金属材料的耐蚀合金化课件

1、Chapter 6 金属材料的耐蚀合金化Section 6.1 金属耐蚀合金化原理1.1 纯金属的耐腐蚀特征 虽然工业上使用的金属材料大多为合金，但合金的性能与组成有很大关系。因此首先了解纯金属的耐蚀性能。 纯金属的耐蚀原因有三个方面： 合理选择(开发)材料：根据不同的介质和使用条件，选用(开发)合适的金属与非金属材料。(1)由于热力学稳定而耐蚀 金属的标准电极电位可以作为其热力学稳定性的主要参数，虽然它与金属在不同介质中腐蚀电位(稳定电位)不同，但RT其平衡电位： = + -ln- = 0.815VnFpO2c4(OH-)(pO2= p, c(OH-)=10-7 molL-1)a.氧去极化：

2、O2 + 2H2O + 4e = 4OH- ,仍可以根据值近似判断金属的耐腐蚀性。 较正，热力学比较稳定，耐蚀性能越强，反之亦然。金属发生腐蚀时，阴极过程一般为氧去极化或氢去极化。RT其平衡电位： = + -ln- = -0.414V nFpH2c2(H+)(pH2= p, c(H+)=10-7 molL-1)b.氢去极化：2H+ + 2e = H2 , 0.815V的金属，氧去极化腐蚀不发生，稳定。如：(Pt2+/Pt)= 1.19V；(Au3+/Au)= 1.50V；(Pd2+/Pd)= 0.987V。(2)由于可以钝化而耐蚀(3)由于能生成保护性能良好的腐蚀产物膜而耐蚀 例如Pb在低于7

3、0的H2SO4，Mo在盐酸中，镁在氢氟酸或烧碱溶液中，锌在大气中。 Al、Ti、Nb、Zr、Cr、Mg等 - 0.414V，是热力学不稳定金属，但这些金属在中性水等介质中却是耐蚀的，为什么？是因为它们较负，金属活泼性较大，容易与空气中的氧作用，表面形成一层致密的氧化膜，对基体起保护作用。 纯金属很少使用（只局限于Cu、Al、Ni、Ti、Zr等），而应用较多的还是合金，那么合金元素加入后是怎样提高材料的耐蚀性能呢？1.2固溶体型二元合金的电极电位 纯金属的电极电位可作为金属热力学稳定性的标志，因此，具有金属特性的合金的电极电位也可以作为合金热力学稳定性的标志。 二元合金的两个组分独立存在时，电化

4、学性能（电极电位）不可能完全一致，总有一个电极较正，一个电位较负。 因此两个组分固溶成二元合金时，电位较负的组元a成为腐蚀电池的阳极，发生氧化反应。电位较正的组元c成为阴极区，发生还原反应。 从理论上看，两二元合金的电极电位应是个纯组分的电极电位的算术平均值。 (1)无序固溶体的电极电位 = -aFa+ cFcFa+ Fc a (a c)Fc or c (c a)Fa 若阴极组元越多， 越正；若阳极组元越多， 越负。(Fa 、Fc为组元体积百分数)(2)影响二元固溶体电极电位的因素 实际上，固溶体电极电位除了与各组元含量有关外，还受很多因素影响。主要有以下几点。 A.固溶体形成能：如果形成固溶

5、体时为放热反应，则表明固溶体阳极性组元原子与阴极性原子之间的结合力很强，比它单独存在时更稳定，更难离子化，所以这样的固溶体电位比理论电位正(1)。 B.阳极性组元在固溶体表面的脱除：在电解质中，表面阳极性组元迅速溶解(氧化)使表面阳极性组元含量降低，而内部阳极性组元扩散至表面慢，Fa变小导致正移(2)。(1)(2)(3)(5)(4)*(4)(5)*(6)*(6)Fc-acFa C.阴极性组元的二次析出：两组元同时溶解进入溶液，但阴极性组元如果发生回沉积（二次析出），使合金表面上Fc增大，导致正移(3) 。 D.表面保护膜性质的变化(基体金属可形成保护膜)：合金元素的加入使基体金属保护膜性能更好

6、，使电位正移(4) ，若使性能变差，使电位负移 (4)*。 E.组元极化性能的差异：形成固溶体时，原子间的相互作用会引起原子的变形从而使每一组元的极化性能发生相当程度的变化，并使两组元的极化程度产生差异。如果是阳极极化占优势，则电位正移(5) ；反之，负移(5)* 。 F.组元金属的转变：由于组元间的作用太强烈，使组元由阳极性(电位较负)相对于另一组元转变为阴极相(电位较正)，或由阴极性转为阳极性。如：基体(原为阳极)+溶质(原为阴极)电位更负，负于阳极组元电位(6) 。基体(原为阴极)+溶质(原为阳极)电位更正，正于阴极组元电位(6)*。 例如Al-Li合金，Li为阳极性组元，Li的电位(L

7、i+/Li)= -3.045V，而且 LiOH 溶于水不会形成保护膜，但铝中添加Li后。a.在电极表面不磨光时，随Li含量增加电位略微变负(1)。b.在电极表面磨光时，随Li含量增加，电位反而正移(2) 。-1-不磨光2-磨光理论线理论线FLi G.电极表面状况的影响：清洁与否，磨光与否，均可改变固溶体的电极电位。 如Al-Li系。又如Al-Zn系在3NaCl 溶液中的电位，(Al3+/Al)= -1.66V，(Zn2+/Zn) = -0.762V。FFe2-磨光1-不磨光理论线理论线理论线0.1NHNO30.1NNaOH-3%NaCl, 0.1NHCl, 1NMgSO4FTl 例如Mg(阳)

8、 -Tl(阴)系合金。(Mg2+/Mg) = -2.37V，(Tl+/Tl) = -0.336V。 H.电解液组分的影响：同一固溶体，在不同电解液中的电位随第二组分含量不同的变化规律不同。又如Cu(阴) -Sn(阳)系。理论线0.1NHNO30.1NNaOH-FSn3%NaCl1NHCl 最后必须指出，各种组元对固溶体电位的影响，并不存在第二组元(溶质)金属电位越负，固溶体电位就越负的对应关系，必须综合分析。理论线Al-Mg-FSnAl-ZnAl-Li 例如Al合金在0.1NHCl 溶液中，理论上讲，Al-Li电位最负，Al-Mg电位次之，Al-Zn电位最正，实际情况恰恰相反。 综上所述，固溶

9、体电极电位随阴、阳级组分含量改变的情况有6种。Fc-类型1理论线类型2类型3A：对于以阳极组元为主的固溶体 a. 类型1：Fc增大，正移(常见)。阳极组元极化占优势；保护膜性能改善；阴极组元的二次析出；固溶体形成时为放热反应。 b.类型2：阴极组元对固溶体电极电位影响较小，少见。原因：阴极组元极化占优势；保护膜性质变低；阳极组元电化学性能转变。 c.类型3：阴极组元使固溶体电极电位负移。原因：阴极组元极化占优势；保护膜性质变差；阳极组元电化学性能转变。B：对于阴极性组元为主的固溶体Fa-类型6理论线类型5类型4 d.类型4：阳极组元含量增加，固溶体电位正移(很少的固溶体体系)。原因：阳极组元极

10、化占优势；保护膜性能变好；阴极组元的电化学性能转变；固溶体形成时为放热。 e.类型5：固溶体电位不变(最常见)。原因：阳极组元极化占优势；保护膜性能升高；阳极组元表面溶解均匀；固溶体形成时为放热。 f.类型6：固溶体电位负移(正常情况，不多见)。原因：阴极组元极化占优势；保护膜性能变差升高。(3)有序固溶体电极电位Mg的原子浓度-0.8-1.0-1.2-1.40.610.740.81 有序固溶体(带有金属化合物的特性)，其电位变化在某些含量时会发生突变，可达几毫伏。如Mg-Cd合金中，若出现Mg3Cd这种有序排列的晶体时；如Fe-Cr合金中，随着Cr含量增加，其腐蚀电位也会发生突变，其耐蚀性能

11、也会明显变化等。 (4)合金化合物的电极电位 两种元素形成金属化合物时，相互作用远比形成固溶体时两种元素之间的作用强。金属化合物的电极电位比元素的电极电位会有很大区别。如在3NaCl 溶液中的电位(V)：0.05-Cu，-0.60-Al，-0.50-Fe，-0.91-Mn，-0.02-Ni。5min时：-0.372-CuAl2，-0.14-FeAl，-0.18-MnAl3，-0.468-NiAl3，-1.268-NiAl3。10min时：-0.371-CuAl2，-0.209-FeAl，-0.604-MnAl3，-0.467-NiAl3，-1.023-NiAl3。 金属化合物在不同介质中的电极

12、电位数据很少，一方面要在单晶上测量，另一方面，单晶金属化合物无实用价值。但如果有了大量的这种数据，对于金属材料的腐蚀机理的研究是很有好处的(可以区别阳极区、阴极区等)。(5)塔曼定律(Tammann Law) 对于一般固溶体，电位变化随组元含量的变化呈渐变的趋势，而有些固溶体却在某些含量处化学稳定性发生突变。印度学者Tammann-Cu-Au固溶体，根据一系列的实验事实总结了n/8定律或化学稳定性边界定律-Tammann定律。 Cu-Au可形成含量连续变化的固溶体，该固溶体在HNO3中，Cu迅速溶解，Au几乎不腐蚀。Cu-Au合金中，Au含量在很大范围内变化都不能使其化学稳定性有所提高，而只有

13、在Au含量高于0.5摩尔分数，即50原子分数时合金才变得完全稳定，合金的稳定性几乎与纯金属没有什么差别。Cu-Au在其它溶液中的腐蚀规律研究也有同样的规律。 对于其它系统的研究也有类似现象，使合金发生稳定性突变通常是在分含量为0.125、0.25、0.5摩尔分数时，有时还可能有6/8，7/8。原因不清楚。 必须指出：只有固溶体的组成之一在该条件下具有较高的化学稳定性，而另一组分的化学稳定性很低的情况下，才出现稳定性边界现象；合金必须没有明显的扩散现象。 塔曼定律应用实例：不锈钢Fe-Cr合金中Cr的含量：稳定边界1/8时，Cr%=11.7%，考虑铬和碳会形成碳化物消耗部分Cr，固溶体中Cr含量

14、达到11.7%，不锈钢中Cr含量约13%，即1Cr13、0Cr13系列不锈钢。稳定边界2/8时，Cr%=23.6%，同样不锈钢中Cr含量25%左右，即Cr25系列不锈钢。Section 6.2 组织结构对金属腐蚀性的影响2.1表面状态的影响 表面加工精密会使金属的抗腐蚀性提高，经过精密加工的金属表面所形成的保护膜要比粗糙表面形成的保护膜完整。当然，如果介质的腐蚀性很强，不同加工表面上的腐蚀情况差别不大。实际中，人们总是利用表面有用的保护膜，因此，既然表面有保护性能很好的膜存在，就尽量不要用于表面膜易腐蚀的环境中，如铝合金不用于酸性介质等。在大气腐蚀情况下更是如此，在抛光面上形成第一个腐蚀基点时

15、，要比在粗糙表面所需的时间长得多。试验也表明，精密加工也使腐蚀疲劳极限提高了。新加工的表面常常是不稳定，应很好地加以保护，如锌片保存时浸入油中，或放置在干燥器内。2.2晶粒大小的影响 研究表明，晶粒尺寸的大小对腐蚀速度影响不大。晶粒大小对腐蚀影响主要在于：如果合金中的杂质在晶粒边界析出，而合金此时又处于可产生晶间腐蚀的介质中，当晶粒较大时，沿晶粒边界的腐蚀将会增加。因为粗晶粒的边界总周长比细晶粒的要短，单位长度晶粒边界的腐蚀强度增强了。另外，如果在有应力的情况下，由于细晶粒比粗晶粒强度高、韧性好，因而细晶粒合计你应力腐蚀时的断裂时间要长一些，表现为细晶粒合金耐SCC能力增强。 总之，晶粒大小对

16、均匀腐蚀速率影响小，但对晶间腐蚀、SCC等影响大。晶粒越细，耐晶间腐蚀、SCC的能力越强。2.3结构组分的起始电极电位值的影响 对于不均匀组分合金的表面，由于结构组元的不同，必然会因电位不同而分为阳极区和阴极区，使其具备了发生电偶腐蚀的条件。两个区的电位差别越大，腐蚀越快。 S阳S阴，且阳极组分均匀地分布在阴极组分中，开始时，阳极区快速腐蚀，短时间以后，合金表面不再有阳极区，此时腐蚀只有依靠其它类型的腐蚀电偶进行，实际腐蚀速度变小。 如在Al中含有Mg、Si元素时，这两种元素以Mg2Si形式分布在阴极性组分中，含Mg2Si的细小区域很快被腐蚀掉，在原来位置上留下腐蚀产物，腐蚀速度降低。2.4阳

17、极区和阴极区分布的影响 S阳S阴，即阴极性夹杂物散步在阳极性基体中时，只要这些夹杂物不发生强烈的阴极极化，就会引发阳极性基体的强烈腐蚀。如纯Zn腐蚀速度远小于Zn-Fe合金的腐蚀速度(其中Fe含量很少）。 如果考虑到晶间腐蚀情况发生，面积小的阴极性组分以夹杂物分布在基体中则不易发生晶间腐蚀；若细小的结构组分集中在晶粒边界，则易出现晶间腐蚀。 值得注意的是，即使阳极组分的数量很少，也可能以连续的方式贯穿于整个合金。此时合金的腐蚀往往十分迅速，阳极组分溶解不断溶入到内部，甚至带动阴极性组分一起脱落下来穿晶腐蚀。2.5组织大小的影响 在共晶情况下，组成共晶的单元缩小时，耐蚀性通常会显著提高。如共晶的

18、Zn-Cd合金在盐酸中。晶粒粗大时会迅速腐蚀。淬火后得到细小共晶组织，腐蚀减缓。Cu-Ag共晶合金在氨溶液也是如此。但是，共晶组织的大小对腐蚀速度的影响有一临界值，在临界值之前或之后，腐蚀都将减缓。如0.8C%的共析钢在硫酸溶液中腐蚀72h 的失重和回火温度的关系。一般可以认为，当淬火钢回火时，有Fe3C析出，Fe3C颗粒随回火温度升高会逐渐增大，Fe3C是阴极性组分，回火温度为400时腐蚀速度最大。若回火温度再升高，Fe3C会被球化，使整个微电池数减少，腐蚀速度降低，但局部腐蚀情况可能会更严重。2.6结构组分的极化特性 如果阳极性组分比阴极性组分小得多时，阳极组分的极化特性是决定合金腐蚀速度

19、的主要因素，阳极组分愈易极化，腐蚀速度就愈小。 如果腐蚀阴极过程为氢去极化过程，那么氢在阴极组分上的析出过电位对腐蚀速度的影响很大。如果氢在阴极组分上的析出过电位比在杂质上的高，则析氢反应主要在杂质上进行，阴极性组分的作用对腐蚀速度影响很小。 如果腐蚀阴极过程为氧去极化过程，组织的不均匀性对腐蚀速度影响较小。Section 6.3 金属耐蚀合金化途径 如何通过合金化途径以提高金属的耐蚀性呢？还是从热力学与动力学两方面考虑，但热力学上去考虑收效不大，主要还是从动力学方面考虑。合金的腐蚀速度 i = (c- a)/(R+Pa+Pc)。 式中：c- a腐蚀电池推动力，表示热力学性质。 R+Pa+Pc

20、腐蚀体系的电阻，表示动力学性质。 R电阻；Pa阳极极化电阻；Pc阴极极化电阻。3.1 提高合金的热力学稳定性 热力学稳定性较低的金属耐蚀性较差，如果把热力学稳定性较高即平衡电位较正的合金元素添加进去组成合金就有可能提高热力学稳定性，使原来不耐蚀的金属变为较耐蚀的合金。如：Cu中加Au，Ni中加Cu，不锈钢中加Ni等。 并不是加入正电性合金元素后电位就一定正移，也不是合金元素正电性越强，合金电位就越正，如Al-Li，Al-Mg，Al-Zn合金。热力学稳定性较高的合金元素之所以能提高金属的耐蚀性，一般认为是合金表面形成了合金元素的连续保护层。 因此，必须加入2550原子百分数的的合金元素(如Cu-

21、50Au)，这是很昂贵的；合金的溶解度是有限的。所以靠添加正电性合金元素以提高合金耐蚀性的途径往往受到限制。 另外，对于腐蚀过程，阴极反应要么为氢去极化，要么为氧去极化，要么二者兼而有之，若是要添加合金元素以改变阴极反应类型即使c变负一些是不可能的，因此，c改变不了。 对于腐蚀过程主要为阴极控制，而且阴极过程的控制步骤为电化学极化控制的腐蚀体系而言，要提高合金的耐蚀性就材料本身而言有两条途径(对氢去极化腐蚀)。 3.2阻滞阴极极化过程(1)减少合金中的活性阴极面积 金属或合金在酸溶液中腐蚀时，阴极析氢首先发生在析氢过电位低的阴极性合金组分或阴极夹杂上，如果能减少阴极面积，就降低了析氢速度最终减

22、缓了腐蚀，提高了合金耐蚀性。 例如：减少Zn中杂质铁的含量就会减少合金中Zn3Fe的阴极数目，从而降低Zn在H2SO4、HCl中的腐蚀；铝、镁的电位很低，铝在酸中、镁在水介质中，阴极均为析氢反应。 需要指出的是，对于阴极控制的体系而言，如果淬火能使组织均匀化，那以淬火就能提高合金的耐蚀性，相反，退火、时效处理会降低其耐蚀性。例如：杜拉铝(Al-Cu合金)淬火后，为单相固溶体，耐蚀性强；退火后，为固溶体+ 相(Al2Cu)，相为阴极性，耐蚀性差。(2)加入析氢过电位高的合金元素 含Fe或Cu或贵金属的锌，耐蚀性较差。如果加入Cd (析氢过电位高)使合金化，或加入 Hg (析氢过电位高)使汞齐化，

23、都可提高Zn的耐蚀性。为什么？ablgi，(a：材料表面性质有关的参数)。如Zn-Mn干电池负极锌表面汞齐化靠HgCl2。 工业纯镁(含有铁)中添加0.51Mn可大大降低在氯化物中的腐蚀(Mn上的H比Fe上的高，使铁H 增加)。 在碳钢、铸铁中添加析氢过电位高的As、Sb、Bi、Sn也可以显著降低它们在非氧化性酸中的腐蚀速率。 根据这一情况，结合我国资源，使用富含Sb、Bi、Sn作为合金元素或使用含As铁矿，研制含As、Sb、Bi或Sn的耐蚀Fe-C合金使有意义的。6.3 阻滞阳极过程(1)减少合金表面阳极面积 对于合金基体是阴极型的来说，如果强化相(析出相)、其它微小区域(如晶界)是阳极情况

24、下，如果能进一步减少这些微阳极的面积，也可以使腐蚀速率降低。 只是在晶界为阳极的情况下，通过提高合金纯度或进行适当的热处理，以减少晶界上阳极性杂质或阳极性面积，往往可以提高合金耐蚀性，尤其是耐晶间腐蚀的能力。例如：不锈钢耐晶间腐蚀能力的提高。 例如：Al-Mg合金(硬铝)，体积为阴极性，强化相Mg3Al2电位负，为阳极型。在海水中腐蚀时，随着Mg3Al2的溶解，表面阳极面积减小，腐蚀速度下降，最终变得很耐海水腐蚀。而Al-Cu合金(杜拉铝)，基体为阳极性，Al2Cu(相)为阴极性，不耐海水腐蚀。 从腐蚀观点来看，合金的强化结构相最好是阳极性的，但多数结构金属的强化相都呈阴极性，因此，通过减少合

25、金表面阳极区域面积以提高金属耐蚀性有着很大局限性。(2)加入容易钝化的合金元素 工业上应用最广泛的合金基体元素如：铁、铝、镍、钛、钼等，在某些特殊条件下都可以钝化，如在氧化性较强的介质中，而在一般的自然环境下虽可钝化，但钝化膜保护性差，即使是易钝化的铝、镍在腐蚀性较强的介质中也不易钝化。为了促使合金钝化以提高其耐蚀性，在基体金属中加入易钝化的元素是耐蚀合金化总应用最广泛的。如：Fe +1230Cr-不锈钢和耐酸钢、Ni-Mo-哈氏合金、Ti-Mo合金、Ni-Cu蒙乃尔合金。(3)加入阴极性元素促进阳极钝化 针对可钝化的腐蚀体系。在阴极过程未改变的情况下，加入阴极组分，可使腐蚀溶解由活性溶解区进

26、入钝化区，腐蚀大大减慢。在不锈钢和钛合金的研究工作中得到证实。所加阴极元素主要有Pt、Pd等，个别情况下用Ag、Au、Rh、Ir、Ru、Os、Re、Cu等，用量一般在0.20.5，最多不超过1。 (Pt、Pd的析氢过电位低)。 即增大R(实际上仍是增大了Pa或Pc)。如钢中加入铜和磷，使钢铁表面生成一层致密的耐大气腐蚀的非晶态羟基氧化铁：FeOx(OH)3-2x；钢中加入铬和磷也有同样效果；铁中加入硅也有同样效果。3.4 加入促使生成保护性腐蚀产物膜的合金元素 总之，由于腐蚀过程是环境和材料之间的相互作用，因此在研制、选用耐蚀合金材料时，必须结合环境特性考虑耐蚀合金化途径。 例如：用铬使钢合金

27、化(不锈钢)是合金在钝态(阳极控制) 条件下最好的保护方法，但当合金在还原性介质中使用时，腐蚀过程受阴极控制，那么这个方法就完全失效。 再如：在钛中加入大量钼，可提高钛在酸(HCl、H2SO4)中的耐蚀性，但如果酸中有氧或强氧化剂时，合金的耐蚀性就很差，还需加入微量钯才能进一步使耐蚀性增强。合金成分的变化应该是以提高在使用条件下腐蚀控制因素为目标，如对于基体可钝化的金属，应选用加强钝化的途径，而对于不能钝化并在活化状态下存在析氧腐蚀，就必须增强阴极控制的因素。(如减少阴极面积，提高析氢过电位等)。Section 6.4 耐蚀合金化机理探讨 4.1 有序固溶体理论：有序固溶体(又叫超结构)在给定

28、的腐蚀介质中(如Cu-Au在相关介质中)表面可能形成了耐蚀的单一结构，即表面会是单一的耐蚀结构，这一结构是什么，仍不得而知(可能是耐蚀氧化膜，如不锈钢)。 固溶体发生有序化的条件是：异类原子的吸引大于同原子，这样有序固溶体的自由能才会低于无序状态。有序固溶体必须是在特定的成分比下才能达到完全有序(定律)。 4.2电子结构理论：某些过渡族金属，由于其电子结构的特点，与其它金属形成固溶体时，可从其他金属上获取电子形成稳定的电子结构，而另一金属可钝化。 如铬的3d亚层缺5个电子，它可以从铁上取5个电子形成全充满的稳定结构，同时使铁原子转入钝态。这一理论解释的实验现象很少。 24Cr：1s22s22p

29、63s23p63d54s1，26Fe：1s22s22p63s23p63d64s2 4.3表面富集耐蚀相：双相合金腐蚀时，热力学稳定性较差的相优先腐蚀，另一较耐蚀的相在表面富集。例如黄铜，Cu-Zn合金为 + 双相合金，在酸性介质中腐蚀时，相Zn(+ Cu)相优先腐蚀，而 相不腐蚀，使 相在表面富集。 在许多场合下，相的稳定性还取决于动力学因素，例如不均匀合金中有一相较易钝化，此相则会在钝化区内不易溶解而富集，在过钝化、活性溶解区就不一定富集。 例如Ti-10%Mo双相合金，在7040H2SO4，电位处于活化溶解区，相电位低，优先溶解而使相富集。在70HNO3中，电位处于过钝化区， 相处于过钝化

30、区优先溶解，而 相正好处于钝化区而富集。 耐蚀相的富集并不一定都使合金耐蚀，还必须看富集的结果是否在合金表面形成了完整的覆盖层。两种有代表性情况： 合金基体为阳极，面积较小的夹杂或强化相为阴极。虽然腐蚀一段时间后表面阴极相成分增加，不但不会减缓腐蚀，反而使腐蚀速度更大。 如a. 铸铁、高碳钢在酸中的腐蚀，Fe溶解，Fe3C富集，使腐蚀越来越快。b. 硬铝(Al-Cu)中CuAl2(相)阴极夹杂也有同样的作用。 但是，若阳极相在该条件下能够钝化，那么表面上阴极组分的增加使电位较负的阳极相易于达到钝化，因为合金总的电位随阴极相增加朝正向移动而使阳极相到达钝化电位区时，腐蚀减缓。如铸铁在浓硝酸的腐蚀

31、比纯铁低。 合金基体为阴极，少量的第二相或夹杂物为阳极。腐蚀初期，阳极相被溶解，后期腐蚀减缓。如a. Al-Mg-Si合金中，Mg2Si作为阳极相，阴极相为Al(MgSi)固溶体在海水中的腐蚀。b. Ti-Ta-Nb合金中，在1005HCl中的腐蚀。当Ta、Nb含量20时，基体为相，相为阳极，溶解后相富集而耐蚀。 4.4表面富集耐蚀组分：主要说明固溶体耐蚀合金(不考虑晶界等的差异)。固溶体表面分为阳极组分和阴极组分，阳极组分由于腐蚀转移到溶液中，阴极组分借助于表面扩散转变为结晶中心，使合金表面逐渐形成由阴极元素单独组成的阴极相，或比原始成分更富集的耐腐蚀表面合金层。例如：有机合成中广泛使用的海绵镍(多孔、面积大)催化剂，主要原理就是用碱液对Ni-Al合金进行处理，铝被选择性溶解，留下阴极组分镍。Cu-Au合金腐蚀时，金在表面富集。含镍钢在251NH2SO4中活性溶解时，可观察到镍的富集等。要注意的是即使对单相固溶体组织的合金，并不是耐蚀组分的富集都能提高耐蚀性，必须看最终是否在表面形成了完整的阴极组分表面层 (如黄铜脱锌，不能形成表面层)。