钛合金拥有比强度高、、耐侵蚀、、密度低等利益，，密度通常在4.5g/cm3左右，，被誉为“将来金属”[1，，2]。其优异的耐侵蚀机能源于钛合金基体极易与氧结归并形成一层不变且致密的氧化钛层（钝化膜）[3]。此外，，钛合金在室温下能有效抵抗氧化性酸介质的侵蚀。在含氧侵蚀性溶液中，，当钛合金理论钝化膜受损时，，钛基体将迅速与溶液中的氧产生反映，，天生新的钝化膜，，再次将基体金属与侵蚀介质分离，，从而；；ゎ押辖鹈馐芙徊角质矗，即钝化膜的自愈性[4]。因而，，钛合金在众多领域中得以宽泛利用，，凭据华经产业钻研院整顿数据显示，，我国2022年钛材的重要利用领域集中在化工、、航空航天和船舶等方面[5]。只管如此，，钛合金仍会在某些恶劣环境中遭逢侵蚀。由于钛合金拥有极强的钝化个性，，部门侵蚀成为钛合金的重要侵蚀大局[6]。部门侵蚀是指金属理论大部门区域未受侵蚀或仅轻微侵蚀，，只在钝化膜不陆续或遭逢粉碎的区域产生侵蚀[7]。在现实出产及利用中，，钛合金理论钝化膜通常存在很多缺点，，如同化物、、浮泛和机械划痕等。这些缺点会粉碎钝化膜的齐全性，，使钛合金易在这些部门区域产生侵蚀[8]。此外，，钛合金在含卤素离子溶液中，，钝化膜也会产生部门分裂[9-10]。近年来，，钻研人员对钛合金的部门侵蚀行为进行了宽泛钻研。一方面，，部门侵蚀造成的粉碎性极大，，尤其是点蚀引发的钛合金穿孔和断裂会导致资料失效和寿命缩短，，造成严重的经济损失。另一方面，，部门侵蚀拥有极高的荫蔽性，，资料往往在没有预兆的情况下忽然产生粉碎，，从而造成重大变乱与人身伤亡[11]。因而，，深刻钻研并探求部门侵蚀机制及其防护措施拥有重要的理论意思及经济价值。钛合金产生部门侵蚀的重要大局蕴含点蚀、、电偶侵蚀、、缝隙侵蚀、、应力侵蚀开裂以及氢致开裂等，，具体的侵蚀大局取决于钛合金的化学成分、、离子的种类与浓度，，以及服役环境的温度和压力等成分。在现实利用环境中，，钛合金的部门侵蚀还可能受到上述多种成分的协同作用，，使得侵蚀情况越发复杂和多样化。针对上述问题，，本文具体介绍了钛合金分歧部门侵蚀大局及其发展法规以及影响成分。同时，，概述了针对钛合金部门侵蚀行为的多种防护措施，，蕴含合金化、、理论改性技术以及热处置工艺，，旨在预防钛合金部门侵蚀导致的不成逆粉碎。最后，，提出现有防护措施中的不及，，并瞻望了将来钻研钛合金部门侵蚀机制及防护步骤的方向。

1、、部门侵蚀的类型及机制

1.1点蚀

点蚀是极具粉碎性的部门侵蚀大局之一。卤素离子（如F?、、Cl?和Br?）被以为是导致钛合金点蚀的重要原因。这些离子可溶化钛合金理论钝化膜并故障其再生，，严重影响耐侵蚀机能[12-13]。当钝化膜遭逢这些侵蚀性阴离子侵蚀时，，缺点区域优先被粉碎，，使基体露出于理论并形成活化侵蚀区，，与未受损的钝化膜形成微电池，，导致点蚀的产生[14-15]。钛合金点蚀过程通常分为三个阶段：
：：钝化膜分裂、、点蚀坑萌生和点蚀坑扩大[16]。以钛合金在含Cl?溶液中的点蚀行为为例，，机制如图1所示。由于Cl?半径。，极易穿过钛合金钝化膜达到基体理论，，与金属阳离子Ti4+结合形成可溶性氯化物TiCl₄，，代替了拥有；；ば宰饔玫亩刍ぃ，导致基体与侵蚀性介质接触，，从而造成点蚀萌生（见图1（a））。TiCl4水解产生的H+使蚀坑内pH值降落。为了平衡蚀坑内电中性，，外部Cl^-不休向内迁徙，，不休产生的TiCl₄及水解过程导致点蚀坑内形成酸性的电解质溶液，，进一步加强坑内侵蚀性[17]。此外，，由于氧原子半径较大，，蚀坑内氧气亏损后难以实时得到补充，，从而在蚀坑内外形成氧浓差电池。蚀坑内部因缺氧被持续侵蚀的区域作为阳极，，外部含氧丰硕的区域作为阴极，，从而形成大阴极—小阳极，，导致点蚀坑沿纵向与横向迅速扩大（见图1（b））。随着侵蚀的持续进行，，点蚀坑数量增多、、尺寸增大，，邻近的点蚀坑相互结合。同时，，侵蚀产品扩散在溶液中（见图1（c））。相邻的点蚀坑不休叠加或归并，，从而形成面积更大的点蚀坑，，最终造成宏观的部门侵蚀（见图1（d））。国内外学者深刻探求了侵蚀性阴离子对钛合金点蚀的影响。Sharma等[15]钻研发现TC4钛合金样品理论在0.6MNaCl溶液中出现宽点蚀坑。Chi等[16]发现TC4钛合金钝化膜在35℃的12%（质量分数）HCl环境下易溶化并产生点蚀，，点蚀坑沿划痕方向扩大，，与周围凹坑结合形成蜂窝状点蚀坑群见图2）。此外，，钻研发现[18]，，Br?比Cl?更易引起钛合金的点蚀，，由于Br?的平衡吸附系数约为Cl?的3.57倍，，更多的Br?吸附在钝化膜上，，导致点蚀更严重。

综上所述，，卤素离子通过粉碎钛合金理论的钝化膜引发点蚀，，显著减弱了其抗侵蚀能力。并且，，分歧卤素离子对钛合金点蚀的影响存在差距。

1.2电偶侵蚀

当钛合金与另一种金属（或合金）在统一介质中接触时，，两种金属之间的电位差会导致电子转移，，形成侵蚀原电池，，从而引发钛合金理论的电偶侵蚀[19]。在现实利用中，，钛合金常与其他资料形成电偶。由于电位差，，侵蚀电位较低的金属作阳极，，失去电子并产生侵蚀溶化；；而侵蚀电位较高的金属则作阴极受到；；20,21]。钛的尺度电极电位相对尺度氢电极（SHE）较负，，为-1.63V。然而，，由于钛理论钝化膜使得侵蚀电位正移，，使其拥有比其他金属更高的侵蚀电位。因而，，钛合金作为阴极受；；ぃ，而其他金属作阳极加快侵蚀[4,22]。金属的自侵蚀电位差是影响电偶侵蚀的重要成分，，差值越大，，电偶侵蚀的可能性就越大[23]。近年来，，钻研者们对钛合金与异种资料偶接的侵蚀行为进行大量钻研。Fan等[24]通过仿照深；；肪匙暄辛祟押辖鹩肓街址制鏑u元素含量的低合金钢的电偶侵蚀行为。钻研了局批注，，Cu含量高的合金钢理论易产生点蚀与晶间侵蚀，，并且侵蚀速度更快。这可能是由于Cu含量增长导致合金钢与钛合金之间的电位差增大，，电偶侵蚀加剧。Chen等[25]发此刻静态人造海水环境中TC4钛合金与T2铜合金电偶对的电位差为0.20V，，导致T2-TC4电偶对极易产生强烈的电偶侵蚀，，其中铜合金作阳极产生加快侵蚀。还有钻研批注[23,26]，，当电位差超过0.25V时，，作阳极的资料将产生严重的电偶侵蚀。然而，，Zhao等[27]最近的钻研发现，，Ti60钛合金和H62铜合金在3.5%（质量分数）NaCl溶液中的电位差约为0.36V，，并未引发电偶侵蚀。这可能是由于钛合金理论钝化膜的低氧空位密度，，导致电子电荷转移速度慢，，氧还原速度降低，，在Ti60金属/膜界面处电子电荷转移阻滞。通过度析可知，，钛合金理论的钝化膜使得电偶侵蚀的产生出现矛盾景象。一方面，，钛合金与耦合金属之间较大的电位差会加强电偶侵蚀的驱动力。另一方面，，钛合金理论的钝化膜故障了电荷转移，，降低了阴极反映速度，，从而克制了阳极金属的加快侵蚀[28-29]。

1.3缝隙侵蚀

异种资料在接触时无法齐全缜密贴合，，导致狭小缝隙（宽度在0.02～0.1mm之间）的存在。当缝隙内氧气耗尽且外部氧气未能实时补充时，，形成缝隙内小阳极、、缝隙外大阴极的氧浓差电池，，使得缝隙内的钛合金产生阳极溶化，，侵蚀产品沉积在缝隙口处，，并逐步形成闭塞电池[30]。分歧金属对缝隙侵蚀敏感性分歧，，而自钝化能力强的钛合金对缝隙侵蚀更为敏感。当缝隙内钛合金钝化膜部门粉碎，，氧气无法实时提供时，，金属基体与侵蚀介质接触并产生阳极溶化，，产生大量金属阳离子。为维持电荷平衡，，外部侵蚀性阴离子会扩散到缝隙内并荟萃。同时，，Ti⁴⁺经水解得到[Ti(OH)₂]²⁺，，侵蚀产品Ti(OH)₄沉积在钛合金理论。该反映的化学式如（1）、、（2）式所示[17]，，反映产生的H+使侵蚀介质pH值降低，，进一步侵蚀钛合金理论，，阐发出自催化效应[30,31]。

Ti⁴⁺+2H₂O→[Ti(OH)2]²⁺+2H+（1）

Ti⁴⁺+4H₂O→Ti(OH)₄+4H⁺（2）在低氧含量和高温前提下，，钛合金理论钝化膜易受损，，再钝化的膜耐蚀性较差。据报道[3,17]，，高于70℃时，，钛合金在含卤化物或硫酸盐的溶液中易产生缝隙侵蚀。Rajendran等[32]的钻研发现，，钛合金在10%NaCl热溶液中缝隙侵蚀临界温度为100℃。在高温近厌氧海水环境中，，Pang等[33]钻研了局批注，，纯钛与Ti-6Al-4V别离在80℃和200℃的温度下产生缝隙侵蚀，，而Ti-0.25Pd未产生缝隙侵蚀，，这可能是Pd元素作为优良的催化剂提高了开路电位，，使钛合金理论形成更厚且更不变的TiO₂钝化膜。综上所述，，分歧类型的钛合金及其所处的环境前提下，，缝隙侵蚀的临界温度会有所差距。此外，，钛合金易在卤化物环境中产生缝隙侵蚀，，尤其在氯化物环境中。但其他服役环境也不成忽视，，如在硫酸和盐酸等酸性介质中，，其钝化膜容易受到粉碎，，导致侵蚀加剧。

1.4应力侵蚀开裂

应力侵蚀开裂（SCC）是指在特定温度和应力前提下，，金属受到外界应力和侵蚀介质的共同作用而导致裂纹扩大的景象。资料在应力作用下可能产生缺点，，如气泡和裂纹等，，这些缺点会成为侵蚀产品的集聚点，，加快SCC过程[34]。

SCC可分为裂纹萌生、、裂纹扩大和急剧失效阶段三个阶段[35]。这种粉碎方式通常没有显著预兆，，初期难以发现。一旦裂纹产生，，将迅速扩大并导致钛合金失效断裂，，引发严重的安全变乱。近年来的钻研批注，，塑性变形和温度对钛合金的SCC敏感性有显著影响。Li和Pei等[36]发现，，塑性变形引起的位错加强了钛合金理论的活性，，推进了氢原子的天生和渗入，，加快裂纹扩大，，增长了SCC敏感性。边美华等[37]的钻研进一步指出，，应变导致钛合金理论钝化膜分裂，，点蚀增长，，甚至出现裂纹，，增长了SCC敏感性。此外，，温度对钛合金SCC的影响一向备受关注。Li等[38]发现高温下钛合金理论的富氧层脆性断裂推进裂纹萌生。李文桔等[39]发现，，在仿照海洋环境中，，温度降低会增长钛合金的SCC敏感性，，阐发出更强的侵蚀偏差。作者以为，，这是由于在低温海水中，，钛合金裂纹尖端的钝化膜电阻较小、、缺点较多且位错容易积累，，导致钝化膜部门应力集中，，在外加应力的协同作用下，，裂纹成核和裂纹扩大的速度加快，，加快侵蚀过程。

1.5氢致开裂

当钛合金露出在含氢环境中时，，氢原子会进入合金内部并形成氢化物，，导致钛合金内产生微裂纹，，最终引发氢致开裂（HIC）[34]。HIC通常是在齐全无外部压力的情况下，，由内部压力引起的[40]。这种景象在酸性环境下（蕴含H2S环境）尤为常见[41]。现有钻研了局批注，，氢在钛合金α相中的溶化度较低，，容易形成氢化物并导致资料脆化。而在β相中，，氢的溶化度和扩散速度较高。这是由于α相和β相拥有分歧晶体结构，，α相为HCP（密排六方）晶格，，β相为BCC（体心立方）晶格。BCC晶格比HCP晶格致密度低、、间隙较多，，因而氢在BCC晶格间隙中扩散速度比在HCP中要高，，故β相对氢致开裂的敏感性较低[42]。通常而言，，HIC的形成通常产生在α相或在α/β相的界面处。

Qiao等[43]通过阴极充氢步骤钻研了Ti-4Al-2V1Mo-1Fe合金在3.5%NaCl溶液中的侵蚀行为。发现充氢后，，α相和α/β晶界处形成了γ-TiH和δ-TiH2氢化物，，导致合金体积膨胀并形成脆性氢化物，，进而导致HIC。通过比力分歧充氢功夫的描摹图发现，，充氢4h后，，HIC重要产生在α相与α/β界面处（见图3（a））。充氢24h后，，部割裂纹扩大至β相，，氢扩散推进了氢化钛形成，，加快了体积膨胀（见图3（b））。此外，，Wang等[44]的钻研也进一步证实，，纯钛充氢24h后理论裂纹显著多于Ti-Mo合金，，这重要是由于β相的存在提高了合金对HIC的抗性。

2、、影响钛合金部门侵蚀的重要成分

2.1化学成分

在对前人钻研的总结中发现，，增长Mo、、Ni、、Pd、、Ru、、Zr和Sc等元素会影响钛合金的耐侵蚀机能[45-46]。

Sure等[47]发现，，在15.3M沸腾HNO₃中，，Ti-5Ta-2Nb合金的耐蚀性远优于纯钛（TiCP-4）。这是由于增长Ta和Nb元素后，，基体理论钝化膜除了TiO₂，，还含少量Ta₂O₅和Nb₂O₅，，从而降低了钛合金的侵蚀速度。相比之下，，纯钛理论TiO2氧化膜较。，更易被侵蚀。

S.Ningshen等[48]的钻研批注，，在沸腾的15.65MHNO3溶液中，，纯钛理论出现裂纹，，钛合金理论呈多孔状特点。AKOTTi钛合金的侵蚀速度显著低于纯钛，，这是由于钛合金中存在少量的贵金属（Pd和Ru），，显著提高了钝化能力并改善了耐侵蚀性。

Zhao等[49]系统钻研了Ti-xMo（x=1%、、3%、、5%（质量分数））合金在10%HCl溶液中的侵蚀行为，，发现随着Mo含量的增长，，β相增多，，耐蚀性提高。当Mo含量达到3%时，，侵蚀类型由均匀侵蚀转变为点蚀，，且点蚀宽度随Mo含量的增长而减小。

Ti-xMo合金侵蚀描摹如图4所示，，Ti-1Mo合金阐发为均匀侵蚀，，而Ti-3Mo和Ti-5Mo合金阐发为点蚀，，且Ti-5Mo的点蚀尺寸小于Ti-3Mo。因而，，增长Mo含量能够显著提高Ti-xMo合金的耐蚀性。

Zr元素的参与可通过形成高价氧化物（TiO2和ZrO2）和较厚的钝化膜来提高资料的耐蚀性和不变性[50]。Sherif等[51]将粉末冶金制备的纯钛与Ti-12%Zr合金在3.5%NaCl溶液中进行了电化学测试，，了局批注，，基体理论覆盖的TiO₂和ZrO₂会降低合金的侵蚀水平。

稀土元素合金化对钛合金的侵蚀行为也有显著影响。Deng等[52]钻研了Sc元素对Ti64合金在0.6MNaCl溶液中的耐侵蚀机能。了局批注，，Sc的增长不仅细化了晶粒尺寸、、增大了β/α相的体积比，，还降低了合金的侵蚀速度和克制了侵蚀产品的形成。同时，，提高了合金的抗拉强度和抗应力侵蚀能力。综上所述，，通过增长分歧的合金元素可显著改善钛合金的耐侵蚀机能。这些元素的引入通过多种机制，，如形成高价不变的氧化膜、、细化晶！
、、增长相组成的均匀性等，，有效地提高了钛合金在各类侵蚀环境下的耐侵蚀机能。

2.2离子种类和浓度

钛合金的部门侵蚀还与离子种类和浓度亲昵有关，，卤素离子对其影响尤为显著。通常以为，，卤化物浓度越高，，产生点蚀的可能性越大。Deng等[53]钻研发现，，当I?和Cl?浓度从0.1%增长到5%（质量分数）时，，Cl?对钛合金理论钝化膜形成拥有更强的克制作用，，侵蚀速度均匀是I?的1.79倍。式（3）~（7）为钛合金理论TiO2钝化膜在含卤素离子X?（I?或Cl?）溶液中可能产生的反映式。式（6）中天生的粉末状TiO2易脱落，，使钛合金基体持续露出在侵蚀环境中，，进而与H+反映天生灰色氢化物TiH2，，引发氢致开裂景象[53]。

TiO₂+3X^-+4H⁺→TiX+3+2H₂O（3）

TiX⁺₃+X-→TiX₄（4）

TiX₄+3H₂O→H2TiO₃+4X^-+4H⁺（5）

2H₂TiO₃→2TiO₂(侵蚀产品)+2H₂O（6）

Ti+2H⁺+2e^-→TiH₂（7）

Wang等[54]钻研了纯钛在含氟硫酸溶液中的点蚀行为，，发现随着F?浓度的增长，，其钝化膜的危险水平加剧。作者进一步钻研了纯钛、、Ti-0.2Pd和Ti-0.3Mo-0.8Ni合金在含氟硫酸中的侵蚀行为，，发此刻氟浓度低于0.002M时，，钛合金相比纯钛拥有更好的耐蚀性。然而，，当氟化物浓度高于0.003M时，，钛合金仍被侵蚀[55]。此外，，通过钻研Ti-6Al-4V在分歧浓度（0.9%，，3.5%，，10.0%）的NaCl溶液中的侵蚀行为，，Qin等[56]发现随Cl?浓度的提高，，样品理论TiO₂含量降低，，从而使资料更易产生侵蚀。Cui等[57]的钻研进一步批注，，Cl?浓度的增长使得样品孔形核频率提高，，点蚀孔尺寸增大（见图5）。Cl?的侵蚀加快了钝化膜的溶化，，造成了钛合金的点蚀景象。

以上钻研了局批注，，卤素离子的种类和浓度对钛合金的耐蚀机能有显著影响。并且，，随着离子浓度的增长，，钛及其合金理论钝化膜变得不不变，，耐蚀机能降落。

2.3温度和压力

温度和压力是影响钛合金部门侵蚀景象的重要成分。钻研批注，，在肯定领域内，，随着温度升高，，钛合金侵蚀速度增长。高温降低了钝化膜的不变性，，加快了电化学反映的动力学过程，，导致侵蚀加剧[34]。Selva等[58-59]发现，，钛合金在350℃时的均匀侵蚀速度约为4μm/a，，比在300℃时增大了约4倍。Dai等[60]指出高温会导致钛合金理论的钝化膜开裂和大面积剥落，，且随温度升高，，钝化膜侵蚀更为严重。高压也会减弱钛合金钝化膜的；；ぷ饔茫，增长部门侵蚀风险[61]。在深；；肪持校，静水压力对钛合金的侵蚀行为尤为显著。随海水深度的增长，，静水压力逐步增大，，每100m深度增长约1MPa静水压力[62]。Liu等[63]以为，，静水压力增大会导致钝化膜变薄且组分产生变动，，在拉伸应力协同作用下，，钝化膜；；ぷ饔孟灾档。Dong等[64]以为高静水压力克制了氢的还原速度，，导致合金钝化能力降低，，使深；；肪诚潞辖鸬哪颓质椿芙锨澈；；肪车鸵桓鍪考。此外，，钛合金理论钝化膜中富含廉价钛（Ti²⁺，，Ti³⁺），，使钝化膜拥有多孔结构和离子渗入性，，从而降低了耐蚀性。近年来，，钻研人员针对于温度和压力的协同作用对钛合金的侵蚀行为进行了探求。Gao等[65]发现，，在高温（160~220℃）和高压（3.84~4.80MPa）的CO₂环境下，，TC4钛合金阐发出优异的抗部门侵蚀机能。吕祥鸿等[66]钻研批注，，在220℃和4.8MPa的地层水CO2侵蚀环境（pH=7.19）中，，TC4钛合金的均匀侵蚀速度为0.0012mm/a，，仅产生轻微侵蚀。而在温度为180℃和1.33MPa的完井液CO₂侵蚀环境（pH=11.01）中，，均匀侵蚀速度高达0.4247mm/a，，部门侵蚀严重，，钛合金理论最大坑深达25μm。综上所述，，温度和压力对钛合金侵蚀行为的影响显著且复杂。高和善高压前提均会减弱钝化膜的不变性，，显著增长侵蚀速度。在高温高压综合作用的影响下，，钛合金的耐侵蚀机能显著降落，，理论凹坑深度增长，，部门侵蚀景象加剧。

3、、部门侵蚀的防护措施

为有效预防钛合金产生部门侵蚀，，需综合思考资料个性、、使用环境和制作工艺等多个成分。下文将从合金化、、理论改性技术和热处置工艺等三个方面具体论述提高钛合金耐部门侵蚀机能及侵蚀防护步骤。

3.1合金化

合金化是提高钛合金耐蚀机能的有效法子之一。通过增长合金元素和调整其种类及含量，，能够扭转钛合金的组织结构和化学成分，，提高其耐侵蚀机能。常用合金元素蕴含Al、、Mo、、V、、Fe和Zr，，它们可调整钛合金中α相和β相的体积分数。其中，，α-相不变元素Al和中性元素Zr，，都能够起到固溶强化作用[22，，67]。适量的Al可显著提高抗拉强度，，但含量不应超过7%，，不然会影响塑性和韧性[34]。Alharbi等[50]

发现Ti-15%Zr合金中Zr元素的增长使钛的侵蚀最小化，，解除了点蚀的可能性。这是由于钛合金理论形成的TiO2和ZrO2氧化膜提供了更好的；；ぷ饔。还有钻研批注[68]，，Ti-Zr合金理论钝化膜由双层结构组成，，蕴含底部ZrO₂层和顶部混合TiO₂-ZrO₂层，，这种氧化膜的结合有助于提高合金的耐侵蚀机能。

V元素是常用的β-相不变元素，，但V会在使用过程中开释有毒的V离子[69]。故钻研者们进展用其他β-相不变元素来取代V，，其中，，Fe元素低成本且无毒，，适量增长Fe元素可在钛合金钝化膜理论形成致密的Fe氧化层，，克制氧化膜的溶化[70,71]。此外，，Mo元素作为β-相不变元素能增长钛合金钝化膜的不变性，，提高耐蚀性。Qiao等[72]通过电化学步骤钻研发现，，Ti-4Al-2V-1Mo-1Fe和Ti-6Al-4V两种合金在仿照海洋环境中浸泡180天后，，前者自侵蚀电流密度Icorr为1.51×10^-7A/cm²，，后者的Icorr为2.23×10^-7A/cm²，，批注前者拥有更高的耐蚀性。Wang等[44]发现Mo元素可增长氢固溶度，，溶化更多的氢原子，，并有效克制脆性氢化物的析出，，削减氢致开裂偏差。

3.2理论改性技术

由于侵蚀始于资料理论，，因而对钛合金进行理论改性是提高其抗部门侵蚀机能的一种有效措施。其中，，在钛合金基体理论制备涂层得到了宽泛的钻研。目前已经报道了多种用于制备钛合金涂层的理论改性技术，，下面重要介绍冷喷涂技术、、化学气相沉积法、、电弧离子镀法以及激光熔覆法，，并在表1中作了综合。

粟志伟等[73]通过冷喷涂技术在TB10钛合金理论制备Cu、、Cu-Ag涂层，，评估试样在3.5%NaCl溶液中的耐蚀机能。了局批注，，涂层处置后的样品侵蚀电位更低，，实现了就义阳极的阴极；；こ尚。此外，，Cu-Ag涂层中Ag的增长推进了海水中细菌的殒命，，粉碎了生物结构，，拥有更强抑菌作用。

Malhotra等[74]通过化学气相沉积法在TC4ELI钛合金上制备了石墨烯纳米涂层（GN），，并与未涂层的钛合金在高酸性氟化介质（PH=2.0）中进行240天浸泡尝试。钻研发现无涂层钛合金侵蚀速度为0.02mm/a，，是GN的2倍。这可能是由于GN是一层单层碳原子，，呈二维蜂窝状结构分列，，自由π-电子在石墨烯薄膜高低形成炼度电倾轧的π-轨道，，阻断了芳环内的间隙，，预防溶液中的侵蚀性阴离子穿过涂层达到钛合金基体。此外，，碳的范德华半径（0.11nm）和石墨烯六方分列的C-C键长度（0.142nm）仅产生0.064nm的孔径，，这限度了电解质溶液渗入到钛合金基体理论。因而，，该涂层能持久；；ゎ押辖鸾峁沟钠肴圆⑽纸系颓质此俣。

Zhang等[75]通过离子镀技术在TC4钛合金理论沉积TiN和TiAlN涂层，，钻研其在600℃NaCl溶液中的耐蚀机能。了局批注，，无涂层的钛合金耐蚀性最差。12μm厚度的TiAlN涂层耐蚀性优于一样厚度的TiN和4μm厚度的TiAlN涂层，，这是由于TiAlN涂层侵蚀产品除TiO₂和Na₂Al₂Ti6O₁₆钠盐产品膜外，，还蕴含拥有；；ぷ饔玫腁l₂O₃，，有效阻隔了侵蚀介质与钛合金基体接触。

Liu等[76]选取激光熔覆法在TC4钛合金理论沉积了TiMoNbX（X=Cr、、Ta、、Zr）难熔高熵合金（RHEA）涂层，，并钻研了这些涂层在3.5%NaCl溶液中的耐蚀性。钻研了局批注TiMoNbCr、、TiMoNbTa和TiMoNbZr三种涂层的自侵蚀电位别离为-0.230、、-0.248以及-0.277V，，均高于TC4的自侵蚀电位（-0.397V）。涂层别离形成的Cr₂O₃、、TaO和ZrO₂钝化膜有效预防侵蚀产生并减缓侵蚀速度，，使RHEA涂层拥有较低的侵蚀敏感性。

3.3热处置工艺

热处置工艺是提高钛合金耐蚀性并耽搁使用寿命的常用步骤之一。Peng等[77]钻研了高Cu含量Ti-6Al-4V-xCu（x=4.5%、、6%、、7.5%（质量分数））合金的分歧退火温度（720、、740、、760℃）在0.9%NaCl溶液中的耐蚀性。了局批注，，Ti-6Al-4V-4.5Cu-720℃合金阐发出最佳耐蚀性，，拥有最高的自侵蚀电位Ecorr（-0.358V）和最低的自侵蚀电流密度Icorr（3.33×10^-8A/cm²）。而Ti-6Al-4V-7.5Cu-760℃的耐蚀性最差，，Ecorr最低（-0.410V），，Icorr最高（1.44×10^-7A/cm²）。此外，，随着退火温度的升高，，α相和Ti2Cu相体积分数削减，，β相体积分数增长，，可能会加快三相之间的电偶侵蚀。

Sherif等[78]钻研退火温度对热锻Ti-54M合金在2MHCl溶液中的侵蚀情况，，发现800℃退火处置的Ti-54M合金理论虽有点蚀景象，，但耐蚀机能优于未经退火处置的合金。而在940℃退火后，，Ti-54M合金的耐蚀性显著提高。

Su等[79]发现Ti80钛合金在3.5%NaCl溶液中的耐蚀性随退火温度（850~1000℃）的升高而提高，，形成炼度致密和不变的氧化膜。这是由于退火温度的提高导致β相体积分数增长、、α相体积分数减。，且β相中含有较高的Nb、、Zr、、Mo，，提高了耐侵蚀机能。此外，，α相体积分数的减小减轻了元素的偏析，，进一步克制了α相与β相之间的微电偶侵蚀效应。

??mez等[80]通过测试了TC4钛合金别离在960℃与1050℃固溶处置1h并水淬后的耐蚀性。发现原始态、、960℃与1050℃固溶淬火的钛合金侵蚀速度别离为1.85×10^-3、、0.66×10^-3和0.46×10^-3mm/a。热处置后的钛合金侵蚀速度降低了3~4倍。原始态侵蚀速度较高，，这可能是由于合金元素（尤其是V）在α相与β相中含量差距较大，，形成了电偶侵蚀。而固溶淬火故障了V的扩散，，使两相中的V元素散布更均匀，，从而克制电偶侵蚀的产生。以上钻研了局批注，，热处置工艺通过优化温度和相组成，，提高了钛合金在分歧侵蚀环境下的耐蚀性，，显著耽搁了其使用寿命。

4、、结论与瞻望

随着现代工业对高机能、、轻量化、、耐侵蚀资料需要增长，，钛合金拥有宽泛的利用远景。只管目前钛合金在大无数利用环境中拥有优异的耐侵蚀性和结构靠得住性，，然而，，在强还原性酸、、富卤族阴离子及高温缺氧环境中钛合金的部侵蚀问题仍亟待解决。因而，，将来的钻研应侧重在以下几个方面：
：：

（1）钛合金在强还原性酸、、富卤族阴离子及高温缺氧环境中耐蚀机能较差，，易出现点蚀景象。因而，，深刻钻研若何提高钛合金在该工况前提下的耐蚀机能，，对推进钛合金的应器拥有重要意思。

（2）目前，，针对钛合金部门侵蚀的钻研重要侧重于中、、高温环境。我国东北地域、、极地域域最低温度可达零下几十度，，钛合金在低温、、强侵蚀性环境下所面对的问题鲜有报道。进一步深刻钻研钛合金在低温、、强侵蚀性环境下的部门侵蚀行为对开发在极端气象及特殊利用环境下利用的高机能钛合金尤为重要。

（3）钛合金理论改性时涂层的持久不变性是最重要的机能之一。但目前的钻研大多成立在仿照环境下，，尝试功夫通常在10~100h之间，，对钛合金是现实服役机能参考有限。因而，，有必要钻研资料在真实环境下的持久侵蚀情况，，从而为钛合金构件的持久服役安全性评价及预测使用寿命提供有价值的凭据。

（4）对于在强侵蚀环境下利用的钛合金，，将来的钻研还应致力于开发新型防护涂层资料、、新型缓蚀剂以及新的理论改性技术，，以提高钛合金防护的效能。此外，，结合先进探伤技术，，开发出针对部门侵蚀区域的涂层修复技术，，优化检测及修复规划，，提高钛合金构件的安全服役机能和使用寿命。

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