脱成分腐蚀（dealloying corrosion）是指在金属腐蚀过程中，由于表面上某些特定部位产生选择性溶解的现象，又称成分选择性腐蚀（selective corrosion）。比较典型的代表就是黄铜脱锌。

 

脱成分腐蚀源起源于金属或合金表面组分的差异，但在腐蚀介质的作用下却表现为行为各异。与介质反应时活性大的组分会被优先氧化、溶解，稳定组分则残留下来。Pryor.M.J等人通过相关的实验研究发现，部分铜基二元合金脱成分动力学按照如下的顺序降低：Cu-Al > Cu-Mn > Cu-Zn > Cu-Ni.对于溶质Al和Zn而言，脱成分动力学可表示成如下的关系式：

 

　　Log Se = KCs

 

　　Se 表示过量溶解的溶质；Cs表示溶质的原子百分量；K是定性的依赖于溶质元素可逆电势的量。

 

脱锌腐蚀是最为普遍的脱成分腐蚀。黄铜脱锌表现形式有均匀的层状脱锌和不均匀的带状或栓状脱锌两种。前者导致合金表面层变为力学性能脆弱的铜层，强度下降；后者使得脱锌的腐蚀产物变为丧失强度的疏松多孔的铜残渣，容易早期穿孔，危害性更大。一般而言，简单黄铜多见层状脱锌；而耐腐蚀的复杂黄铜则多见栓状脱锌。黄铜在腐蚀性强的介质，如弱酸、弱碱或海水，易发生层状脱锌；而在腐蚀性弱的介质，如河水，反而容易发生栓状脱锌。

 

影响黄铜脱锌腐蚀的因素主要有合金组织结构因素和外部环境因素。从相组成看，含锌量大于20% 的单相黄铜，脱锌后留下多孔的铜。而α+β双相黄铜的脱锌，首先是从β相开始的，β相完全转变为疏松的铜后再扩展到α相。北京有色金属研究总院的严宇民、林乐耘通过对实海暴露4年的HMn58-2板进行表面分析和电化学分析得知，HMn58-2板在海水中的腐蚀是以选择性的脱锌腐蚀为主，脱锌是从β相开始然后脱锌蔓延至α相的。含锌量更高的ε相或γ相黄铜会发生ε-γ-β-α的相转变，转变的程度依据脱锌时间、介质和外加电位等外部条件的变化而改变。黄桂桥等人研究了多种牌号的铜合金在青岛海域的脱成分腐蚀特征，发现HMn58-2双相黄铜在海水中的脱锌也是从β相开始，逐渐向纵深发展，使腐蚀区的α相晶粒成为孤岛，腐蚀区的α相晶粒也会受到腐蚀；对于β相不连续的HSn62-1双相黄铜在海水中的脱锌腐蚀也是从β相开始，并通过α相晶界发展到另一个β相晶粒。进入腐蚀区的α相晶粒也会发生脱锌腐蚀，但HSn62-1的脱锌腐蚀比HMn58-2轻的多。在飞溅区暴露的HSn70-1脱锌腐蚀沿晶界发展，使晶粒与其基体分开进入腐蚀区。通常，黄铜中含锌值越高，越容易产生脱锌、脱锌速度也越快。

 

黄铜脱锌的机理目前主要存在以下几种机制。优先溶解机制认为，在黄铜腐蚀过程中，合金表面的锌首先发生选择性溶解，然后合金内部的锌通过空位扩散继续溶解：电位较正的铜元素被遗留下来。而呈疏松状的铜层，但这种理论难以说明脱锌造成的脆性开裂深度（~ 5mm）于锌在空温下扩散系数（10-34 cm2 / s ） 太低之间的矛盾。溶解-再沉积机制认为黄铜表面上的锌和铜一起溶解。锌留在溶液中，而铜在靠近溶解处的表面上迅速析出从而重新沉积在基体上。Pickering 和Wagner提出了锌的优先溶解的双空位机制。他们认为在腐蚀过程中表面的锌首先通过阳极溶解产生双空位，然后由于浓度梯度的影响，双空位向合金内部扩散，锌原子向表面扩散，产生锌的优先溶解。此外还存在黄铜脱锌的渗流机制。Sieradzki和Newmall对无序二元或两相合金如Cu-Zn黄铜提出了渗流模型，认为在二元合金或两相合金中，随着溶质原子浓度的增加或某一相所占有分数的增加，当溶质原子浓度或某相所占百分数超过某一临界值（渗流阀值）后，就会在含金内部出现由此溶质原子或某相近邻或次近邻组成的无限长的连通的通道，并认为黄铜的脱锌就是沿着这条由Zn原子组成的通道发生锌的优先溶解，从而出现坑道状或栓状的脱锌腐蚀特征。

 

防止黄铜脱锌腐蚀主要是从冶金方面入手，其次也可从改善环境方面考虑。改善腐蚀环境如采用阴极保护、降低介质浸蚀性、添加缓蚀剂等，虽然是防止黄铜脱锌较好的措施，但由于受工况条件的限制，并不能完全抑制黄铜的脱锌。只有通过冶金化方法提高黄铜自身的抗脱锌能力，才能从根本上杜绝黄铜脱锌腐蚀的发生。如采用锌含量较低的红黄铜（Zn质量分数15%），几乎不产生脱锌（但该合金不耐冲蚀）；或在黄铜中加入砷、硼、锑、磷、锡、铝、稀土等合金元素，这些元素都能在不同程度上防止α黄铜的脱锌，但对α+ β双相黄铜的抑制效果不大。在这些元素中尤以加As,B的效果最佳，此外，稀土元素也能较好地抑制脱锌腐蚀。