Mn2+

Mn2+（精选5篇）

Mn2+ 篇1

近年发展起来的高级氧化技术通过产生强氧化能力的·OH使废水中的绝大多数有机污染物得到矿化或分解,因此具有很好的应用前景[1,2]。H2O2由于其氧化性强、安全、易得,成为高级氧化技术中的常用氧化剂,它在Fe2+和紫外光(UV)及其他氧化剂的作用下,能产生·OH降解有机污染物[3,4]。Fe2+与H2O2形成Fenton试剂。大量研究表明Fenton试剂可以用于分解很多有机物,如酚、偶氮类染料、氯苯、芳香胺、三卤甲烷、米吐氯、表面活性剂等[5,6,7,8]。但Fenton试剂必须在pH小于3.0的酸性介质中进行反应,且作为催化剂的铁金属容易形成铁泥,增加处理成本。而Mn和Fe均属于3d轨道的过渡金属,近期研究表明[9],利用Mn2+同样可使H2O2分解产生·OH,形成类Fenton体系。而将UV或可见光引入类Fenton体系中,形成光助类Fenton技术不仅可以降低Mn2+的用量,提高H2O2的利用率,而且能增强氧化去除有机污染物的效果。

本工作比较了UV-H2O2、Mn2+-H2O2和UV-Mn2+-H2O2三种体系下活性艳红X-3B的降解效果,考察了UV-Mn2+-H2O2体系降解活性艳红X-3B的机理及NO3-和Cl-对降解的影响。

1实验部分

1.1试剂和仪器

活性艳红X-3B:工业级;H2O2(质量分数30%)、MnSO4、钼酸铵、NaNO3、Na2SO4、NaCl、H2SO4、盐酸、NaOH均为分析纯。

UV-1201型紫外-可见分光光度计:北京瑞利分析仪器公司;MultiN/C型TOC测定仪:德国耶拿分析仪器股份有限公司;pHs-25C型pH计:上海雷磁分析仪器厂;78-1型磁力加热搅拌器、125W紫外汞灯:广东耐嘉亮照明电器厂。

1.2实验方法

在反应器中加入1 000 mL质量浓度为150mg/L的活性艳红X-3B溶液,用质量分数为20%的H2SO4溶液和质量分数为10%的NaOH溶液调节活性艳红X-3B溶液的pH为7.2。加入Mn2+浓度为2mmol/L的MnSO4溶液和H2O2浓度为10mmol/L的H2O2溶液。待溶液曝气搅拌均匀后,打开紫外灯反应,每10min取样一次,试样静置30min后测定其吸光度、TOC、H2O2浓度。

1.3分析方法

配制5 000μL浓度为2.4mmol/L钼酸铵标准显色剂,加入一定体积的待测液,混合均匀后测其在350nm处的吸光度。根据Lambert-Beer定律,计算H2O2浓度。H2O2浓度计算公式见式(1)。

式中:c为H2O2浓度,mol/L;K为响应系数,0.002 6;A为待测液与活性艳红X-3B在350nm处的吸光度差值;V为待测液体积,μL。

2结果与讨论

2.1活性艳红X-3B在不同体系中的降解

UV-H2O2、Mn2+-H2O2和UV-Mn2+-H2O2体系对活性艳红X-3B降解率的影响见图1。由图1可见:处理60min后,UV-Mn2+-H2O2体系中活性艳红X-3B溶液的降解率达到99.30%;UV-H2O2和Mn2+-H2O2体系中活性艳红X-3B溶液的降解率分别为85.00%和11.78%。对UV-H2O2、Mn2+-H2O2和UV-Mn2+-H2O2三种体系的降解率曲线进行方程拟合,结果表明三种体系皆为一级动力学反应,表观反应速率常数分别为0.030 9,0.002 1,0.098 4min-1。由此可见UV-Mn2+-H2O2降解活性艳红X-3B的速率是其他两者单独作用之和的3倍,说明UV-Mn2+-H2O2体系中存在这两种反应的协同作用,原因可能是在反应过程中UV和Mn2+的同时存在对H2O2的催化分解起到了促进作用。

通过对剩余H2O2浓度的研究可以间接考察溶液中·OH的产生速率。不同体系对剩余H2O2浓度的影响见图2。不同体系对TOC去除率的影响见图3。

由图2和图3可见:Mn2+-H2O2体系中剩余H2O2浓度几乎保持平衡,TOC去除率仅为3.48%,说明单一的Mn2+催化H2O2效果不明显;而H2O2受到一定能量的UV辐照后,剩余H2O2浓度下降为7.98mmol/L,说明在该过程中H2O2被激发形成一定量的·OH[10];60min后UV-Mn2+-H2O2体系中剩余H2O2浓度为6.28mmol/L,TOC去除率为56.45%,优于UV-H2O2体系中的TOC去除率43.79%。这证实了在UV-Mn2+-H2O2体系中除了H2O2受到UV的辐照外,Mn2+与H2O2的类Fenton作用[11,12]也逐渐显现,双重催化加速了H2O2的分解形成大量·OH,反应机理见式(2)和式(3)。

由图3还可看出,反应初始阶段TOC去除缓慢,这是由于产生的·OH主要用于脱色,当颜色被去除后,溶液中的反应物分子才被氧化矿化为H2O和CO2,大幅降低TOC。甄捷等[13]在UV-H2O2对含氮染料废水的处理中研究表明,·OH先与染料RB 5上的含氮显色基团作用,当90%的颜色被去除后,溶解性有机碳的去除才明显加快。

2.2水中阴离子的影响

NO3-是天然水体中·OH的主要来源,在UV辐照下形成·OH[14],然而同时NO3-在紫外区具有较强的吸收,能有效地阻止光线通过溶液,降低·OH产生的效率[15]。NO3-和Cl-浓度对UV-Mn2+-H2O2体系活性艳红X-3B降解率的影响见图4和图5。由图4可见,反应60min,NO3-浓度依次为0.1,0.5,1.0mmol/L时,X-3B溶液的降解率分别为88.15%,85.09%,83.49%。经测定,NO3-浓度为1.0mmol/L时,反应60min后剩余H2O2浓度为7.51mmol/L,验证了NO3-抑制途径是通过在紫外区的吸收来阻碍H2O2分解,进而抑制了X-3B的脱色。

与NO3-抑制途径不同,Cl-直接和·OH反应从而对光催化反应产生影响[14]。由图5可见,反应前期X-3B的降解率随Cl-浓度的增加而降低,随后这种抑制作用逐渐趋于平稳。

3结论

a)对UV-H2O2、Mn2+-H2O2和UV-Mn2+-H2O2三种体系下活性艳红X-3B的降解效果进行考察,实验结果表明,UV-Mn2+-H2O2体系对X-3B溶液脱色完全,剩余H2O2浓度为6.28mmol/L,TOC去除率为56.45%,优于UV-H2O2和Mn2+-H2O2体系,说明该体系中存在UV-H2O2和Mn2+-H2O2的协同作用。

b)考察了NO3-和Cl-浓度对UV-Mn2+-H2O2体系活性艳红X-3B降解率的影响,实验结果表明:NO3-在紫外区的强吸收阻碍了H2O2的分解,而Cl-则是通过直接俘获溶液中的·OH来实现抑制作用。

Mn2+ 篇2

20Mn2SiVB钢是较典型的贝氏体钢,当淬火工艺得当时,可以在一定范围内调整贝氏体的显微组织和性能,来满足工业生产的实际需求。提高奥氏体化温度,使更多的合金元素溶入奥氏体中,在控制奥氏体晶粒度的前提下尽量提高奥氏体化温度,有利于合金元素的更有效利用,一方面可以提高工艺实施的稳定性,同时可以较容易地实现物相种类和数量的调整。本文结合实际生产的需求,实验研究了在较高温度下奥氏体化,不同冷却方式条件下的显微组织特点和性能,对20Mn2SiVB钢的实际热处理工艺制定和工程应用具有一定的实际意义[1]。

1 实验条件及方法

实验用20Mn2SiVB钢是在12t工业电弧炉中冶炼的,经炉外精炼、电磁搅拌、连铸成坯、轧制成Φ6.5mm的盘条。完全奥氏体化加热温度为980℃,两相区加热温度为770℃。三种冷却方式为空冷、风冷和喷雾冷却。采用4XB金相显微镜进行显微组织分析。

2 实验结果

2.1 显微组织检测

试样经980℃奥氏体化温度加热后,三种冷却方式下其组织形态分别见图1、图2和图3。

2.2 显微组织分析

从图1可以看出,空冷后所得试样的组织为少量先共析铁素体、少量无碳化物贝氏体、粒状贝氏体和大量马氏体[2]。完全奥氏体化加热后,在高温下的组织为奥氏体,空冷时由于冷速较小,高温奥氏体在冷却时首先在晶界处析出少量铁素体,随着温度下降到贝氏体区即转变为少量的无碳化物贝氏体和粒状贝氏体。当温度降低到Ms点以下时,剩余的奥氏体转变为马氏体。风冷的冷却速度比空冷大,所以从图2可以看出,冷却后所得组织为少量铁素体和大量的贝氏体及马氏体。雾冷的速度最大,从图3可以看出,冷却后所得的组织基本为马氏体。这是因为奥氏体化加热温度较高,在此温度下,奥氏体内合金元素分布得较为均匀,奥氏体的晶粒也增大,碳化物溶解较为充分[3]。冷却时,合金元素对过冷奥氏体的影响增大,使过冷奥氏体稳定性增大,C曲线向右移。所以在雾冷的条件下,奥氏体不发生其他转变而直接转变为马氏体,此时马氏体的含碳量为钢的含碳量。形成的马氏体为低碳马氏体,呈板条状。随着奥氏体化温度的增加,原奥氏体晶粒长大,所形成的马氏体也变得粗大,特别是加热到980℃的试样,其风冷和雾冷时所形成的马氏体最为粗大。

两相区加热温度为770℃,三种冷却方式下其组织形态分别见图4、图5和图6。试样组织基本相似,组织组成物均为未溶的先共析铁素体、从奥氏体中析出的先共析铁素体、少量的无碳化物贝氏体、粒状贝氏体和马氏体[4]。在奥氏体化加热时,由于加热温度低于A3线,所以有一部分先共析铁素体未能溶入奥氏体,这部分铁素体在随后冷却时将被保留下来。由于试样原始组织为小块先共析铁素体和粒状贝氏体,所以,未溶的铁素体也呈小块状分布。在770℃奥氏体化时,由于加热温度较低,先共析铁素体只有少部分溶于奥氏体中,因而奥氏体含碳量较高。故在随后的冷却过程中产生少量的无碳化物贝氏体和大量的粒状贝氏体及马氏体。这是由于20Mn2SiVB钢中含有元素Mn、Si、V和B,这些元素都可使过冷奥氏体产生稳定化,而且使C曲线右移。所以试样在空冷时不是得到铁素体型和珠光体型产物,而是先形成少量无碳化物贝氏体和大量粒状贝氏体,而后在空冷至Ms点以下时,余下少量未转变的过冷奥氏体转变为马氏体[5]。

上述为空冷情况下的组织特点和转变机制。在980℃奥氏体化温度加热后进行风冷及雾冷的情况与在空冷的情况相比较,特点是冷却速度明显增大。本实验过程中由于条件所限,在进行风冷和雾冷时无法准确计算这两种冷却方式的冷却速度,只是从组织上看,由于空冷、风冷及雾冷的冷速逐级增大,故三者相比较,在相同的奥氏体化温度下,先共析铁素体的量逐级减少,马氏体的量逐渐增加。

980℃奥氏体化后,按照空冷、风冷及雾冷的顺序试样的硬度增大,雾冷试样的硬度最大。因为随着冷却速度的加快,奥氏体转变的马氏体量亦增加,马氏体的含量越多,其硬度就越大。在770℃奥氏体化加热后空冷、风冷和雾冷的试样中,雾冷试样的硬度值最大。这是因为在这几种冷却方式中,雾冷的冷却速度最大,试样组织中马氏体的含量最多。马氏体相为硬脆相,其硬度值较高。在冷却过程中,冷却曲线在经过贝氏体区时,形成少量的粒状贝氏体,而后快冷到Ms点以下发生马氏体转变。风冷的冷却速度要比空冷的冷却速度快,但是要低于雾冷的冷却速度,所以马氏体的含量也会比空冷时的多而比雾冷时的要少,故其硬度值介于空冷时的和雾冷时的硬度值之间。

3 结论

在完全奥氏体化后,随着冷却速度的增大,形成的显微组织有很大的差别。当冷却速度较低时,获得粗大的粒状贝氏体,当冷却速度较高时,形成较细小的粒状贝氏体,能够通过此种方式改变材料的力学性能,以满足工程需要。

摘要：研究了20Mn2SiVB钢经980℃完全奥氏体化和加热温度为770℃时,在不同冷却方式下,材料显微组织和性能的变化。结果表明,20Mn2SiVB钢经980℃完全奥氏体化后,当冷却速度较高时,能获得良好的强韧性配合。

关键词：20Mn2SiVB,冷却方式,显微组织,性能

参考文献

[1]马永杰.Cr12钢等温淬火马氏体-贝氏体复合组织的力学性能[J].热加工工艺,2005(6):57-58.

[2]张增歧,刘耀中,樊志强.贝氏体等温淬火及其在轴承上的应用[J].材料热处理学报,2002,23(1):57-60.

[3]隋忠祥,黄辉.高应力弹簧B-M等温淬火工艺研究[J].金属热处理,1997(8):10-13.

[4]陈国栋.高强度结构钢复相热处理工艺研究[J].金属热处理,2000(5):19-22.

Mn2+ 篇3

1实验部分

1.1实验方法

将分析纯的ZnO、B2O3、SiO2和MnCO3按化学计量比准确称量, 研细并充分混合后放入刚玉坩埚中, 于1300～1500℃的还原气氛下恒温熔融1h。将高温熔融的玻璃液体倒在不锈钢板上, 于室温条件下快速冷却成玻璃, 然后放入退火炉中, 450℃下退火1h, 冷却至室温。玻璃样品再经过研磨、压片制成直径10mm、厚度1 mm的小圆片, 封装在聚乙烯塑料袋中, 待测试时使用。

1.2仪器与测试

辐照光源采用spectroline E系列紫外灯, 波长为254nm, 工作电压220V, 频率50Hz。热释光谱测试使用FJ-427A1型微机热释光剂量仪 (北京核仪器厂) 。

测量前, 先将样品于450℃恒温30min, 以除去残留在陷阱中的俘获电子。测试时, 用紫外灯对玻璃样品激发10min后, 立即进行热释光测量。测试温度范围为50～400℃, 升温速度1℃/s。直接测试温度范围为50～350℃, 升温速度为1℃/s。

2结果与讨论

2.1不同条件下的热释光谱

图1示出了组成为60ZnO-20B2O3-20SiO2:0.1Mn2+玻璃样品在不同条件下测得的热释光谱。其中, (a) 254nm紫外光辐照30min后, 立即测试所测得的热释光谱线; (b) 254nm紫外光辐照30min, 暗室放置10h后所测得的热释光谱线; (c) 用365nm紫外光照射b试样30s后所测得的热释光谱线。

如图1所示, 样品出现两个热释峰, 所对应的温度分别在100℃和200℃附近。这说明样品内部至少存在着两种不同能级深度的缺陷中心, 并根据Randall和Willcins公式[14]:E=25kTm可以计算出陷阱能级的深度分别为0.80eV和1.02eV。当样品经254nm紫外灯辐照, 并放置10h后, 发现100℃附近的峰强有明显的下降, 对应于200℃附近的热释峰, 下降相对较小;但试样经365nm紫外光辐照后, 200℃附近的热释光强度大大减弱。

由于在氧化物玻璃中空穴的迁移速率远比电子的小, 故电子的迁移效率要比空穴有效得多。日本的Kinoshita等及Griscom从玻璃的结构特点出发, 研究了缺陷存在形态及与电子的相互作用, 并指出电子陷阱的形成主要依靠玻璃中存在的两种氧空位, 一种是与网络形成离子配位的氧空位, 陷阱能级较深, 来自发光中心激发态的电子一旦被俘获, 就不容易再逸出;另一种则是与网络改变离子配位的氧空位, 陷阱能级较浅, 被俘获电子可以在常温热扰动下逐渐释放出来[15,16]。

根据Kinoshita等的氧空位理论, 中心能级约为0.80eV的浅能级陷阱主要是与Zn2+配位的氧空位, 由它所俘获的电子在室温条件下就可以脱释, 形成长余辉发光, 放置10h后, 存在于这部分陷阱中的电子已经很少了, 因此我们很难再用肉眼观察到长余辉的发光了。而对于中心能级为1.02eV的深能级陷阱主要是与B3+、Si4+配位的氧空位, 该部分所俘获的电子仅凭室温热扰动作用, 是很难逃离陷阱的, 因此对长余辉贡献很小, 达到了对光能的稳定存储。但试样经365nm紫外光辐照后, 200℃附近的热释光强度大大减弱, 从而也可以推断该部分陷阱所俘获的电子脱释是形成光激励长余辉的主要原因。

2.2激活离子Mn2+掺杂对材料光存储性能及陷阱分布的影响

对60ZnO-20B2O3-20SiO2:xMn2+系列玻璃进行了热释光测试, 并对热释曲线进行了高斯拟合, 根据Randall和Willcins公式:E=25kT求得了对应的陷阱深度。该系列玻璃的组成示于表1, 热释光曲线及热释光曲线的拟合结果分别示于图2和图3, 峰值温度、峰值相对强度及陷阱深度的计算值等参数示于表2。

如图2所示, 高低温端的峰值强度均随Mn2+浓度的增加先增大后减小, 但转折点的浓度不同, 当Mn2+浓度大于0.1% (mol%, 下同) 时低温峰强开始减弱, 而Mn2+大于0.05%时高温峰强就已经开始降低了。其原因要从Mn2+发光中心及材料陷阱的分布两个方面来综合考虑。Mn2+作为发光中心, 其浓度的增加使得被俘获能量增多, 因此热释光强度会升高。但随着Mn2+含量的增加, 其分布趋于密集, 相邻Mn2+间由于能级结构高度相同, 外层电子轨道会连接起来形成电子桥, 这种桥使相邻Mn2+发光中心激发态电子的运动区间发生重叠, 电子在两个发光中心之间来回运动, 即使周围存在深度适宜的氧空位, 电子也不会以大概率落入其中, 即发生了浓度淬灭, 使得陷阱俘获的电荷密度下降。对于浓度转折点的不同, 则是由于Mn2+取代Zn2+形成新的缺陷, 造成浅陷阱浓度增加, 从而缓解了由于其浓度淬灭造成的低温热释光强度下降, 因此低温热释峰强度的浓度转折点要高于高温热释峰。

如图3及表2所示, Mn2+掺杂浓度的增加对高温热释峰位的影响并不明显, 却造成了低温热释峰向更低温方向移动, 这说明Mn2+的掺杂使浅能级陷阱变浅, 由于Mn2+的离子半径 (0.097nm) 与Zn2+的离子半径 (0.080nm) 相差较小, Mn2+离子易取代基质中Zn2+的位置, 因此会形成新的缺陷。根据Kinoshita等的氧空位理论, 新缺陷的形成主要对浅能级陷阱产生影响, 而对深陷阱能级影响不大。

2.3基质组成对材料光存储性能及陷阱分布的影响

2.3.1 ZnO的影响

对xZnO- (100-x) /2B2O3- (100-x) /2SiO2:0.1Mn2+系列玻璃进行了热释光测试, 该系列玻璃的组成示于表3, 热释光曲线及其高斯拟合结果示于图4和图5, 陷阱参数的计算结果示于表4中。

如图4所示, 当ZnO含量≤40%时, 检测不到热释发光, 肉眼也观察不到光激励余辉的发射, 因此样品不具备光存储的功能。当ZnO为50%时, 开始出现热释峰。由图5的高斯拟合结果及表4的陷阱参数来看, ZnO增多, 高温端与低温端的热释光强度均呈现先增大后减小的趋势, 说明深浅两种陷阱的浓度随ZnO含量的增加先增大后减小, 并且两种陷阱的浓度均在ZnO含量为60%时达到最大。

同时, ZBSM-4和ZBSM-3相比, 浅陷阱能级加深, 深陷阱能级变浅。我们认为这是由于ZnO增多导致玻璃结构的变化, 造成缺陷性质的变化, 从而导致陷阱能级的改变。

2.3.2 SiO2/B2O3的影响

对60ZnO- (40-x) B2O3-xSiO2:0.1Mn2+系列玻璃进行了热释光测试, 该系列玻璃的组成示于表5, 热释光曲线及其高斯拟合结果示于图6和图7, 陷阱参数的计算结果示于表6中。

如图6所示, 随着SiO2/B2O3比值的增加, 热释光强度增大, 特别是高温区的热释光强度明显增强, 而低温区的热释光强度却有不同程度的减少。说明SiO2含量的增加, 使得陷阱能级分布发生了改变, 特别是深阱陷阱数目增加, 储能能力增强。

由图7和表6中的陷阱参数来看, 与ZBSM-7相比, 样品ZBSM-8出现了浅能级加深, 深能级变浅的现象。这是由于SiO2增多, 导致Zn/Si+B比值的增加, 因此陷阱能级的变化仍要归因于ZnO的相对含量增大。

3结论

通过对Mn2+掺杂的ZnO-B2O3-SiO2光存储玻璃的热释光谱研究发现:

(1) Mn2+掺杂的ZnO-B2O3-SiO2光存储玻璃中至少存在两种不同深度的陷阱能级, 中心能级的深度分别为0.80eV和1.02eV (对应热释温度分别为100℃和200℃) , 其中, 1.02eV的深陷阱能级可对光能稳定存储。

(2) 激活离子Mn2+的增多可以提高存储能量, 但也存在浓度淬灭, Mn2+多于0.05%时, 深陷阱存储的能量减少。

(3) 基质组成对Mn2+掺杂的ZnO-B2O3-SiO2玻璃的光存储性能及陷阱性质的影响也很大:中心能级的深度分别为0.80eV和1.02eV的两种陷阱的浓度均在ZnO含量为60%时达到最大;并且随ZnO的增多, 均呈现浅能级加深, 深能级变浅的趋势。SiO2、B2O3主要影响中心能级深度约为1.02eV (对应热释温度为200℃) 的深能级陷阱, 随着SiO2/B2O3比值的增加, 深陷阱数目增加, 材料的光存储能力增强。

摘要：采用高温熔融法制备了Mn2+掺杂的ZnO-B2O3-SiO2 (ZBSM) 体系的光存储玻璃, 并通过热释光谱研究了ZBSM玻璃的存储性能以及陷阱能级的分布情况, 结果显示:材料内部至少存在中心能级的深度分别约为0.80eV和1.02eV的两种陷阱, 而激活离子Mn2+和基质组成ZnO-B2O3-SiO2的变化均会造成材料光存储性能及陷阱分布的改变。

Mn2+ 篇4

1 材料及实验方法

1.1 实验材料

30Cr3Si2Mn2NiNb钢采用高纯化熔炼技术,经25kg真空感应炉熔炼锻造成棒材。实验钢合金成分如下(质量分数/%):0.28 C,2.02 Mn,1.23 Ni,2.64 Cr,1.98 Si,0.61 Mo,0.028 Nb,0.060 V,0.065 Al,0.004 S,0.0015 P,Fe余量。

1.2 实验方法

选取实验钢(850～1150)℃×1h奥氏体化处理的淬火态试样,采用电解萃取法分离未溶碳化物相,电解溶液:1%四钾基氯化铵+10%乙酰丙酮的甲醇溶液,电流密度:0.05A/cm2,电解温度:-5～-10℃,分离后采用X射线衍射法(XRD)进行相的定性分析。微观组织分析采用S-4300冷场发射扫描电子显微镜。

1.3 计算方法

采用Thermo-Calc热力学软件,选择Fe基合金数据库(TCFE3)进行模拟计算。以摄氏温度(℃)为基准,各组元按照质量分数输入,合金体系为1mol。平衡状态下,对数据库中所存在的相不加任何限制条件。计算30Cr3Si2Mn2NiNb钢中可能存在的平衡相,平衡相含量及其合金元素随温度的变化规律。

非平衡态计算,设置相状态为悬挂状态(Suspended),计算非平衡态可能存在的相。设置相状态为休眠状态(Dormant),选取常数R=8.314,建立函数(Function)和函数平台(Table),得到非平衡态可能存在相的驱动力及其随温度的变化趋势。此时,系统处于非完全平衡态。

2 结果与分析

2.1 热力学平衡相

通过Thermo-Calc热力学平衡计算30Cr3Si2Mn2NiNb钢奥氏体化处理过程中,可能存在的平衡相为α相、γ相、MC相、M23C6相和M7C3相(图1(a)),高于800℃,基体相为γ相,达到完全奥氏体化。图1(b)表明,较低温度(≤800℃)时,平衡相MC仍处于析出阶段,提高温度(>800℃),钢的高温组织处于奥氏体化阶段,平衡相MC开始大量溶解。850℃奥氏体化处理时,钢的基体γ相中,存在约0.12%未溶的MC相,随着奥氏体化温度的升高,MC相逐渐减少,1230℃以上将完全溶解于基体中。

(a)平衡相含量的变化;(b)MC含量的变化

(a)variation of equilibrium phase;(b)variation of MC-content

从实验结果来看,在较低奥氏体化温度(900℃),30Cr3Si2Mn2NiNb钢中未溶相为富Nb的MC相及富Mo的M6C相 (图2)。当奥氏体化温度为950℃时,钢中未溶相为富Nb的MC相(图3),说明钢中M6C相完全溶解的温度范围为900～950℃。而计算结果(图1(b))表明,850℃时,基体γ相中仅存在未溶的MC相,与大量研究中[1,5,7,12,13]未溶M6C相的存在相矛盾,这与M6C相溶解所需时间长,M6C相中合金元素M扩散速率慢等实际热处理过程中动力学因素的制约有关(表2,图5)。

低温(900℃)奥氏体化处理过程中,实验钢中存在M6C相。John R.Paules[14]指出,Eglin钢中,未溶的M6C颗粒尺寸较大,是大量小孔洞形成的核心,导致宏观裂纹的形成,降低韧性。因此,为了保证实验钢的韧性,奥氏体化处理温度不能低于950℃,但是奥氏体化温度也不能过高。虽然高温淬火有利于合金元素充分均匀的固溶,提高钢的强韧性,但是过高的奥氏体化温度,钉扎在晶界处的未溶相MC大量溶解,导致原奥氏体晶粒长大,同样损害钢的强韧性,因此,适宜的奥氏体化温度应选择在950～1000℃。

2.2 合金元素对未溶相的影响

进一步计算850～1150℃时,30Cr3Si2Mn2NiNb钢中平衡相的合金成分(表1)。由表1可知,30Cr3Si2Mn2NiNb钢基体组织为γ相,随温度的升高,MC相的质量分数逐渐减少。热力学平衡计算得到MC相完全固溶温度为1232℃,金属原子团M主要为V,Nb,Mo,同时溶解部分Fe,Cr。较低温度(850℃)时,MC相富集大量V元素,随温度的升高,相中Nb含量增加,V,Mo,Cr,C含量减少。NbC的析出驱动力较大,首先形成,随后富集大量V元素,形成Nb,V的复合碳化物,因此,温度升高,表层的V元素溶解,宏观表现为Nb元素质量分数的增高。

模拟合金元素与MC相固溶温度的曲线(图4)。C含量为0%～0.2%时,随着C含量增加,MC相的固溶温度急剧提高;过高的C(≥0.7%)降低MC相的固溶温度(图4(a))。Nb是强碳化物形成元素,易富集于MC相中,且NbC很难溶解。Nb含量较低(≤0.1%)时,Nb显著提高MC相的固溶温度;Nb含量较高时(>0.1%)时,MC相的固溶温度缓慢提高(图4(b))。V对MC相溶解的影响极小,略微降低该相的溶解(图4(c))。Mo降低MC相的固溶温度,特别是Mo含量较高(>6%)时,MC相的固溶温度急剧降低。

研究表明[15],相对于V,Nb更易于形成稳定、细小的MC相,因此,富Nb的MC相更加难以溶解,宏观表现为其固溶温度的提高。随着钢中Mo元素质量分数的增加,MC相点阵中溶入原子较小的Mo元素,使点阵产生局部畸变,破坏了点阵的稳定性,因而Mo降低MC相的固溶温度,促进MC相的溶解。

Note: With the increase of temperature, Nb contents increase gradually in γ phase.

(a)C;(b)Nb;(c)V;(d)Mo

(a)C;(b)Nb;(c)V;(d)Mo

2.3 驱动力的计算

热处理过程中由于加热温度、保温时间、淬火速率等外界因素的影响,并非理想的平衡态,因此计算相驱动力进行动力学解释。850℃时,平衡相为γ,MC,设置MC相状态为休眠状态(Dormant),其余平衡相状态为悬挂状态(Suspended),计算非平衡态可能存在的相为MC,M6C。表2为实验钢中非平衡态可能存在相的驱动力。由表2可知,MC相的驱动力为正,随着温度的升高,驱动力降低;850～900℃,M6C相的驱动力为正,950℃时,M6C相的驱动力为负,表明M6C相950℃时完全溶解,与实验结果相符。

图5为非平衡态钢中可能存在相的驱动力模拟曲线。随温度的升高,MC相、M6C相的驱动力均降低,MC相、M6C相大量溶解于基体中(图1(b),图2,图3),930℃左右,M6C相完全溶解,1350℃左右,MC相完全溶解,与实验结果相符。

3 讨论及分析

鉴于动力学以及外界条件的原因,30Cr3Si2Mn2NiNb钢在整个热处理过程中并非处于完全平衡态,因而其相变过程并不单一,实际淬火冷却过程中,未溶相的变化也很复杂。完全平衡态下,计算30Cr3Si2Mn2NiNb钢中可能存在的未溶相以及相的质量分数,热力学计算结果必然与实验分析结果有所偏差,但是结合非平衡态热力学计算,发现计算结果和实验结果符合良好。相的驱动力作为重要的基础热力学参数,从非平衡态说明了钢中各相之间析出以及溶解的相互影响。驱动力为正表明该相有形成的趋势,驱动力越大,对应平衡相越容易析出,并且往往首先形成,然后富集其他元素。反之驱动力为负时表明该相还没有来得及析出或者已经完全溶解。对比计算与实验结果发现,(Nb,V)C形成热大,驱动力高,因而首先析出,并难以溶解。除了驱动力对相析出及溶解的影响,相中合金成分在钢中的扩散速率对未溶相的影响也很大。

低合金超高强度钢奥氏体化过程中,未溶相的热力学计算,可以选用Thermo-Calc热力学软件中的多种数据库,除了常规的Fe基数据库,文献[9]指出,马氏体钢中平衡相的热力学计算可以采用Kaufman数据库,另外,PBIN数据库[3]作为Fe基数据库的更新数据库,对于合金钢也比较适合。

综合考虑实际应用中可能的动力学条件、实际淬火冷却速率等的影响,平衡态热力学计算具有一定的局限性,但是节省了大量的实验时间以及实验材料,热力学计算具有很大的参考价值,建议计算中结合非平衡态以及动力学计算。

4 结论

(1)30Cr3Si2Mn2NiNb钢常规奥氏体化处理时,未溶相主要为富Nb的MC相和富Mo的M6C相。

(2)计算结果表明,当奥氏体化温度升高到930℃,M6C相基本完全溶解,同时MC相显著减少,奥氏体化温度高于950℃时,MC相极少,仅为0.05%,与实验结果相符;30Cr3Si2Mn2NiNb钢适宜的奥氏体化温度为950～1000℃。

(3)30Cr3Si2Mn2NiNb钢中C,Nb含量对MC相的溶解影响最大,其次为Mo,V;C,Nb显著抑制MC溶解,V,Mo促进MC溶解。

摘要：采用Thermo-Calc热力学软件模拟了30Cr3Si2Mn2NiNb钢奥氏体化时平衡相的演化规律以及非平衡态相的演化规律,研究了合金元素C,Mo,Nb和V对实验钢中未溶相的影响。通过SEM,XRD对30Cr3Si2Mn2NiNb钢淬火态组织进行实验观察及分析。结果表明:常规奥氏体化处理后,钢中未溶相主要有富Nb的MC相及富Mo的M6C相;当奥氏体化温度高于950℃时,M6C相完全溶解,MC相显著减少;30Cr3Si2Mn2NiNb钢适宜的奥氏体化温度为9501000℃。计算结果指出,C,Nb抑制MC未溶相的溶解,V,Mo促进MC未溶相的溶解。

Mn2+ 篇5

关键词：电化学行为,铝基铅合金,β-PbO2颗粒,阳极,析氧电位,耐腐蚀性,锌电积

0前言

锌电积酸性硫酸锌电解液中普遍存在氯离子,会增加阳极板的腐蚀速率,降低阳极材料的耐腐蚀寿命。 富含杂质的锌矿在精炼过程中各种有毒含锌物料,如高氯锌精矿和锌浮渣被加入回收流程中,致使锌冶炼溶液中的Cl-浓度高达800 ~ 1 000 mg /L,远高于常规值300 mg /L[1,2]。Cl-还会增加阳极钝化的时间,其浓度越高,阳极钝化层形成的时间越久[3]。Cl-存在时, 活性点区域的溶解电位更负,即Cl-对阳极有明显的去极化效果。

在中性浸出时,常用Mn O2( 软锰矿或阳极泥) 将硫酸锌液中的Fe2 +氧化成Fe3 +,再水解除去Fe3 +,因而电解锌液中常含有一定量的Mn2 +,且不同的湿法炼锌厂电解液中Mn2 +浓度不一样,一般在1. 5 ~ 12. 0 g / L[4]。在电沉积锌过程中,Mn2 +在阳极会被氧化成Mn O2并吸附在阳极表面,对阳极的使用寿命、析氧电位、槽电压等产生较大的影响。不同的Mn2 +浓度对阳极行为产生的影响不同,目前此类研究还不全面。本工作通过电化学方法及X射线衍射仪( XRD) 、扫描电镜( SEM) 等对此进行较为系统的研究。

1试验

1. 1铝基铅合金复合 β-Pb O2颗粒阳极的制备

将 Φ 9 mm的棒状铝基铅合金( Al/Pb -0. 3% Ag - 0. 06% Ca合金,Al基体Φ3 mm) 用200,400,800目砂纸依次打磨后抛光,碱洗( 0. 3 mol/L Na OH,30 ℃,150 s) 后酸洗活化( 体积比5 ∶ 1的硫酸-水溶液中浸泡1 min) ,自然风干; 放在特定机器里,模具周围用 β -Pb O2颗粒( 粒径约50 μm) 填充进行挤压复合( 压强控制在10 ~ 15 MPa) 拉拔定型( 拉拔力40 k N) 操作, 控制 β -Pb O2的复合量在1. 5% ( 质量分数) 左右,得到铝基铅合金复合β -Pb O2颗粒阳极试样。把制得的阳极用铜导线连接,留取1. 0 cm × 1. 0 cm作工作面,其余部分用环氧树脂和聚酰胺树脂( 体积比2 ∶ 1) 密封。

1. 2测试分析

( 1) 电化学测试电化学工作站为CS350,铝基铅合金复合 β -Pb O2颗粒阳极作为工作电极,参比电极是饱和硫酸亚汞电极( MSE) ,之间用饱和硫酸钾琼脂盐桥连接,对电极是面积为6 cm2的铂片。介质为50 g /L Zn2 +,150 g /L H2SO4,800 mg /L Cl-,3 ~ 12 g /L Mn2 +酸性体系液。每次电化学测试前,都先用铬酸浸洗对电极,再用蒸馏水冲洗干净。测试时,将适量电解液置于烧杯中,放入数显恒温水浴锅中,保持温度( 35. 0 ± 0. 2) ℃ 。循环伏安曲线测试时电位区间为- 1. 4 V→ 2. 0 V→ - 1. 4 V,扫描速率为20 m V / s。阳极极化曲线测试时电位区间为1. 1 V→1. 9 V,扫描速率为2 m V/s。 交流阻抗谱测试时测量电位为1. 4 V,频率扫描区间是1. 0 × ( 105~ 10- 1) Hz,振幅为5 m V。

( 2) 阳极的物相和表面形貌用D8 -ADVANCE型X射线衍射仪( XRD) 及XL30ESEM -TEMP扫描电镜( SEM) 观察分析。

( 3) 加速腐蚀速率采用强化电流加速腐蚀法测试铝基铅合金复合 β -Pb O2颗粒阳极在不同Mn2 +浓度含Cl-的锌电积液中的腐蚀速率,以推测阳极的使用寿命。阴极为纯铝片,阴、阳极间距3 cm,介质同( 1) 中, 温度35 ℃,电流密度5 000 A/m2,电解12 h; 取出阳极用去离子水冲洗干净,放入180 g /L葡萄糖与200 g /L氢氧化钠体积比1 ∶ 1溶液中,加热至沸腾并持续约30 min; 取出再用去离子水冲洗,用酒精棉擦拭干净,放入烘箱烘2 h,称重。腐蚀速率按式( 1) 计算:

式中v———腐蚀速率,g /( h·m2)

m0———阳极电解前质量,g

m1———阳极电解后质量,g

S———阳极的有效表面积,m2

t———阳极极化时间,h

2结果与讨论

2. 1电化学行为

2. 1. 1循环伏安曲线

图1是铝基铅合金复合 β -Pb O2颗粒阳极在不同Mn2 +含量的体系中35 ℃,电流密度为500 A/m2电解24 h后的循环伏安曲线。从图1可以看出: 当正向扫描时,循环伏安曲线出现氧化峰a和氧化峰b; 反向扫描时,呈现还原峰c和还原峰d。氧化峰a代表Pb→ Pb SO4( Pb + SO42-- 2e = Pb SO4) ; 氧化峰b表示Pb O→ α -Pb O2( Pb O + 2OH-- 2e = Pb O2+ H2O) ,Pb SO4→ β -Pb O2( Pb SO4+ 2H2O - 2e = Pb O2+ SO42-+ 4H+) 和析氧反应( 2H2O - 4e = O2+ 4H+) ; 还原峰c是 α -Pb O2,β-Pb O2→Pb SO4( Pb O2+ SO42-+ 4H++ 2e = Pb SO4+ 2H2O) ; 还原峰d代表Pb SO4→Pb( Pb SO4+ 2e = Pb + SO42-)[5~8]。随着Mn2 +含量的增加,氧化峰a的电流密度逐渐减小,当Mn2 +含量大于3 g /L时, 氧化峰a变得很不明显; Pb SO4稳定钝化区对应的电位区间是- 0. 5→1. 0 V; 氧化峰b的电流密度先缓慢增大后减小,当Mn2 +含量达到8 g /L时,氧化峰b的强度达到最大值约为1. 0 A/cm2,电位向负方向发生偏移, 这可能与 β -Pb O2和锰的氧化物具有良好的析氧催化活性有关[9,10]; 还原峰c的电流密度随着Mn2 +含量的增加先缓慢增加又缓慢减小,而电位基本未发生移动; 还原峰d的强度逐渐减小,当Mn2 +含量大于3 g /L时, 还原峰d变得很不突出,最后还原峰的电流密度降低了一半,约为0. 1 A/cm2。

2. 1. 2阳极极化曲线

图2是铝基铅合金复合 β -Pb O2颗粒阳极在不同Mn2 +含量的含Cl-硫酸锌溶液中35 ℃,电流密度500 A / m2电解24 h后的阳极极化曲线。

从图2可以看出: Mn2 +含量为3,5,8,12 g /L时, 铝基铅合金复合 β -Pb O2颗粒阳极的析氧电位分别为1. 269,1. 242,1. 272,1. 313 V ( vs MSE) ,随着Mn2 +含量的增加,铝基铅合金复合 β -Pb O2颗粒阳极的析氧电位先降低后升高; 在Mn2 +含量为5 g /L时,析氧电位最低。根据Tafel方程 η = a + blg J,析氧过电位用式( 2) 表示[11]:

式中,η 代表析氧反应过电位; E表示阳极极化曲线中相对饱和硫酸亚汞参比电极的析氧电位,即阳极极化曲线中的横坐标数值; E1表示饱和硫酸亚汞参比电极的电极电位,0. 640 V; E2代表在50 g /L Zn2 +,150 g /L H2SO4,800 mg /L Cl-,不同含量的Mn2 +,温度35 ℃ 的体系中,根据能斯特方程获得的析氧平衡电位,1. 242 V; J代表法拉第电流密度,即阳极极化曲线纵坐标的数值; Rs表示工作电极与参比电极之间的溶液电阻,为交流阻抗谱中半圆的起点横坐标数值,可通过交流阻抗谱中等效电路的数据获得。

因此,通过以上理论可以获得铝基铅合金复合 β -Pb O2颗粒阳极的Tafel曲线( η -lg J) ,再通过Origin 8. 6线性回归可以获得曲线的截矩和斜率,结果见表1。其中,当 η = 0时,通过Tafel方程可以计算得到不同Mn2 +含量下的电极表面交换电流密度J0[12]。

从表1可知: 随着Mn2 +含量的增加,铝基铅合金复合 β -Pb O2颗粒阳极的析氧过电位a先减小后增大, 当Mn2 +含量为5 g /L时,析氧过电位最低,为0. 735 28 V,这可能是由于 β -Pb O2和锰的氧化物具有良好的析氧催化活性[10,13]; 交换电流密度J0呈先减小后增大的趋势。J0的大小决定了电极反应的可逆性和电极极化的程度,J0越大则电极反应的可逆性越好,电极越不容易被极化[12]。当Mn2 +含量较低时,交换电流密度J0较小; 且当Mn2 +含量为5 g /L时,铝基铅合金复合 β -Pb O2颗粒阳极的J0最小,可能是因为较低Mn2 +含量形成的锰的氧化物较薄,因而阳极更容易被极化。

2. 1. 3交流阻抗谱

图3是铝基铅合金复合 β -Pb O2颗粒阳极在不同Mn2 +含量的含Cl-硫酸锌溶液中35 ℃,电流密度为500 A / m2电解24 h后的交流阻抗谱。由图3可知: 试验数据和拟合数据吻合很好。铅合金阳极层的形成有Pb→Pb SO4→β -Pb O2和Pb→Pb O→α-Pb O2→β-Pb O2这2种方式[14,15],因此在阳极层的形成过程中,阳极层的阻抗是由不导电的Pb SO4和不完全导电的氧化产物组成; 随着Mn2 +含量的增加,铝基铅合金复合 β -Pb O2颗粒阳极的阻抗先减小后增大,当Cl-含量为5 g /L时, 阳极的阻抗最小,这是由于此时阳极表面的锰氧化层更有助于析氧反应的进行[16],因而具有更好的导电性。

在酸性介质中,析氧反应为

析氧反应的机理由以下4个步骤组成[16]:

其中,S表示阳极表面氧化物活性点,S - OHads和S - Oads是吸附中间介质,步骤( 5a) 通常是由致密的表面形貌获得的,步骤( 5b) 是由破裂的表面形貌获得的。根据以上4个步骤,对于特定阳极的速率控制步骤与Tafel斜率b有关。 通常,当b ≥120 m V / dec时,步骤( 3) 是速率控制步骤; 当b≈40 m V/dec时,步骤( 5) 是速率控制步骤; 当b≈15 m V/dec时,步骤( 6) 是速率控制步骤[17]。

由表1可知,步骤( 4) 控制着铝基铅合金复合 β -Pb O2颗粒阳极的表面反应。因此,可通过Zsimpwin软件,用图4的等效电路模拟电极析氧反应的机理。 其中Rs代表工作电极与参比电极之间的溶液电阻,Cf和Rf分别代表氧化层的电容和电阻,Cdl代表电极与电解液相间的双电层电容,Rt代表电极反应的传递电阻, Ra和Ca分别代表吸收中间介质S - OHads的电阻和电容。

铝基铅合金复合 β -Pb O2颗粒阳极在不同Mn2 +含量的含Cl-硫酸锌溶液中35 ℃,电流密度500 A/m2下电解24 h后的交流阻抗谱的等效电路参数见表2。由表2知: Rs,Rt和Ra起主要作用; 随着Mn2 +含量的增加,铝基铅合金复合 β -Pb O2颗粒阳极的Rf变化较大, 先大幅度减小后大幅度增大,Rt先增大后减小,这可能是因为阳极表面上形成了锰的氧化层,电荷传递受到阻碍; 当Mn2 +含量小于12 g /L时,Ra的变化较小,说明此阶段阳极表面的Pb O2层更易于吸收中间介质( S - OHads) ,这可能是因为阳极表面既有Cl-的加速分解, 又有Mn2 +的催化作用,两者达到动态平衡。

2. 2物相和形貌

2. 2. 1物相

图5是铝基铅合金复合 β -Pb O2颗粒阳极在不同Mn2 +含量含Cl-硫酸锌溶液中35 ℃,电流密度为500 A / m2下电解24 h后的XRD谱。

由图5可知: 铝基铅合金复合 β -Pb O2颗粒阳极氧化层的物相为 β -Pb O2,Pb,Pb SO4和Mn O; β -Pb O2的择优取向从左向右分别为( 101) 和( 211) 晶面,Pb的择优取向从左向右分别为( 111 ) ,( 200 ) 和( 311 ) 晶面; Pb SO4的择优取向为( 231) 晶面; Mn O的择优取向为( 050) 晶面; 当Mn2 +含量为3 g /L时,阳极氧化层的各个物相的衍射强度比较均匀,且Mn O的衍射强度达到最大值,说明此体系下有利于Mn2 +的沉积; 当Mn2 +含量为5 g /L时,阳极氧化层的物相变化最为明显,主要物相为 β-Pb O2,少量为Pb SO4,Pb和Mn O,与Mn2 +含量为3 g /L相比,β -Pb O2的衍射强度大幅度增大并达到最大值,而其他物相的衍射强度缓慢下降; 当Mn2 +含量为8 g /L时,各个物相的衍射强度又趋于平均化,主要为 β -Pb O2和Pb,少量为Pb SO4和Mn O,其中 β-Pb O2的衍射强度大幅度降低,Pb的衍射强度增大,Pb SO4和Mn O的衍射强度基本未变; 当Mn2 +含量为12 g /L时, 主要物相为Pb和Pb SO4,少量为 β -Pb O2和Mn O, β -Pb O2的衍射强度已降到最低,而且其他物相的衍射强度与Mn2 +含量为8 g /L时的相比都缓慢下降。

2. 2. 2形貌

图6是铝基铅合金复合 β -Pb O2颗粒阳极在不同Mn2 +含量含Cl-硫酸锌溶液中35 ℃,电流密度500 A / m2下电解24 h后的SEM形貌。

从图6可以看出: 不同Mn2 +含量下,阳极氧化膜的微观形貌相似,表面都呈现裂纹现象,这可能是由于在阳极表面形成的锰的氧化物风干所致,也说明锰的氧化物在阳极表面的附着力较差; 当Mn2 +含量为3 g / L时,阳极氧化膜表面较为粗糙,晶粒较小、晶型不规则; 当Mn2 +含量为5 g /L时,阳极氧化膜表面变化较为明显,表面粗糙度明显降低,晶粒变大成晶胞状,晶型也较为均匀,有良好的耐腐蚀性; 当Mn2 +含量为8 g /L时,阳极氧化膜表面变化也很明显,与Mn2 +含量为5 g / L相比,宏观下表面粗糙度增大,晶粒明显变小且数量也减少,晶型较为均匀呈小粒状; 当Mn2 +含量为12 g / L时,宏观下阳极表面粗糙度再次降低,与Mn2 +含量为8 g /L相比晶粒较大且数量较少,晶型多样呈不规则形态。

2. 3加速腐蚀速率

铝基铅合金复合 β -Pb O2颗粒阳极在Mn2 +含量为3,5,8,12 g / L的含Cl-硫酸锌溶液中的腐蚀速率分别为0. 958 1,0. 416 7,1. 219 7,6. 337 6 g /( h·m2) 。可以看出: 随着Mn2 +含量的增加,铝基铅合金复合 β -Pb O2颗粒阳极的腐蚀速率先降低后升高; 当Mn2 +含量为5 g /L时,铝基铅合金复合 β -Pb O2颗粒阳极的腐蚀速率最小,当Mn2 +含量为12 g /L时,铝基铅合金复合 β -Pb O2颗粒阳极的腐蚀速率最大。显然,低含量的Mn2 +体系下,阳极的腐蚀速率都较小。

3结论

( 1) 随着Mn2 +含量的增加,阳极的析氧电位和析氧过电位都先降低后升高,阻抗总体呈先减小后增大的趋势; 当Mn2 +含量为5 g /L时,阳极的析氧电位和析氧过电位分别为1. 242 V( 500 A/m2) 和0. 735 28 V ( 500 A/m2) ,表现出了最好的电催化活性和导电性。

( 2) 阳极表面氧化膜的物相主要为 β -Pb O2,Pb, Pb SO4和Mn O。随着Mn2 +含量的增加,阳极表面氧化膜的 β -Pb O2的衍射强度整体呈现先增大后减小的趋势; 当Mn2 +含量为5 g /L时,阳极氧化层的 β -Pb O2的衍射强度大幅度增大并达到最大值。

( 3) 不同Mn2 +含量下,阳极氧化膜的微观形貌相似,表面都呈现裂纹现象。并且,随着Mn2 +含量的增加,阳极表面物相的晶粒数量呈逐渐减小的趋势,而晶粒大小呈现先增大后减小的趋势; 当Mn2 +含量为5 g / L时,阳极氧化膜宏观下表面粗糙度明显降低,晶粒变大成晶胞状,晶型也较为均匀,因此具有良好的耐腐蚀性。