镀锌钢

镀锌钢（共8篇）

篇1：镀锌钢

实习报告总结

2011年7月10日我门坐上了上攀枝花冷轧厂学习镀铝锌的火车,到攀枝花之前心里都万分

紧张,原因是我从来没有接触过这东西,我在学校学习的是机电加工,而”镀铝锌”这词我简直可以说是没听过，而到了冷轧厂镀锌2#线我才知道什么叫做镀铝锌，下面是我在冷轧厂镀锌2#线出口段学习的主要内容和一些问题的处理：

出口段台下主要包括卸卷，打捆，称重，标签及取样与扔样。

我首先是熟悉台下的所有按键，师父叫我要不用看键盘直接知道按键在那个地方，刚开始的时候还觉得手在发抖，因为我害怕出错，我不想因为我一个人连累所有人，我大概用了3个小时的时间简单的熟悉了操作键盘。

1.2以上的带钢必须贴纸，防止带钢有压痕，卸卷子必须采用手动卸卷不能用自动，卸小卷时必须头脑清醒，出口停机倒卷然后分卷时应建张然后直接分卷，这样可以减小卷子溢出边，当卷子溢出边时必须敲打，敲打时应两人或两人以上进行，而遇到飞剪卡板问题的时，薄料可以直接用电剪直接剪掉，而厚料必须将带钢往飞剪后面退，看是否可以把带钢拉直，在看可不可以过飞剪，如果能过就直接把弯曲的那节带钢剪掉，

篇2：镀锌钢

冷镀锌涂料主要通过电化学原理来进行防腐，因此必须保证锌粉与钢材的充分接触，产生电极电位差，所以钢材表面处理很重要。

1.钢材表面处理

(1)新钢材表面处理喷涂冷镀锌前，应选择机械除锈(喷砂、抛丸等)，使钢材表面清洁度达到ISO 85O1—1 Sa 2.5级，相当于GB 8923 Sa 2．5级。它的文字定义为：“钢材经过机械除锈后，表面无油、无锈，无氧化皮及其他的污物，或仅留轻微的痕迹；95%钢材表面受到钢丸(砂)冲击，露出金属的光泽。”对于表面处理质量的另一个指标— — 粗糙度，不同冷镀锌材料对粗糙度的要求不同。在锌加(Zinga)的施工说明中，要求平均粗糙度Ra=12．5，即粗糙度Rz=55～75微米。在“强力锌”及“罗巴鲁”施工说明书中，对粗糙度的要求略低，Rz=40~60微米。如果冷镀锌单独成膜，作为防腐涂层时，表面粗糙度可控制得略小一点，以保证冷镀锌的涂层厚度；而当冷镀锌作为重防腐涂料的底层，总配套涂层厚度大于180微米时，为保证整个涂层的附着力，钢材表面粗糙度Rz应大于60微米。

(2)旧钢材的表面处理最好亦是采用喷砂的办法去除旧漆膜、锈斑后，钢材表面尚有一定的粗糙度。若条件限制，也可采用手工打磨及风(电)动工具打磨除锈的办法，除锈等级标准达到ISO 8501—1 St 3级，即非常彻底的手工和动力工具除锈。它的文字定义为：“表面应无可见的油脂和污垢，并且几乎没有附着不牢的氧化皮、铁锈、旧涂层和异杂物。表面应具有金属底材的光泽”。不同品牌的冷镀锌材料对表面处理的等级要求各有不同。如比利时Zinga在涂装前，允许钢材表面有5%左右轻微锈蚀面积；ROVAL在对钢材表面打磨到st 3级时，经中国船舶工艺研究所测试，60～80微米(干膜厚)的ROVAL涂层，对钢材的附着力极好，拉开法可达到6.1MPa。(3)电焊缝的表面处理电焊缝部位是钢构件最易锈蚀的部位。实践证明：在有电弧喷锌(铝)和热浸锌镀层的钢构件焊接安装后，用冷镀锌对焊缝进行修补，是经济而有效的办法。但修补前，焊缝表面必须认真去除“飞溅”、“焊渣”及“焊烟”，去除油脂、焊缝探伤剂及其他污物，打磨处理至ISO 8501—1的St 2级。表面处理完毕后，立即涂装第1道冷镀锌。

2.涂装施工

篇3：热镀锌高强钢的研究进展

汽车在要求轻量化、节能、降耗、提高冲撞安全性能的同时,还要求其具有良好的抗腐蚀性能。热镀锌是汽车防腐蚀较为经济有效的手段。高强钢是车用板材之一,它包括高强 IF钢、烘烤硬化(BH)钢、高强度低合金(HSLA)钢、双相(Dual Phase,DP)钢、相变诱发塑性(Transformation Induced Plasticity,TRIP)钢、复相(Complex Phase ,CP)钢、淬火配分(Quenching and Partitioning,Q&P)钢、孪晶诱导塑性(Twinning Induced Plasticity,TWIP)钢等。为提高高强钢的综合性能,其中添加了大量的Mn,Si等合金元素,因而其微观组织相对复杂,由此而造成了高强钢热镀锌时出现浸润性差、选择性氧化等问题,严重影响了高强钢的可镀性[1]。为此国内外针对高强钢的热镀锌开展了大量研究,以下就此进行了综述。

1 7种热镀锌高强钢的研究状况

1.1 热镀锌高强IF钢

热镀锌高强IF钢板兼具较高的强度、良好的深冲性能、优异的耐蚀性能及抗冲撞性能,已越来越多地用于车身的内外板、结构件等变形复杂、强度要求较高的零件[2]。近年来,国外低合金高强IF钢热镀锌的研究发展很快,有多个品种,如抗拉强度为450 MPa级、具有优异冷成型性的含Nb高强度合金化热镀锌板[3];在TiNb - IF钢中添加锰,经热镀锌和合金化处理后试板的力学性能显著提高:Lankford系数(塑性应变比)大于2,应变硬化系数大于0.2[4];440 MPa级的超细晶高强合金化热镀锌IF钢SFG440 - GA的r值达到1.7,且通过显微组织的晶粒细化改善了二次加工脆性[4]。

国内,对热镀锌440 MPa IF - HS 钢板进行850 ℃、60 s退火发现[5]:随着退火温度的升高和保温时间的延长,钢板表面氧化物数量先增加后减少,尺寸逐渐增大,其成分主要为MnO2、Mn3(PO4)2 和 NbN,这利于钢板热镀锌时表面的浸润性。宝钢集团现已实现了440 MPa级高强IF钢的商业化生产[6]。

1.2 热镀锌烘烤硬化钢

烘烤硬化(BH)钢热镀锌层在合金化温度为 510 ℃、合金化时间为10 s时可获得最佳的抗粉化性能。镀层的最佳相结构为Γ相的厚度小于镀层厚度的5%,合金化镀层表面的ζ相未完全消失,致密的δ相占据镀层中大部分体积[7]。随着锌液中铝含量的增加,BH390钢热镀锌层中抑制层的结构逐渐由晶粒粗大且不连续的Fe2Al5转变为晶粒细小、相对致密的FeAl3 ,铝含量不同的热镀锌层在合金化过程中抑制层结构的变化和镀层中各相的形成及生长过程不同,随着锌液中铝含量的增加镀层与钢基体界面结合处镀层结构的均匀性逐渐降低,在相同的合金化工艺条件下,随着锌液中铝含量的增加镀层的合金化时间延长[8]。利用铜的硫化物替代Ti和/或Nb来增加强度的商业化BH钢已能达到汽车外板的力学性能要求[9]。目前,含铜合金化热镀锌BH钢应用于汽车外板存在的主要问题是合金化条纹问题,条纹发暗区域有众多“火山口”状形貌,而条纹发亮区域和正常区域“火山口”状形貌较少,且平整印迹较多;对应镀层的截面形貌显示,“火山口”状形貌区域镀层明显较薄,而且镀层与基板之间有牙齿状锌铁合金相生成,基板向上弯曲凸起1 μm左右,而条纹发亮区域镀层相对较厚,且基板向内凹陷[10]。溶掉镀层发现条纹发暗区域有直径1～5 μm的Al2O3颗粒,发亮区域基板表面有数微米深的凹坑;条纹发暗区域Al2O3颗粒周围还伴生有Mn的氧化物,发亮区域含有较多的Cu颗粒和Mn/Al氧化物。以上研究显示,合金化热镀锌含铜BH钢的合金化条纹缺陷是由基板引起的。

1.3 热镀锌双相钢

双相(DP)钢在NH3 - 4%H2 - N2气氛中退火时钢板表面偏析、氧化,加入适量NH3后,由于间隙原子N的扩散速率比置换固溶元素的大很多,N扩散到基体内阻止了置换固溶元素扩散到表面,合金元素与N形成氮化物,很少在表面偏析,未发生选择性氧化,大大提高了钢板的可镀性,且其力学性能保持不变[11]。

对化学成分为0.07% C,1.97% Mn,0.33%Mo的600 MPa级DP钢在不同气氛中(见表1)退火后热镀锌发现[12]:

(1)在所有退火气氛下,Mn向基体表面的偏析造成严重的选择性氧化;

(2)随退火气氛氧势(pH2O/pH2)从0.008 44 升高到0.034 51,氧化从外氧化向内氧化转变;

(3)尽管在基体表面出现了Mn的氧化物,但在4种退火气氛下镀层结合力都较好且形成了较完整的阻挡层,这是由于热浸镀时锌液中所含Al与基体表面Mn的氧化物发生铝热反应所致。

对高锰(2.4%Mn)DP钢(<0.01%C,0.3%Si,0.2%Al、<0.5%Cr+Mo)在露点分别为-50,-40,-20 ℃的N2 - 5%H2气氛中退火后选择性氧化发现:提高露点不能促进高锰DP钢的内氧化,只有在较低的露点下才能得到良好的可镀性,这可能是由于钢板表面氧化物中含Fe造成的,在较高的露点下退火驱使一些FeO溶解形成连续的MnO层,使得外氧化层变厚[13]。如2种DP钢[DPA:0.090%(质量分数,下同)C,2.070%Mn,0.443%Si,0.510%Cr,Fe余量;DPB:0.090%C,2.040%Mn,0.437%Si,0.510%Cr,0.029%Nb,Fe余量]在露点为-70～-60 ℃的N2 - 10%H2气氛中退火后热镀锌(锌液中Al含量为0.12%)发现:前者比后者形成的Fe - Zn相的量多,后者比前者合金化反应速率快,说明Nb元素有加速合金反应速率的作用[14]。钢中的Nb形成了碳化物,阻碍了C向晶界偏析[15],从而得到较纯净的晶界,为热浸镀时锌与钢基体反应提供了快速扩散通道。

采用Formaster膨胀仪测定了低Si含量的C - Mn - Cr - Mo - Nb - Ti系冷轧热镀锌DP钢的静态CCT曲线,获得了合理的冷轧热镀锌退火工艺:经温度820 ℃、保温时间80 s的热镀锌退火,最终获得1 014 MPa、伸长率为13.7%的冷轧热镀锌DP钢[16]。

1.4 热镀锌相变诱导塑性钢

在相变诱导塑性(TRIP)钢中添加一定含量的Si元素,可以获得较好的力学性能,但Si元素易在基板表面富集形成SiO2或Mn2SiO4等氧化物[17],影响其热镀锌的浸润性,从而导致纯锌或合金化镀锌层性能变差[18]。以Al代替Si,可使TRIP钢贝氏体的转变提高到热镀锌温度,其转变速度也加快;Al在退火时易发生内氧化,对可镀性的影响比Si小[19]。但是,Al含量高会给炼钢和热轧带来一些问题,铝含量过高时,连铸的结晶器水口容易堵塞,解决这些问题是TRIP钢的研究重点之一。目前已开始开发无硅无铝TRIP钢,如比利时考克力桑布尔公司已研制出,但相关报道还很少。改善镀锌工艺可以提高TRIP钢的可镀性,国外先在低氢气氛中进行表面氧化物长大和碳自还原反应,后在氮氢气氛中终冷,再进行预热处理。该工艺可以导致硅氧化物剥离,在退火后形成纯铁表面,获得较满意的镀层性能,且对不同的TRIP钢镀层性能都有明显的改善[19]。

由于Si是唯一能提高高强钢综合性能的元素,且其使用成本低,目前国内外研究的重点是通过改进工艺而不是降低或替代Si来提高高强钢可镀性。提高含Si钢可镀性的方法主要有3种[1]:(1)氧化还原,即先将钢板表面氧化而后利用还原气氛减少表面氧化物,从而获得有利于镀锌的表面;(2)使外氧化转变为内氧化,即将基体钢板在强氧化气氛中退火,使氧化转变为内氧化,从而使基体表面无氧化物产生;(3)预涂覆,即在钢板热镀锌前预镀一层Fe或Ni的薄膜,就可以获得优良的可镀性。其中,前2种方法可在传统热镀锌机组上改进应用,是研究的重点。

就2种退火气氛(5%H2 - 95%N2、露点为-30 ℃;20%H2 - 80%N2,露点为-53 ℃)下TRIP钢中的合金元素Mn,Si,Al对镀锌前钢板表面组织的影响研究发现,钢板在后者中退火后,其表面氧化层厚度减小、氧化物分布改变,浸润性提高[20]。

对成分为0.15% C,2.00%Mn,0.30%Si,0.80%Al和5.00×10-4% P,延伸率为20%～30%、抗拉强度为700～800 MPa的TRIP钢在退火过程中合金元素的选择性氧化和镀层合金化退火等问题进行深入研究发现[21]:(1)镀层合金化处理导致残余奥氏体分解为铁素体和渗碳体的混合物;合金化温度升高时,钢中残余奥氏体的分解量变大;TRIP钢退火过程中内氧化后,有MnO颗粒、xMnO·Al2O3尖晶石、xMnO·SiO2混合氧化物;(2)在10%H2+90%N2(露点为-25 ℃)的气氛中退火后,Al和气氛中的氮反应生成AlN;退火气氛中氮的存在引起钢板内部的氮化反应,AlN沉淀物在表面内部大约1 μm处析出;钢板表面没有非晶态的SiO2形成,这意味着在热镀锌过程中镀层表面不会有缺陷出现。事实上,无论热镀纯锌还是合金化镀层均具有良好的可镀锌,锌液浸镀性好,热镀锌层表面光滑,无漏镀点。

1.7%Mn - 1.7%Si TRIP钢在露点为-35 ℃的N2 - 5%H2气氛中退火后基板可镀性很差,但若在标准退火工序前添加在露点为10 ℃的N2 - 5%H2气氛中预退火,则基板可镀性大大提高:-35 ℃的低露点(和标准露点相比)使Mn和Si的氧化物沉积在基体表面,阻止了Fe和锌液的浸润反应,造成基板可镀性差;预氧化使Mn和Si的氧化物向基体次表面推移,使基板可镀性提高。原因是低露点无预氧化条件下基板表面被连续的氧化物覆盖,而在预氧化条件下,热镀锌试样基板表面完全被Fe2Al5覆盖,表明锌液浸润性良好,杯突试验显示镀层结合力也很好[13]。

1.5 热镀锌复相钢

热镀锌复相(CP)钢近几年发展较快。0.5%Cr和 0.3%Cr的CP钢均可镀锌,但0.3%Cr钢的表观和Zn层附着力略好;在-30 ℃低露点的退火炉气氛中,Cr,Mn和Si偏析至表面并形成复合Mn2SiO4和CrO3;在10 ℃的高露点下,表面的氧化物较少;退火周期始于高露点且表面较干净时后续在低露点下退火浸润性良好,退火温度对连续热镀锌无明显影响[22]。

对不同露点条件下(0,-35,-60 ℃)退火(退火气氛为10%H2 - 90%N2)后CP钢的镀锌层和合金化镀层分析发现,合金成分与露点不同,钢板表面的氧化物也不同,并且镀层质量随着露点降低而变坏。为改善可镀性,可以根据露点来调整Si,Mn比例[23]。

抗拉强度达1 250 MPa的2种成分的复相钢(1号:0.160%C,2.120%Mn,0.580%Si,0.010%Al,0.006%S,0.016%P,0.110%Mo,0.030%Cr,Fe余量;2号:0.160%C,2.120%Mn,0.570%Si,0.020%Al,0.0060%S,0.017%P,0.060%Mo,0.120%Cr,Fe余量)热镀锌层的漏镀情况见表2。结果显示,在95%N2 - 5%H2,露点为-30 ℃的气氛中退火时锌液对2种钢的浸润性良好;在基板晶粒表面和晶界处有Mn,Si和Cr的氧化物形成,没有Mo的沉积物或氧化物,这些氧化物对2种钢的可镀性无害,都可以形成表面质量优良、结合力良好的镀层[24]。

1.6 热镀锌淬火配分钢

淬火配分(Q&P)钢的概念自2003年提出后一直停留在实验室研究阶段[25],主要研究的是工艺和性能,有关其热镀锌研究报道非常少。目前,宝钢已首次实现了冷轧退火Q&P薄带钢的工业生产,且已试生产出1 000 MPa级和1 200 MPa级热镀锌Q&P钢,观察基板组织形貌发现[6]:1 200 MPa时比1 000 MPa时组织更加细小,残余奥氏体(白色发亮组织)含量降低且分布更加弥散,晶粒也更加细小。

1.7 热镀锌孪晶诱导塑性钢

孪晶诱导塑性(TWIP)钢的成分通常是Fe添加25%～30%Mn,并加入少量Al和Si,也有再加入少量Ni,V,Mo,Cu,Ti,Nb等元素[26]。这些元素中有些易在表面富集,生成一层薄的氧化膜,会降低钢板对锌液的浸润性,使钢板不能顺利镀锌,表面发生漏镀。而TWIP钢中的Mn含量高达30%,更容易在钢板表面发生选择性氧化,形成的氧化物将影响镀锌过程,容易形成漏镀点,影响镀锌板的表面质量[27]。

对高硅TWIP钢可镀性的研究表明[28]:

(1)利用传统的方法对TWIP钢热镀锌,在热镀锌过程中钢板内氧化层没有发生变化,但在氧化层和锌层的界面处出现了Fe2Al5晶体层,氧化层和锌层界面没有Al的富集,说明Fe2Al5晶体层很薄;

(2)利用预氧化方法,钢板基体可镀性明显改善。在MnO层上产生了大量的Fe2Al5晶体,界面处这些Fe2Al5晶体和氧化层很好地相互嵌入形成连续区域或岛型区域,MnO氧化层大概轮廓也清晰可见。利用传统方法和预氧化处理的试样外部MnO层结构和形态没有大的区别,说明可镀性提高主要是由MnO层中金属键的Fe(Femetall)含量的增大引起的。基体与MnO,MnO与Fe2Al5,Fe2Al5与Zn(η)相互牢固地交错在一起,有利于镀层结合力提高。

2 专题方法

(1)内氧化数学模型

高强钢在退火过程中,Mn,Al,Si等合金元素因其与氧的亲和力和扩散性不同而产生外氧化和内氧化2种方式[29]。Mn,Si等合金元素外氧化影响钢板的可镀性,而其外氧化转变为内氧化时的影响非常小。因此,提高高强钢可镀性的一条重要途径就是将Mn,Si等合金元素的外氧化转化为内氧化。除了试验研究外,数学模型研究也可以对提高高强钢的可镀性提供指导。除钢板化学成分、镀前表面状态等因素外,影响高强钢可镀性的因素还有退火气氛的露点、成分、退火温度和时间等[29,30]。以上4个因素对高强钢可镀性的影响与Wagner模型吻合性很好[12,21,31,32,33,34]。根据改进模型公式,计算了双相钢在晶界处和晶粒内部选择性氧化的情况,对于铁素体,晶粒内部和晶界处的理论计算值与试验结果吻合,而对于奥氏体,二者之间则不太相符[12]。总的来看,Wagner模型仍然具有一定的参考价值,能用数值方法研究工艺参数、化学成分对表面状态的影响,可对某些钢在一定条件下的表面氧化情况进行半定量预测,为热处理方法的改进和新钢种的开发提供了理论依据。只是在多元多相合金体系中,元素的偏聚及选择性氧化与合金的成分和组织、退火炉参数的关系非常复杂,导致Wagner模型的预测结果还不理想。因此,研究人员还应继续加强对内氧化模型的研究,以为生产实践提供更好的指导。

(2)Si元素

添加在高强钢中用于提高强度的Si在增加强度的同时还能保持较好的延伸率,而且含量较低。然而,Si的使用又受到很多技术问题的限制,如Zn液浸润性变差、合金化率降低等。为了解决这些问题,国内外对Si元素相关问题正在开展大量的研究工作,日本钢铁协会还设立了关于“在基板中添加Si对合金化镀层性能的影响”的基础研究基金[35],下设3个课题(高温下合金元素氧化和锌液浸润性研究;合金化镀层研究;镀层破坏机理研究)专门进行研究。提高含Si钢的可镀性仍然是今后高强钢热镀锌的研究重点。

3 结 语

篇4：镀锌钝化技术的发展及应用

由含六价铬化合物的钝化溶液中得到的钝化膜，从外观可分为白色、淡蓝色、彩虹色、金黄色、黑色、军绿色；钝化溶液依含六价铬化合物的量可分为高铬、中铬、低铬和超低铬等。钝化膜由六价铬、三价铬、二价锌、氧和水等组成。这些钝化膜的耐腐蚀性随颜色的加深而增高。

关键词：镀锌 钝化 无铬 耐蚀性

1、钝化机理

铁、铝在稀HNO3或稀H2SO4中能很快溶解，但在浓HNO3或浓H2SO4中溶解现象几乎完全停止了，碳钢通常很容易生锈，若在钢中加入适量的Ni、Cr，就成为不锈钢了。金属或合金受一些因素影响，化学稳定性明显增强的现象，称为钝化。由某些钝化剂（化学药品）所引起的金属钝化现象，称为化学钝化。如浓HNO3、浓H2SO4、HClO3、K2Cr2O7、KMnO4等氧化剂都可使金属钝化。金属钝化后，其电极电势向正方向移动，使其失去了原有的特性，如钝化了的铁在铜盐中不能将铜置换出。此外，用电化学方法也可使金属钝化，如将Fe置于H2SO4溶液中作为阳极，用外加电流使阳极极化，采用一定仪器使铁电位升高一定程度，Fe就钝化了。由阳极极化引起的金属钝化现象，叫阳极钝化或电化学钝化。

镀锌钝化的发展及各种方法的评价：

2、白色和蓝白色钝化

白色和蓝白色钝化在所有的钝化膜中，膜层最薄，防护能力最差。它们主要用于有一 定装饰性要求的零部件上，如日用五金、建材、轻工产品、家用电器、输变电金具等。

通常情况下，这种钝化溶液中含有铬酐、氟化物、三价铬和硝酸等。目前，也有直接采 用三价铬、氟化物来进行钝化的，特别是一些进口材料，有的在钝化溶液中加人氨基磺酸及其衍生物、有机羧酸及其盐类，以提高其装饰性效果。近年来发展的具有一定使用价值的白色和蓝白色钝化溶液的组成和操作条件见表1。

比较表1中所列的配方不难看出，白色钝化和蓝白色钝化溶液属性酸性，每种溶液中都含有三价铬化合物，工件在溶液中处理的时间都很短。配方1、3为无六价铬的钝化剂；配方2、4、5中含有不同的六价铬。由上述溶液中可得到浅蓝色的钝化膜。

3、彩色钝化

彩色钝化是镀锌层最常见的钝化之一。通常使用的低铬彩色钝化液含3～59/L铬酐、1～3ml/L硝酸和0.3--lml/L硫酸以及少量的醋酸或高锰酸钾或其他成分。得到的钝化膜颜色较淡，膜层较薄，在中性盐雾加速腐蚀试验中，出白锈时间在48～96h之间，且有时工件在存放期即出现变色，难以满足汽车、家用电器等行业越来越高的要求。

采用表2所列的溶液，在规定的操作条件下，均可获得色彩艳丽的钝化膜，但钝化膜的耐蚀性却大不相同。在中性盐雾加速腐蚀实验中，采用配方1、3、5得到的钝化膜在96～144h间即出现镀层腐蚀（白锈），而采用配方2、4得到的钝化膜。一般在200h内不会出现白锈。特别是采用配方4得到的钝化膜，色彩浓厚，出白锈时间最长可达400h。配方4的钝化溶液中不含常用的阴离子，如：硝酸根、硫酸根、高锰酸根、村酸根等，而采用特别的成膜剂，使得膜层的厚度和膜层中六价铬的含量均有了较大的提高。

4、黑色钝化

为了满足某些特殊行业如电子工业、测量仪表、光学器械、汽车零部件等的要求，镀锌黑钝化在近几年得到了越来越多的应用。在市售的黑钝化剂中，发黑剂主要是银盐，以铜盐作发黑剂的已廖廖无几。有人通过比较几种配方的成膜机理和实际考察，认为使用银盐得到的钝化膜，无论是外观，还是耐蚀性都比使用铜盐或银盐和铜盐的好。使用银盐的黑钝化剂，又分为醋酸型和磷酸型两种。比较而言，醋酸型的钝化膜外观较好，但耐久性较差；磷酸型的钝化膜外观不如醋酸型，但耐蚀性和抗老化性较好。

使用银盐的黑钝化剂，又分为醋酸型和磷酸型两种。比较而言，醋酸型的钝化膜外观较好，但耐用性较差；磷酸型的钝化膜外观不如醋酸型，但耐腐蚀性和抗老化性较好。几种黑钝化溶液的组成和操作条件见表3。

在表3所列的配方中，既有醋酸型，也有磷酸型。实验证明，在中性盐雾加速腐蚀试验中，醋酸型钝化膜在200h内出现白锈，而磷酸型钝化膜出白锈的时间却大于200h。ZB-90为混合酸型黑钝化剂，由此得到的钝化膜在NSS试验中出白锈的时间大于250h ，钝化膜又黑又亮，具有较高的使用价值。

5、绿色钝化

绿色钝化是镀锌钝化膜中膜层最厚、耐蚀性最好的一种。这种钝化通常被用于軍工、航海、化工机械等的处理。绿色钝化常采用以铬酐、磷酸、硫酸、硝酸、盐酸组成的五酸钝化溶液。但是，这种钝化溶液组分间的比例对成膜的影响很大，溶液使用后的调整也很困难。为了得到理想的绿色钝化膜层，许多电镀工作者进行了这方面的研究。日本研究人员采用醋酸代替盐酸得到了外观均匀的绿色钝化膜，但膜层的耐蚀性不太理想随后有人在溶液中加入过渡金属的盐，使钝化膜的耐蚀性有了很大的提高。我国的电镀人员对钝化溶液中的各成分的比列进行了多种实验，提出了几种具有使用价值的配方，其具体组成及操作条件见表4。

6、无铬钝化

早期三价铬钝化技术的开发是基于环保对废水排放的限制而生，其性能相对于六价铬钝化而言，尚有很大差距，特别是耐蚀性能，同时外观带有明显的雾状，因此，并未应用于工业化生产。开发的三价铬钝化技术在许多方面的性能引起研究者的重视。随着人们对钝化膜形成机理的不断研究，该项技术已经开始应用于工业化生产。近年来，随着稳定性和耐蚀性能的进一步提高，三价铬钝化技术越来越可能成为六价铬钝化的替代工艺。

7、结论：

当前，各类无铬钝化工艺的研究较多，已有部分经无铬钝化后得到的膜层，其耐蚀性接近甚至在某些方面已经超过了铬酸盐钝化，很有发展前途，但由于成本较高和不能适应大规模工业化生产而限制了其推广使用。因此，研发出一种价格低廉、能适应大规模钢铁零部件生产的无铬钝化技术是未来无铬钝化研究的方向。

参考文献：：

1、《镀锌管用的钝化液配方 工艺 方法 参数》、《镀锌黑钝化工艺研究》、《钢带热镀锌技术问答》

2、网站：http：//b2b.hc360.com、http：//wenku.baidu.com

篇5：镀锌分厂个人小结

两周时间过得很快，我在镀锌分厂的实习也即将结束。在这段时间里，根据陈师傅安排，我参与实习了2#热镀锌线生产工艺流程及其设备组成。通过学习，我对2#热镀锌线生产工艺流程及其设备有了初步了解和认识。基本上知道了部分GI板生产流程和部分工艺知识。2#线师傅们专业的指导让我学到了很多，尤其是具体的操作工艺和设备运行原理，内容很多也比较复杂。由于时间的关系，只能暂时学习这些，以后有机会定要仔细研究。

个人鉴定

篇6：镀锌钢

热镀锌对钢铁具有良好的防护性能,已广泛应用于汽车、建筑、航空、电力、交通、机械等行业。但是,镀锌层在潮湿环境或运输过程中容易发生腐蚀而产生白锈,影响外观及耐蚀性能。传统的防护方法是铬酸盐钝化,经济而有效。由于其钝化液中六价铬是致癌物质[1],对人体及环境有严重危害,因此,各国科研工作者都在寻找其他技术,以替代传统的铬酸盐钝化工艺。

多年以来,都以无毒或低毒的无机缓蚀剂,如钼酸盐、硅酸盐、稀土金属盐等作为钝化剂[2,3,4],其形成的膜较薄且易出现裂纹,抗蚀效果不佳,所以研究转向了有机物方面。有机硅烷化处理是一种新型的金属表面防护处理工艺,无污染、对环境友好、处理件耐蚀性较好。硅烷试剂合成简单,具有独特的结构和性能,一般含有X3Si(CH2)nY结构,硅醇与锌表面结合及自身交联可在锌层表面形成一层致密的保护膜,从而大幅度提高基体金属锌的耐蚀性[5,6,7,8],具有很好的工业应用前景。不过,硅烷分子吸附到镀锌层表面的机制目前尚有争议。

本工作选择了一种无毒的乙烯基硅烷作为成膜剂,通过红外光谱和XPS等技术研究了热镀锌钢表面硅烷膜的结构及膜与镀锌层之间的键合状态,并探讨了其成膜机理。

1 试 验

1.1 试样镀锌

试样材料为Q235冷轧钢板,尺寸40 mm×30 mm×2 mm。试样镀锌:先在85 ℃的10 g/L NaOH溶液中脱脂1 min,接着在室温下于15%HCl中除锈5 min,然后在60 ℃下用150 g/L NH4Cl+150 g/L ZnCl2混和溶液助镀3～5 min,烘干后浸入(450±5) ℃的纯锌浴中1 min,缓慢提出锌液面,立即水冷即可。用STH - 1型测厚仪测得锌层厚度约为50 μm。

1.2 热镀锌试样硅烷膜的制备

硅烷溶液的配方及工艺:7%(体积比)硅烷,甲醇/去离子水=10/90(体积比),水解时间1～2 h,处理温度40 ℃,处理时间120 s,pH=4。所用硅烷为乙烯基三甲氧基硅烷(以下简称“硅烷”),外观为无色至浅黄色透明液体,具有酯的气味,含量≥95.0%;国外对应牌号为A - 171(美国联炭公司);分子式为CH2=CH-Si(OCH3)3;试验过程中,未对工业级的硅烷做进一步的净化处理。其他化学试剂均为分析纯,用蒸馏水配制溶液。将准备好的热镀锌试样浸入硅烷溶液中成膜后取出自然干燥。

1.3 硅烷膜的表征

利用Vector 33型(德国Bruker公司)红外光谱仪测试硅烷偶联剂成膜前后特征基团的变化,扫描次数32次,Harrick型镜反射附件,入射角80°,波数4 000～400 cm-1。

采用XPS测试硅烷膜,分别选取C,O,Zn和Si的特征谱图进行分析,以验证硅羟基与镀锌层是否发生键结合。测试仪器为XSAM800型多功能电子能谱仪(英国Kratos公司),X射线源为Al Kα,激发能量1 487.6 eV,分辨率0.9 eV,分析室真空度2×10-7 Pa,功率为250 W,以C1s 284.60 eV为内标。

2 结果与讨论

2.1 红外光谱分析

图1中a为硅烷溶液的透射光谱(FT - IR)。由此可知,3 304 cm-1处为配位羟基峰,3 061 cm-1产生自硅烷的双键,3 024 cm-1为C-H吸收峰,2 850 cm-1来自Si-O-CH3对称伸缩振动峰,1 601 cm-1处为乙烯基的C=C伸缩振动峰,1 409 cm-1为乙烯基的CH2剪式振动峰,1 275 cm-1处的吸收峰为CH3对称变形振动吸收,1 008 cm-1为乙烯基的反式C-H非平面摇摆振动,897 cm-1为Si-OH吸收峰,764 cm-1为Si-C伸展振动吸收峰。1 148,1 040 cm-1两个峰为Si-O-Si变形振动吸收分裂的双峰,前者来自Si-O-CH3的C-H摇摆振动,后者来自Si-O-C的不对称伸缩振动[9]。这说明在溶液中硅烷水解后形成了线性低聚物,2 982,2 959 cm-1峰的存在意味着Si-OCH3的水解并不完全[9]。

图1中b为热镀锌试样浸入硅烷溶液中120 s后,完全自然干燥膜的RA - IR谱:3 304 cm-1的配位羟基峰表明硅烷的羟基在镀锌层表面发生了缩合反应;1 148,1 040 cm-1双峰位移到1 145 cm-1的单峰表明线性低聚硅烷之间通过羟基的缩合发生了聚合交联反应,1 408,1 601,3 061 cm-1的乙烯基峰的存在表明硅烷确实从溶液中转移到了镀锌层上;897 cm-1处Si-OH吸收峰的存在表明硅醇在镀锌层表面并未完全缩合[10];在960 cm-1处出现的新峰,应该是由于硅烷分子中Si-OH和镀锌层表面的羟基发生键合作用形成Si-O-Zn键、产生硅醇盐而导致的[9]。

2.2 XPS分析

图2a是热镀锌试样上硅烷膜表面的XPS全扫描谱图。试样表面主要存在C,O,Si等元素,其中C和O的信号很强,不可能是表面污染所致,出现了非常明显的Si元素的特征峰,说明硅烷已经吸附到了Zn层上;几乎检测不到Zn的信号,说明硅烷膜完全覆盖了基体锌层。

图2b为对硅烷膜中C1s高分辨谱图及其分峰拟合处理结果。彻底分析C1s谱图较难,因为在分析试样中C原子存在许多不同的化学状态。C的种类较多,通过对C1s谱带进行分峰拟合,发现C1s由位置为285.0,286.8,288.0 eV的3个峰组成:主峰285.0 eV应为C-Si,C=C,C-C,C-H键的结合能[6];286.8 eV和288.0 eV 2个峰来自C原子与电负性O的键合,峰强度比较弱,说明试样表面受到了外来C的轻微污染,可能是在进行XPS测试分析前存储的时间过长所致,286.8 eV应为C-O键的结合能[8],是由硅烷分子中的甲氧基基团产生的;288.0 eV肩峰表明了C-O-Si键的存在[11]。表面C-Si和C=C键的存在,进一步证明了硅烷分子已存在于热镀锌层表面。

图2c为对硅烷膜中O1s高分辨谱图及其分峰拟合处理结果。与C1s的分峰拟合曲线相比,O1s的分峰拟合曲线辨析起来更加困难,因为有很多物质的结合能轻微改变后都位于这一范围。由图可见,O1s由位置为530.7,532.2,533.8 eV的3个峰组成:主峰532.2 eV应为不同组分在相同范围内的混合,该结合能不能简单地归属为单一组分,多组分的联合贡献更加可能,应该是来源于硅烷分子缩合后产生的Si-O-Si和未缩合的Si-OH中Si-O键、氢氧化锌(结合能:532.0 eV)和C-O键。530.7 eV峰应来自于氧化锌中的O[6];533.8 eV这一峰值从标准谱图查不出,应该是由于硅烷和热镀锌表面的Zn-OH发生作用而产生了Si-O-Zn键所致[12]。

图2d为硅烷膜中Si2p高分辨谱图及其分峰拟合处理结果。Si2p是由4个峰组成:其结合能分别为99.0,100.1,101.5,103.3 eV。103.3 eV是Si-O2键的结合能,101.5 eV是硅烷分子缩合后产生的Si-O-Si和未缩合的Si-OH中Si-O键的结合能[11],100.1 eV是Si-C键的结合能,99.0 eV在标准谱图中查不出,应该来自Si-O-Zn中Si-O键的结合能。

2.3 讨 论

硅烷分子与金属表面的结合是多种因素综合作用的结果。一般认为界面上的作用力有3类:静力、界面分子间作用力、化学键力。由于化学键键能远大于物理键能,所以在这种情况下化学过程是一个很重要的因素。根据化学键合理论和以上对硅烷膜结构的分析,乙烯基三甲氧基硅烷与热镀锌层之间应该以化学键结合为主,硅烷膜生成过程示意见图3。

试验所用硅烷搅拌后发生如下水解反应:

一般说来,金属氧化物具有较高的表面能,与金属一样含有活性的羟基,通常呈碱性,而硅醇上的羟基却呈酸性[13]。热镀锌试样浸入水解好的乙烯基硅烷溶液后,溶液中的硅醇Si-OH会自发地通过氢键吸附到镀锌层表面。在随后的固化过程中,在硅烷/锌界面区域会发生两个关键的缩合反应。其一是来自硅烷溶液的硅醇Si-OH与锌/氧化锌表面的Zn-OH形成共价的金属硅氧烷键Si-O-Zn,具体反应为:

另外,与Si相连的有3个-OH基团中,只有1个参与形成金属硅氧烷共价键,其余的Si-OH之间将会发生缩合反应,形成硅氧烷Si-O-Si,反应如下:

这样,膜层中通过Si-O-Si键交联形成致密的、立体网状结构膜层,紧密地覆盖在镀锌层表面。

3 结 论

(1)硅烷的羟基在镀锌层表面发生了缩合反应,线性低聚硅烷之间通过羟基的缩合发生了聚合交联反应,同时硅烷分子中的Si-OH和镀锌层表面的羟基发生键合作用形成Si-O-Zn键,产生硅醇盐。

篇7：镀锌线炉区张力控制

一、概述

炉区张力控制是镀锌线生产的一个重点难点。镀锌线自投产以来，炉区张力控制成为制约镀锌线产品质量提升、产量提高以及全厂生产组织的重要因素。本文对炉区张力与速度控制进行系统梳理，并提出自己的主张和见解。

二、张力控制原理

镀锌机组采用退火炉，炉区的传动电机均为变频电机。电机采用了速度转矩双环控制，电机的转速和转矩通过减速箱后转化为传动辊的转速和转矩，使各个区段的带钢按照一定的速度、张力运行。

对于生产线上某一张力区域，区域内所有参与张力调整的传动辊提供的总张力值等于该区域的张力设定值减去后一张力区域的张力设定值。具体到该张力区域的某一参与张力控制的传动辊，在按照特定算法进行张力分配后，把张力转换为转矩值，传送到变频器控制电机转矩。此外，实际生产运行时还需要进行转矩补偿。在调整生产线速度时，就需要给出一个加减速补偿转矩。机械损耗作为一个固定参数在变频器中设定，PLC程序中不进行机械损耗计算。为保证退火炉区域内带钢张力的稳定性，在电机的速度转矩双环控制系统基础上，增加了张力闭环控制。张力计作为检测带钢实际张力的检测仪器，实时地将张力实际值反馈到控制系统中，与张力设定值进行比较。它们的差值信号输入到张力调节器中。张力调节器的输出量经过变化转换为电机的附近速度值，与主速度设定值相加后传送到变频器控制电机转速。

三、炉区张力控制及其对带钢的影响

炉区张力控制是镀锌生产线的重点和难点，这是因为炉区内带钢必须被加热到再结晶温度范围以上，而生产线出现故障，速度下降或停车时，带钢的温度会更高。在700～800℃下的带钢的抗拉强度极低，塑性很高。如果张力较高，甚至由于张力波动造成的瞬时张力过高，都会使带钢拉断而造成停产事故的发生。

在生产线正常运行的情况下，张力的作用也会使炉区带钢受到拉伸而发生宽度变窄的现象。在800℃时，带钢张力固定的情况下，不同厚度的带钢宽度变窄的数值如下表。

表1800℃时炉内带钢宽度变窄数值

带钢厚度（mm）带钢宽度变窄数值（mm）

0.40～0.566

0.57～0.745

0.75～1.504

>1.503

而在相同张力作用之下带钢在炉内宽度变窄的数值随炉温的升高而加大。因而，在保证带钢正常运行的情况下炉内张力必须尽可能小。但正常情况下，均会造成带钢一定数值的宽度变窄，必须靠选择原材料时适当增加轧硬卷的宽度来弥补。

大部分情况下，带钢都或多或少地存在边部波浪现象。带钢通过辊子时中间接触较紧，受到的力大一些，而边部接触较松，甚至不接触，受到的力小一些，甚至没有。炉内张力过大还会造成薄板在高温下连续发生打折的现象。这是因为在辊子附近整个带钢的横截面方向上张力不均匀，而在离辊子一定距离的地方相对均匀，这样在过渡区就会产生一对由两侧向中心的侧向力，加上带钢在炉内的强度较低，极易使带钢中部鼓起，以打折状态进入炉鼻辊。有时板形不良时，带钢上会形成斜方向的应力流，也会产生斜状打折。这种现象一旦产生，就会使侧向力加大，形成恶性循环，很难恢复，造成大量的废品，必须立即降低板温和炉内带钢的张力才能消除。

炉内张力还会影响到板形。张力过小时，带钢在重力作用之下的下垂现象加大，而边部的下垂现象更加明显，在高温之下边部浪形加重，给带钢通过气刀带来困难，也加大了以后矫直的难度。如适当提高张力可以使带钢中心部位在高温下产生少量的塑性变形，抵消部分边部浪形。

在工艺段，带钢从沉没辊到冷却塔顶转向辊之间的距离很长，如果张力过小会造成带钢的振动，影响镀锌的均匀性，如果带钢有少量边部缺口，也易被气刀刮断。当然，如果张力过大，同样会使带钢产生C形弯曲，即在横截面的方向上的弯曲，影响横截面方向上的镀层均匀性，并加大边部缺口被刮断的倾向。相对而言，工艺段的张力必须比炉区张力大一些，才能达到理想状态。

四、炉区与相关各区域的张力建立

活套张力较大，而炉区带钢不能施加过大的张力，因而设计了一个张紧辊向前拉动带钢，抵消了一部分活套卷扬机向后的拉力，即炉区张力是活套张力和张紧辊张力之差。与脱脂段一样，炉区张力大小靠调整张紧辊张力，即张紧辊的电流来实现。

需要特别注意的是活套内张力波动较大，这是因为一方面活套内带钢和卷扬机的钢丝绳有一定的下垂震荡的倾向，另一方面活套必须经常充套放套，即需要加速减速。而炉内带钢的强度很低，不能承受张力的波动，极易造成很麻烦的断带事故。因而在靠张力辊调节炉内张力的基础上，还必须进行特别的闭环微调处理，即不断的调节张紧辊的张力来保证炉内张力的波动尽可能的小。

炉区带钢张力较小，而工艺段需要稍大的张力，在炉内的热张辊发挥了作用，它向后拉动带钢，使工艺段的带钢张力大于炉内的张力，即工艺段的张力是炉区张力和热张辊张力之和。工艺段张力大小靠调整热张辊的电流来实现。

总结

现代的镀锌工艺都是连续高速生产的，镀锌板需要处于一定的张力下才能保证生产的连续运行。张力控制是关系到镀锌板生产率和质量的一个最重要的控制指标。今后，在条件允许的情况下，技术人员将进一步做一些调整尝试，更深入地了解镀锌生产线运行状况，积累数据经验，更好地解决今后遇到的各种速度、张力问题。

参考文献

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[3]崔红，陈殿青.开卷机的恒张力控制[J].辽宁科技学院学报.2006（04）.

篇8：镀锌钢

关键词：镀锌板,硅烷,壳聚糖,耐蚀性,转化膜

0 前言

对金属材料进行有机硅烷钝化,膜层附着力好、耐蚀性优。壳聚糖作为一种天然无毒、可降解的高分子聚合物,含有大量的氨基、羟基等亲水性基团,具有优异的吸附性、成膜性、生物相容性、抗菌性。然而单一组分壳聚糖作为成膜物质时,所得膜的力学性能差,脆性大,限制了其应用范围,与无机盐及硅烷等复合使用,能克服上述缺点[1,2],目前已在复合材料领域广泛应用,但鲜见将其用于金属表面防腐蚀成膜的报道。本工作结合高分子物质壳聚糖和硅烷KH563 的优势,以二者为主成膜物质,以正硅酸四乙酯增加转化膜的附着力[3,4],添加碱性硅溶胶控制转化膜的表面粗糙度[5~7],添加三甲基氯硅烷提高转化膜的疏水性,在热镀锌板表面制备了壳聚糖-硅烷疏水性转化膜,并与单一成膜物质分别为壳聚糖和硅烷KH563 所得的转化膜进行性能比较。

1 试验

1. 1 基材前处理

基材为DX51D + Z275 热镀锌板,尺寸为20. 0mm × 60. 0 mm × 0. 5 mm,锌镀层厚度为40 g / m2。对镀锌钢板在丙酮中超声15 min,自来水冲洗,用热风吹干; 采用由1% ( 质量分数,下同) Na OH + 3% Na2Si O3组成的碱浴清洗,自来水冲洗,蒸馏水冲洗,吹干。

1. 2 转化膜的制备

(1)壳聚糖钝化液

1.0%壳聚糖,2.5%正硅酸四乙酯,5.0%纳米二氧化硅和少量三甲基氯硅烷。

(2)硅烷钝化液

仅将1.0%壳聚糖换为5.0%硅烷KH563,其他同(1)。

(3)硅烷-壳聚糖复合钝化液

向在壳聚糖钝化液中添加5.0%硅烷KH563。

配制钝化剂液时,将壳聚糖或( 和) 硅烷KH563 在室温下搅拌反应24 h,加入正硅酸四乙酯,搅拌至无油状物时,加入纳米二氧化硅搅拌均匀。

将DX51D + 2275 镀锌钢板分别浸入3 种钝化液中60 s后取出,即制得转化膜。

1. 3 测试表征

(1)表面形貌

采用ZESSEVO18型扫描电镜(SEM)及其自带的能谱仪(EDS)观察转化膜的表面形貌并分析其成分;采用CSPM4000型原子力显微镜(AFM)分析转化膜表面的三维形貌。

(2)电化学性能

测试设备为CHI660D电化学工作站,辅助电极为铂网,面积为1 cm2,参比电极为饱和甘汞电极,转化膜试样经5.0%Na Cl室温浸泡0~72 h后为工作电极,测试面积为1 cm2;测试介质为p H=7的5.0%Na Cl,测试温度为室温,交流阻抗(EIS)谱测试频率为1.0×(10-2~105)Hz,采用Zsimp Win软件对数据进行拟合。

2 结果与讨论

2. 1 电化学性能

图1 为3 种转化膜在5. 0% Na Cl溶液中浸泡0 ~72 h后的EIS谱。从图1 可以看出: 硅烷转化膜的阻抗模值最小,在高频段相角值最低; 硅烷-壳聚糖转化膜的阻抗模值、相角值均远远高于硅烷转化膜; 壳聚糖转化膜在高频段的相角值高于硅烷-壳聚糖转化膜。以上结果表明,硅烷转化膜的耐蚀性最差。

采用R{ Q[R( QR) ]} 或R{ C[R( QR) ]} 等效电路模型对EIS谱结果进行拟合,膜层电阻值Rc、电荷转移电阻值Rt、0. 01 Hz处的阻抗模值Z和腐蚀电流Jcorr见图2。从图2 可看到: 盐水浸泡初期,硅烷-壳聚糖转化膜的Rc最大,硅烷转化膜和壳聚糖转化膜的相对较小; 硅烷-壳聚糖转化膜的Rt及Z最大,并且在不同浸泡时间下的腐蚀电流密度最小。这可能是因为硅烷转化膜耐蚀性不强,而壳聚糖转化膜因膜层附着力降低而导致耐蚀性下降。

3 种转化膜及镀锌板浸泡不同时间下的宏观形貌显示: 浸泡24 h后,硅烷转化膜表面出现了明显的腐蚀区域,且面积较大,而另外2 种转化膜均没有出现此现象; 经浸泡48 h后,壳聚糖转化膜表现出现了“起皮”或“脱落”现象,而另外2 种转化膜的不明显。综合考虑耐蚀性和附着力,硅烷-壳聚糖转化膜具有明显的优势。

2. 2 AFM形貌

图3 为3 种转化膜的AFM形貌。从图3 可知: 硅烷转化膜、硅烷-壳聚糖转化膜、壳聚糖转化膜的粗糙度Ra值依次为49. 22,73. 30,65. 95 nm; 硅烷转化膜表面相对平坦; 硅烷-壳聚糖转化膜表面的“小山-沟壑”形貌最明显,平均Ra值也最大; 壳聚糖转化膜“小山”分布相对均匀,但“小山”高度不一致,中间高两边低,表面不均匀,与硅烷的复合提高了转化膜表面的粗糙度,从而在一定程度上提高了转化膜的疏水性能。

2. 3 耐蚀性能

图4 为3 种转化膜浸泡0,72 h时的SEM形貌及EDS谱。

由图4 可以看出: 硅烷转化膜在5% Na Cl溶液中浸泡72 h后膜层受损严重,表面出现了裂缝和大面积的网状孔及“沟壑”,其表面元素中锌的含量大幅增加,硅元素含量大幅降低,说明了硅烷转化膜层几乎完全被破坏,失去了保护作用; 硅烷-壳聚糖转化膜表面较粗糙,这与AFM形貌相符,且浸泡前后并没有明显差别,浸泡72 h后转化膜表面氯、铁、锌元素含量有所增加,但增加得不多,与硅烷转化膜相比,硅烷-壳聚糖转化膜的耐腐蚀性能和附着力大大提高; 壳聚糖转化膜在浸泡72 h后表面出现了很多白点,转化膜表面氯离子含量较浸泡前明显增高,说明转化膜表面出现的“白点”有可能是被盐水大量侵蚀的结果。

3 结论

( 1) 与硅烷-壳聚糖转化膜和壳聚糖转化膜相比,硅烷转化膜耐腐蚀性能非常差。

( 2) 硅烷和壳聚糖的复合作用提高了转化膜的耐腐蚀性能,增加了表面粗糙度,从而在一定程度上提高了转化膜的疏水性能。

参考文献

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