海岸大气中的腐蚀增重曲线. 可见, 在所有模拟环境中钢的腐蚀增重随干/湿交替次数增加而增大. 当模拟大气中不含有SO₂时, 在前6次干/湿交替过程中, Q235B钢的腐蚀增重最大, 表明此时SO₂的存在抑制了Q235B钢的腐蚀. 然而在20 CCT之后, Q235B钢的腐蚀增重最小, 表明SO的存在自此开始促进Q235B钢的腐蚀; 当模拟环境中含有SO₂时, Q235B钢腐蚀增重随Na₂SO₃浓度的升高而增大, 且在含有0.0050 mol/L Na₂SO₃的环境中腐蚀增重最大. 继续升高Na₂SO₃浓度时腐蚀增重减小, 说明Q235B钢的腐蚀增重随工业-海岸大气中SO₂浓度的升高而呈现极大值现象.

当Na₂SO₃在模拟液中的浓度从空白升高到0.0300 mol/L时, 5条腐蚀增重-干/湿交替周次曲线均没有明显的转折现象. 而当Na₂SO₃在模拟液中的浓度达到0.0900 mol/L时, Q235B钢的增重曲线在10~20 CCT之间出现“飞燕”形状的转折. 研究^[23]认为, 这是由于腐蚀产物的积累使O的扩散受阻, 因而腐蚀速率迅速下降, 之后转变为其它形式的腐蚀, 从而使腐蚀加速. 结合本工作, 一方面较高浓度的 SO32-在转变为 SO42-的过程中会消耗模拟液中的一部分O₂; 另一方面, 不断形成的腐蚀产物层会阻挡O₂进入钢铁基体. 因此, Q235B钢的腐蚀速率迅速减小. 之后, H₂SO₄的再生循环^[11-14]成为主要的腐蚀形式, 在这个循环过程中由于Na₂SO₄浓度很高, 生成的H₂SO₄较多, 从而造成锈层中大量的氧化物或氢氧化物的溶解, 形成孔洞, 为腐蚀性介质穿透锈层抵达钢铁基体提供通道, 从而使腐蚀速率迅速增大^[15].

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图1   

Fig.1   Q235B钢在模拟海岸大气和模拟工业-海岸大气中的腐蚀增重曲线

通常, Q235B钢在大气中的腐蚀增重行为符合幂函数规律^[22,24,25]:

(1)ΔW=Atn

式中, ΔW为试样在曝晒时间为t时单位面积的腐蚀增重, A为单位面积试样在单位时间内的腐蚀增重, n为幂指数, 通常为常数. 在本工作的干/湿循环模拟大气腐蚀加速腐蚀实验中, t与干/湿循环作用次数N的关系为:

(2)N=2t

根据式(1)和(2), Q235B钢在干/湿循环模拟大气腐蚀加速腐蚀实验中腐蚀增重的幂函数规律可以表示为:

(3)ΔW1=A1Nn

式中, ΔW₁为单位面积试样在经历N次干/湿循环数后的腐蚀增重; A₁为单位面积试样在N为单位值的腐蚀增重. 式(3)可改写为:

(4)lgΔW1=lgA1+nlgN

相对于干/湿循环次数的平均腐蚀速率V_a可以表示为:

(5)Va=ΔW1/N=A1Nn-1

或:

(6)lgVa=lgA1+(n-1)lgN

式(6)表明lgV_a-lgN的关系应为线性关系.

图2所示为低碳钢Q235B在各个模拟条件下的lgV_a-lgN曲线. 可以看出, lgV_a和lgN之间的关系并不是简单地表现为一条直线, 而是可以分为多段直线, 说明实际的腐蚀过程比较复杂, 样品在腐蚀过程的不同阶段受环境因素及锈层组分变化的影响不同.

由式(4)不难看出, lgΔW₁与lgN呈线性关系, 斜率为n, 而在式(6)中lgV_a与lgN亦呈线性关系, 斜率为n-1. 当n-1>0时, 腐蚀速率随N的增加而升高; 当n-1<0时, 腐蚀速率随N的增加而下降. 当大气腐蚀速率随演化时间延长而出现由增大向减小转折时, 斜率为n-1的线性关系的转变将比斜率为n的线性关系的转变更加明显和清晰. 因而平均速率-干/湿循环次数的双对数曲线比腐蚀增重-干/湿循环次数的双对数曲线能更灵敏地反映出腐蚀演化中的转折点. 根据图2中平均速率-干/湿循环次数的双对数曲线, Na₂SO₃浓度分别为0, 0.0010, 0.0017, 0.0050和0.0300 mol/L的模拟体系均可分为2段演化, 第1段与第2段之间的转折点N值依次为5, 8, 10, 52和55, 表明在所模拟的工业-海岸大气环境中, SO浓度的升高使Q235B腐蚀速度演化的转折点逐渐后移. 而Na₂SO₃浓度为0.0900 mol/L的体系则可分为4段, 其转折点N值依次为15, 25和45, 前2段转折与图1所示的“飞燕”形状对应. 根据上述的转折点对图2进行分段拟合, 得到的n值如表1所示.

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图2   

Fig.2   Q235B钢在模拟海岸大气和模拟工业-海岸大气中平均腐蚀速率-腐蚀周期(V_a-N)的双对数曲线

表1表明, 当Na₂SO₃浓度低于0.0300 mol/L时, 在第1段, n>1, 在第2段, n<1, 表明这是一个初期腐蚀加速而后期腐蚀减速的过程. 但当Na₂SO₃浓度高至0.0900 mol/L时, 由于“飞燕”形状的转折, 腐蚀过程也比较复杂, 其n值先由0.885增大至1.578, 后迅速减小至1.017, 之后再减小至0.858. 另外, 它在第1段的n值小于1, 这与其它5种环境不同, 表明高浓度的SO₂在腐蚀初期对n值的影响比较明显.

根据式(3), 瞬时腐蚀速率V_f可以表示为:

(7)Vf=dΔW1/dN=AnNn-1

其双对数形式表达式为:

(8)lgVf=lgA+lgn+(n-1)lgN

可以看出, lgV_f和lgN也呈线性关系, 且:

(9)Vf=nVa

通过表1 中的n值和图2所示的平均速率得到瞬时腐蚀速率随干/湿交替周次变化的双对数曲线, 如图3所示. 可以看出, 当Na₂SO₃ 浓度为0 mol/L时, 即在海岸大气中, 瞬时腐蚀速率曲线明显呈现为2段, 第1段腐蚀速率较大, 第2段腐蚀速率较小. 当Na₂SO₃浓度为0.0010~0.0300 mol/L时, 腐蚀速率曲线与海岸大气相似, 也可分为2段, 第1段腐蚀速率较大, 第2段腐蚀速率较小. 另外, 随着Na₂SO₃浓度的升高两段之间的转折点逐渐后移. 当Na₂SO₃浓度进一步升高至0.0900 mol/L时, 腐蚀速率曲线呈现为4段, 第1段, Q235B钢以较低的腐蚀速率进行腐蚀, 而当腐蚀进行到第2段时, 腐蚀速率迅速增大, 之后在第3和第4段腐蚀速率又迅速减小. 这说明, 高SO₂浓度条件下, Q235B钢的腐蚀过程较为复杂, 这与“飞燕”形状的转折相关. 另外, 还可以看出, 在腐蚀初期(4 CCT之前)时, 在海岸大气中的腐蚀速率高于所有模拟工业-海岸大气条件下的腐蚀速率, 表明工业-海岸大气中SO₂的存在抑制Q235B钢的初期腐蚀. Allam等^[21]通过对腐蚀产物演化结果分析, 认为腐蚀初期Cl^-为促进腐蚀的主要因素, 但并未对腐蚀动力学规律进行研究. 在腐蚀后期(20 CCT之后), 当Na₂SO₃浓度从0 mol/L逐渐升高至0.0050 mol/L时, 腐蚀速率逐渐增大, 表明随着腐蚀时间的延长, 工业-海岸大气中低浓度的SO₂促进Q235B钢的腐蚀. 但Na₂SO₃浓度从0.0050 mol/L逐渐升高至0.0900 mol/L时, 腐蚀速率逐渐减小, 表明工业-海岸大气中高浓度的SO₂抑制Q235B钢的后期腐蚀, 这与图1所示增重曲线的SO浓度极值现象是对应的. 对于低碳钢在腐蚀后期会出现SO₂浓度极值的现象尚未见报道, 因此工业-海岸大气中SO₂对Q235B的腐蚀作用机理有待于深入探讨.

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图3   

Fig.3   Q235B钢在模拟海岸大气和工业-海岸大气中瞬时腐蚀速率-腐蚀周期(V_f-N)的双对数曲线

2.2 锈层相组成

图4为Q235B钢在模拟海岸大气以及模拟工业-海岸大气中腐蚀10和120 CCT后锈层的XRD谱. 10 CCT的XRD结果表明, 当Na₂SO₃浓度在0~0.0050 mol/L范围内变化时, Q235B钢腐蚀产物的相组成均为a-FeOOH, Fe₃O₄, g-FeOOH及少量的b-FeOOH, 这与Asami和Kikuchi^[19]的研究结果一致, 也在一定程度上证明了实验室模拟大气腐蚀干/湿交替加速实验是可靠的. 但当Na₂SO₃的浓度升至0.0300 mol/L时, 腐蚀产物仅出现a-FeOOH, g-FeOOH以及 Fe₃O₄的特征衍射峰, 而没有检出b-FeOOH的特征衍射峰. 而当Na₂SO₃浓度为0.0900 mol/L时, b-FeOOH和g-FeOOH的峰均不明显, 说明工业-海岸大气中高浓度的SO₂可以抑制g-FeOOH和b-FeOOH的形成. 所以对工业-海岸大气中锈层组成的研究结果仅在SO₂污染不太严重的条件下适用. 120 CCT的XRD结果表明, 在海岸大气中, Q235B钢的腐蚀产物相组成为a-FeOOH, Fe₃O₄, g-FeOOH和b-FeOOH. 但与10 CCT相比, FeO和b-FeOOH的特征衍射峰的相对强度明显减弱, 说明随着腐蚀时间的延长, FeO和b-FeOOH均发生了转化. 当Na₂SO₃的浓度在0.0010~0.0050 mol/L范围内变化时, Q235B钢腐蚀产物的相组成为a-FeOOH, Fe₃O₄和g-FeOOH, 而b-FeOOH的特征衍射峰不明显. 当Na₂SO₃的浓度升至0.0300 mol/L时, 腐蚀产物中仅出现a-FeOOH和FeO的特征衍射峰, 而没有出现b-FeOOH和g-FeOOH的特征衍射峰. 与10 CCT的XRD衍射结果相比, Fe₃O₄峰的相对强度明显降低. 当Na₂SO₃的浓度升至0.0900 mol/L时, 腐蚀产物相组成与10 CCT相似, 即腐蚀产物中仅出现a-FeOOH和Fe₃O₄的特征衍射峰. 另外还可以看出, 在120 CCT时, 高浓度(0.0300和0.0900 mol/L)的Na₂SO₃促进a-FeOOH的生成, 而抑制g-FeOOH的生成, 这可能是腐蚀后期Q235B钢在Na₂SO₃浓度较高的模拟环境中腐蚀速率随Na₂SO₃浓度的升高而减小的一个重要原因.

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图4   

Fig.4   Q235B钢在模拟海岸大气和模拟工业-海岸大气中10和120 CCT后腐蚀产物的XRD谱

2.3 EIS谱

图5和6为经不同干/湿循环次数腐蚀后的Q235B钢带锈电极在海岸大气以及工业-海岸大气模拟液中的电化学阻抗谱. 可以看出, 在6种环境中, 整个腐蚀过程中频率和相角图均呈现2个峰和1个谷. 其中, 高频峰是由饱和甘汞电极与测试用电解质溶液间产生的高频相移造成的, 低频峰主要与锈层的状态和性质相关^[26,27]. 高频和低频阻抗的模值均随腐蚀周期的延长呈逐渐增大的趋势, 表明随腐蚀时间的延长锈层电阻和电荷转移电阻均逐渐增大.

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图5   

Fig.5   Q235B钢在模拟海岸大气和模拟工业-海岸大气中经过不同腐蚀周期的阻抗谱

图7所示为拟合图5和6中各个EIS的等效电路. 其中, R_s, R_r, R_ct分别代表溶液电阻、锈层电阻和电荷转移电阻, 常相位角元件Q_p, Q_r和Q_dl分别代表高频相移电容、锈层电容和双电层电容, Z_w为扩散阻抗, 依赖于角频率w:

(10)Zw=(jω)-0.5Yw-1

式中, Y_w是常数, j是虚数单位 -1. Y_w值越大, 表明介质的扩散阻力越小. 对于带锈电极而言, Y_w值越大, 锈层对扩散传质的阻挡能力越弱, 表明锈层的致密性越差.

图8a~c分别为拟合4 CCT及其以后的EIS结果得到的R_r, Y_w和R_ct随干/湿循环次数变化的曲线, 拟合过程中的统计方差均小于10^-4. 图8a显示, 在6种环境中, R_r值均随干/湿循环次数的增加而增大, 表明随着时间的延长锈层在不断增厚. 图8b表明, 当模拟腐蚀环境为纯海岸大气时, Y_w值随腐蚀周期的延长而逐渐减小, 表明海岸大气中, 随着腐蚀产物的不断生成, 锈层对粒子扩散的阻力持续增加, 即锈层致密性增强. 当Na₂SO₃浓度为0.0010～0.0900 mol/L时, Y_w值随腐蚀周期的延长最终都趋于稳定. 在腐蚀初期(4 CCT), 随着Na₂SO₃浓度从0 mol/L升高至0.0900 mol/L, Y_w值逐渐减小, 表明在腐蚀初期时, 工业-海岸大气中的SO₂有利于提高锈层的致密性. 而在腐蚀后期(30 CCT之后), 随着Na₂SO₃浓度从0 mol/L升高至0.0050 mol/L, Y_w值逐渐增大, 表明在腐蚀后期, 当工业-海岸大气中的SO₂浓度较低时, 随着SO₂浓度的升高, 锈层的致密性降低. 但当Na₂SO₃浓度从0.0050 mol/L升高至0.0900 mol/L时, Y_w值逐渐减小, 这与低Na₂SO₃浓度时随Na₂SO₃浓度升高Y_w值的变化趋势相反, 说明工业-海岸大气中的SO₂对锈层致密性的影响也存在浓度极值现象. 高SO₂时锈层致密性的提高可能与锈层中形成稳定性较好的a-FeOOH和Fe₃O₄有关. 图8c表明, 当模拟腐蚀环境为纯海岸大气时, R_ct值随腐蚀周期的延长而逐渐增大, 表明电荷转移过程随腐蚀时间的延长而变困难. 当Na₂SO₄浓度为0.0010~0.0900 mol/L时, R_ct值随腐蚀周期的延长, 先减小后增大, 最后趋于稳定. 在腐蚀初期(4 CCT), R_ct随Na₂SO₃浓度升高而增大. 在腐蚀后期(10 CCT以后), 当Na₂SO₃浓度从0~0.0050 mol/L变化时, R_ct值逐渐减小; 当Na₂SO₃浓度大于0.0050 mol/L时, R_ct值随Na₂SO₃浓度升高而增大. 因为腐蚀速率与R_ct成反比^[28], R_ct越大则表明其腐蚀速率越小, 因而图8c中R_ct值随Na₂SO₃浓度的变化规律与图3所示的腐蚀速率曲线结果一致.

2.4腐蚀机理

在腐蚀初期时, 钢表面阴极去极化剂为O₂, O₂极限扩散成为阴极反应的速率控制步骤^[29]. Fe的腐蚀速率与O₂在钢/溶液界面的浓度梯度成正比^[30-32]. 在海岸大气中, 当O₂扩散达到稳态时, 假设钢/溶液界面处O₂的浓度为0, 那么O₂在钢/溶液界面(M/S)的溶度梯度可以表示为:

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图6   

Fig.6   Q235B钢在模拟海岸大气和模拟工业-海岸大气中经过不同腐蚀周期的阻抗谱

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图7   

Fig.7   拟合Q235B钢带锈电极电化学阻抗谱的等效电路

(11)dc/dx=c0/δ

式中, c为薄液膜内O₂的浓度, x为O₂浓度为c的薄液膜处至钢表面的距离, c为空气/薄液膜(A/S)界面溶解O₂的浓度, δ为薄液膜的厚度. 在模拟工业-海岸大气的电解质溶液中分别含有0.0010, 0.0017, 0.0050, 0.0300和0.0900 mol/L Na₂SO₃, 而 SO32-会被逐渐氧化成 SO42-:

(12)2SO32-+O2→2SO42-–

所以在式(12)的反应过程中会消耗H₂O中相当一部分O₂. SO32-浓度越高, 溶液中残留的O₂浓度就越低, 这部分O₂不能迅速从大气中得到补充, 造成了在工业-海岸大气中钢铁/溶液界面处O₂的浓度梯度减小, 因而这可能是Q235B钢在工业-海岸大气中的早期腐蚀速率比在海岸大气中小的原因.

随着腐蚀的不断进行, 锈层增厚. 在海岸大气和工业-海岸大气中, 由于锈层的阻挡作用, 腐蚀性离子进入钢基体的过程受阻, 腐蚀速率均会随着时间的延长而减慢. 只是在工业-海岸大气中, 随着时间的延长, 酸的再生循环腐蚀会逐渐起到主导作用^[21], 反应过程如下:

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图8   

Fig.8   Q235B钢的电化学阻抗谱拟合结果

FeSO₄水解形成羟基化物和游离的H₂SO₄:

(13)4FeSO4+O2+6H2O→4FeOOH+4H2SO4

H₂SO₄又加速Fe的腐蚀:

(14)4H2SO4+2O2+4Fe→4FeSO4+4H2O

这个过程形成的H₂SO₄会溶解腐蚀产物使锈层中形成孔洞, 为O₂, Cl^-和 SO42-–进入基体提供了通道^[15], 这一点可以从阻抗谱结果中得到证实, 即在腐蚀后期时(10 CCT之后), 随着Na₂SO₃浓度从0 mol/L升高至0.0050 mol/L, Y_w值逐渐增大, 因而工业-海岸大气中的SO₂加速了Q235B钢的后期腐蚀. 但这种加速作用并非随着SO₂浓度的升高而持续加强, 而是在某一浓度时腐蚀速率达到极大值, 主要原因在于, 当SO₂低于此浓度时, SO₂浓度越高, 酸的再生循环过程中生成的HSO越多, 锈层越容易被破坏, 锈层致密性下降, 从而使腐蚀加速. 当SO₂浓度高于此浓度时, SO₂会明显地促进腐蚀产物中稳定性较好的a-FeOOH的形成, 并抑制g-FeOOH形成, 这有利于提高锈层的致密性, 使得O, Cl^-和 SO42-进入钢基体的过程受阻, 从而减慢酸的再生循环过程. 当锈层遭到局部破坏时, 由于薄液膜中 SO42-的浓度较高, 在锈层的孔洞和裂纹处会迅速发生Fe的阳极溶解反应, 从而又形成大量的a-FeOOH, 使得孔洞和裂纹得以修复, 即在工业-海岸大气中SO浓度较高时, 随着SO₂浓度的升高锈层的致密性和自修复能力提高, 因而腐蚀速率降低.

3 结论

(1) 模拟工业-海岸大气中的SO₂在干湿循环初期抑制Q235B钢的腐蚀, 在后期随SO₂浓度升高而先表现出腐蚀速率增大, 随浓度继续升高而表现腐蚀速率减小.

(2) 模拟工业-海岸大气中高浓度的SO₂抑制g-FeOOH和b-FeOOH, 促进a-FeOOH的生成.

(3) 腐蚀后期, 低碳钢腐蚀速率随SO₂浓度变化出现的极值现象与SO₂导致的锈层相组分变化密切相关.

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