2024年5月30日发(作者：杞韦柔)
第52卷 第8期
2023年8月
表面技术
SURFACE TECHNOLOGY
·237·
高低温交替海洋环境Ti6Al4V合金
的腐蚀损伤机理
陈伟，胡素影，向林，高旭，陶健全，
陈永君，孙际鹏，解志文
（1.辽宁科技大学，辽宁 鞍山 114051；2.西南技术工程研究所，重庆 400039）
摘要：目的 探究高低温交替海洋服役环境中Ti6Al4V合金的腐蚀损伤失效过程，揭示高温氧化、沉积盐膜、
频繁启动工作模式耦合作用下合金的腐蚀损伤与退化机理。方法 采用高温氧化、高温氧化-盐雾交替和高温
氧化-海水浸泡交替试验方法，对Ti6Al4V合金腐蚀失效行为进行了全面评估；利用X-射线衍射仪（XRD）、
X-射线光电子能谱仪（XPS）与扫描电子显微镜（SEM）等微尺度检测分析仪器，全面解析了合金损伤失效
过程中表面物相结构、腐蚀产物成分及表/截面形貌特征。结果 650 ℃氧化400 h后，Ti6Al4V合金表面氧
化层（TiO
2
+Al
2
O
3
）生长致密且均匀；经50循环高温氧化-盐雾交替试验后，Ti6Al4V合金遭受加速腐蚀损
伤，表面存在明显点蚀，氧化层出现分层剥落；经50循环高温氧化-海水浸泡试验后，Ti6Al4V合金腐蚀损
伤进一步加速，但氧化层生长迅速，整体增重达5.167 mg/cm
2
。结论 高温氧化过程中Ti6Al4V合金表面氧
化层呈缓慢均匀生长特征，具有优良的抗氧化性。高低温交替工作模式加速了氧化膜快速生长与结构破坏，
Cl
‒
的浓度对Ti6Al4V合金表面氧化层的降解具有显著驱动作用，且Cl
‒
浓度越高腐蚀降解越严重。随着样品
表面氧化层的致密性和完整性被破坏，混合盐逐渐侵入氧化层内部，加剧了氯化物的挥发，表明Ti6Al4V
合金在高低温交替环境下抗腐蚀性较差。
关键词：Ti6Al4V合金；海洋环境；高温氧化；高温氧化-盐雾交替；高温氧化-浸泡交替；腐蚀损伤机理
中图分类号：TG172 文献标识码：A 文章编号：1001-3660(2023)08-0237-10
DOI：10.16490/.1001-3660.2023.08.018
121
11212
Corrosion Damage Mechanism of Ti6Al4V Alloy in Alternating
High and Low Temperature Marine Environment
CHEN Wei
1
, HU Su-ying
1
, XIANG Lin
2
, GAO Xu
1
, TAO Jian-quan
2
,
CHEN Yong-jun
1
, SUN Ji-peng
2
, XIE Zhi-wen
1
(1. University of Science and Technology Liaoning, Liaoning Anshan 114051, China;
2. Southwest Institute of Technology and Engineering, Chongqing 400039, China)
收稿日期：2022-06-23；修订日期：2022-11-24
Received：2022-06-23；Revised：2022-11-24
基金项目：西南技术工程研究所合作基金（HDHDW5902020103）
Fund：Supported by the Southwest Institute of Technology and Engineering Cooperation Fund (HDHDW5902020103)
作者简介：陈伟（1996—），男，硕士研究生，主要研究方向为表面工程。
Biography：CHEN Wei (1996-), Male, Postgraduate, Research focus: surface engineering.
通讯作者：高旭（1966—），男，硕士，副教授，主要研究方向为表面工程。
Corresponding author：GAO Xu (1966-), Male, Master, Associate professor, Research focus: surface engineering.
引文格式：陈伟, 胡素影, 向林, 等. 高低温交替海洋环境Ti6Al4V合金的腐蚀损伤机理[J]. 表面技术, 2023, 52(8): 237-246.
CHEN Wei, HU Su-ying, XIANG Lin, et al. Corrosion Damage Mechanism of Ti6Al4V Alloy in Alternating High and Low Temperature Marine
Environment[J]. Surface Technology, 2023, 52(8): 237-246.
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表 面 技 术 2023年8月
ABSTRACT: The frequent alternating high and low temperature service pattern of aero engines in the marine environment is an
important factor that reduces their service life. The work aims to investigate the corrosion damage failure process of Ti6Al4V
alloy in alternating high and low temperature marine service environment and reveal in detail the corrosion damage and
degradation mechanisms of the alloy under the synergistic effects of high temperature oxidation, deposited salt films and
frequent start-up operating modes. High temperature oxidation, alternating high temperature oxidation-salt spray and alternating
high temperature oxidation-seawater immersion tests were employed to evaluate the corrosion behaviors of Ti6Al4V alloy. The
phase composition of the test sample surface was characterized by X-ray diffractometry (XRD). The microstructure and local
elemental distribution of the test samples were characterized by scanning electron microscope (SEM) and energy dispersive
spectroscopy (EDS). Corrosion product composition and compound valence were characterized by X-ray photoelectron
spectroscopy (XPS). An in-suit dense and uniform (TiO
2
+Al
2
O
3
) oxide layer was formed on the surface of Ti6Al4V alloy after
oxidation at 650 ℃ for 400 h. The rate of sample weight gain gradually decreased over time during the test and was only
2.657 mg/cm
2
at the end of the test. Ti6Al4V alloy showed significant cracking and peeling on the surface of the sample after
50 cycles of alternating high temperature oxidation and salt spray test. Severe corrosion damage occurred on the alloy surface
caused by the transformation of the liquid salt film in the salt spray environment into a solid salt film adhered to the sample
surface in the high temperature environment, which resulted in the laminar separation of the oxide layer. Corrosion damage to
the Ti6Al4V alloy was further accelerated during 50 cycles of high temperature oxidation-seawater immersion test, reflected by
a rapid growth of the oxide film and an aggravated delamination failure. Although corrosion product shedding was more severe
in the high temperature oxidation - seawater immersion environment, the sample was in a constant state of weight gain
throughout the test, with a final weight gain up to 5.167 mg/cm
2
. The test results indicated that the oxide layer on the Ti6Al4V
alloy showed a slow and uniform growth trend during the high temperature oxidation process, indicating that the Ti6Al4V alloy
had excellent oxidation resistance in the 650 ℃ environment, but experienced a rapid growth and structural damage during the
alternating high and low temperature working mode. As a very strong depassivating agent, Cl
‒
not only affected the formation of
passivation films on the surface of the sample, but also significantly affected the corrosion rate and the degree of corrosion of the
metal. A higher concentration of Cl
‒
resulted in a more severe degradation damage. In addition, the solid salt film exacerbated
the cracking of the oxide layer on the surface of the alloy, which provided a channel for the infiltration of Cl
‒
. As the denseness
and integrity of the oxide layer on the surface of the sample are destroyed, the mixed salt gradually invades the interior of the
oxide layer and intensifies the volatilisation of the chloride, which indicates the poor corrosion resistance of the Ti6Al4V alloy
in alternating high and low temperature environment.
KEY WORDS: Ti6Al4V alloy; marine environment; high temperature oxidation; alternating high temperature oxidation-salt
spray; alternating high temperature oxidation-immersion; corrosion damage mechanisms
Ti6Al4V合金具有质量轻、比强度高、无磁性、
生物相容性好等特点，目前被广泛应用于生物医疗与
[1-5]
大量研究报道，Ti6Al4V合
海洋船舶工业等领域
。
金具有良好的海洋耐候性能，但高温服役过程中遭受
严重的氧化腐蚀损伤，尤其在极端苛刻海洋环境下，
钛合金热端部件除面临高温氧化侵蚀外，还会遭受固
态热盐腐蚀及薄液膜电化学腐蚀。例如，钛合金热端
部件经常面临频繁启停工作模式，而高低温交替（间
歇运转、常温停靠）服役环境存在干态-湿态过程，
这种交替作用所引发的化学氧化-电化学腐蚀比单纯
高温氧化、常温电化学腐蚀要严重很多，其在工作/
非工作状态下表现出不同的腐蚀损伤与性能退化规
律（高低温交替腐蚀）。一方面，高温工作模式下燃
料燃烧所产生的硫酸盐及氯盐沉积所形成的固态盐
膜会诱发钛合金表面发生严重的高温固态热盐腐蚀；
另一方面，常温停靠时高湿热海洋盐雾或薄液膜同样
会对钛合金热端部件表面造成严重的侵蚀降解
[6-11]
。
因此，系统开展高低温交替环境Ti6Al4V合金的腐蚀
损伤行为与退化机理研究，将具有重要理论价值和工
程指导意义。
近年来，国内外学者相继开展了Ti6Al4V合金在
高温、盐雾、浸泡等单一环境下的腐蚀损伤行为与机
理研究
[12-18]
。Guleryuz等
[13]
研究了Ti6Al4V合金在
600~800 ℃下的高温氧化行为。研究表明，氧化初期
Al
2
O
3
与TiO
2
一起在表面成核，随着氧化时间延长，
Al
2
O
3
横向生长并覆盖TiO
2
，即铝的外扩散和氧的内
导致Ti6Al4V合金
扩散使Al
2
O
3
和TiO
2
层交替生长，
在高温环境下表面形成多层氧化层。同时随着温度的
升高，氧化层孔洞越来越多，表面出现破裂和剥落。
李蕊等
[14]
利用SEM、EDS、XRD等检测方法，从样
品的氧化动力学、氧化膜的相组成和微观结构方面分
析了Ti60合金在600 ℃下NaCl盐雾环境中的腐蚀
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第52卷 第8期
陈伟，等：高低温交替海洋环境Ti6Al4V合金的腐蚀损伤机理 ·239·
行为。研究表明，Ti60合金在600 ℃ NaCl盐雾环
境下的腐蚀产物主要为双层结构，外腐蚀层主要为
Na
2
TiO
3
和TiO
2
，内腐蚀层主要为TiO和Ti
2
O，同时
表明Cl
‒
是加速材料腐蚀的本质原因。Wu等
[16]
研究
了Ti6Al4V合金在650 ℃热盐和热盐-水汽协同作用
下的腐蚀损伤机理。研究表明，Ti6Al4V合金在2种
腐蚀环境下表现出截然不同的微观形貌和失效规律。
高温环境下，熔融盐发生共晶反应导致Cl
2
产生，气
态氯化物的挥发加速了氧化层的生长与分层断裂；水
汽的加入，诱导氧化层出现严重的腐蚀降解，HCl的
生成加剧了孔洞的生长，氯作为催化剂显著加速了材
[18]
料的失效损伤。Li等
研究了激光固体成形的
Ti6Al4V合金在高浓度（质量分数15%）NaCl溶液
中的腐蚀行为。研究表明，随着晶粒尺寸的增加，制备
合金样品的耐腐蚀性能降低。激光固体成形Ti6Al4V合
金的阳极溶解行为也受其晶粒特性的影响。与等轴形
态相比，柱状晶界优先溶解，细颗粒表面的保护膜质
量较好，因此阻碍了合金的进一步溶解。
截止目前，国内外研究者在Ti6Al4V合金海洋耐
候性能、高温氧化损伤及热盐腐蚀机理等方面取得可
喜的研究进展，但在高低温交替工作模式下钛合金腐
蚀损伤行为与性能退化机理却鲜有报道。本文面向
Ti6Al4V热端部件的典型海洋服役工况，利用高温氧
化试验、高温氧化-盐雾交替试验以及高温氧化-海水
系统开展高低温交替海
浸泡交替试验评价方法
[19-20]
，
洋环境Ti6Al4V合金的腐蚀损伤行为研究，全面解析
材料损伤失效过程中高温氧化侵蚀-热应力演化-固态
沉积盐腐蚀之间协同交互作用规律及协同损伤/破坏
机理，为高性能钛合金材料-结构一体化设计、性能
调控与海洋工程化应用奠定重要理论基础。
为一个试验周期，持续50次，保证加热时间与氧化
时间一致。盐雾箱中，溶液为(5±0.1)%的混合盐溶液
（25%NaCl+75%Na
2
SO
4
，质量分数），溶液pH值用
硫酸调整至3.8~4，并24 h测1次pH。盐雾箱内温
度设置为(35±2) ℃，喷雾预热温度设置为46 ℃，压
缩空气压力设置为83 kPa，喷嘴孔径为0.50~
0.76 mm，雾化条件按0.28 m
3
空间24 h雾化2.8 L溶
液为准，调整沉降率为1~3 mL/(80 cm
2
·h)。为避免残
存盐引起的质量偏差，称量前用沸腾的去离子水将含
盐的样品清洗20 min，使用精度为10
‒4
g的电子天平
测定所有样品的质量变化过程，且每一时间点取3组
样品称量。具体试验设计方案如表1所示。
表1 Ti6Al4V合金试验设计细节
Tab.1 Details of the tests design for Ti6Al4V alloy
Sample
M1
M2
M3
Test type
High temperature oxidation test
Time
—
400 h
M0 Untested sample
Alternating high temperature oxidation-
50 cycles
salt spray test
Alternating high temperature oxidation-
50 cycles
salt water immersion test
1.3 试验样品检测与分析
通过X射线衍射仪（XRD，X' Pert Powder，
PANalytical B. V.，Almelo，The Netherlands）表征不
同试验后样品的表面物相组成，扫描时间设定为
2 min，辐射源为Cu-Kα，扫描范围为10°~90°。利用
扫描电子显微镜（SEM，Zeiss ∑ IGMA HD，Carl
Zeiss，Jena，Germany）表征试验样品表面和截面的
微观组织结构。通过能量色散光谱法（EDS）来确定
试验样品的局部元素组成和具体分布区域。
1 试验
1.1 样品制备
试验材料为典型的（α+β）型合金——Ti6Al4V，
采用线切割的方法将材料切割成尺寸为15 mm×
15 mm×5 mm的方形块状样品。分别利用180目、320
目、600目的SiC砂纸对样品表面进行打磨处理，并
利用酒精进行超声波清洗以去除表面的杂质，干燥留
存备用。
2 结果及分析
2.1 腐蚀动力学曲线分析
图1为试验样品的腐蚀动力学曲线。如图1a所
示，样品M1在650 ℃高温环境下表现出持续稳定的
质量增长趋势。氧化动力学曲线斜率随时间延长而逐
渐减小，表明氧化速率随试验的进行逐渐降低；在经
过400 h的氧化后，样品M1增重2.657 mg/cm
2
。相
比之下，图1b中的样品M2在试验初期质量就出现
极速增长，试验6循环时增重3.827 mg/cm
2
，随后曲
线呈现出相对稳定的上下波动，表明此时样品发生了
腐蚀产物的生长与剥落。对比样品M2，样品M3在
整个试验过程中质量持续增长，试验50循环后增重
5.167 mg/cm
2
。结合图2d所示，表明样品M3的氧化
程度高于样品M2，且腐蚀产物的增长速率高于脱落
速率。
1.2 试验设计
高温氧化试验在箱式电阻炉（沈阳市节能工业电
炉厂）中进行，升温速率设置为10 ℃/min，升温至
650 ℃后保温，持续氧化400 h。高温-盐雾交替试验
首先在箱式电阻炉内氧化8 h，冷却至室温后转入盐
雾箱（JK-60，上海魅宇仪器设备有限公司）腐蚀16 h。
高温-浸泡交替试验是在相同条件下氧化8 h，冷却至
室温后悬挂于3.5% NaCl溶液中腐蚀16 h。设定24 h
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表 面 技 术 2023年8月
图1 不同试验样品的腐蚀动力学曲线
Fig.1 Corrosion kinetic curves of different test samples: a) M1; b) M2 and M3
2.2 表面宏观形貌分析
图2为测试样品的表面宏观形貌。如图2a所示，
未测试样品表面呈现出明亮的金属光泽，同时打磨样
品时造成的条状沟槽清晰可见。而氧化400 h的样品
M1呈现出明显的土黄色，符合TiO
2
氧化层的典型特
[21]
征
。相比之下，图2c中的样品M2表面完整性遭
到严重破坏，出现明显的开裂和脱落。与样品M2相
比，样品M3表面开裂和剥落更加严重，存在明显的
腐蚀坑和分层现象，且表现出逐渐加深的腐蚀趋势。
氧化膜厚度与腐蚀产物的脱落程度明显高于样品
M2，表明高温-浸泡协同作用不仅诱导了氧化层的快
速增长，同时加剧了氧化层的崩裂，导致表面出现严
重腐蚀降解。
2.3 XRD物相组成分析
图3为所有测试样品的XRD分析及样品M2、
M3的XPS分析。如图3a中XRD检测所示，样品
M0主要为初始α-Ti相和(α+β)-Ti相，样品M1表面
表明其在高温环境
氧化层主要由TiO
2
和Al
2
O
3
组成，
暴露期间发生了典型的氧化反应。而图3b中Al 2p
有一个双重态出现在Al 2p
3/2
（74.46 eV）和Al 2p
1/2
（78.40 eV）位置，对应着Al
3+
化学价态；此外图3c
（458.46 eV）和Ti 2p
1/2
中，Ti 2p对应的位置有Ti 2p
3/2
（464.02 eV），对应着Ti
4+
化学价态，结合XRD检测
结果，表明样品M2表面除了对应的Ti、Al氧化物之
外，还存在Na
2
TiO
3
等腐蚀产物
[22]
。与样品M2相比，
样品M3的XPS检测中并未检测出明显的Al，这可能
与NaCl直接参与了Al
2
O
3
的降解有关。如图3e和图
3f所示，O 1s图谱中只有1个峰O 1s（530.98 eV），
Ti 2p图谱呈现出明显的双峰结构Ti 2p
3/2
（74.46 eV）
和Ti 2p
1/2
（78.40 eV），表明高温-浸泡试验过程中样
品M3表面具有保护作用的Al
2
O
3
层降解更加严重，
表面腐蚀层主要为疏松多孔的TiO
2
。
2.4 表面微观形貌及成分分析
图4为测试样品的表面SEM形貌及局部EDS元
素映射图。如图4a所示，在样品M1中表现出相对
密集和粗糙的表面特征，表面主要由棒条状纤维和颗
粒状结构组成，符合典型TiO
2
和Al
2
O
3
相的生长形
态，与图3中的XRD分析结果一致。与样品M1相
比，样品M2表面氧化层出现大面积开裂、剥落以及
少量的点蚀。如图4b所示，表面呈现出条状纤维和
片状结构纵横交错的组织特征。结合图4e和图4f，
表明条状纤维主要成分为TiO
2
，片状结构主要为
Al
2
O
3
。相比之下，图4c中的样品M3在发生腐蚀产
物脱落的同时，表面出现了大量腐蚀坑以及微裂纹；
腐蚀坑随试验的进行深度逐渐增加，表明在盐水浸
泡过程中发生的电化学腐蚀，加速了样品表面腐蚀
损伤。
图2 试验样品的表面宏观形貌
Fig.2 Surface macromorphology of test samples:
a) M0; b) M1; c) M2; d) M3
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第52卷 第8期
陈伟，等：高低温交替海洋环境Ti6Al4V合金的腐蚀损伤机理 ·241·
图3 所有试验样品的XRD分析及样品M2、M3的XPS分析
Fig.3 XRD analysis of all test samples and XPS analysis of samples M2 and M3
2.5 截面微观形貌及元素分布
图5为测试样品的截面SEM形貌和EDS元素映
射图。如图5a所示，氧化400 h后样品M1的表面形
成了厚度约14 μm的均匀氧化层。图5b中的元素映
射显示，Al元素出现了明显的扩散富集，表明此时
样品表面主要是Ti和Al的氧化物，且Al
2
O
3
层在最
外侧。对比样品M1，样品M2表面氧化层厚度约
100 μm，同时截面处出现微孔洞侵蚀并伴随着明显的
层状分离。结合图5d，Al元素的富集区域与微裂纹
的产生区域存在高度一致性，表明元素的扩散富集与
裂纹的产生存在较强的相关性。如图5e所示，样品
M3的氧化层是测试样品中最厚的，厚度约130 μm。
经过50个循环的试验后，样品M3表面出现毛刺状
腐蚀特征，氧化层分层明显且出现严重的断裂与剥
落，高温-浸泡协同作用导致样品表面氧化层出现严
重腐蚀损伤。
3 讨论
图6为Ti6Al4V合金在650 ℃高温条件及高低
温交替条件下的腐蚀损伤机理。在650 ℃高温环境
中，Ti6Al4V合金发生了典型的氧化反应，合金中元
素反应形成对应氧化物的标准吉布斯自由能排序为
)−902 kJ/mol）<ΔG
0
(TiO
2
（)−759 kJ/mol）；
ΔG
0
(Al
2
O
3
（
但氧化产物的生长不仅与元素的氧化热力学有关，同
时与氧化物的生长动力学有关
[22]
。由于TiO
2
具有比
Al
2
O
3
低得多的生长活化能，使得TiO
2
的生长速率远
高于Al
2
O
3
。因此，反应首先生成TiO
2
，导致TiO
2
层与基体界面处出现贫钛现象，同时使得该处Al浓
由于氧化产生的TiO
2
度相对更高，产生富铝层
[22-24]
。
层结构疏松，导致Al能够穿过TiO
2
层富集在样品表
面，在氧化层外侧形成Al
2
O
3
层。由于合金中V的含
量极少，因此，在XRD中没有检测到明显的V的氧
化物的相关衍射峰。具体反应为：
Ti + O
2
= TiO
2
(1)
4Al + 3O
2
= 2Al
2
O
3
(2)
4V + 5O
2
= 2V
2
O
5
(3)
高温-盐雾交替试验同样存在氧化反应，初期反
应如式（1）—（3）所示，样品M2表面形成以TiO
2
和Al
2
O
3
为主的氧化层。当样品从高温环境转入盐雾
环境后，样品外表面氧化层中的Al
2
O
3
实际以
Al
2
O
3
·nH
2
O的形式存在，也可以写作Al(OH)
3
。当盐
雾溶液沉降在样品表面时，由于Cl
‒
半径较小，在与
O
2‒
、OH
‒
和H
2
O发生竞争性吸附时会优先吸附，从
而进入晶格内部占据原本水分子和氧的位置而加速
金属的阳极溶解。此外，在Cl
‒
的作用下，氧化层中
的金属阳离子会逐步形成可溶性氯化物，并发展成为
腐蚀坑
[25-26]
。发生的反应为：
Al(OH)
3
+ Cl
‒
→ Al(OH)
2
Cl + OH
‒
(4)
‒‒
(5)
Al(OH)
2
Cl + Cl → Al(OH)Cl
2
+ OH
‒‒
Al(OH)Cl
2
+ Cl → AlCl
3
+ OH(6)
3+‒
AlCl
3
→ Al + 3Cl(7)
阴极为吸氧反应
由于Al的耐点蚀性极差，导致氧化层外侧Al
2
O
3
层出现点蚀，样品表面致密性遭到破坏。在腐蚀坑电
场的作用下，Cl
‒
不断向坑内迁移、富集，同时腐蚀
O
2
+ 4H
＋
+ 4e
‒
→ 2H
2
O (8)
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表 面 技 术 2023年8月
图4 试验样品的表面SEM形貌及局部EDS分析
Fig.4 Surface SEM morphology and local EDS analysis of test samples: a) M1; b) M2; c) M3
产物不断堆叠，使得腐蚀坑内环境进一步恶化，导致
当样品M2从盐雾箱取
表面氧化层出现腐蚀损伤
[27]
。
出干燥后，表面会形成一层固态混合盐膜。因此，样
品M2再次置于马弗炉内时，除了典型的氧化反应外，
还会发生严重的热腐蚀。研究表明，Na
2
SO
4
和NaCl
混合盐的熔点为645 ℃，因此熔融态的混合盐膜主
同时，Cl
‒
会与硫氧化物等反应产生Cl
2
[29]
：
4Cl
‒
+ 2SO
3
+ O
2
=
2SO
2
4
+ 2Cl
2
(12)
2Cl
‒
+ SO
2
+ O
2
=
SO
2
4
+ Cl
2
(13)
4Cl
‒
+ S
2
+ 4O
2
=
2SO
2
4
+ 2Cl
2
(14)
上述反应生成的Cl
2
会通过渗透进入氧化层内部
‒[28]
与Ti、Al生成对应的氯化物
[30]
，具体反应为：
。其中
SO
2
要由Na
+
、
SO
2
4
、Cl组成
4
会分解产生
2Al + 3Cl
2
= 2AlCl
3
(15)
O
2‒
和SO
3
：
Ti + 2Cl
2
= TiCl
4
(16)
2
2‒
SO
4
= O + SO
3
(9)
由于AlCl
3
和TiCl
4
的沸点分别为182.7 ℃和
2SO
3
= 2SO
2
+ O
2
(10)
136.4 ℃，因此在650 ℃高温环境下会迅速转变为气
2SO
3
= S
2
+ 3O
2
(11)
态，导致氧化层内部出现微孔洞。随着反应的进行，
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第52卷 第8期
陈伟，等：高低温交替海洋环境Ti6Al4V合金的腐蚀损伤机理 ·243·
图5 试验样品的表面微观形貌和局部EDS分析
Fig.5 Surface micromorphology and local EDS analysis of test samples: (a, b) M1; (c, d) M2; (e, f) M3
大量的孔洞由于聚集效应形成连续的微裂纹，使得
程度
[33]
。随着表面Al
2
O
3
层的破坏，NaCl溶液中的
O
2
能够很容易进入氧化层内部，与氯化物反应再次
Cl
‒
与H
2
O渗透进入样品内部，与Ti发生反应
[34]
：
Ti + H
2
O + 2Cl
‒
→ TiOCl
2
+ 2H
+
+ 4e
‒
(19)
生成对应的氧化物和Cl
2
[31]
。具体反应式为：
TiOCl
2
+ 3H
2
O → Ti(OH)
4
+ 2HCl (20)
4AlCl
3
+ 3O
2
= 2Al
2
O
3
+ 6Cl
2
(17)
Ti(OH)
4
→ TiO
2
+ 2H
2
O (21)
TiCl
4
+ O
2
= TiO
2
+ 2Cl
2
(18)
上述反应说明，NaCl溶液中Cl
‒
加速了TiO
2
层
因此，Cl
2
作为关键载体加速了氧化物的生长，
的生长。与样品M3相比，样品M2所处的盐雾蒸汽
导致样品M2的氧化层厚度明显高于样品M1。
为酸性环境，一定程度上抑制了上述反应的进行。与
高温-浸泡试验初期同样发生反应式（1）—（3）
高温-盐雾交替试验相同，浸泡环境取出样品干燥后，
所示的氧化反应，与高温-盐雾试验不同，高温-浸泡
表面会形成一层固态盐膜。由于NaCl的熔点为
试验中Cl
‒
的浓度更高。当样品氧化结束悬挂浸泡于
801 ℃，因此盐膜在650 ℃环境下仍以固态盐膜形式
3.5% NaCl溶液时，Cl
‒
极易吸附于氧化膜的缺陷处，
附着在氧化层表面并发生反应
[35]
：
研
并通过渗入作用进入氧化层内部造成腐蚀溶解
[32]
。
4NaCl + 2Al
2
O
3
+ O
2
= 4NaAlO
2
+ 2Cl
2
(22)
究表明，Cl
‒
会使金属的点蚀电位向负方向移动，增
6NaCl + Al
2
O
3
= 2AlCl
3
+ 3Na
2
O (23)
加金属产生点蚀的敏感性，同时发生反应（4）—（8）。
4NaCl + 2TiO
2
+ O
2
= 2Na
2
TiO
3
+ 2Cl
2
(24)
Cl
‒
作为极强的去钝化剂，不仅影响了样品表面钝化
4NaCl + TiO
2
= TiCl
4
+ 2Na
2
O (25)
膜的形成，同时能够显著影响金属的腐蚀速率和腐蚀
随着反应进行，结合图3中的XPS分析，表明
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·244·
表 面 技 术 2023年8月
图6 Ti6Al4V合金试验反应机理
Fig.6 Reaction mechanism diagram for Ti6Al4V alloy test
NaCl使得Al
2
O
3
层降解严重，进而导致表面氧化层的
连续性遭到严重破坏（见图5e），彻底对基体失去
保护性。由于氧化层中的TiO
2
疏松多孔，因此更多
的氧气能够穿过TiO
2
使基体进一步氧化，导致反应
（17）—（18）在样品M3中反应程度更大
[30]
。因此，
反应（19）—（25）导致样品M3氧化层在相同时间
下比样品M2更厚。当样品M3再次浸泡于NaCl溶
液中时，氧化层内部残存的Cl
2
会与水生成HCl和
HClO，具体为：
H
2
O + Cl
2
= HCl + HClO (26)
2HClO = 2HCl + O
2
(27)
由于上述反应为可逆反应，且该反应的方向性和
体系的酸碱度具有密切关系，因此在酸性盐雾环境中
会极大地抑制该反应的正向进行，上述反应可以理解
为Cl
2
向Cl
‒
转换，从而进一步增大了盐雾环境和溶
液环境中Cl
‒
浓度的差异，进而导致样品M3破坏程
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第52卷 第8期
陈伟，等：高低温交替海洋环境Ti6Al4V合金的腐蚀损伤机理 ·245·
度要高于样品M2
[36]
。由于TiO
2
、Al
2
O
3
、Ti6Al4V合
金的热膨胀系数分别为8.2×10
‒6
、8.1×10
‒6
、(10~12)×
10
‒6
K
‒1
，因此高低温交替作用加剧了裂纹的扩展，
进而导致样品表面极易产生分层与破裂（图2c—d）。
此外，氯化物挥发产生的孔洞以及微裂纹的扩展也是
促进腐蚀产物脱落的重要因素。
4 结论
1）Ti6Al4V合金在650 ℃环境下质量增重明
显，氧化层厚度均匀，氧化产物主要为TiO
2
和Al
2
O
3
，
表面没有出现开裂和脱落，试验400 h过程中表现出
良好的抗氧化性。
2）高温-盐雾交替试验中，盐雾环境下的Cl
‒
会
破坏Ti6Al4V合金表面氧化产生的Al
2
O
3
层，导致表
面发生点蚀；而高温环境下熔融态混合盐膜会发生共
晶反应产生Cl
2
，与样品生成可挥发性气态氯化物，
使表面出现裂纹并发生腐蚀产物的脱落。
3）高温-浸泡试验过程中，固态NaCl盐膜直接
参与反应使得Al
2
O
3
层降解严重，为Cl
2
的内渗透提
供了通道，加剧了表面产物的脱落与降解。此外，
O
2
内扩散导致的再氧化改变了氧化层的致密性，同
时Ti元素在NaCl溶液中的进一步反应促进了氧化层
生长。
4）合金在高低温交替腐蚀环境下表面氧化层均
会由于盐质的存在而遭到明显腐蚀破坏，即Ti6Al4V
合金无法满足在含盐质的高低温循环交替环境下长
时间服役。
参考文献：
[1] ELKHATEEB M G, SHIN Y C. Analysis of the Effects of
Microstructure Heterogeneity on the Mechanical Behavior of
Additively Manufactured Ti6Al4V Using Mechanics of
Structure Genome[J]. Materials & Design, 2021, 204:
109643.
SHAO L, XIE G, LIU Xin-hua, et al. Combustion Beha-
viour and Mechanism of TC4 and TC11 Alloys[J]. Cor-
rosion Science, 2020, 168: 108564.
DU H L, DATTA P K, LEWIS D B, et al. Air Oxidation
Behaviour of Ti-6Al-4V Alloy between 650 and 850°[J].
Corrosion Science, 1994, 36(4): 631-642.
LI Hong, MA Ying, XU Bao-zhen, et al. Laser Welding of
Ti6Al4V Assisted with Nanostructured Ni/Al Reactive
Multilayer Films[J]. Materials & Design, 2019, 181:
108097.
LIU Jiang-wei, SUN Qi-dong, ZHOU Chang-an, et al.
Achieving Ti6Al4V Alloys with both High Strength and
Ductility via Selective Laser Melting[J]. Materials
Science and Engineering: A, 2019, 766: 138319.
EVSTIFEEV A, KAZARINOV N, PETROV Y, et al.
[2]
[3]
[4]
[5]
[6]
Experimental and Theoretical Analysis of Solid Particle
Erosion of a Steel Compressor Blade Based on Incubation
Time Concept[J]. Engineering Failure Analysis, 2018, 87:
15-21.
[7] TRELEWICZ J R, HALADA G P, DONALDSON O K,
et al. Microstructure and Corrosion Resistance of Laser
Additively Manufactured 316L Stainless Steel[J]. JOM,
2016, 68(3): 850-859.
[8] SHAO Shuai, XI Hui-zhi, CHANG Yun-peng. Study on
the Salt Spray Corrosion and Erosion Behavior of TC4
Titanium Alloy[J]. Advanced Materials Research, 2011,
233-235: 2409-2412.
[9] HAHN J, SHI Yu-ke, KIM S W, et al. High-Temperature
Corrosion of Ti-46Al-6Nb-0.5 W-0.5Cr-0.3Si-0.1C Alloy
in Ar/0.2%SO
2
Gas[J]. Oxidation of Metals, 2020, 94(1-
2): 113-125.
[10] REEDY M W, EDEN T J, POTTER J K, et al. Erosion
Performance and Characterization of Nanolayer (Ti, Cr)N
Hard Coatings for Gas Turbine Engine Compressor Blade
Applications[J]. Surface and Coatings Technology, 2011,
206(2-3): 464-472.
[11] SWADŹBA L, FORMANEK B, GABRIEL H M, et al.
Erosion- and Corrosion-Resistant Coatings for Aircraft
Compressor Blades[J]. Surface and Coatings Technology,
1993, 62(1-3): 486-492.
[12] ZHANG Hong-wei, MAN Cheng, DONG Chao-fang, et
al. The Corrosion Behavior of Ti6Al4V Fabricated by
Selective Laser Melting in the Artificial Saliva with
Different Fluoride Concentrations and pH Values[J].
Corrosion Science, 2021, 179: 109097.
[13] GULERYUZ H, CIMENOGLU H. Oxidation of Ti-6Al-
4V Alloy[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2009,
472(1-2): 241-246.
[14] 李蕊, 崔宇, 刘莉, 等. NaCl盐雾环境下Ti60合金的中
温腐蚀行为[J]. 中国腐蚀与防护学报, 2021, 41(5):
595-601.
LI Rui, CUI Yu, LIU Li, et al. Corrosion Behavior of Ti60
Alloy in Fog of NaCl Solution at 600 ℃[J]. Journal of
Chinese Society for Corrosion and Protection, 2021, 41(5):
595-601.
[15] KUMAR S, NARAYANAN T S N S, RAMAN S G S, et
al. Thermal Oxidation of CP Ti—An Electrochemical and
Structural Characterization[J]. Materials Characterization,
2010, 61(6): 589-597.
[16] WU Hu-lin, GONG Ping, HU Su-ying, et al. Hot Corro-
sion Damage Mechanism of Ti6Al4V Alloy in Marine
Environment[J]. Vacuum, 2021, 191: 110350.
[17] DALILI N, EDRISY A, FAROKHZADEH K, et al. Im-
proving the Wear Resistance of Ti-6Al-4V/TiC Compo-
sites through Thermal Oxidation (TO)[J]. Wear, 2010,
269(7-8): 590-601.
[18] LI Jia-qiang, LIN Xin, GUO Peng-fei, et al. Electroche-
mical Behaviour of Laser Solid Formed Ti-6Al-4V Alloy
in a Highly Concentrated NaCl Solution[J]. Corrosion
Copyright©博看网. All Rights Reserved.
·246·
表 面 技 术 2023年8月
[19]
[20]
[21]
[22]
[23]
[24]
[25]
[26]
[27]
Science, 2018, 142: 161-174.
GENG Ming-rui, HE Guang-yu, SUN Zhi-ping, et al.
Corrosion Damage Mechanism of TiN/ZrN Nanoscale
Multilayer Anti-Erosion Coating[J]. Coatings, 2018, 8(11):
400.
KUMAR S, CHATTOPADHYAY K, MAHOBIA G S, et
al. Hot Corrosion Behaviour of Ti-6Al-4V Modified by
Ultrasonic Shot Peening[J]. Materials & Design, 2016,
110: 196-206.
CASADEBAIGT A, HUGUES J, MONCEAU D. High
Temperature Oxidation and Embrittlement at 500-600 ℃
of Ti-6Al-4V Alloy Fabricated by Laser and Electron
Beam Melting[J]. Corrosion Science, 2020, 175: 108875.
刘杰, 薛祥义. Ti-42Al-8Nb合金氧化膜的XPS研究[J].
稀有金属材料与工程, 2016, 45(10): 2635-2641.
LIU Jie, XUE Xiang-yi. XPS Study on Oxidation Scale of
Ti-42Al-8Nb TiAl Alloys[J]. Rare Metal Materials and
Engineering, 2016, 45(10): 2635-2641.
DAI Jing-jie, ZHU Ji-yun, CHEN Chuan-zhong, et al.
High Temperature Oxidation Behavior and Research
Status of Modifications on Improving High Temperature
Oxidation Resistance of Titanium Alloys and Titanium
Aluminides: A Review[J]. Journal of Alloys and Com-
pounds, 2016, 685: 784-798.
GARIP Y. Investigation of Isothermal Oxidation Perfor-
mance of TiAl Alloys Sintered by Different Processing
Methods[J]. Intermetallics, 2020, 127: 106985.
曾尚武, 江海涛, 赵爱民. TC4 钛合金高温氧化行为
[J]. 稀有金属材料与工程, 2015, 44(11): 2812-2816.
ZENG Shang-wu, JIANG Hai-tao, ZHAO Ai-min. High
Temperature Oxidation Behavior of TC4 Alloy[J]. Rare
Metal Materials and Engineering, 2015, 44(11): 2812-2816.
项民, 张琦, 骆军华. 盐雾腐蚀对NiCoCrAlY涂层性
能的影响[J]. 北京航空航天大学学报, 2004, 30(10):
1017-1020.
XIANG Min, ZHANG Qi, LUO Jun-hua. Influence of
Salt Spray Corrosion on the Performance of NiCoCrAlY
Coatings[J]. Journal of Beijing University of Aeronautics
and Astronautics, 2004, 30(10): 1017-1020.
宋复斌, 张琦. 盐雾腐蚀对Al-Si涂层循环氧化行为的
影响[J]. 腐蚀科学与防护技术, 2003, 15(2): 75-78.
SONG Fu-bin, ZHANG Qi. Influence of pre-Spray-Test
Oncyclic Oxidation Behavior of Al-Si Coating[J]. Corro-
[28]
[29]
[30]
[31]
[32]
[33]
[34]
[35]
[36]
[37]
sion Science and Technology Protection, 2003, 15(2):
75-78.
BOWER K, MURRAY S, REINHART A, et al. Corrosion
Resistance of Selective Laser Melted Ti-6Al-4V Alloy in
Salt Fog Environment[J]. Results in Materials, 2020, 8:
100122.
LIU R D, JIANG S M, YU H J, et al. Preparation and Hot
Corrosion Behaviour of Pt Modified AlSiY Coating on a
Ni-Based Superalloy[J]. Corrosion Science, 2016, 104:
162-172.
HE Jia-hua, GUO Xi-ping, QIAO Yan-qiang. Microstruc-
ture Evolution and Hot Corrosion Behavior of Zr-Y
Modified Silicide Coating Prepared by Two-Step Pro-
cess[J]. Corrosion Science, 2019, 156: 44-57.
GARIP Y, OZDEMIR O. Corrosion Behavior of the
Resistance Sintered TiAl Based Intermetallics Induced by
Two Different Molten Salt Mixture[J]. Corrosion Science,
2020, 174: 108819.
CHEN Xi, XIE Fa-qin, MA Tie-jun, et al. Hot Corrosion
Behavior of Three Different Zones of Linear Friction
Welded Ti-22Al-25Nb Alloy[J]. Materials and Corrosion,
2019, 70(4): 612-622.
YANG Xia-wei, DONG Xiu-rong, LI Wen-ya, et al. Effect
of Solution and Aging Treatments on Corrosion Perfor-
mance of Laser Solid Formed Ti-6Al-4V Alloy in a
3.5wt.% NaCl Solution[J]. Journal of Materials Research
and Technology, 2020, 9(2): 1559-1568.
WANG Bin, ZHANG Lun-wu, SU Yan, et al. Corrosion
Behavior of 5A05 Aluminum Alloy in NaCl Solution[J].
Acta Metallurgica Sinica (English Letters), 2013, 26(5):
581-587.
KALAKHAN O S. Kinetic Regularities of the Electroche-
mical Processes of Corrosion Fatigue in Titanium Alloys[J].
Materials Science, 2003, 39(5): 615-628.
ZHANG Kai, GAO Wei, LIANG Jing. Molten Salt Va-
pour Corrosion of Ti-Al-Ag Intermetallics[J]. Intermetal-
lics, 2004, 12(5): 539-544.
DELGADO-ALVARADO C, SUNDARAM P A. A Study
of the Corrosion Behavior of Gamma Titanium Aluminide
in 3.5wt.% NaCl Solution and Seawater[J]. Corrosion
Science, 2007, 49(9): 3732-3741.
责任编辑：万长清
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2024年5月30日发(作者：杞韦柔)
第52卷 第8期
2023年8月
表面技术
SURFACE TECHNOLOGY
·237·
高低温交替海洋环境Ti6Al4V合金
的腐蚀损伤机理
陈伟，胡素影，向林，高旭，陶健全，
陈永君，孙际鹏，解志文
（1.辽宁科技大学，辽宁 鞍山 114051；2.西南技术工程研究所，重庆 400039）
摘要：目的 探究高低温交替海洋服役环境中Ti6Al4V合金的腐蚀损伤失效过程，揭示高温氧化、沉积盐膜、
频繁启动工作模式耦合作用下合金的腐蚀损伤与退化机理。方法 采用高温氧化、高温氧化-盐雾交替和高温
氧化-海水浸泡交替试验方法，对Ti6Al4V合金腐蚀失效行为进行了全面评估；利用X-射线衍射仪（XRD）、
X-射线光电子能谱仪（XPS）与扫描电子显微镜（SEM）等微尺度检测分析仪器，全面解析了合金损伤失效
过程中表面物相结构、腐蚀产物成分及表/截面形貌特征。结果 650 ℃氧化400 h后，Ti6Al4V合金表面氧
化层（TiO
2
+Al
2
O
3
）生长致密且均匀；经50循环高温氧化-盐雾交替试验后，Ti6Al4V合金遭受加速腐蚀损
伤，表面存在明显点蚀，氧化层出现分层剥落；经50循环高温氧化-海水浸泡试验后，Ti6Al4V合金腐蚀损
伤进一步加速，但氧化层生长迅速，整体增重达5.167 mg/cm
2
。结论 高温氧化过程中Ti6Al4V合金表面氧
化层呈缓慢均匀生长特征，具有优良的抗氧化性。高低温交替工作模式加速了氧化膜快速生长与结构破坏，
Cl
‒
的浓度对Ti6Al4V合金表面氧化层的降解具有显著驱动作用，且Cl
‒
浓度越高腐蚀降解越严重。随着样品
表面氧化层的致密性和完整性被破坏，混合盐逐渐侵入氧化层内部，加剧了氯化物的挥发，表明Ti6Al4V
合金在高低温交替环境下抗腐蚀性较差。
关键词：Ti6Al4V合金；海洋环境；高温氧化；高温氧化-盐雾交替；高温氧化-浸泡交替；腐蚀损伤机理
中图分类号：TG172 文献标识码：A 文章编号：1001-3660(2023)08-0237-10
DOI：10.16490/.1001-3660.2023.08.018
121
11212
Corrosion Damage Mechanism of Ti6Al4V Alloy in Alternating
High and Low Temperature Marine Environment
CHEN Wei
1
, HU Su-ying
1
, XIANG Lin
2
, GAO Xu
1
, TAO Jian-quan
2
,
CHEN Yong-jun
1
, SUN Ji-peng
2
, XIE Zhi-wen
1
(1. University of Science and Technology Liaoning, Liaoning Anshan 114051, China;
2. Southwest Institute of Technology and Engineering, Chongqing 400039, China)
收稿日期：2022-06-23；修订日期：2022-11-24
Received：2022-06-23；Revised：2022-11-24
基金项目：西南技术工程研究所合作基金（HDHDW5902020103）
Fund：Supported by the Southwest Institute of Technology and Engineering Cooperation Fund (HDHDW5902020103)
作者简介：陈伟（1996—），男，硕士研究生，主要研究方向为表面工程。
Biography：CHEN Wei (1996-), Male, Postgraduate, Research focus: surface engineering.
通讯作者：高旭（1966—），男，硕士，副教授，主要研究方向为表面工程。
Corresponding author：GAO Xu (1966-), Male, Master, Associate professor, Research focus: surface engineering.
引文格式：陈伟, 胡素影, 向林, 等. 高低温交替海洋环境Ti6Al4V合金的腐蚀损伤机理[J]. 表面技术, 2023, 52(8): 237-246.
CHEN Wei, HU Su-ying, XIANG Lin, et al. Corrosion Damage Mechanism of Ti6Al4V Alloy in Alternating High and Low Temperature Marine
Environment[J]. Surface Technology, 2023, 52(8): 237-246.
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·238·
表 面 技 术 2023年8月
ABSTRACT: The frequent alternating high and low temperature service pattern of aero engines in the marine environment is an
important factor that reduces their service life. The work aims to investigate the corrosion damage failure process of Ti6Al4V
alloy in alternating high and low temperature marine service environment and reveal in detail the corrosion damage and
degradation mechanisms of the alloy under the synergistic effects of high temperature oxidation, deposited salt films and
frequent start-up operating modes. High temperature oxidation, alternating high temperature oxidation-salt spray and alternating
high temperature oxidation-seawater immersion tests were employed to evaluate the corrosion behaviors of Ti6Al4V alloy. The
phase composition of the test sample surface was characterized by X-ray diffractometry (XRD). The microstructure and local
elemental distribution of the test samples were characterized by scanning electron microscope (SEM) and energy dispersive
spectroscopy (EDS). Corrosion product composition and compound valence were characterized by X-ray photoelectron
spectroscopy (XPS). An in-suit dense and uniform (TiO
2
+Al
2
O
3
) oxide layer was formed on the surface of Ti6Al4V alloy after
oxidation at 650 ℃ for 400 h. The rate of sample weight gain gradually decreased over time during the test and was only
2.657 mg/cm
2
at the end of the test. Ti6Al4V alloy showed significant cracking and peeling on the surface of the sample after
50 cycles of alternating high temperature oxidation and salt spray test. Severe corrosion damage occurred on the alloy surface
caused by the transformation of the liquid salt film in the salt spray environment into a solid salt film adhered to the sample
surface in the high temperature environment, which resulted in the laminar separation of the oxide layer. Corrosion damage to
the Ti6Al4V alloy was further accelerated during 50 cycles of high temperature oxidation-seawater immersion test, reflected by
a rapid growth of the oxide film and an aggravated delamination failure. Although corrosion product shedding was more severe
in the high temperature oxidation - seawater immersion environment, the sample was in a constant state of weight gain
throughout the test, with a final weight gain up to 5.167 mg/cm
2
. The test results indicated that the oxide layer on the Ti6Al4V
alloy showed a slow and uniform growth trend during the high temperature oxidation process, indicating that the Ti6Al4V alloy
had excellent oxidation resistance in the 650 ℃ environment, but experienced a rapid growth and structural damage during the
alternating high and low temperature working mode. As a very strong depassivating agent, Cl
‒
not only affected the formation of
passivation films on the surface of the sample, but also significantly affected the corrosion rate and the degree of corrosion of the
metal. A higher concentration of Cl
‒
resulted in a more severe degradation damage. In addition, the solid salt film exacerbated
the cracking of the oxide layer on the surface of the alloy, which provided a channel for the infiltration of Cl
‒
. As the denseness
and integrity of the oxide layer on the surface of the sample are destroyed, the mixed salt gradually invades the interior of the
oxide layer and intensifies the volatilisation of the chloride, which indicates the poor corrosion resistance of the Ti6Al4V alloy
in alternating high and low temperature environment.
KEY WORDS: Ti6Al4V alloy; marine environment; high temperature oxidation; alternating high temperature oxidation-salt
spray; alternating high temperature oxidation-immersion; corrosion damage mechanisms
Ti6Al4V合金具有质量轻、比强度高、无磁性、
生物相容性好等特点，目前被广泛应用于生物医疗与
[1-5]
大量研究报道，Ti6Al4V合
海洋船舶工业等领域
。
金具有良好的海洋耐候性能，但高温服役过程中遭受
严重的氧化腐蚀损伤，尤其在极端苛刻海洋环境下，
钛合金热端部件除面临高温氧化侵蚀外，还会遭受固
态热盐腐蚀及薄液膜电化学腐蚀。例如，钛合金热端
部件经常面临频繁启停工作模式，而高低温交替（间
歇运转、常温停靠）服役环境存在干态-湿态过程，
这种交替作用所引发的化学氧化-电化学腐蚀比单纯
高温氧化、常温电化学腐蚀要严重很多，其在工作/
非工作状态下表现出不同的腐蚀损伤与性能退化规
律（高低温交替腐蚀）。一方面，高温工作模式下燃
料燃烧所产生的硫酸盐及氯盐沉积所形成的固态盐
膜会诱发钛合金表面发生严重的高温固态热盐腐蚀；
另一方面，常温停靠时高湿热海洋盐雾或薄液膜同样
会对钛合金热端部件表面造成严重的侵蚀降解
[6-11]
。
因此，系统开展高低温交替环境Ti6Al4V合金的腐蚀
损伤行为与退化机理研究，将具有重要理论价值和工
程指导意义。
近年来，国内外学者相继开展了Ti6Al4V合金在
高温、盐雾、浸泡等单一环境下的腐蚀损伤行为与机
理研究
[12-18]
。Guleryuz等
[13]
研究了Ti6Al4V合金在
600~800 ℃下的高温氧化行为。研究表明，氧化初期
Al
2
O
3
与TiO
2
一起在表面成核，随着氧化时间延长，
Al
2
O
3
横向生长并覆盖TiO
2
，即铝的外扩散和氧的内
导致Ti6Al4V合金
扩散使Al
2
O
3
和TiO
2
层交替生长，
在高温环境下表面形成多层氧化层。同时随着温度的
升高，氧化层孔洞越来越多，表面出现破裂和剥落。
李蕊等
[14]
利用SEM、EDS、XRD等检测方法，从样
品的氧化动力学、氧化膜的相组成和微观结构方面分
析了Ti60合金在600 ℃下NaCl盐雾环境中的腐蚀
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第52卷 第8期
陈伟，等：高低温交替海洋环境Ti6Al4V合金的腐蚀损伤机理 ·239·
行为。研究表明，Ti60合金在600 ℃ NaCl盐雾环
境下的腐蚀产物主要为双层结构，外腐蚀层主要为
Na
2
TiO
3
和TiO
2
，内腐蚀层主要为TiO和Ti
2
O，同时
表明Cl
‒
是加速材料腐蚀的本质原因。Wu等
[16]
研究
了Ti6Al4V合金在650 ℃热盐和热盐-水汽协同作用
下的腐蚀损伤机理。研究表明，Ti6Al4V合金在2种
腐蚀环境下表现出截然不同的微观形貌和失效规律。
高温环境下，熔融盐发生共晶反应导致Cl
2
产生，气
态氯化物的挥发加速了氧化层的生长与分层断裂；水
汽的加入，诱导氧化层出现严重的腐蚀降解，HCl的
生成加剧了孔洞的生长，氯作为催化剂显著加速了材
[18]
料的失效损伤。Li等
研究了激光固体成形的
Ti6Al4V合金在高浓度（质量分数15%）NaCl溶液
中的腐蚀行为。研究表明，随着晶粒尺寸的增加，制备
合金样品的耐腐蚀性能降低。激光固体成形Ti6Al4V合
金的阳极溶解行为也受其晶粒特性的影响。与等轴形
态相比，柱状晶界优先溶解，细颗粒表面的保护膜质
量较好，因此阻碍了合金的进一步溶解。
截止目前，国内外研究者在Ti6Al4V合金海洋耐
候性能、高温氧化损伤及热盐腐蚀机理等方面取得可
喜的研究进展，但在高低温交替工作模式下钛合金腐
蚀损伤行为与性能退化机理却鲜有报道。本文面向
Ti6Al4V热端部件的典型海洋服役工况，利用高温氧
化试验、高温氧化-盐雾交替试验以及高温氧化-海水
系统开展高低温交替海
浸泡交替试验评价方法
[19-20]
，
洋环境Ti6Al4V合金的腐蚀损伤行为研究，全面解析
材料损伤失效过程中高温氧化侵蚀-热应力演化-固态
沉积盐腐蚀之间协同交互作用规律及协同损伤/破坏
机理，为高性能钛合金材料-结构一体化设计、性能
调控与海洋工程化应用奠定重要理论基础。
为一个试验周期，持续50次，保证加热时间与氧化
时间一致。盐雾箱中，溶液为(5±0.1)%的混合盐溶液
（25%NaCl+75%Na
2
SO
4
，质量分数），溶液pH值用
硫酸调整至3.8~4，并24 h测1次pH。盐雾箱内温
度设置为(35±2) ℃，喷雾预热温度设置为46 ℃，压
缩空气压力设置为83 kPa，喷嘴孔径为0.50~
0.76 mm，雾化条件按0.28 m
3
空间24 h雾化2.8 L溶
液为准，调整沉降率为1~3 mL/(80 cm
2
·h)。为避免残
存盐引起的质量偏差，称量前用沸腾的去离子水将含
盐的样品清洗20 min，使用精度为10
‒4
g的电子天平
测定所有样品的质量变化过程，且每一时间点取3组
样品称量。具体试验设计方案如表1所示。
表1 Ti6Al4V合金试验设计细节
Tab.1 Details of the tests design for Ti6Al4V alloy
Sample
M1
M2
M3
Test type
High temperature oxidation test
Time
—
400 h
M0 Untested sample
Alternating high temperature oxidation-
50 cycles
salt spray test
Alternating high temperature oxidation-
50 cycles
salt water immersion test
1.3 试验样品检测与分析
通过X射线衍射仪（XRD，X' Pert Powder，
PANalytical B. V.，Almelo，The Netherlands）表征不
同试验后样品的表面物相组成，扫描时间设定为
2 min，辐射源为Cu-Kα，扫描范围为10°~90°。利用
扫描电子显微镜（SEM，Zeiss ∑ IGMA HD，Carl
Zeiss，Jena，Germany）表征试验样品表面和截面的
微观组织结构。通过能量色散光谱法（EDS）来确定
试验样品的局部元素组成和具体分布区域。
1 试验
1.1 样品制备
试验材料为典型的（α+β）型合金——Ti6Al4V，
采用线切割的方法将材料切割成尺寸为15 mm×
15 mm×5 mm的方形块状样品。分别利用180目、320
目、600目的SiC砂纸对样品表面进行打磨处理，并
利用酒精进行超声波清洗以去除表面的杂质，干燥留
存备用。
2 结果及分析
2.1 腐蚀动力学曲线分析
图1为试验样品的腐蚀动力学曲线。如图1a所
示，样品M1在650 ℃高温环境下表现出持续稳定的
质量增长趋势。氧化动力学曲线斜率随时间延长而逐
渐减小，表明氧化速率随试验的进行逐渐降低；在经
过400 h的氧化后，样品M1增重2.657 mg/cm
2
。相
比之下，图1b中的样品M2在试验初期质量就出现
极速增长，试验6循环时增重3.827 mg/cm
2
，随后曲
线呈现出相对稳定的上下波动，表明此时样品发生了
腐蚀产物的生长与剥落。对比样品M2，样品M3在
整个试验过程中质量持续增长，试验50循环后增重
5.167 mg/cm
2
。结合图2d所示，表明样品M3的氧化
程度高于样品M2，且腐蚀产物的增长速率高于脱落
速率。
1.2 试验设计
高温氧化试验在箱式电阻炉（沈阳市节能工业电
炉厂）中进行，升温速率设置为10 ℃/min，升温至
650 ℃后保温，持续氧化400 h。高温-盐雾交替试验
首先在箱式电阻炉内氧化8 h，冷却至室温后转入盐
雾箱（JK-60，上海魅宇仪器设备有限公司）腐蚀16 h。
高温-浸泡交替试验是在相同条件下氧化8 h，冷却至
室温后悬挂于3.5% NaCl溶液中腐蚀16 h。设定24 h
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·240·
表 面 技 术 2023年8月
图1 不同试验样品的腐蚀动力学曲线
Fig.1 Corrosion kinetic curves of different test samples: a) M1; b) M2 and M3
2.2 表面宏观形貌分析
图2为测试样品的表面宏观形貌。如图2a所示，
未测试样品表面呈现出明亮的金属光泽，同时打磨样
品时造成的条状沟槽清晰可见。而氧化400 h的样品
M1呈现出明显的土黄色，符合TiO
2
氧化层的典型特
[21]
征
。相比之下，图2c中的样品M2表面完整性遭
到严重破坏，出现明显的开裂和脱落。与样品M2相
比，样品M3表面开裂和剥落更加严重，存在明显的
腐蚀坑和分层现象，且表现出逐渐加深的腐蚀趋势。
氧化膜厚度与腐蚀产物的脱落程度明显高于样品
M2，表明高温-浸泡协同作用不仅诱导了氧化层的快
速增长，同时加剧了氧化层的崩裂，导致表面出现严
重腐蚀降解。
2.3 XRD物相组成分析
图3为所有测试样品的XRD分析及样品M2、
M3的XPS分析。如图3a中XRD检测所示，样品
M0主要为初始α-Ti相和(α+β)-Ti相，样品M1表面
表明其在高温环境
氧化层主要由TiO
2
和Al
2
O
3
组成，
暴露期间发生了典型的氧化反应。而图3b中Al 2p
有一个双重态出现在Al 2p
3/2
（74.46 eV）和Al 2p
1/2
（78.40 eV）位置，对应着Al
3+
化学价态；此外图3c
（458.46 eV）和Ti 2p
1/2
中，Ti 2p对应的位置有Ti 2p
3/2
（464.02 eV），对应着Ti
4+
化学价态，结合XRD检测
结果，表明样品M2表面除了对应的Ti、Al氧化物之
外，还存在Na
2
TiO
3
等腐蚀产物
[22]
。与样品M2相比，
样品M3的XPS检测中并未检测出明显的Al，这可能
与NaCl直接参与了Al
2
O
3
的降解有关。如图3e和图
3f所示，O 1s图谱中只有1个峰O 1s（530.98 eV），
Ti 2p图谱呈现出明显的双峰结构Ti 2p
3/2
（74.46 eV）
和Ti 2p
1/2
（78.40 eV），表明高温-浸泡试验过程中样
品M3表面具有保护作用的Al
2
O
3
层降解更加严重，
表面腐蚀层主要为疏松多孔的TiO
2
。
2.4 表面微观形貌及成分分析
图4为测试样品的表面SEM形貌及局部EDS元
素映射图。如图4a所示，在样品M1中表现出相对
密集和粗糙的表面特征，表面主要由棒条状纤维和颗
粒状结构组成，符合典型TiO
2
和Al
2
O
3
相的生长形
态，与图3中的XRD分析结果一致。与样品M1相
比，样品M2表面氧化层出现大面积开裂、剥落以及
少量的点蚀。如图4b所示，表面呈现出条状纤维和
片状结构纵横交错的组织特征。结合图4e和图4f，
表明条状纤维主要成分为TiO
2
，片状结构主要为
Al
2
O
3
。相比之下，图4c中的样品M3在发生腐蚀产
物脱落的同时，表面出现了大量腐蚀坑以及微裂纹；
腐蚀坑随试验的进行深度逐渐增加，表明在盐水浸
泡过程中发生的电化学腐蚀，加速了样品表面腐蚀
损伤。
图2 试验样品的表面宏观形貌
Fig.2 Surface macromorphology of test samples:
a) M0; b) M1; c) M2; d) M3
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图3 所有试验样品的XRD分析及样品M2、M3的XPS分析
Fig.3 XRD analysis of all test samples and XPS analysis of samples M2 and M3
2.5 截面微观形貌及元素分布
图5为测试样品的截面SEM形貌和EDS元素映
射图。如图5a所示，氧化400 h后样品M1的表面形
成了厚度约14 μm的均匀氧化层。图5b中的元素映
射显示，Al元素出现了明显的扩散富集，表明此时
样品表面主要是Ti和Al的氧化物，且Al
2
O
3
层在最
外侧。对比样品M1，样品M2表面氧化层厚度约
100 μm，同时截面处出现微孔洞侵蚀并伴随着明显的
层状分离。结合图5d，Al元素的富集区域与微裂纹
的产生区域存在高度一致性，表明元素的扩散富集与
裂纹的产生存在较强的相关性。如图5e所示，样品
M3的氧化层是测试样品中最厚的，厚度约130 μm。
经过50个循环的试验后，样品M3表面出现毛刺状
腐蚀特征，氧化层分层明显且出现严重的断裂与剥
落，高温-浸泡协同作用导致样品表面氧化层出现严
重腐蚀损伤。
3 讨论
图6为Ti6Al4V合金在650 ℃高温条件及高低
温交替条件下的腐蚀损伤机理。在650 ℃高温环境
中，Ti6Al4V合金发生了典型的氧化反应，合金中元
素反应形成对应氧化物的标准吉布斯自由能排序为
)−902 kJ/mol）<ΔG
0
(TiO
2
（)−759 kJ/mol）；
ΔG
0
(Al
2
O
3
（
但氧化产物的生长不仅与元素的氧化热力学有关，同
时与氧化物的生长动力学有关
[22]
。由于TiO
2
具有比
Al
2
O
3
低得多的生长活化能，使得TiO
2
的生长速率远
高于Al
2
O
3
。因此，反应首先生成TiO
2
，导致TiO
2
层与基体界面处出现贫钛现象，同时使得该处Al浓
由于氧化产生的TiO
2
度相对更高，产生富铝层
[22-24]
。
层结构疏松，导致Al能够穿过TiO
2
层富集在样品表
面，在氧化层外侧形成Al
2
O
3
层。由于合金中V的含
量极少，因此，在XRD中没有检测到明显的V的氧
化物的相关衍射峰。具体反应为：
Ti + O
2
= TiO
2
(1)
4Al + 3O
2
= 2Al
2
O
3
(2)
4V + 5O
2
= 2V
2
O
5
(3)
高温-盐雾交替试验同样存在氧化反应，初期反
应如式（1）—（3）所示，样品M2表面形成以TiO
2
和Al
2
O
3
为主的氧化层。当样品从高温环境转入盐雾
环境后，样品外表面氧化层中的Al
2
O
3
实际以
Al
2
O
3
·nH
2
O的形式存在，也可以写作Al(OH)
3
。当盐
雾溶液沉降在样品表面时，由于Cl
‒
半径较小，在与
O
2‒
、OH
‒
和H
2
O发生竞争性吸附时会优先吸附，从
而进入晶格内部占据原本水分子和氧的位置而加速
金属的阳极溶解。此外，在Cl
‒
的作用下，氧化层中
的金属阳离子会逐步形成可溶性氯化物，并发展成为
腐蚀坑
[25-26]
。发生的反应为：
Al(OH)
3
+ Cl
‒
→ Al(OH)
2
Cl + OH
‒
(4)
‒‒
(5)
Al(OH)
2
Cl + Cl → Al(OH)Cl
2
+ OH
‒‒
Al(OH)Cl
2
+ Cl → AlCl
3
+ OH(6)
3+‒
AlCl
3
→ Al + 3Cl(7)
阴极为吸氧反应
由于Al的耐点蚀性极差，导致氧化层外侧Al
2
O
3
层出现点蚀，样品表面致密性遭到破坏。在腐蚀坑电
场的作用下，Cl
‒
不断向坑内迁移、富集，同时腐蚀
O
2
+ 4H
＋
+ 4e
‒
→ 2H
2
O (8)
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·242·
表 面 技 术 2023年8月
图4 试验样品的表面SEM形貌及局部EDS分析
Fig.4 Surface SEM morphology and local EDS analysis of test samples: a) M1; b) M2; c) M3
产物不断堆叠，使得腐蚀坑内环境进一步恶化，导致
当样品M2从盐雾箱取
表面氧化层出现腐蚀损伤
[27]
。
出干燥后，表面会形成一层固态混合盐膜。因此，样
品M2再次置于马弗炉内时，除了典型的氧化反应外，
还会发生严重的热腐蚀。研究表明，Na
2
SO
4
和NaCl
混合盐的熔点为645 ℃，因此熔融态的混合盐膜主
同时，Cl
‒
会与硫氧化物等反应产生Cl
2
[29]
：
4Cl
‒
+ 2SO
3
+ O
2
=
2SO
2
4
+ 2Cl
2
(12)
2Cl
‒
+ SO
2
+ O
2
=
SO
2
4
+ Cl
2
(13)
4Cl
‒
+ S
2
+ 4O
2
=
2SO
2
4
+ 2Cl
2
(14)
上述反应生成的Cl
2
会通过渗透进入氧化层内部
‒[28]
与Ti、Al生成对应的氯化物
[30]
，具体反应为：
。其中
SO
2
要由Na
+
、
SO
2
4
、Cl组成
4
会分解产生
2Al + 3Cl
2
= 2AlCl
3
(15)
O
2‒
和SO
3
：
Ti + 2Cl
2
= TiCl
4
(16)
2
2‒
SO
4
= O + SO
3
(9)
由于AlCl
3
和TiCl
4
的沸点分别为182.7 ℃和
2SO
3
= 2SO
2
+ O
2
(10)
136.4 ℃，因此在650 ℃高温环境下会迅速转变为气
2SO
3
= S
2
+ 3O
2
(11)
态，导致氧化层内部出现微孔洞。随着反应的进行，
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陈伟，等：高低温交替海洋环境Ti6Al4V合金的腐蚀损伤机理 ·243·
图5 试验样品的表面微观形貌和局部EDS分析
Fig.5 Surface micromorphology and local EDS analysis of test samples: (a, b) M1; (c, d) M2; (e, f) M3
大量的孔洞由于聚集效应形成连续的微裂纹，使得
程度
[33]
。随着表面Al
2
O
3
层的破坏，NaCl溶液中的
O
2
能够很容易进入氧化层内部，与氯化物反应再次
Cl
‒
与H
2
O渗透进入样品内部，与Ti发生反应
[34]
：
Ti + H
2
O + 2Cl
‒
→ TiOCl
2
+ 2H
+
+ 4e
‒
(19)
生成对应的氧化物和Cl
2
[31]
。具体反应式为：
TiOCl
2
+ 3H
2
O → Ti(OH)
4
+ 2HCl (20)
4AlCl
3
+ 3O
2
= 2Al
2
O
3
+ 6Cl
2
(17)
Ti(OH)
4
→ TiO
2
+ 2H
2
O (21)
TiCl
4
+ O
2
= TiO
2
+ 2Cl
2
(18)
上述反应说明，NaCl溶液中Cl
‒
加速了TiO
2
层
因此，Cl
2
作为关键载体加速了氧化物的生长，
的生长。与样品M3相比，样品M2所处的盐雾蒸汽
导致样品M2的氧化层厚度明显高于样品M1。
为酸性环境，一定程度上抑制了上述反应的进行。与
高温-浸泡试验初期同样发生反应式（1）—（3）
高温-盐雾交替试验相同，浸泡环境取出样品干燥后，
所示的氧化反应，与高温-盐雾试验不同，高温-浸泡
表面会形成一层固态盐膜。由于NaCl的熔点为
试验中Cl
‒
的浓度更高。当样品氧化结束悬挂浸泡于
801 ℃，因此盐膜在650 ℃环境下仍以固态盐膜形式
3.5% NaCl溶液时，Cl
‒
极易吸附于氧化膜的缺陷处，
附着在氧化层表面并发生反应
[35]
：
研
并通过渗入作用进入氧化层内部造成腐蚀溶解
[32]
。
4NaCl + 2Al
2
O
3
+ O
2
= 4NaAlO
2
+ 2Cl
2
(22)
究表明，Cl
‒
会使金属的点蚀电位向负方向移动，增
6NaCl + Al
2
O
3
= 2AlCl
3
+ 3Na
2
O (23)
加金属产生点蚀的敏感性，同时发生反应（4）—（8）。
4NaCl + 2TiO
2
+ O
2
= 2Na
2
TiO
3
+ 2Cl
2
(24)
Cl
‒
作为极强的去钝化剂，不仅影响了样品表面钝化
4NaCl + TiO
2
= TiCl
4
+ 2Na
2
O (25)
膜的形成，同时能够显著影响金属的腐蚀速率和腐蚀
随着反应进行，结合图3中的XPS分析，表明
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表 面 技 术 2023年8月
图6 Ti6Al4V合金试验反应机理
Fig.6 Reaction mechanism diagram for Ti6Al4V alloy test
NaCl使得Al
2
O
3
层降解严重，进而导致表面氧化层的
连续性遭到严重破坏（见图5e），彻底对基体失去
保护性。由于氧化层中的TiO
2
疏松多孔，因此更多
的氧气能够穿过TiO
2
使基体进一步氧化，导致反应
（17）—（18）在样品M3中反应程度更大
[30]
。因此，
反应（19）—（25）导致样品M3氧化层在相同时间
下比样品M2更厚。当样品M3再次浸泡于NaCl溶
液中时，氧化层内部残存的Cl
2
会与水生成HCl和
HClO，具体为：
H
2
O + Cl
2
= HCl + HClO (26)
2HClO = 2HCl + O
2
(27)
由于上述反应为可逆反应，且该反应的方向性和
体系的酸碱度具有密切关系，因此在酸性盐雾环境中
会极大地抑制该反应的正向进行，上述反应可以理解
为Cl
2
向Cl
‒
转换，从而进一步增大了盐雾环境和溶
液环境中Cl
‒
浓度的差异，进而导致样品M3破坏程
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第52卷 第8期
陈伟，等：高低温交替海洋环境Ti6Al4V合金的腐蚀损伤机理 ·245·
度要高于样品M2
[36]
。由于TiO
2
、Al
2
O
3
、Ti6Al4V合
金的热膨胀系数分别为8.2×10
‒6
、8.1×10
‒6
、(10~12)×
10
‒6
K
‒1
，因此高低温交替作用加剧了裂纹的扩展，
进而导致样品表面极易产生分层与破裂（图2c—d）。
此外，氯化物挥发产生的孔洞以及微裂纹的扩展也是
促进腐蚀产物脱落的重要因素。
4 结论
1）Ti6Al4V合金在650 ℃环境下质量增重明
显，氧化层厚度均匀，氧化产物主要为TiO
2
和Al
2
O
3
，
表面没有出现开裂和脱落，试验400 h过程中表现出
良好的抗氧化性。
2）高温-盐雾交替试验中，盐雾环境下的Cl
‒
会
破坏Ti6Al4V合金表面氧化产生的Al
2
O
3
层，导致表
面发生点蚀；而高温环境下熔融态混合盐膜会发生共
晶反应产生Cl
2
，与样品生成可挥发性气态氯化物，
使表面出现裂纹并发生腐蚀产物的脱落。
3）高温-浸泡试验过程中，固态NaCl盐膜直接
参与反应使得Al
2
O
3
层降解严重，为Cl
2
的内渗透提
供了通道，加剧了表面产物的脱落与降解。此外，
O
2
内扩散导致的再氧化改变了氧化层的致密性，同
时Ti元素在NaCl溶液中的进一步反应促进了氧化层
生长。
4）合金在高低温交替腐蚀环境下表面氧化层均
会由于盐质的存在而遭到明显腐蚀破坏，即Ti6Al4V
合金无法满足在含盐质的高低温循环交替环境下长
时间服役。
参考文献：
[1] ELKHATEEB M G, SHIN Y C. Analysis of the Effects of
Microstructure Heterogeneity on the Mechanical Behavior of
Additively Manufactured Ti6Al4V Using Mechanics of
Structure Genome[J]. Materials & Design, 2021, 204:
109643.
SHAO L, XIE G, LIU Xin-hua, et al. Combustion Beha-
viour and Mechanism of TC4 and TC11 Alloys[J]. Cor-
rosion Science, 2020, 168: 108564.
DU H L, DATTA P K, LEWIS D B, et al. Air Oxidation
Behaviour of Ti-6Al-4V Alloy between 650 and 850°[J].
Corrosion Science, 1994, 36(4): 631-642.
LI Hong, MA Ying, XU Bao-zhen, et al. Laser Welding of
Ti6Al4V Assisted with Nanostructured Ni/Al Reactive
Multilayer Films[J]. Materials & Design, 2019, 181:
108097.
LIU Jiang-wei, SUN Qi-dong, ZHOU Chang-an, et al.
Achieving Ti6Al4V Alloys with both High Strength and
Ductility via Selective Laser Melting[J]. Materials
Science and Engineering: A, 2019, 766: 138319.
EVSTIFEEV A, KAZARINOV N, PETROV Y, et al.
[2]
[3]
[4]
[5]
[6]
Experimental and Theoretical Analysis of Solid Particle
Erosion of a Steel Compressor Blade Based on Incubation
Time Concept[J]. Engineering Failure Analysis, 2018, 87:
15-21.
[7] TRELEWICZ J R, HALADA G P, DONALDSON O K,
et al. Microstructure and Corrosion Resistance of Laser
Additively Manufactured 316L Stainless Steel[J]. JOM,
2016, 68(3): 850-859.
[8] SHAO Shuai, XI Hui-zhi, CHANG Yun-peng. Study on
the Salt Spray Corrosion and Erosion Behavior of TC4
Titanium Alloy[J]. Advanced Materials Research, 2011,
233-235: 2409-2412.
[9] HAHN J, SHI Yu-ke, KIM S W, et al. High-Temperature
Corrosion of Ti-46Al-6Nb-0.5 W-0.5Cr-0.3Si-0.1C Alloy
in Ar/0.2%SO
2
Gas[J]. Oxidation of Metals, 2020, 94(1-
2): 113-125.
[10] REEDY M W, EDEN T J, POTTER J K, et al. Erosion
Performance and Characterization of Nanolayer (Ti, Cr)N
Hard Coatings for Gas Turbine Engine Compressor Blade
Applications[J]. Surface and Coatings Technology, 2011,
206(2-3): 464-472.
[11] SWADŹBA L, FORMANEK B, GABRIEL H M, et al.
Erosion- and Corrosion-Resistant Coatings for Aircraft
Compressor Blades[J]. Surface and Coatings Technology,
1993, 62(1-3): 486-492.
[12] ZHANG Hong-wei, MAN Cheng, DONG Chao-fang, et
al. The Corrosion Behavior of Ti6Al4V Fabricated by
Selective Laser Melting in the Artificial Saliva with
Different Fluoride Concentrations and pH Values[J].
Corrosion Science, 2021, 179: 109097.
[13] GULERYUZ H, CIMENOGLU H. Oxidation of Ti-6Al-
4V Alloy[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2009,
472(1-2): 241-246.
[14] 李蕊, 崔宇, 刘莉, 等. NaCl盐雾环境下Ti60合金的中
温腐蚀行为[J]. 中国腐蚀与防护学报, 2021, 41(5):
595-601.
LI Rui, CUI Yu, LIU Li, et al. Corrosion Behavior of Ti60
Alloy in Fog of NaCl Solution at 600 ℃[J]. Journal of
Chinese Society for Corrosion and Protection, 2021, 41(5):
595-601.
[15] KUMAR S, NARAYANAN T S N S, RAMAN S G S, et
al. Thermal Oxidation of CP Ti—An Electrochemical and
Structural Characterization[J]. Materials Characterization,
2010, 61(6): 589-597.
[16] WU Hu-lin, GONG Ping, HU Su-ying, et al. Hot Corro-
sion Damage Mechanism of Ti6Al4V Alloy in Marine
Environment[J]. Vacuum, 2021, 191: 110350.
[17] DALILI N, EDRISY A, FAROKHZADEH K, et al. Im-
proving the Wear Resistance of Ti-6Al-4V/TiC Compo-
sites through Thermal Oxidation (TO)[J]. Wear, 2010,
269(7-8): 590-601.
[18] LI Jia-qiang, LIN Xin, GUO Peng-fei, et al. Electroche-
mical Behaviour of Laser Solid Formed Ti-6Al-4V Alloy
in a Highly Concentrated NaCl Solution[J]. Corrosion
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·246·
表 面 技 术 2023年8月
[19]
[20]
[21]
[22]
[23]
[24]
[25]
[26]
[27]
Science, 2018, 142: 161-174.
GENG Ming-rui, HE Guang-yu, SUN Zhi-ping, et al.
Corrosion Damage Mechanism of TiN/ZrN Nanoscale
Multilayer Anti-Erosion Coating[J]. Coatings, 2018, 8(11):
400.
KUMAR S, CHATTOPADHYAY K, MAHOBIA G S, et
al. Hot Corrosion Behaviour of Ti-6Al-4V Modified by
Ultrasonic Shot Peening[J]. Materials & Design, 2016,
110: 196-206.
CASADEBAIGT A, HUGUES J, MONCEAU D. High
Temperature Oxidation and Embrittlement at 500-600 ℃
of Ti-6Al-4V Alloy Fabricated by Laser and Electron
Beam Melting[J]. Corrosion Science, 2020, 175: 108875.
刘杰, 薛祥义. Ti-42Al-8Nb合金氧化膜的XPS研究[J].
稀有金属材料与工程, 2016, 45(10): 2635-2641.
LIU Jie, XUE Xiang-yi. XPS Study on Oxidation Scale of
Ti-42Al-8Nb TiAl Alloys[J]. Rare Metal Materials and
Engineering, 2016, 45(10): 2635-2641.
DAI Jing-jie, ZHU Ji-yun, CHEN Chuan-zhong, et al.
High Temperature Oxidation Behavior and Research
Status of Modifications on Improving High Temperature
Oxidation Resistance of Titanium Alloys and Titanium
Aluminides: A Review[J]. Journal of Alloys and Com-
pounds, 2016, 685: 784-798.
GARIP Y. Investigation of Isothermal Oxidation Perfor-
mance of TiAl Alloys Sintered by Different Processing
Methods[J]. Intermetallics, 2020, 127: 106985.
曾尚武, 江海涛, 赵爱民. TC4 钛合金高温氧化行为
[J]. 稀有金属材料与工程, 2015, 44(11): 2812-2816.
ZENG Shang-wu, JIANG Hai-tao, ZHAO Ai-min. High
Temperature Oxidation Behavior of TC4 Alloy[J]. Rare
Metal Materials and Engineering, 2015, 44(11): 2812-2816.
项民, 张琦, 骆军华. 盐雾腐蚀对NiCoCrAlY涂层性
能的影响[J]. 北京航空航天大学学报, 2004, 30(10):
1017-1020.
XIANG Min, ZHANG Qi, LUO Jun-hua. Influence of
Salt Spray Corrosion on the Performance of NiCoCrAlY
Coatings[J]. Journal of Beijing University of Aeronautics
and Astronautics, 2004, 30(10): 1017-1020.
宋复斌, 张琦. 盐雾腐蚀对Al-Si涂层循环氧化行为的
影响[J]. 腐蚀科学与防护技术, 2003, 15(2): 75-78.
SONG Fu-bin, ZHANG Qi. Influence of pre-Spray-Test
Oncyclic Oxidation Behavior of Al-Si Coating[J]. Corro-
[28]
[29]
[30]
[31]
[32]
[33]
[34]
[35]
[36]
[37]
sion Science and Technology Protection, 2003, 15(2):
75-78.
BOWER K, MURRAY S, REINHART A, et al. Corrosion
Resistance of Selective Laser Melted Ti-6Al-4V Alloy in
Salt Fog Environment[J]. Results in Materials, 2020, 8:
100122.
LIU R D, JIANG S M, YU H J, et al. Preparation and Hot
Corrosion Behaviour of Pt Modified AlSiY Coating on a
Ni-Based Superalloy[J]. Corrosion Science, 2016, 104:
162-172.
HE Jia-hua, GUO Xi-ping, QIAO Yan-qiang. Microstruc-
ture Evolution and Hot Corrosion Behavior of Zr-Y
Modified Silicide Coating Prepared by Two-Step Pro-
cess[J]. Corrosion Science, 2019, 156: 44-57.
GARIP Y, OZDEMIR O. Corrosion Behavior of the
Resistance Sintered TiAl Based Intermetallics Induced by
Two Different Molten Salt Mixture[J]. Corrosion Science,
2020, 174: 108819.
CHEN Xi, XIE Fa-qin, MA Tie-jun, et al. Hot Corrosion
Behavior of Three Different Zones of Linear Friction
Welded Ti-22Al-25Nb Alloy[J]. Materials and Corrosion,
2019, 70(4): 612-622.
YANG Xia-wei, DONG Xiu-rong, LI Wen-ya, et al. Effect
of Solution and Aging Treatments on Corrosion Perfor-
mance of Laser Solid Formed Ti-6Al-4V Alloy in a
3.5wt.% NaCl Solution[J]. Journal of Materials Research
and Technology, 2020, 9(2): 1559-1568.
WANG Bin, ZHANG Lun-wu, SU Yan, et al. Corrosion
Behavior of 5A05 Aluminum Alloy in NaCl Solution[J].
Acta Metallurgica Sinica (English Letters), 2013, 26(5):
581-587.
KALAKHAN O S. Kinetic Regularities of the Electroche-
mical Processes of Corrosion Fatigue in Titanium Alloys[J].
Materials Science, 2003, 39(5): 615-628.
ZHANG Kai, GAO Wei, LIANG Jing. Molten Salt Va-
pour Corrosion of Ti-Al-Ag Intermetallics[J]. Intermetal-
lics, 2004, 12(5): 539-544.
DELGADO-ALVARADO C, SUNDARAM P A. A Study
of the Corrosion Behavior of Gamma Titanium Aluminide
in 3.5wt.% NaCl Solution and Seawater[J]. Corrosion
Science, 2007, 49(9): 3732-3741.
责任编辑：万长清
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