深海環(huán)境對激光選區(qū)熔融Ti6Al4V應(yīng)力腐蝕斷裂行為的影響

吳啟帆，趙陽，齊文龍，張濤，王福會

（沈陽材料科學(xué)國家研究中心 東北大學(xué)聯(lián)合研究分部，沈陽 110819）

在國家工業(yè)現(xiàn)代化進程中，資源勘探占據(jù)了十分重要的戰(zhàn)略地位，其中如石油、可燃冰等海洋資源受到國家的高度重視。深海環(huán)境的巨大靜水壓力、低溫、低氧等因素會使金屬材料發(fā)生不同程度的腐蝕和應(yīng)力腐蝕開裂行為。其中，胡杰珍發(fā)現(xiàn)X70管線鋼在海洋溫躍層中會形成腐蝕電池結(jié)構(gòu)，發(fā)生較嚴(yán)重的腐蝕。孫海靜發(fā)現(xiàn)深海環(huán)境下，靜水壓力是影響海洋用結(jié)構(gòu)材料HSLA鋼腐蝕行為的主要因素，靜水壓力增大會增加Cl在鋼表面的吸附量，從而加速材料的腐蝕。因此，目前海洋工程急需各種大量的耐腐蝕金屬材料。

鈦合金由于具有高強度、高塑性、低密度、較好的耐腐蝕性等優(yōu)點，在航空航天、海洋工程、生物醫(yī)學(xué)領(lǐng)域中有著廣泛的應(yīng)用。在深海環(huán)境中，鈦合金作為一種鈍化金屬，會在表面形成鈍化膜，但在外加應(yīng)力作用下，材料會發(fā)生持續(xù)塑性變形從而使表面鈍化膜破裂，導(dǎo)致材料發(fā)生應(yīng)力腐蝕開裂。鈦合金的應(yīng)力腐蝕行為可以用氫脆理論解釋，即認(rèn)為水中的氫離子吸附到材料表面，吸收電子成為氫原子吸附在材料表面。一部分氫原子滲入金屬相內(nèi)部，另一部分氫原子形成氫氣向外逸出。深海環(huán)境會破壞鈦合金的表面鈍化膜，促進氫的吸附，從而顯著影響材料的應(yīng)力腐蝕行為。海洋環(huán)境中靜水壓力的增大可能會影響氫的吸附滲入過程，從而影響材料的應(yīng)力腐蝕行為。王奎研究表明，在深海高壓條件下Ti6Al4V合金表面的鈍化膜成膜行為會受到影響，鈍化膜致密性下降，從而導(dǎo)致應(yīng)力腐蝕敏感性增加。張睿研究表明，對鈦合金施加陰極極化電位會使材料發(fā)生明顯脆性斷裂，導(dǎo)致應(yīng)力腐蝕敏感性急劇增加，出現(xiàn)氫脆現(xiàn)象。馮建程發(fā)現(xiàn)在深海環(huán)境下，Ti6Al4V不同焊接工藝得到的焊接接頭會受到不同程度的應(yīng)力腐蝕，原因在于不同焊接工藝會產(chǎn)生不同尺寸的晶粒，從而影響氫的滲入過程。

激光選區(qū)熔融技術(shù)應(yīng)用材料種類繁多，包括鈦合金、高溫合金、鋼(包括不銹鋼、高強鋼、模具鋼)、鋁合金、鎂合金及其他合金材料。激光選區(qū)熔融技術(shù)相對于傳統(tǒng)制造，其設(shè)計形狀多樣化、生產(chǎn)周期短、幾乎不產(chǎn)生加工余料，具有廣泛的應(yīng)用前景。李培真研究發(fā)現(xiàn)，SLM工藝制備的316L不銹鋼在加入Cr元素后其耐腐蝕性能得到明顯增強。陳帥發(fā)現(xiàn)激光選區(qū)熔融技術(shù)的最優(yōu)化工藝參數(shù)會使TiB2/AlSi10Mg獲得最優(yōu)良的致密度和硬度，且提高材料的抗拉強度。

目前，鈦合金在增材制造方面也已得到廣泛的應(yīng)用。作者劉玲鈺利用激光選區(qū)熔融技術(shù)制備點陣鈦合金，通過熱處理調(diào)節(jié)點陣材料的強度和塑性可以實現(xiàn)對激光選區(qū)熔化成形BCC型TC4鈦合金點陣承載特性的調(diào)控，從而得到力學(xué)性能和耐腐蝕性能更為優(yōu)良的材料。隋清萱研究表明，通過調(diào)整成型角度和添加Nb元素可以有效提高SLM-Ti6Al4V的力學(xué)性能和耐腐蝕性能。張俊濤通過相應(yīng)曲面法計算得到金剛石/TC4最優(yōu)質(zhì)密度成型工藝模型。GAI Xin則比較了電子束熔融技術(shù)制備的Ti6Al4V和鍛造Ti6Al4V的耐蝕性，結(jié)果表明前者由于表面鈍化膜更為致密，氧空位擴散系數(shù)更低而擁有較好的耐蝕性。但是由于深海環(huán)境的復(fù)雜性，WT-Ti6Al4V和SLM-Ti6Al4V在深海環(huán)境中的應(yīng)力腐蝕開裂行為機制尚不清楚，因此有必要探究深海環(huán)境對WT-Ti6Al4V和SLM-Ti6Al4V的應(yīng)力腐蝕行為的影響。

文中選擇深海環(huán)境中的靜水壓力、溫度、溶解氧濃度作為三種環(huán)境因素，探究三種因素對WT-Ti6AL4V和SLM-Ti6Al4V兩種材料的應(yīng)力腐蝕開裂行為的影響。探究在深海環(huán)境下，增材制造材料SLM-Ti6Al4V是否比傳統(tǒng)鍛造材料WT-Ti6Al4V具有明顯耐應(yīng)力腐蝕的性能優(yōu)勢。

1 實驗方法

1.1 材料和溶液

文中采用的材料為鍛造Ti6Al4V (WT-Ti6Al4V)，由上海于航金屬材料有限公司提供，激光選區(qū)熔融技術(shù)制備的Ti6Al4V (SLM-Ti6Al4V)由中國科學(xué)院金屬研究所提供，具體成分見表1。實驗前將試樣用SiC砂紙按照240#、400#、600#、800#和2000#的順序進行打磨。然后依次用蒸餾水、酒精沖洗，在空氣中干燥。實驗所用模擬海水溶液成分見表2。實驗溶液需設(shè)置不同環(huán)境參數(shù)：靜水壓力（0、4、8 MPa）、溫度（5、15、25 ℃）、溶解氧濃度（0.36、2、6 mg/L）。

表1 Ti6Al4V成分Tab.1 Composition of Ti6Al4V

表2 模擬海水溶液成分Tab.2 Composition of simulated seawater solutions

1.2 慢應(yīng)變速率拉伸實驗(SSRT)

試樣尺寸如圖1所示。實驗在慢應(yīng)變速率應(yīng)力腐蝕試驗機上進行，拉伸速率設(shè)置為5×10/s，在模擬海水溶液中進行拉伸實驗。拉伸實驗結(jié)束后，測量樣品的斷口面積和斷后伸長率，計算其應(yīng)力腐蝕敏感性。計算公式如下：

圖1 拉伸試驗樣品尺寸Fig.1 Size of tensile test sample

式中：和o表示樣品在溶液和空氣中的延伸率；和 o表示樣品在溶液和空氣中的斷面收縮率。當(dāng)應(yīng)力腐蝕敏感性系數(shù)值大于25%時，可認(rèn)為材料出現(xiàn)氫脆特征。

1.3 斷口形貌表征

將樣品從斷口5 mm左右鋸斷，用去離子水、乙醇依次清洗吹干。接著對樣品斷口表面進行噴碳，用掃描電子顯微鏡（SEM）觀察斷口形貌。

1.4 鈍化膜表征

WT-Ti6Al4V和SLM-Ti6Al4V樣品尺寸為8 mm×8 mm×2 mm，接著進行浸泡實驗以獲取在深海環(huán)境下，樣品表面的鈍化膜，浸泡時間為7 d。浸泡實驗結(jié)束后，采用X射線光電子能譜儀（XPS）對樣品表面鈍化膜進行成分分析。

2 實驗結(jié)果

2.1 應(yīng)力-應(yīng)變曲線

在模擬海水溶液中，對WT-Ti6Al4V和SLM-Ti6-Al4V在不同溫度下進行慢應(yīng)變速率拉伸試驗，獲得實驗結(jié)果如圖2—4所示。由圖2和表3可知，WT-Ti6Al4V和SLM-Ti6Al4V的延伸率和斷面收縮率均隨著溫度降低而降低，應(yīng)力腐蝕敏感性則隨著溫度降低而增加。WT-Ti6Al4V在海水溶液中三個溫度下均有較高的應(yīng)力腐蝕敏感性，出現(xiàn)明顯氫脆特征。從應(yīng)力腐蝕敏感性系數(shù)可知，SLM-Ti6Al4V并無觀察到氫脆特征。橫向比較，SLM-Ti6Al4V應(yīng)力腐蝕敏感性系數(shù)整體低于WT-Ti6Al4V，前者在不同溫度下?lián)碛懈玫哪蛻?yīng)力腐蝕性能。

圖2 不同溫度（5、15、25 ℃）下的應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.2 Stress-strain curves at different temperatures (5, 15,25 ℃)

表3 WT-Ti6Al4V/SLM-Ti6Al4V在不同溫度下的拉伸試驗結(jié)果Tab.3 Tensile test results of WT-Ti6Al4V/SLM-Ti6Al4V at different temperatures

海水溶液中不同溶解氧濃度下的應(yīng)力-應(yīng)變曲線如圖3所示。隨著溶解氧濃度的降低，WT-Ti6Al4V和SLM-Ti6Al4V的應(yīng)力腐蝕敏感性系數(shù)均增大，在溶解氧濃度為0.36 mg/L時，兩種材料均出現(xiàn)氫脆特征。由表4橫向比較兩種材料應(yīng)力腐蝕敏感性系數(shù)可知，溶解氧濃度為2 mg/L和6 mg/L時，SLM-Ti6Al4V應(yīng)力腐蝕敏感性系數(shù)小于WT-Ti6Al4V；而當(dāng)溶解氧濃度為0.36 mg/L時，SLM-Ti6Al4V應(yīng)力腐蝕敏感性系數(shù)明顯大于WT-Ti6Al4V，出現(xiàn)非常嚴(yán)重的氫脆現(xiàn)象。可見溶解氧濃度極低時，SLM-Ti6Al4V的耐應(yīng)力腐蝕性能急劇變差。

圖3 海水溶液中不同溶解氧濃度下的應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.3 Stress-strain curves at different concentrations of dissolved oxygen in seawater solution

表4 WT-Ti6Al4V/SLM-Ti6Al4V在不同溶解氧濃度下的拉伸試驗結(jié)果Tab.4 Tensile test results of WT-Ti6Al4V/SLM-Ti6Al4V at different concentrations of dissolved oxygen

海水溶液中不同靜水壓力下的應(yīng)力-應(yīng)變曲線如圖4所示，WT-Ti6Al4V在海水溶液中，其延伸率隨著靜水壓力的增大而減小，并且在靜水壓力為4 MPa時材料開始出現(xiàn)輕微的氫脆特征，當(dāng)靜水壓力增大至8 MPa時，材料出現(xiàn)了比較嚴(yán)重的氫脆現(xiàn)象。由表5可知，SLM-Ti6Al4V在靜水壓力為4 MPa時，其延伸率和斷面收縮率最低，應(yīng)力腐蝕敏感性系數(shù)最高，但沒有出現(xiàn)氫脆特征。說明深海環(huán)境在高靜水壓力條件下，SLM-Ti6Al4V的耐應(yīng)力腐蝕性要優(yōu)于WT-Ti6Al4V。

圖4 海水溶液中不同靜水壓力下的應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.4 Stress-strain curves under different hydrostatic pressures in seawater solutions

表5 WT-Ti6Al4V/SLM-Ti6Al4V在不同靜水壓力下的拉伸試驗結(jié)果Tab.5 Tensile test results of WT-Ti6Al4V/SLM-Ti6Al4V under different hydrostatic pressures

2.2 斷口形貌觀察

用掃描電鏡觀察拉伸試驗樣品的斷口形貌，得到不同溫度、不同溶解氧濃度、不同靜水壓力條件下的斷口微觀形貌。WT-Ti6Al4V樣品在不同種溫度下的斷口形貌如圖5所示，只能觀察到輕微的頸縮現(xiàn)象。當(dāng)溫度為25 ℃時，斷口表面可觀察到大量密集分布的韌窩結(jié)構(gòu)和少許光滑解離面。當(dāng)溫度降低至15、5 ℃時，可以觀察到斷口表面隨著溫度降低而出現(xiàn)明顯的光滑解離面，這意味著材料具備了脆性斷裂的特征。三種溫度下材料斷口表面均有光滑解離面，斷裂行為相近。說明在海水溶液中，WT-Ti6Al4V的塑性明顯受到影響，但受溫度變化影響不明顯。

圖5 WT-Ti6Al4V在模擬海水中不同溫度下的的斷口形貌Fig.5 SEM morphologies of fracture surface of WT-Ti6Al4V in simulated seawater

SLM-Ti6Al4V在不同溫度下的斷口形貌如圖6所示。當(dāng)溫度為25 ℃時，材料斷口表面主要分布著大量韌窩結(jié)構(gòu)，幾乎觀察不到脆性斷裂特征；溫度降低至15 ℃，斷口出現(xiàn)了明顯的撕裂裂紋和光滑解離面；隨著溫度降低至5 ℃，上述特征更加明顯。這說明隨著溫度降低，SLM-Ti6Al4V的斷裂形式具備明顯的脆性斷裂特征。這和應(yīng)力應(yīng)變曲線的結(jié)果相一致。由圖6b、d、f可知斷口處可以觀察到大量韌窩以及光滑的解離面。隨著溫度降低可以在局部觀察到越來越明顯的解離面特征，這說明隨著溫度降低，SLM-Ti6Al4V脆性斷裂特征越來越明顯，但主要斷裂形式仍以韌性斷裂為主。以上結(jié)構(gòu)特征與SLMTi6Al4V延伸率變化相符合。

圖6 SLM-Ti6Al4V在模擬海水中不同溫度下的的斷口形貌Fig.6 SEM morphologies of fracture surface of SLM-Ti6Al4V in simulated seawater

WT-Ti6Al4V在不同溶解氧濃度下的斷口形貌如圖7所示。當(dāng)溶解氧濃度為6 mg/L時，斷口表面以韌窩結(jié)構(gòu)為主，表現(xiàn)出韌性斷裂特征；溶解氧濃度為2 mg/L時，斷口開始出現(xiàn)微小的光滑解離面；溶解氧濃度為0.36 mg/L時，斷口表面出現(xiàn)了大量光滑解離面結(jié)構(gòu)和較大的撕裂裂紋，說明材料出現(xiàn)了比較嚴(yán)重的脆性斷裂特征，說明WT-Ti6Al4V在0.36 mg/L下的塑性受到了較為嚴(yán)重的影響。

圖7 WT-Ti6Al4V在不同溶解氧濃度下的斷口形貌Fig.7 SEM morphologies of fracture surface of WT-Ti6Al4V at different dissolved oxygen concentrations

SLM-Ti6Al4V在不同溶解氧濃度下的斷口形貌如圖8所示。溶解氧濃度為6 mg/L時，斷口表面分布大量韌窩結(jié)構(gòu)，斷裂形式以韌性斷裂為主。當(dāng)溶解氧濃度降低為2 mg /L時，材料表面就出現(xiàn)了明顯的撕裂裂紋和光滑解離面，這一特征在溶解氧濃度為0.36 mg/L時更為明顯。說明從溶解氧濃度降低為2 mg/L時，材料就已經(jīng)出現(xiàn)了明顯的脆性斷裂特征。

圖8 SLM-Ti6Al4V在不同溶解氧濃度下的斷口形貌Fig.8 SEM morphologies of fracture surface of SLM-Ti6Al4V at different dissolved oxygen concentrations

WT-Ti6Al4V和SLM-Ti6Al4V在不同靜水壓力下的斷口形貌如圖9、10所示。隨著靜水壓力的增大，材料表面開始出現(xiàn)大量光滑解離面和撕裂裂紋結(jié)構(gòu)，使得材料出現(xiàn)脆性斷裂特征。其中SLM-Ti6Al4V在高靜水壓力環(huán)境下具備更明顯的脆性斷裂特征。

圖9 WT-Ti6Al4V在不同靜水壓力下的斷口形貌Fig.9 SEM morphologies of fracture surface of WT-Ti6Al4V at different hydrostatic pressures

圖10 SLM-Ti6Al4V在不同靜水壓力下的斷口形貌Fig.10 SLM-SEM morphologies of fracture surface of Ti6Al4V at different hydrostatic pressures

3 討論

WT-Ti6Al4V和SLM-Ti6Al4V的應(yīng)力腐蝕敏感性系數(shù)隨著溫度降低而增大，延伸率和斷面收縮率隨著溫度降低而減小。橫向比較發(fā)現(xiàn)，WT-Ti6Al4V應(yīng)力腐蝕敏感性系數(shù)在數(shù)值上均大于25%，出現(xiàn)了明顯的氫脆特征，SLM-Ti6Al4V則沒有出現(xiàn)氫脆特征。在溫度相同的條件下，SLM-Ti6Al4V的塑性損失率明顯小于WT-Ti6Al4V，說明SLM-Ti6Al4V擁有較好的耐應(yīng)力腐蝕性能。結(jié)合斷口形貌可以看見隨著溫度降低，WT-Ti6Al4V和SLM-Ti6Al4V斷口可觀察到越來越明顯的脆性斷裂特征，這與拉伸試驗結(jié)果相符合。鈦合金作為一種鈍化金屬，在氫吸附過程中其鈍化膜可以起到較好的防護作用，可以在一定程度上遏制氫原子的吸附與滲入。利用XPS技術(shù)得到的分析結(jié)果圖11、12所示，可知兩種材料的表面鈍化膜組成均為TiO、TiO、Ti。對鈍化膜物質(zhì)組成進行定量分析可得，溫度上升會增加鈍化膜中TiO的相對含量。結(jié)合應(yīng)力應(yīng)變曲線數(shù)據(jù)可知，TiO相對含量增加會使鈍化膜變得更為致密，物理阻隔作用更強，一定程度上增強其對金屬基體的耐蝕性。

圖11 深海環(huán)境下，WT-Ti6Al4V和SLM-Ti6Al4V在不同溫度下表面鈍化膜的XPS圖譜Fig.11 XPS spectra of WT-Ti6Al4V and SLM-Ti6Al4V surface passivation films at different temperatures in deep-sea environment

圖12 不同溫度下，表面鈍化膜中鈦及氧化物的含量Fig.12 Percent contents of titanium and oxides passivation films at different temperatures

WT-Ti6Al4V和SLM-Ti6Al4V在不同溶解氧濃度下的應(yīng)力-應(yīng)變曲線如圖13所示。由表4的數(shù)據(jù)可知，當(dāng)溶解氧濃度為6、2 mg/L時，WT-Ti6Al4V和SLM-Ti6Al4V的應(yīng)力腐蝕敏感性并無明顯變化；當(dāng)溶解氧濃度降低至0.36 mg/L時，WT-Ti6Al4V和SLM-Ti6Al4V的應(yīng)力腐蝕敏感性突然急劇增大，出現(xiàn)了明顯氫脆特征。橫向?qū)Ρ?，SLM-Ti6Al4V應(yīng)力腐蝕敏感性系數(shù)明顯大于WT-Ti6Al4V，出現(xiàn)了嚴(yán)重的氫脆特征。觀察斷口形貌可知，當(dāng)溶解氧濃度為6、2 mg/L時，斷口可觀察到輕微的脆性斷裂特征；當(dāng)溶解氧濃度為0.36 mg/L時，斷口可觀察到明顯裂紋和光滑解離面，脆性斷裂特征變得更為明顯。結(jié)合圖13、14可知，氧濃度過低會明顯降低TiO相對含量。TiO含量降低影響了材料表面的鈍化膜成膜行為，可能降低了鈍化膜的厚度或致密度，降低了鈍化膜的阻隔作用，導(dǎo)致氫在材料表面大量聚集并滲入，從而增加材料的應(yīng)力腐蝕敏感性。SLM-Ti6Al4V由于晶粒更為細(xì)小，、相分布更為均勻，從而生成更為致密的鈍化膜，起到較好的防護作用。當(dāng)氧氣濃度較低時，材料的鈍化受到抑制，從而發(fā)生析氫反應(yīng)，產(chǎn)生氫氣，且溶液環(huán)境中水的水解產(chǎn)生的H離子在表面聚集，進一步生成氫原子，滲入材料內(nèi)部。由于制造工藝的關(guān)系，SLM-Ti6Al4V內(nèi)部存在孔隙等缺陷，容易導(dǎo)致氫原子聚集，產(chǎn)生內(nèi)應(yīng)力，導(dǎo)致材料的應(yīng)力腐蝕敏感性明顯高于WT-Ti6Al4V。

圖13 深海環(huán)境下，不同溶解氧濃度下表面鈍化膜的XPS圖譜Fig.13 XPS spectra surface passivation films at different concentrations of dissolved oxygen in deep-sea environment

在不同靜水壓力下，WT-Ti6Al4V和SLMTi6Al4V的應(yīng)力-應(yīng)變曲線如圖4所示。隨著靜水壓力增大，WT-Ti6Al4V的延伸率、斷面收縮率均隨之下降，出現(xiàn)越來越嚴(yán)重的氫脆特征。SLM-Ti6Al4V在4 MPa時，受到應(yīng)力腐蝕最為嚴(yán)重；8 MPa時，應(yīng)力腐蝕敏感性系數(shù)反而下降，且高壓下沒有觀察到氫脆現(xiàn)象，這可能是因為高壓環(huán)境一定程度上抑制了氫在金屬表面的吸附和滲入行為。橫向比較可以發(fā)現(xiàn)，高壓環(huán)境下SLM-Ti6Al4V的應(yīng)力腐蝕敏感性系數(shù)明顯低于WT-Ti6Al4V，說明在高壓環(huán)境下，SLMTi6Al4V具有更優(yōu)良的耐應(yīng)力腐蝕性能。觀察WTTi6Al4V和SLM-Ti6Al4V的斷口形貌可知，隨著靜水壓力增大，斷口可觀察到越來越明顯的光滑解離面和撕裂裂紋結(jié)構(gòu)，說明兩種材料隨著靜水壓力增大都出現(xiàn)脆性斷裂特征。這和表5中的應(yīng)力腐蝕敏感性系數(shù)具備一致性。結(jié)合圖15、16可知，TiO含量隨著壓力增大而增大，但延伸率、斷面收縮率反而下降，從而出現(xiàn)脆性斷裂特征。這一結(jié)果和TiO意味著鈍化膜有較好的防護作用不符合。一方面可能是因為高靜水壓力使得鈍化膜被腐蝕，使得氫原子穿透鈍化膜富集在基體表面；另一方面可能是因為在高靜水壓力情況下，材料表面的氫原子滲入材料內(nèi)部后在高壓下聚集形成較大的氫氣團，產(chǎn)生內(nèi)應(yīng)力造成位錯移動形成裂紋，導(dǎo)致金屬材料內(nèi)部造成裂紋。這可以解釋W(xué)T-Ti6Al4V在高壓環(huán)境下，其斷口表面出現(xiàn)嚴(yán)重的脆性斷裂特征。橫向比較兩種材料的斷裂特征，可知在存在較大靜水壓力的情況下，SLM-Ti6Al4V的耐應(yīng)力腐蝕性能要優(yōu)于WT-Ti6Al4V。

圖14 不同溶解氧濃度下，表面鈍化膜中鈦及氧化物的含量Fig.14 Percentage contents of titanium and oxides passivation films at different concentrations of dissolved oxygen

圖15 深海環(huán)境下，不同靜水壓力下表面鈍化膜的XPS圖譜Fig.15 XPS spectra surface passivation films under different hydrostatic pressures in deep-sea environment

圖16 不同靜水壓力下，表面鈍化膜中鈦及氧化物的含量Fig.16 Percent contents of titanium and oxides passivation films under different hydrostatic pressures

4 結(jié)論

1）隨著溫度降低，溶解氧濃度降低，靜水壓力增大，WT-Ti6Al4V/SLM-Ti6Al4V應(yīng)力腐蝕敏感性系數(shù)均增大。橫向?qū)Ρ?，WT-Ti6Al4V比SLM-Ti6Al4V受到更為嚴(yán)重的應(yīng)力腐蝕。

2）深海環(huán)境通過改變鈍化膜TiO相對含量來影響WT-Ti6Al4V/SLM-Ti6Al4V的應(yīng)力腐蝕行為。溫度和溶解氧濃度降低會降低鈍化膜中TiO相對含量，從而減弱了鈍化膜的防護作用。靜水壓力增大會提高鈍化膜中TiO相對含量，但高靜水壓力可能破壞了鈍化膜完整性，導(dǎo)致靜水壓力增大反而使應(yīng)力腐蝕敏感性系數(shù)升高。