发布日期：2025-2-13 11:37:45
在石油天然气开采领域，常采用酸化压裂施工技术。该技术是将酸液（如盐酸、氢氟酸等）注入天然气储集层，利用盐酸等酸液溶解天然气储集层中的堵塞物或通过管柱内部加压破碎岩层，提高天然气储层的渗透压，以达到增加天然气产量的目的[1]。但是，酸液腐蚀性非常高，而且时常伴随高温和高压，因此亟需耐腐蚀、耐高压和耐酸腐蚀的管柱材料。钛及其合金因具有低密度、高比强度、耐腐蚀性等优异性能而成为国内石油管材料的重要选择。然而，钛合金在盐酸、氢氟酸等酸液中的耐酸腐蚀能力是有限的，这是限制其在天然气开采领域应用的因素之一。此外，焊接（电子束焊接、电弧焊接等）是钛合金构件成形的重要工艺。真空电子束（EBW）具有高能量密度、快焊接速度、大熔深、小热影响区以及可以在真空环境下焊接活性和难溶金属等优点，被广泛应用于焊接钛合金[2-3]。然而，焊接接头不同区域之间的组织、成分等存在显著不均匀的特点，是焊接构件中的薄弱之处。Ti6Al4V合金母材区微观组织主要由初生α相与晶间β相构成，电子束焊接后其热影响区微观组织主要由初生α相、残余β相和析出的细小针状α′马氏体构成，而焊缝的组织由粗大的β柱状晶粒和析出的针状α′马氏体组织组成，这是由于熔合区的快速熔化和高冷却速率引起的非平衡凝固[4-5]。微观组织的不均匀是导致腐蚀的重要原因，如β相中α相的析出会加速钛合金的腐蚀[6]。点蚀主要发生在针状马氏体α′晶粒上，细小的针状α′-Ti形成了应力表面，应力和杂质氧化的共同作用导致表面应力腐蚀，导致多孔被动层的形成[7]。此外，母材的腐蚀电位比焊接接头更高；在电解质中，焊接接头是阳极部分，优先发生腐蚀。虽然钛合金构件使用时，其表面能够形成钝化膜，但是该钝化膜不足以保护钛合金基体表面免受酸腐蚀，而且原始氧化膜较薄且容易发生破裂，从而导致应力腐蚀[8-9]。因此，采用必要的防护手段对钛合金接头进行保护尤为重要。
目前微弧氧化（MAO）技术是提高钛合金表面性能（耐磨性、耐蚀性、功能性等）应用较为广泛的方法之一[10-12]。杨眉等[13]采用不同电流密度在TC11合金表面制备微弧氧化涂层。结果表明，随电流密度增加，涂层厚度和硬度提高，但结合力下降。对改性钛合金（微弧氧化电流密度9A/dm2）与未改性钛合金在30%（质量分数）硫酸溶液中进行电化学测试，研究发现TC11合金表面制备的微弧氧化陶瓷涂层自腐蚀电流比未处理试样降低3个数量级。周科等[14]采用微弧氧化技术对TA15合金进行处理，发现微弧氧化处理50min时，涂层具有最高的阻抗模值和自腐蚀电位，在15d电偶腐蚀试验中，TA15合金与30CrMnSiA钢电偶腐蚀敏感度降低。Zhang等[15]比较研究了钛合金表面掺杂石墨烯微弧氧化涂层与无掺杂涂层的耐蚀性。结果表明，在氯离子盐雾腐蚀680h后，无掺杂涂层表面产生较大点蚀孔，而掺杂石墨烯涂层由于更致密，表面点蚀较少，表现出更好的耐腐蚀性，进一步提高了钛合金上微弧氧化涂层的耐腐蚀性。于晶等[16]比较研究了脉冲频率对医用钛合金微弧氧化陶瓷涂层结构和耐蚀性的影响。研究表明，涂层表面存在大量放电孔洞，孔隙率随脉冲频率升高先增后减，而孔径先减后增，脉冲频率700Hz时孔隙率最高（约11%），且锐钛矿相含量最高，具有良好的耐点蚀性。Sobolev等[17]也研究了不同脉冲频率下TC4表面微弧氧化涂层的表面形貌、相组成以及耐腐蚀性演变。结果表明，1000Hz频率下涂层更致密且孔隙率较低，金红石相向陶瓷内层生长，而锐钛矿相向涂层外层生长，含涂层钛合金与无涂层钛合金相比，其耐蚀性提高125倍。李明哲等[18]通过三种电流密度模式（恒流模式、梯度电流5~15A和15~5A）在TC4表面制备微弧氧化陶瓷涂层，研究发现采用梯度电流模式可进一步提高陶瓷涂层的厚度、粗糙度和耐蚀性。王卓等[19]利用稀土化合物Nd(NO3)3对TC4微弧氧化陶瓷膜进行改性，发现硝酸钕的添加能够促进锐钛矿和金红石的转化，钛氧键的增加有利于降低接触角，与未添加Nd(NO3)3试样相比，腐蚀电流负向移动了1~2个数量级，提高了耐蚀性。王先等[20]在TA15钛合金表面制备了微弧氧化涂层，研究发现随着微弧氧化时间延长，涂层耐蚀性呈现先增加后下降的趋势，与基体相比，自腐蚀电位最高提高530mV，腐蚀电流密度降低为基体的3%。
由此可见，微弧氧化技术在提高钛合金抗腐蚀和异种金属间电偶腐蚀方面非常有效。然而，微弧氧化技术应用于钛合金焊接接头研究较少。目前对焊接接头微弧氧化处理的研究主要集中在Mg、Al合金搅拌摩擦焊（FSW）和双丝MIG焊接接头。FSW焊接接头的耐蚀性取决于微观结构，粗晶粒热影响区（HAZ）相较于搅拌区（SZ）和母材（BM）耐蚀性能较差[21-23]。对接头进行陶瓷化处理后，其不同区域具有相近的阻抗、腐蚀电流和腐蚀电位，FSW焊接接头的耐腐蚀性显著提高[24-26]。因此，亟须拓展其在钛合金焊接接头防护方面广阔的应用潜力。此外，对钛合金进行电子束焊接，其接头组织、结构发生变化。然而，这些变化对微弧氧化放电的影响尚不清楚，而且微弧氧化处理对钛合金电子束焊接接头耐腐蚀性能（尤其是盐酸腐蚀环境）的影响尚未得到广泛研究。
因此，本文通过电子束焊接获得Ti6Al4V合金接头；选择Na2SiO3和NaPO4混合电解液体系对Ti6Al4V合金接头进行陶瓷化处理，研究了微弧氧化处理对焊接接头微观组织和耐腐蚀性能的影响，对接头腐蚀性能提高的原因进行了分析。
1、试验
1.1涂层制备
试验材料为Ti6Al4V钛合金板，试板尺寸为50mm×25mm×2mm（用于对接焊）和50mm×50mm×2mm（用于与等面积焊接件进行电压比较）。进行磨抛处理后的Ti6Al4V钛合金样品依次在丙酮和酒精中超声清洗，吹干备用。Ti6Al4V钛合金的焊接接头采用电子束焊接方法水平对接焊获得（EBW接头）。焊接参数为高压65kV，焊接束流为10mA，电子束直线速度为300mm/min。利用丙酮、酒精溶液对已焊试板进行超声波清洗，随后对其进行微弧氧化（MAO）处理（FL7-MAO30G）。电解质为15g/LNa2SiO3、10g/LNa3PO4和1g/LNaOH混合溶液；电源参数为电流密度14A/dm2，占空比20%，脉冲频率500Hz，氧化时间20min。微弧氧化处理后，利用去离子水冲洗并酒精超声清洗样品以去除残留电解液，吹干备用。
1.2性能测试及组织观察
利用Gemini500型场发射扫描电镜（SEM）分析微弧氧化处理前后的Ti6Al4V钛合金电子束焊接接头表面和截面的微观结构。通过BrukerD8Advance型能谱仪（EDS）对涂层成分进行检测。采用X'PERTPRO型X射线扫描仪（XRD）对微弧氧化处理前后的Ti6Al4V钛合金电子束焊接接头及未焊母材相结构进行检测，射线波长为0.1541nm，扫描范围为10°~90（°2θ角），扫描电压为40kV，扫描束流为40mA。
采用三电极体系电化学工作站对含/不含涂层的未焊母材和焊接接头进行室温下的电化学腐蚀研究。测试前，将样品密封并留出1cm2待测表面（图1）。待测样品的电化学腐蚀测试介质为3.5%（均以质量分数计）NaCl溶液，扫描速度为10mV/s，扫描区间为−1~2V（vs.OCP）。
选用2mol/LHCl溶液，对镶嵌好的含/不含涂层的未焊母材和焊接接头（1cm2待测表面）进行浸泡腐蚀试验，试验之前利用高精度天平称量。浸泡腐蚀试验时间为8d，每隔2d将样品取出，每次3个平行样。在180g/L的铬酸中超声清洗，除去腐蚀产物，之后用去离子水和无水酒精超声清洗，在37℃的干燥箱中烘干后称量。
2、结果及分析
2.1焊接接头微观组织
图2为Ti6Al4V钛合金电子束焊接接头不同区域微观组织。图2a表明，初生α相（暗色）与晶间β相（亮色）构成了母材（BM）区的主要微观组织。而Ti6Al4V经过电子束焊接后，β相晶粒在快速冷却时经马氏体分解形成α'相。因此，由图2b可知，初生α相、残余β相和细小的针状α'马氏体构成了热影响区（HAZ）的主要微观组织[5]。由图2c可知，针状α'马氏体为焊缝区（WZ）的主要微观组织，取向相同的α'马氏体集束在β晶界处形核析出并分布为羽毛状[27]，还有一些针状α'马氏体分布不规则且垂直生长[28]。
2.2MAO涂层表面形貌
图3为焊接样品和等面积未焊接母材微弧氧化处理时（恒流模式）电压-时间演变。由图3可知，在本文的工艺中，两种样品的电压-时间演变大致可划分为三个阶段：Ⅰ是电压快速增加阶段，与传统阳极化阶段相对应，此时钛合金表面阳极氧化生成非常薄的二氧化钛（TiO2）绝缘膜，阳极氧化过程遵循法拉第定律，其电流效率为100%。Ⅱ是电压较快上升阶段，在已生成的TiO2膜局部位置（缺陷、气孔等）发生介电击穿形成放电通道，同时释放大量氧气，导致电流效率降低。在Ⅲ阶段中，电压值缓慢增加，为稳定微弧氧化阶段。每一次火花放电与一个贯穿于涂层的放电通道对应，导致击穿-通道-熔凝效应。与未焊接母材比较，焊接样品在Ⅰ阶段电压增长速度较慢，而在Ⅱ阶段电压增长速度较快，说明其按阳极氧化方式形成TiO2绝缘膜较慢，而按微弧氧化方式形成涂层较快。最后，在第Ⅲ阶段二者电压基本相同，说明基体微观组织的不均匀特性仅对涂层初期生长起作用。
图4为微弧氧化处理不同时间母材区、热影响区、焊缝区表面涂层SEM图像。由图4可知，微弧氧化放电初期，焊接接头母材区放电孔洞分布相对均匀，而热影响区和焊缝区放电孔洞较小且分布不均匀。肉眼观察时也发现，微弧氧化放电初期，焊接接头母材区火花放电分布较为均匀，而焊缝区未见明显火花放电。本文以起弧时刻为时间原点，随着微弧氧化处理时间增加（5~30s），母材区火花放电逐渐强烈，焊缝区火花放电逐渐明显，各区放电孔洞和放电产物的尺寸也不断增加。随着微弧氧化处理时间继续增加（30~300s），微弧氧化电压也更高，较高的能量使膜层发生烧蚀，导致细小微孔孔壁局部溶断，形成孔径更大的微孔，涂层表面分布不再均匀，放电产物增多并堆积形成熔融状凸起，涂层断续生长且不完整。这些凸起和孔洞与火山口形貌相近，其形成与氧化膜高压击穿、熔融产物沉积和反应气体排出有关[12]。增加更多微弧氧化时间（300~1200s），焊缝区放电火花更加均匀，虽然微弧氧化电压增加缓慢，但涂层烧蚀更多，更多的微孔溶断，引起膜层击破，疏松氧化膜层局部脱落，但热影响区和焊缝区域涂层生长连续性和完整性仍较差。
如前所述，焊接接头不同区域涂层表面结构相似，分布着许多熔融状突起和不均匀形状的孔洞，这些孔洞（微弧氧化20min）如蓝色虚线内孔洞较圆，绿色虚线内孔洞存在封闭现象，红色虚线内孔洞为长条状，均为微弧氧化放电或放电后熔融物沉积形成[29]。涂层表面存在微小裂纹，这是由于熔融物受到电解液的快速冷却产生较大热应力所致[12,30-31]。
图5为微弧氧化处理不同时间母材区、热影响区、焊缝区表面涂层粗糙度和孔隙率。由图5a可知，随着微弧氧化处理时间增加，各区表面涂层粗糙度和孔隙率基本呈增加趋势，尤其在微弧氧化处理时间较短时（≤600s），涂层粗糙度（尤其是焊缝区域）和孔隙率增加明显。由图5b可知，孔隙率也表现出相似的增加趋势。微弧氧化处理初期，各区表面首先生成较薄氧化物层，火花放电容易发生，然而随着微弧氧化处理时间增加，涂层厚度逐渐增加，导电性逐渐降低，火花放电变得困难，在恒电流密度电源模式下，微弧氧化电压逐渐升高，释放能量逐渐增加，一方面较小孔壁发生熔断形成较大孔洞，另一方面熔融物堆积形成的凸起增多，因此在微弧氧化处理时间较短时（≤600s）涂层粗糙度和孔隙率增加明显。随后微弧氧化电压增加较为缓慢（图3），氧化、溶解、凝固速率达到相对平衡，使涂层粗糙度和孔隙率增加速度变缓。
图6为不同微弧氧化处理时间母材、热影响区、焊缝区表面涂层能谱分析。由图6可知，各区涂层均主要由Ti、Si、O元素组成。其中Si元素呈现与放电电压曲线相似的规律，即Si元素含量先快速增加，之后增加速度降低，最后随着微弧氧化时间增加，其含量缓慢增加，涂层溶解与沉积趋于动态平衡状态。Ti元素表现出与Si元素相反的变化趋势。
2.3MAO涂层截面形貌
图7为焊接接头微弧氧化处理20min后的截面结构。由图7可知，焊接接头不同区域涂层截面结构相近，均由致密层和疏松层组成，而且膜基界面凹凸不平，这是微弧氧化涂层生长的固有特点[32]。BM区域涂层疏松层与致密层分界较为明显，涂层生长连续性和完整性较好且涂层厚度较大，这可能与该区域放电火花均匀性有关[33]。
图8为不同氧化时间下涂层的厚度。由图8可知，随着微弧氧化处理时间增加，母材区涂层厚度呈现逐渐增加的趋势。其中，涂层厚度在120~1200s时间段内增加速度较快。在反应初期（<120s），由于此时电压较低，基体中的阳离子未能与表面吸附的阴离子充分发生反应。随着氧化时间逐渐增加，氧化电压升高，火花放电的能量增加，基体表面发生充分化学反应，使涂层厚度快速增加。而热影响区和焊缝区涂层厚度在氧化反应初期均有不同程度波动。当微弧氧化时间较短时，热影响区HAZ和焊缝区WZ火花放电微弱，化学反应较少，涂层结构疏松且与基体的结合不够紧密，随着放电能量升高，基体表面发生充分化学反应，涂层与基体的结合程度逐渐升高，涂层厚度增加。由图8可知，涂层厚度增加速度表现为先高后低。这是因为在氧化反应前期，涂层厚度较薄、表面放电通道较多，有利于涂层的介电击穿，所以涂层生长迅速且均匀紧密，并且同时向涂层外和基体内部生长。氧化反应后期，向基体延伸的放电通道受到致密层和不断增厚的涂层阻碍，导致介电击穿阻力增大，涂层生长受到阻碍，最终导致涂层增厚速度降低。
2.4物相分析
图9为焊接接头微弧氧化处理（20min）前后的物相分析。由图9可知，母材（BM）主要由α相和少量β相组成，为Ti6Al4V典型的结构。焊缝区（WZ）主要为α相或α′相，因二者结构相似较难分辨[34]。微弧氧化处理后，母材和焊接接头涂层主要由金红石（Rutile）TiO2和锐钛矿（Anatase）TiO2相组成。存在α相和α′相的衍射峰是因为微弧氧化膜层厚度相对较小，且表面存在较多的微孔，X射线穿透涂层所致[35]。此外，在WZ区域MAO涂层中观察到SiO2非晶相的存在，表明WZ区域的反应最为剧烈[32,36-37]。
2.5电化学腐蚀
图10为BM和焊接接头（WJ）区域微弧氧化处理前后的动电位极化曲线，其中含涂层母材和焊接接头分别简写为BM-MAO和WJ-MAO，微弧氧化处理时间为20min。可见，WB，HAZ和BM均出现了明显的钝化现象。比较可知，BM和BM-MAO的致钝电流较小，表明BM和BM-MAO较容易钝化。而且BM和BM-MAO维钝电流较小，维钝电流越小则代表金属的腐蚀溶解速率越低。比较可知，BM和WJ致钝电流和维钝电流差异较大，主要原因是WJ组织不均匀，使其钝化能力以及钝化膜的稳定性均不及BM。而BM-MAO和WJ-MAO致钝电流和维钝电流差异较小，表明微弧氧化涂层一定程度上减小了BM与焊接接头腐蚀的不均匀性。
表1为动电位极化曲线拟合结果。由表1可知，与BM相比，WJ的自腐蚀电位（Ecorr）较低，自腐蚀电流密度（Jcorr）增加，说明WJ耐腐蚀性能下降。钛合金电子束焊接后，合金元素会在WJ区域发生微偏析，这种微偏析导致其化学成分分布不均匀，使WJ区域的腐蚀电位低于BM区域。同时，WJ区域针状马氏体的晶界长度比BM大（图1），当含有针状马氏体的WJ试样进入钝化状态后，钝化电流密度则会因焊缝晶界区的溶解而增大，所以WJ极化曲线上的钝化电流密度相对于BM向右移动（图10）。基于以上原因，WJ与BM相比耐腐蚀性较差。微弧氧化处理后，WJ-MAO出现明显的钝化现象（图10）。由表1可知，焊接接头的自腐蚀电位（Ecorr）增加290mV，自腐蚀电流密度（Jcorr）下降1个数量级。
以上结果说明，焊接头经过微弧氧化处理后，陶瓷涂层与基体界面处的内层是连续致密的，这种特殊结构使涂层具有良好的耐蚀性。腐蚀性Cl−易使钛合金表面发生点蚀，而微弧氧化涂层对Cl−的扩散起到了阻碍作用，可以大大减小Cl−对钛合金基体的腐蚀。此外，通过比较可知，微弧氧化处理后，覆膜接头（WJ-MAO）较覆膜母材（BM-MAO）的腐蚀电位更正，但自腐蚀电流密度和维钝电流密度均较高。WJ为针状马氏体组织，且晶界长度较大，这些都会对涂层生长造成影响。BM的化学成分与组织结构均匀完整，其表面生成的涂层致密性和均一性最好，且涂层厚度较大，因此对Cl−穿越涂层腐蚀钛合金基体的过程阻碍作用明显，微弧氧化处理后BM的腐蚀速率较慢，因此认为在动电位极化测试中BM-MAO涂层耐蚀性较好。
在电化学测试之后，使用SEM对样品进行分析以评估表面。图11为不同微弧氧化处理时间（5s和1200s）母材、热影响区、焊缝区涂层表面电化学腐蚀形貌。由图11可知，不同微弧氧化处理时间三区涂层表面均发生点蚀，可归因于涂层局部溶解。微弧氧化初期，母材涂层生长较致密，点蚀程度较小，而热影响区和焊缝区由于涂层较疏松，点蚀程度较大。微弧氧化处理1200s后，三区涂层均较为致密，点蚀程度相近。
通过EIS试验以进一步分析含/不含涂层的母材和焊接接头在3.5%NaCl溶液中的腐蚀行为，如图12所示。通常，奈奎斯特图中半径较大的曲线对应于电化学腐蚀过程中对电荷转移的较强抵抗力，表明样品具有良好的耐腐蚀性。如图12a所示，与BM和WJ相比，在BM-MAO和WJ-MAO涂层中观察到大直径容抗弧，表明通过微弧氧化处理可以提高BM和WJ的耐腐蚀性。在BM-MAO和WJ-MAO涂层中看到两个电容回路，高频区域（105~10Hz）与低频区域（10~0.1Hz），高频区的回路属于疏松层，低频区属于致密层，WJ-MAO和BM-MAO具有相同的特性，同时WJ-MAO低频区的容抗弧半径小于BM-MAO，高频区的容抗弧半径大于BM-MAO。容抗弧半径的大小决定了涂层的耐腐蚀性，半径越大说明粒子越难侵入基体，耐蚀性越优异，BM-MAO的容抗弧半径大表明其耐蚀性优于WJ-MAO。WJ-MAO的容抗弧半径小，是由于接头区域组织的不均匀性导致整体电击穿现象多于母材，涂层的连续性和完整性较差（如图4、图7所示）。
如图12b所示，BM-MAO和WJ-MAO涂层显示出更大的阻抗模量|Z|0.1Hz，表明涂层具有良好的阻隔性能。而与BM-MAO相比，WJ-MAO涂层容抗弧半径和阻抗模量|Z|0.1Hz均较小，可见其具有较低的耐腐蚀性能。如图12c所示，BM-MAO和WJ-MAO涂层显示出两个时间常数。BM-MAO样品在宽频率范围内表现出最高的相位角值，表明其比WJ-MAO样品具有更高的耐腐蚀性，与Nyquist图和阻抗模量结果一致。等效电路如图12d所示。Rs是溶液阻力。R1和R2分别是疏松层和致密层电阻。Rp是母材/焊接接头电阻。CPE1和CPE2分别是疏松层和致密层电容。CPEp是母材/焊接接头电容。n表示CPE的色散系数，表示表面不均匀性的相移。表2为所有样品的EIS拟合数据。由表2可知，所有涂层样品都呈现出R2>R1的现象，表明致密层比疏松层具有更强的抵抗腐蚀介质与基体接触的能力。与BM-MAO相比，WJ-MAO涂层较薄，所以WJ-MAO疏松层和致密层电阻均较小，表明其对破坏性离子的阻挡作用较弱，其耐蚀性较差。通常，CPE值越大，腐蚀面积越大。由图5a可知，与BM-MAO相比，WJ-MAO涂层粗糙度较大，具有更高的表面积，因此其表面电容值更高，说明其腐蚀面积更大。
2.6浸泡腐蚀
采用浸泡腐蚀（2mol/LHCl溶液）失重测试方法，对含/不含涂层的母材和焊接接头样品进行浸泡腐蚀试验，微弧氧化处理时间为20min。图13为制备微弧氧化涂层前后母材和接头样品在2mol/LHCl溶液中的腐蚀速率。由图13可知，在浸泡腐蚀试验周期内，含/不含涂层的母材和焊接接头的腐蚀速率均随时间增加而降低，尤其是不含涂层的母材和焊接接头在浸泡试验前期腐蚀速率降低明显。这可能与试样发生选择性腐蚀有关，即随着腐蚀的进行，不耐腐蚀的相被腐蚀掉而耐腐蚀的相被保留。与BM相比，WJ的腐蚀速率在浸泡腐蚀试验周期内均较高，尤其是在第2天和第4天时二者相差较为明显（50.6%和54.3%）。说明构件存在焊缝时，其耐蚀性能明显下降。然而，焊接接头经过微弧氧化处理后（WJ-MAO）其腐蚀速率明显降低（48.9%~106.7%），表明微弧氧化处理对焊接接头耐酸腐蚀性能有显著改善。而且与BM-MAO相比，WJ-MAO的腐蚀速率略高7.9%~18.6%），这与电化学测试结果一致。
图14为不含涂层母材和接头样品在2mol/LHCl溶液中腐蚀的宏观形貌。由图14可知，焊缝区域金属的腐蚀形貌与母材区域金属的腐蚀形貌明显不同，WZ区域腐蚀最为严重。图15为不含涂层母材和接头样品腐蚀的微观形貌。图15a表明，腐蚀导致母材表面出现较多点蚀坑。此外，母材中α相和β相腐蚀程度不同，前者腐蚀较快，这是由于α相和β相具有一定电位差且钝化性能不同[38]。同样，图15b也表明HAZ区域α相和α′相腐蚀较快。由图15c可知，WZ区α′马氏体优先腐蚀，这是因为α'相与其他区域的（α+β）相形成原电池，其中α'相为阳极被加速腐蚀[39-40]，尤其晶界处腐蚀较多。然而，α'马氏体集束腐蚀较少，可能是因为其耐酸腐蚀性较好。此外，WZ区点蚀坑较少，可能原因是晶界腐蚀较多[41]。
图16为含涂层母材和接头（WJ）样品在2mol/LHCl溶液中腐蚀的宏观形貌。由图16可知，母材涂层和接头涂层样品均已发生腐蚀破坏。图17为含涂层母材（BM）和接头（WJ）样品在2mol/LHCl溶液中腐蚀的微观形貌。表3是上述样品各区域的能谱分析（EDS）。由图17a和表3可知，BM-MAO的涂层部分脱落，涂层脱落区域样品表面存在较多点蚀坑且α相腐蚀较快。然而，由图17b和表3可知，焊缝区（WZ）涂层完全脱落，表面分布相对均匀的点蚀坑。
对接头和母材进行微弧氧化处理后可知，其耐腐蚀性主要受到涂层致密性、缺陷、成分以及厚度的影响。由图1可知，焊缝的组织与母材显著不同，表现为组织间电极电位不同，在相同微弧氧化处理工艺条件下起弧电压不同，导致微弧氧化反应在不同元素富集区存在起弧选择性。WZ区域组织主要为粗大的亚稳态针状α′马氏体，易于发生微弧氧化放电，相较于其他区域，该区域微弧氧化持续时间更久，持续的击穿放电会导致局部区域的持续高温，使涂层中缺陷较多，涂层的连续性和完整性差（如图4、图7所示），因此在腐蚀的作用下，应力集中产生微裂纹，随着时间的增加，微裂纹尺寸不断增加导致涂层脱落。而对于BM区域，因其不存在选择性起弧，所以涂层的连续性和完整性较好，而且涂层厚度较大，在2mol/LHCl溶液浸泡腐蚀试验中表现出较好的耐蚀性。
3、结论
1）Ti6Al4V钛合金电子束焊接接头微观组织不均匀，微弧氧化处理后Ti6Al4V电子束焊接接头各区域涂层形貌与物相组成相近，但焊缝区域（WZ）涂层孔隙率较小且该区域可以观测到SiO2非晶相的存在。
2）含涂层接头样品自腐蚀电位提高290mV，自腐蚀电流密度降低1个数量级，出现明显的钝化区域，并且2mol/LHCl溶液浸泡腐蚀速率显著降低，表明微弧氧化处理显著提高了焊接接头耐腐蚀性能。
3）与含涂层母材样品相比，含涂层接头样品自腐蚀电位较低，自腐蚀电流密度较高，并且2mol/LHCl溶液浸泡腐蚀速率较高，宏观上可见腐蚀破坏，微观上可见涂层完全脱落，表明含涂层接头耐腐蚀性能低于含涂层母材。
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