钛（Ti）是继 Fe、、Al 之后极具发展远景的 “第三金属” 和 “将来金属”。钛合金因拥有低密度、、高比强度、、低弹性模量、、无磁、、工作温度领域宽、、优异的韧性、、耐蚀机能和耐委顿机能等一系列利益，，已在航天航空、、船舶、、油气、、海洋以及医学等方面被宽泛利用 [1]。在 ASTM 有关钛合金规范（ASTMB265、、ASTMB861、、ASTMB862）中列出近 40 种商标，，在 GB/T3620.1-2016《钛及钛合金商标和化学成分》中也列出近 90 种商标 [2]。

自 20 世纪中期以来，，钛合金已被用作航空领域轻质结构的新资料，，其利用水平是衡量飞机先进水平的重要标志。目前被世界诸多军事强国列为 21 世纪最具战术意思的新资料，，如美国 SR-72 高空高速窥伺机，，飞速达到 3 Ma，，高度直达 26200 m，，作为轻型结构资料的钛合金质量占比达到飞机结构总质量的 91wt%，，被称为全钛飞机 [3]。现代飞机的钛合金利用领域愈发之广，，如用于机身、、液压管、、起落架、、蒙皮、、紧固零件、、舱门、、机翼、、飞机扇叶和压缩机等 [4]。但仍有很多工程化利用失效问题难以解决，，如飞机起落架活塞杆出现裂纹而失效、、电镀铬氢脆问题、、航空螺纹紧固件失效、、飞机隔框顶夹具断裂、、航空作动器承力件套筒失效等。此类问题诸多源于钛合金的氢脆 [5]，，这是由于钛及其合金在湿润或氢环境中服役很容易吸氢，，导致航空用钛合金产生断裂进而影响资料的安全服役机能 [6-8]。氢原子起头凭借在资料理论，，当理论吸附氢原子密度较低时，，氢原子吸附在吸附能较高的地位上并被限度移动；；当理论吸附氢原子密度达到峰值时，，氢原子活化能增大脱节限度，，穿过能垒逐步向金属内部扩散 [9-11]。氢在钛中的溶化扩散量达到最大固溶度时，，部门高氢浓度的钛逐步天生TiH_x，，进而诱发钛合金氢脆，，严重影响钛或钛合金用组件或设备的服役机能与安全。

本文针对航空领域用钛合金，，从钛合金中氢的存在大局、、氢的起源、、氢脆机理、、氢脆影响成分以及防护措施等方面进行了较全面概述，，并对将来钻研进行了瞻望，，以期为提升钛合金抗氢脆机能提供理论参考。

1、、氢在钛合金中存在的大局

1.1 钛与氢的物相特点

钛有两种相组织结构：：：882.5 ℃以下的 α-Ti 和 882.5℃以上的 β-Ti。其中密排六方结构的 α-Ti 拥有 4 个四面体间隙和两个八面体间隙；；而体心立方结构的 β-Ti 拥有 12 个四面体间隙和 6 个八面体间隙 [12]。

氢是最小的双原壮辗视，，共价半径为37 ×10^-12sup>m，，小尺寸氢原子很容易通过金属晶格扩散至钛合金内部，，扩散速度随温度和压力的增大而增大。从性质上来看，，就是在化学梯度（化学势能差）的推动下从势能高的处所穿过能垒向势能低的处所扩散直至平衡，，也就是说在化学势能不相称的情况下会产生一种定向活动，，使浓度或温度达到平衡 [13]。氢原子扩散在间隙晶格地位之间，，也可能在其他地位被分歧水平的捕获（相对于正常间隙占据较低势能的地位），，如图 1 所示 [14]，，如空位和空位团、、位错团和应变场、、沉淀物周围等。

1.2 氢在钛中的溶化度与扩散

在体心立方的 β-Ti 中，，氢处于四面体间隙中，，而在面心立方和密排六方结构的钛中，，氢处于八面体间隙中 [15]。在 20℃时，，通常体心立方金属的氢扩散系数 D 通常比面心立方和密排六方金属高 4~5 个数量级，，但也有例外，，如 Pd（fcc）和 Co（hcp）。氢在晶格最大间隙地位时畸变能最小，，因而相较于 α-Ti 的 HCP 密堆晶体结构，，β-Ti 及其合金由于其 BCC 非密堆晶体结构对氢有较高的溶化度。不仅分歧型号的钛合金中氢的溶化度分歧（图 2 [16]），，并且同种型号钛合金在分歧温度下的溶化度也分歧 [17]：：：高温下 α-Ti 中氢的溶化度为1700 ×10^-6，，冷却到室温其溶化度降落至20 ~ 100 ×10^-6，，因而部门高氢浓度地位会有氢化物析出 [18]；；β-Ti 中氢的溶化度可达9200×10^-6，，溶化度根基不随温度产生扭转；；(α+β)-Ti 中的氢溶化度在 α-Ti 和 β-Ti 两者之间，，在高温环境下 α-Ti 中吸附氢含量达到肯定值时会驱策 α 相向更不变的 β 相转变，，吸附氢后会降低相转变的共析温度到 300℃。钛合金中氢的溶化度随 β 相的增多而增大，，进而降低氢脆敏感性，，因而相对于 α-Ti 和 (α+β)-Ti，，氢是一个强 β 不变元素，，β-Ti 拥有很强的氢脆敏感性。

α-Ti 中氢的扩散速度远高于纯钛，，重要取决于 α-Ti 中相的状态；；氢在 α-Ti 中的扩散激活能大于 β-Ti，，因而 β 相可看作是氢在近 α-Ti 中扩散的导体，，β 相在近 α-Ti 中是不陆续的，，被藐小的等轴 α 晶粒分隔，，α 晶粒反对了氢从一个 β 晶粒到另一个 β 晶粒的扩散；；此外 β 相中的氢含量可能未达到饱和，，不及以支持氢的扩散，，而陆续的 β 相更有利于氢的吸收与扩散 [19]。

Christ 等 [20] 发现氢在钛合金中的扩散系数与氢浓度无关，，但切合 Arrhenius 方程，，在低温下 β-Ti 中氢的扩散系数要比 α-Ti 中氢的扩散系数逾越几个数量级，，这种差距随着温度的升高而降低。Yang 等 [21] 钻研发现，，氢能从样品理论向内部各个方向扩散，，并证实氢含量随着深度的增长而削减，，且拥有轴对称性，，如图 3 所示。

2、、氢的起源

为详细相识氢脆的侵害，，首先要思考氢的起源：：：娇沼妙押辖鹬星馄鹪纯煞治酱罄：：：内部氢和外部氢 [22]。内部氢是指在航空用钛合金制备前和加工过程中进入资料内部的氢。例如冶炼、、浇铸过程中炉内水分化的氢；；酸洗过程进入钛合金内部的氢；；钛合金热处置过程中接触到的氢 / 水；；在机械加工过程中接触到水气、、冷却液和脱膜光滑剂等。电镀铬作为飞机起落架常用的理论强化步骤，，用来提高钛合金的耐磨性及抗侵蚀机能，，其电镀溶液重要成分为铬酸酐，，呈强酸性导致钛合金极易吸附氢原子进而扩散至基体内部。这种在使用后从未接触过氢的钛合金资料，，在高拉伸应力或高温下部门荟萃并产生氢脆 [23]。

另一种是外部氢，，使用前氢含量很少的钛合金，，好比液氢储罐、、液压管线、、钛合金紧固件等，，在侵蚀介质、、氢气和含氢等介质中服役时，，氢以分子大局吸附在钛合金理论，，该分子解离成氢原子并通过晶界和晶粒中的位错扩散到钛合金基体内。此外螺栓等紧固件处在关闭环境中极易形成闭塞电池，，理论危险部件在湿润空气中电解水导致部门酸化，，在侵蚀过程中产生析氢反映进而加快氢致延长断裂 [24]。

由于在室温下 α-Ti 中氢的溶化度极小且氢与钛有很好的亲和力，，α-Ti 中极易产生氢化物，，大部门是 TiH 和 TiH?；；并且当钛的氢含量超过 0.1wt% 时就会产生体心立方亚稳态的 γ- 氢化物，，当氢浓度为 1.5wt% 时，，γ- 氢化物的衍射峰降低，，大部门 γ- 氢化物会转化成 δ- 氢化物，，且 γ- 氢化物随着氢含量的增大而逐步削减，，当氢浓度超过 1.99wt% 时，，δ- 氢化物齐全取代 γ- 氢化物 [27]；；在 β-Ti 中则很难产生氢化物，，因而通过 α-Ti 能够越发直观地看出充氢后氢在钛合金中的行为，，以探索氢脆机理。

3 航空用钛合金氢脆机理

钛合金的氢脆重要分为两类：：：一类是氢化物引起的氢脆，，而另一类与变形速度有关，，即氢脆敏感度与变形速度成反比 [28]。氢的扩散荟萃驱策钛合金的显微组织和缺点产生变动，，钻研批注氢与钛合金中结构缺点（如杂质、、空位型缺点和位错等 [29-32]）相互作用，，从而导致氢脆。但是，，国内外学者发现分歧类型的钛合金氢脆基于微观组织、、氢浓度、、温度、、应力强度和形变速度等成分的影响而获得的机理存在很大差距，，重要分为氢加强脱粘理论、、氢致部门塑形理论、、应力诱导氢化物开裂理论和吸附诱导位错发射理论。

3.1 α-Ti 和近 α-Ti 合金

在航天领域中，，纯钛的使用率极度低，，这与纯钛的强度和屈服强度有关，，其屈服强度未能达到侵蚀环境下所必要的通常要求（强度大于 552MPa），，因而在国内外鲜有纯钛用于航天的报道。Briant 等 [33] 对纯钛的氢脆敏感度和敏感性元素进行了尝试比对，，测得纯钛中的氢脆敏感性元素是铁；；近 α-Ti 中氢脆的临界氢含量与应力强度、、组织强度有关，，当有残存 β 相时，，少量的 β 相可显著影响近 α-Ti 的氢脆。

普遍以为在近 α-Ti 和 (α+β)-Ti 合金中氢脆机理重要是由于脆性氢化物的析出和分化。Ti-4wt% Al [34] 是一种典型的近 α-Ti 合金，，在室温氢环境下存在两种断裂机制，，重要取决于应力强度。在低应力强度下，，裂纹通过氢化物的形成和分化而不休扩大；；在高应力强度下，，裂纹的扩大速度通常高于裂纹前形成氢化物的速度，，造成裂纹的原因综合于氢致部门塑性变形或弱键理论，，这与 (α+β)-Ti 合金中的某些情况类似。

Liu 等 [35] 对分歧低氢含量 α-Ti 理论进行了 TEM 表征，，所有带氢电荷的样品与未带氢电荷的样品拥有一样的衍射峰地位，，这意味着没有形成氢化物，，或者氢化物的数量太少而无法通过 TEM 分辨。随着氢含量的增长，，冲击吸收能量减小，，凭据冲击试验得到的载荷 - 位移曲线，，发现氢对裂纹萌生过程影响不大，，这重要影响裂纹扩大过程，，强烈批注吸附氢对晶界的弱化作用。

当 α-Ti 露出在室温下的高氢环境中，，力学机能和断裂机能重要是由于氢 - 钛合金界面处氢化物反复形成和断裂；；在近 α-Ti 断裂机制中，，其氢化物周围的应力场拥有部门弹性和部门可塑性，，参照氢化物尖端的应力场，，此氢化物板是自催化成长的。在外加应力作用下，，固溶体中氢的化学势减小，，迫使氢向裂纹尖端区域的迁徙，，导致裂纹尖端氢化物的成长。

3.2 β-Ti 和近 β-Ti 合金

对于不变状态的 β-Ti 和亚不变状态的近 β-Ti 来说，，随着拉伸强度的增大，，β-Ti 的延展性和委顿断裂值显著降低，，韧脆转变温度显著上升；；而在近 β-Ti 中延展性稍有降低，，但其委顿裂纹值随氢含量的增大而增大，，这可能是由于近 β-Ti 中 α 相存在而导致屈服强度的降低，，因而降低了裂纹尖端部门应力值 [36]。Alvarez 等 [37] 在钻研中发现，，氢在 623K 下能够引入 β-Ti 中直到氢浓度达到 12at% 而不扭转其微观结构，，当氢含量达到 12at% 时 α 相起头削减并形成 FCC 结构的 δ- 钛化氢。其拉伸尝试批注，，当氢含量大于 3.5at% 时，，在时效处置下 β-Ti 产生脆性断裂。Christ 等 [38] 选取单调拉伸和应变节制委顿试验对未充氢的亚稳态的 Ti-3Al-8V-6Cr-4Zr-4Mo 合金进行了委顿试验，，固溶氢的存在导致沉淀物的尺寸和体积分数大大削减，，这些微观结构的变动诠氏缢氢对变形行为的影响。Gaudett 等 [39-40] 在低于引起解理或断裂所需氢浓度的定态前提下观察到的断裂模式批注，，氢影响延性断裂模式，，其中变形可能在断裂肇始过程中阐扬作用。

3.3 (α+β)-Ti 合金

Ti-6Al-4V 合金是航天领域中典型的 (α+β)-Ti 合金，，是目前使用较宽泛的钛材，，其通过分歧热处置工艺可得到适合服役环境，，获得分歧的微观组织和力学机能。由于强度较高、、韧性匹配优良和抗氧化机能优异，，出产成本低、、工艺成熟，，被当作钛合金用料的首选资料，，飞机上 Ti-6Al-4V 的用料达到钛合金总用料的 1/2 [5]。

在尝试室观察的基础上，，Yeh 等 [41] 得出 (α+β)-Ti 中临界裂纹成长模型：：：氢沿 β 相向裂纹尖端扩散，，在 α 相晶粒中的氢化物在周围 α/β 界面形核，，裂纹沿氢化物扩大并被 β 相所阻，，期待下一个氢化物形核和成长。Li 等 [42] 以为对于氢含量小于 0.30wt% 的 Ti-6Al-4V 合金，，随着氢含量的增长，，合金中 α 相和 β 相的体积分数削减，，氢化物在 0.31wt% 氢含量的 Ti-6Al-4V 合金中起头形成。

此外，，位错密度和氢空位复合物浓度的增长陪伴着氢含量的增长，，批注氢不仅仅与已出缺点相互作用，，并且诱导新缺点的形成。对于 Ti-6Al-4V 合金来说，，随着合金内部氢含量的增长，，晶体体积增大产生细小应力，，合金内部会出现多种氢陷阱，，如位错、、晶界和钛氢化合物等。大部门氢被网络在可逆氢陷阱（活化能低于 60kJ/mol）中，，这种陷阱为有害的氢源，，将为潜在的裂纹提供氢 [43]。作为不成逆氢陷阱的钛氢化合物通过成核和裂解为裂纹提供重要成核地位，，当微裂纹荟萃并扩大形成宏观裂纹，，β 相会以脆性方式裂解为穿晶裂纹；；氢化物自身的形成、、β- 钛 / 氢化物之间的弱界面以及氢化物周围的内应力加快了危险形核和裂纹成长过程，，最终导致合金的早期拉伸断裂 [44]。

在低氢浓度中，，裂纹穿晶成长，，氢的扩散增长裂纹扩大速度，，临界应力强度相应会有所降低，，大无数氢存在于间隙 / 缺点中未能形成氢化物；；在高氢浓度中，，氢在 α 相的极限溶化度会有所增大，，但固溶态的氢无数仍在 β 相中，，过饱和氢会加快氢化物的天生 [45]。Hardie 等 [46] 发现 Ti-6Al-4V 的缓慢开裂重要是由蠕变引起的，，通过限度裂纹尖端的塑性区来提高资料的抗裂性，，直到最终在临界领域内，，临界应力强度因子与急剧断裂的临界应力强度因子相一致。在临界氢浓度领域内，，氢化物裂解诱导裂纹尖端扩大，，随着氢的持续扩散荟萃，，加快了钛合金裂纹尖端的扩大速度直至失效断裂。

4、、氢脆的影响成分

钛合金产生氢脆是由某一单一机制或多种机制协同作用导致的，，其氢脆断裂机理的重要性取决于断裂模式，，而断裂模式取决于资料、、氢环境、、应力、、温度等成分。宽泛的钻研批注：：：产生氢脆的影响成分分为内部成分和外部成分两大类。具体而言，，除了原资料氢含量 [47]、、理论状态 [48] 和内部结构 [49]（相含量、、尺寸和散布）外，，介质 [50-51]、、温度 [52] 和加载应力对钛合金氢脆影响尤为严重。

服役环境（温度、、应力等）影响氢原子部门浓度升高和对位错的作用，，在持续外应力作用下，，若钛合金未产生大的应变，，氢原子利用位错沿着滑移面活动，，逐步在缺点和晶界等处荟萃，，从而使这些地位氢化物（呈脆性）增多而形成微裂纹，，如图 4 所示 [40]。随着此过程的不休一连，，微裂纹逐步长大，，最终导致金属在低应力下断裂。氢致部门塑性所产生的裂纹既可所以穿晶，，也可所以沿晶，，这与晶界和晶内氢的浓度差有关。

Liu 等 [35] 钻研了微量氢对 Ti-2.5Al-2Zr-1Fe 的影响，，指出在急剧冲击下，，断口描摹如图 5 所示，，氢重要在 β 相荟萃，，二次裂纹重要在 β 相中扩大；；相比之下，，未充氢试样的断口描摹未见显著裂纹，，沿 α/β 界面扩大，，断口没有二次裂纹，，注明氢的存在显著减弱了 β 相的强度，，即氢脆过程中氢加强脱粘机理占据主导职位。当钛合金中氢含量持续增长，，氢的引入推进位错移动导致金属晶格塑性变形，，且 β 相由于其高扩散速度而优先与氢形成固溶体，，伴随其体积膨胀，，在 α/β 天堑左近产生部门应力导致氢被限度在天堑左近，，氢化物可能沿着天堑成长，，而不是以敏感的片状穿过 α 晶粒的大局成长；；氢化物迫使晶粒界面上天生更多的几何必要位错，，它也可成为加载应力时纳米级解理裂纹的成核地位。当晶粒内部和晶界都存在氢原子时，，在低应力下微裂纹扩大至宏观裂纹会形成穿晶 / 沿晶裂纹，，其氢脆失效过程中氢致部门塑形理论和吸附诱导位错发射理论占主导职位。

5、、氢脆防护措施

氢脆给航空用钛合金设施安全服役带来严重的侵害，，因其直接影响钛合金的机械强度和延展性，，尤其是与高压氢直接接触的关键部件（如氢储罐、、管道等），，极易产生氢致裂纹。为此，，为降低氢对钛合金的危险，，需针对各类影响成分发展预防。

5.1 节制氢含量和热处置

（1）在制作和使用钛合金设备时尽可能预防吸氢问题

内部氢重要起源于原资料的冶炼，，因而必须严格节制其氢含量，，对其氢含量指标要严格审核。①在热处置、、热成形、、焊接和酸洗过程中极易粉碎理论氧化膜而加快钛合金吸氢。②选择相宜的热处置工艺，，真空退火不仅能够降低原资猜中的氢含量，，还能够解除残存应力维持资料的强度；；褂幸恢侄段失效热处置工艺，，在一次时效处置后钛合金内产生了一种无析出区且在 β 晶粒中析出少量的 α 相，，在二次时效处置后 β 晶粒中产生了大量的析出物并且无析出区未产生变动，，既提高了钛合金抗氢脆能力，，又维持其较高的强度。③在焊接工艺中，，氢的存在迫使孪晶成长，，其成长速度和氢含量成正比，，并且焊接处温度较高，，钛合金的吸氢速度增大。因而，，在焊接时应使用高纯度惰性气体；；，，在焊接后搁置透风处使其理论急剧形成氧化膜，，前提允许的情况下进行焊接头去氢处置。④改善酸洗工艺，，降低酸洗液浓度，，引入多职能缓抑剂，，预防铁传染和降低吸氢量。

郑锋等 [53] 以为严格节制 HF 和HNO3的配比、、酸洗功夫和酸洗温度能够有效改善酸洗成效且降低钛合金的吸氢量。使用尺度指定除油剂，，严格执行去应力和除氢工艺。

（2）节制理论粗糙度

Jinwoo 等 [48] 对分歧理论光洁度的 Ti-6Al-4V 试样进行电化学充氢，，抛光理论在充氢过程中会产生氢化物成长和脆化，，而粗糙理论推进原子氢重组为分子氢，，从而削减原子氢的吸收量，，并且粗糙理论下的高密度缺点故障氢扩散到主体。对于航空领域服役工况中含水氢环境中的钛合金来说，，理论粗糙化可有效降低钛合金中氢含量而降低氢脆产生的可能性。

5.2 理论改性与强化

钛合金理论易产生钝化天生TiO2氧化膜，，氢在TiO2中的扩散速度很慢；；钛合金理论改性可形成一层职能膜，，预防氢渗入扩散进入钛基体内部，，降低钛合金产生氢脆的概率。

Hirohata 等 [54] 利用射频磁性离子溅射步骤，，以钛合金为靶材，，介质为氧气，，在 V-4Cr-4Ti 理论得到一种职能膜，，其膜层重要成分为TiO2和TiC。随着氧化膜的厚度增长，，氢的吸收速度直线降落，，在温度达到 573K 时，，膜层厚度约莫为 0.5μm，，钛合金吸氢速度远远小于没有氧化膜的钛合金吸氢速度。

Wang 等 [51] 利用激光喷丸的专利钻研了在氢脆延缓方面的成效，，喷丸处置后的 Ti-6Al-4V 钛合金显微硬度高于未处置的显微硬度，，但其伸长率有所升高，，同时也降低了其氢脆的敏感性。Huang 等 [55] 通过激光喷丸强化后发现 Ti-6Al-4V 钛合金产生致密的理论，，诱发高振幅的压缩残存应力，，进而削减氢原子渗入，，克制氢扩散过程；；激光喷丸诱发的压缩残存应力关闭了表层中的原始微裂纹，，降低了晶格间距，，克制了氢原子的扩散。随着激光功率密度的增长，，晶粒细化增长了晶界密度，，作为新氢陷阱的急剧扩散位错相协调，，这使得资猜中的氢陷阱密度迅速增长。氢原子在氢阱中的富集加强了氢原子之间的相互作用，，进一步降低氢的扩散系数，，从而降低钛合金的氢脆敏感性。

凭据激光喷丸理论强化工艺，，总结了金属传统理论强化工艺，，见表 1，，可提高钛合金压缩残存应力、、晶粒细化和位错密度增值（位错墙和位错缠结）。据揣摩，，此类传统理论强化会关闭表层原始微裂纹，，形变孪晶和高密度位错的增值亦可作为氢陷阱而捕获氢，，高密度位错能够故障裂纹形核以及表层现有裂纹的扩大。高能喷丸和机械研磨处置睬使表层粗糙度增大，，据 Jinwoo 等 [48] 关于理论光洁度对钛合金氢脆的影响，，高能喷丸和机械研磨处置睬达到同样的成效，，降低金属的氢脆敏感性。此外，，机械研磨处置有助于理论形成不变的钝化膜，，并且钝化膜厚度高于未处置试样钝化膜厚度，，进一步降低氢脆敏感性。

表 1 钛合金理论强化的抗氢脆机能 

Tab.1 Hydrogen embrittlement resistance for surface strengthening of titanium alloys

5.3 改进钛合金结构

改进钛合金结构重要是增长新的元素或者改进钛合金金相组织的散布，，钛的合金化处置可提高钛合金对氢的不变性。据报道，，合金化处置的钛合金拥有强化的固溶体，，马氏体能够增长氢在 α 钛中的溶化度并克制氢化物的形成，，Nb、、V、、Al 和 Mo 是目前被公认对氢脆有肯定克制成效的合金元素 [12]。

此外，，增材制作可出产复杂状态结构的钛合金，，因其相对较高的冷却速度，，拥有怪异的微观结构特点，，从而扭转资料的固有个性。Metalnikov 等 [63] 对电子束溶解和选择性激光溶解 Ti-6Al-4V 与通例铸造合金进行充氢对比，，前者在电化学充氢 48h 后氢浓度别离为1000 ×10^-6和800×10^-6，，而通例铸造的 Ti-6Al-4V 仅需 12h 电化学充氢，，氢浓度可达1000×10^-6；；拥有相对精轻微观结构的电子束溶解和选择性激光溶解 Ti-6Al-4V 合金拥有更好的抗氢致危险能力。

5.4 理论涂镀

钛合金理论涂镀金属和非金属资料可有效降低氢渗入的速度，，从而延长氢脆产生。Durairajan [64] 利用电化学沉积技术获得耐侵蚀的高机能电极资料，，并且有效降低了氢的渗入扩散；；Ф埔驯挥米骼砺鄹男圆街枰曰竦酶呋 AB5 型金属氢化物合金，，与未处置的合金相比，，涂层资料拥有更高的耐侵蚀性和更长的服役寿命。此刻钛合金理论涂覆的资料有 TiN、、ZrN、、Ti (CN) 复合陶瓷层、、CrN 膜和氧化基微晶玻璃涂层等，，能够降低氢渗入速度，，也有肯定的耐侵蚀性，，有效延长钛合金氢脆的产生；； - 涂层系统的有效性与涂层和基体之间的冶金相互作用有关。在没有冶金相互作用的系统中（如不锈钢上的银或铜涂层），，涂层在降低渗入性方面阐发出的成效可忽略不计。随着冶金相互作用的产生，，将形成陆续的金属间层（如在钴镍合金上的铝涂层），，其氢渗入性显著降低 [36]。应选取低氢扩散性涂层 / 镀层，，郑重拔取镀层工艺（如镀镉），，尽量将镀层工艺改为非电解镀层，，或电镀部位应实时按尺度要求除氢。表 2 中总结了近些年耐氢机能优异的金属涂层 / 镀层，，进展为提高钛合金抗氢机能提供理论凭据。

表 2 钛合金涂层 / 镀层的耐氢机能 

Tab.2 Hydrogen resistance of titanium alloy coatings/plating coatings

6、、结语

（1）航空用钛合金种类分歧、、氢起源和诱发氢渗入的方式又各别，，对于分歧的工况环境应合理选用钛合金型号以及相对适合的防护措施，，在力学机能达标的前提降落低氢对钛合金的危险。

（2）氢在钛合金中的扩散、、氢化物的形成与解理和氢与氢陷阱的交互作用对钛合金氢脆影响尤为严重。在热处置和钛材合金化降低钛合金内部氢含量的同时，，理论强化和涂镀层可有效降低氢的扩散速度，，降低钛合金产生氢脆的可能性。

（3）氢能作为二次能源，，在 “双碳” 布景下掺氢影响着氢气输送管道和贮存的齐全性评价与智慧治理，，尤其是管道、、储罐的选材与钛合金内衬的选型。

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（注，，原文标题：：：钛合金氢脆及防护技术）