硼酸-硫酸陽極氧化2A97 Al-Cu-Li合金在熱帶海洋大氣環境中的初期腐蝕機理

駱　晨，Sergiu P. Albu，孫志華，湯智慧，陸　峰，Xiaorong Zhou

(1北京航空材料研究院 航空材料先進腐蝕與防護航空科技重點實驗室，北京 100095；2 曼徹斯特大學 材料學院，英國 曼徹斯特 M13 9PL)

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硼酸-硫酸陽極氧化2A97 Al-Cu-Li合金在熱帶海洋大氣環境中的初期腐蝕機理

駱晨1，Sergiu P. Albu2，孫志華1，湯智慧1，陸峰1，Xiaorong Zhou2

(1北京航空材料研究院 航空材料先進腐蝕與防護航空科技重點實驗室，北京 100095；2 曼徹斯特大學 材料學院，英國 曼徹斯特 M13 9PL)

采用光學顯微鏡、掃描電鏡、能譜儀、電化學阻抗譜測試結合超薄切片，分析陽極氧化2A97 Al-Cu-Li合金在大氣腐蝕前后的微觀形貌、化學成分及電化學性能。結果表明：在不同溫度利用含有硼酸-硫酸或酒石酸-硫酸組合的電解液生長膜層時，硼酸添加和較高溫度允許較大的電流密度通過，使膜生長加速；對于不同電解液，孔的幾何構形和結構相似；硼酸-硫酸陽極氧化試樣在熱帶海洋大氣環境中暴露1個月后，出現主要由O，Al，Cl，Cu組成的分散性黑色銹斑，表面產生白色沉淀；隨著戶外暴露時間的延長，合金發生嚴重的點蝕并深入合金內部，腐蝕的擴展與θ相粒子有關。

硼酸-硫酸陽極氧化；Al-Cu-Li合金；大氣腐蝕；點蝕

在承載能力不變的前提下減輕飛機結構質量是航空材料研究領域的重要課題。第3代鋁鋰合金具有比強度高、剛度高、韌性好等特點，同時還在材料各向異性方面較第2代鋁鋰合金明顯降低，因此受到廣泛關注。

陽極氧化是一種簡單、低成本的生成鋁合金表面薄膜的方式。然而，鋁鋰合金含有化學性質十分活潑的鋰元素，形成陽極氧化膜的結構較為特殊。Ma等[1,2]的研究證明鋁鋰合金陽極氧化膜的形成在很大程度上受合金顯微組織的影響，合金傾向于在合金-膜界面生成有孔洞的氧化物，與基體結合力較差，這導致氧化膜從基體脫落[3]。另外，鋰離子在電場中比鋁離子更快地遷移穿過氧化物，并且易溶于酸性的陽極氧化電解液中；因此，由于氧化鋰在酸性環境中的高溶解度，如果鋰離子的量足夠破壞連續氧化鋁網絡的形成，在較高鋰含量基體上形成的陽極氧化膜可能溶解于陽極氧化電解液中[4]。北京航空材料研究院在研發中也發現，利用現有的鋁合金陽極氧化工藝進行鋁鋰合金表面處理時，易出現黑點等影響膜層質量的缺陷。

鋁鋰合金易于在缺陷處與外界環境發生反應，從而在合金表面形成局部腐蝕。在零部件的工程應用中往往會引起應力集中，誘發飛行器失效事故。機械拋光等傳統的材料表征方法一般無法提供腐蝕后合金表面以下真實顯微組織的精確映像。為了克服這個缺點，可以利用超薄切片剖切橫截面，研究選定的局部侵蝕位置的亞表面顯微組織。這種方法具有的優勢是能夠保持有可能被傳統手工研磨和拋光破壞的精細顯微組織特征、脆性腐蝕產物、孔洞以及裂紋。

目前國內已經開展了一些針對鋁鋰合金陽極氧化的研究，但主要集中在陽極氧化電壓、電解質成分等工藝參數的選擇[5]或者陽極氧化電解液添加劑對生成的陽極氧化膜孔形貌的影響[6-8]。本工作采用光學顯微鏡、掃描電鏡、能譜儀、電化學阻抗譜測試結合超薄切片，以國產第3代鋁鋰合金2A97為研究對象進行陽極氧化試樣在大氣腐蝕前后的微觀形貌、化學成分及電化學性能分析，研究陽極氧化膜的生長及陽極氧化2A97 Al-Cu-Li合金在典型熱帶海洋大氣環境中的初期腐蝕機理。

1　實驗方法

1.1試樣制備

實驗采用1.5mm厚2A97 Al-Cu-Li合金冷軋薄板，其化學成分(質量分數/%)如下：Li 0.8～2.3，Fe 0.15，Si 0.15，Cu 2.0～3.2，Mn 0.20～0.60，Be 0.001～0.100，Zn 0.17～1.00，Mg 0.25～0.50，Ti 0.001～0.100，Zr 0.08～0.20，其他≤0.05，Al余量。由原始薄板切割2cm×2cm方塊。每個試樣用SiC砂紙磨拋以去除表面不平整和氧化物。之后，在酒精中超聲清洗試樣，冷風干燥，然后與后側電導體(絕緣銅線)一起嵌入環氧樹脂。樹脂固化至少12h，用600#SiC砂紙手工正面研磨至平坦，再用1200#砂紙研磨5～10min。之后，進行少于30min 6μm金剛石膏拋光，以確保去除厚變形層和深劃痕等研磨缺陷。利用1μm金剛石膏拋光試樣5～10min作為最后拋光步驟。在研磨過程中使用自來水，在拋光過程中使用(無水)酒精基潤滑劑，以確保表面不腐蝕。在酒精中超聲清洗試樣5min，用冷風干燥，然后新鮮使用或最多于干燥箱中貯存1天。

1.2硼酸-硫酸和酒石酸-硫酸溶液陽極氧化

在工業標準條件下進行陽極氧化。硼酸-硫酸和酒石酸-硫酸陽極氧化溶液為水性，分別添加硫酸和硼酸或酒石酸。溶液溫度通過水浴保持在37℃。Solartron 2100A恒電位儀設置為三電極布局。參比電極為飽和甘汞電極，對電極為鉑。使用電化學池控制暴露在電解液中的面積(1.7cm2)。陽極氧化曲線從獲取1min開路電位開始。之后，電位以46.7mV/s的斜率線性增加至14V。最后一步為20min的14V恒定電壓。將試樣從電解液中快速取出，用去離子水漂洗，再于酒精中浸泡5min，然后以冷氣流干燥。

1.3戶外暴露

戶外暴露在海南萬寧自然環境試驗站(典型熱帶海洋大氣環境)進行，該站點的環境參數見表1[9]。將試樣與水平成45°朝南露天放置，具體要求參見GB/T 14165-2008。

1.4掃描電子顯微鏡

使用配有能量散射X射線光譜儀(EDX)裝置的FEI QUANTA 600掃描電子顯微鏡(SEM)檢查合金試樣表面，觀察形貌和化學成分隨戶外暴露時間的變化。隨著戶外暴露時間延長，使用光學顯微鏡定位2A97鋁鋰合金陽極氧化試樣中腐蝕產物大量積累即腐蝕在合金基體中擴展較深的位置。之后利用剖切技術配合SEM進行觀察，了解合金腐蝕在合金表面以下的發展路徑，明確金屬間化合物粒子等顯微組織在腐蝕發展過程中的作用。二次電子(SE)和背散射電子(BSE)成像時入射電子束都保持在15kV。其中，剖切技術借助超薄切片實現。為了生成超薄切片試樣，切割合金板為20mm×7mm×1.6mm，然后用玻璃刀修成尖端，暴露200μm×50μm的切割面積，進而用SEM檢查剖切后留下的塊體表面。

表1　海南萬寧自然環境試驗站環境參數[9]

2　結果與討論

2.1在硼酸-硫酸溶液中的陽極氧化

硼酸-硫酸陽極氧化溶液是環境友好的、理想的取代鉻酸陽極氧化的一類替代物。當新拋光試樣浸泡在陽極溶液中時，開路電位(OCP)穩定在-0.7VSCE附近。許多情況下，OCP隨時間緩慢下降，表明當暴露于這種侵蝕性酸性環境時，合金基體的陽極溶解隨時間增加。在1min后，施加外部正電壓，并以46.7mV·s-1的恒定速率提升。電流作為外加電壓的冪函數快速增加并在0～1.5V之間波動。這個區域源于由場輔助陽極溶解向表面鈍化狀態的轉換[10]。當外加的外部電壓具有足夠的驅動力推進試樣表面陽極反應以及對電極的陰極反應時，表面鈍化迅速開始。電壓后續進程導致4～6V之間電流密度較寬的峰值。峰值之后，電流密度隨外加電壓線性增加，如圖1所示。

圖1　2A97鋁鋰合金試樣在兩種不同電解液中陽極氧化的動電位曲線Fig.1　Potentiodynamic curves of 2A97 Al-Cu-Li alloy specimens anodized in two different electrolytes

出于比較的原因，酒石酸-硫酸溶液中陽極氧化的試樣制備與1.1節描述的相同。陽極氧化條件也保持一致，唯一不同的是電解液的成分為酒石酸和硫酸的混合物。作為施加電壓的函數，電流密度曲線顯示了陽極行為在不同的電解液中非常相似。但是，含有硼酸的溶液在陽極氧化和膜層形成過程中允許較高的電流密度通過。這表明膜層生長過程中具有較低的電阻。據文獻報道，硼酸在硼酸-硫酸陽極氧化體系中起到平衡酸堿的作用，主要影響氧化還原反應的速率，并能顯著改變陽極氧化膜多孔層的結構(但不影響阻擋層的結構)[11]。當電解液中硼酸含量較高時，電解液對陽極氧化膜的溶解作用加大，導致陽極氧化膜孔隙率升高，多孔層阻抗減小，電容增大[12]。這有利于在氧化效率維持不變時膜層更快地生長。其缺點是對離子流滲透性更好，也就是易形成更不抗腐蝕的氧化物。較低的電阻也由在恒定14V陽極氧化最后階段獲取的阻抗測試中得到證明(圖2)。

圖2　在不同電解液中進行的電化學阻抗譜測試Fig.2　The EIS measurements carried out for different electrolytes

圖3　在二電極設置陽極氧化過程中典型的外加電壓(a),對應電流(b)與時間的關系曲線Fig.3　Typical applied voltage (a),the corresponding current (b) and time curves during anodizing in the two-electrode set up

三電極設置對科學研究鋁合金腐蝕和探究鋁合金陽極氧化機理非常重要。然而，由于復雜的裝置和較高的成本，這種設置對于工業目的并不實用；因此，利用采取兩電極設置的簡單電源供應開展了一系列實驗。選擇的電解液仍為水性，添加硫酸和硼酸；但是，陽極氧化在室溫(22～25℃)下進行。14V電壓直接外加于試樣。圖3顯示了從硼酸-硫酸溶液陽極氧化獲得的典型曲線。電流密度呈指數下降，表面鈍化快速發生。電流密度曲線上的最小值與從在實驗開始時快速形成的緊實狀膜層到多孔膜生長的轉換有關。事實上，在陽極氧化初期，阻擋層首先在合金基體表面形成，并向內部延伸。由于電壓恒定，隨著阻擋層不斷增厚，氧化膜內電場減弱。電流密度與氧化膜內電場呈指數關系，因此，電流密度急劇下降[13]。此時，阻擋層厚度不均勻，導致電場強度局部集中，形成微孔的前身，并促使這些局部區域阻抗層的電場輔助溶解，下凹的區域不斷減薄形成孔穴。這一過程同時又導致電流密度在孔穴部分集中[14]。合金基體與阻擋層界面處氧化膜的生長和孔底部與電解液界面處氧化膜的電場輔助溶解兩個界面過程達到動態平衡，阻擋層的厚度保持不變，不斷向合金基體推移。在多孔層外側與電解液的界面處，氧化鋁也在溶解，但由于只是一般的化學溶解，速率較慢[15]。

在穩態條件建立后，多孔膜以恒定的速率生長，電流密度波動。室溫下多孔膜生長(電流密度)比37℃時慢3/4左右。這是由于溫度升高時，溶液黏度降低，離子活性增強，遷移能力增加，同樣的陽極面積、陰極面積和電壓下的電流密度提高，從而使固-液界面和固-固界面處成膜速率加快[16]，根據Faraday定律，在一定時間內形成的膜厚也相應增加[17]。

利用BSE模式掃描電子顯微鏡探究多孔陽極氧化膜結構(圖4(a))。對于不同電解液，多孔膜具有相似的結構特征，可以看到粗大的金屬間化合物粒子完全溶解。圖4(b)顯示了膜層的詳細視場以及缺陷的影響。孔洞直徑在1～20μm之間，以與基體其他部分相同的速率被陽極氧化，如BSE顯微圖像所示。總體上，多孔膜主要含有鋁和氧，典型原子比為1∶2。膜層中也發現了痕量的硫和碳。銅、錳或鐵沒有被EDX探測到。圖5顯示了合金表面在硼酸-硫酸溶液中陽極氧化前后的顯微圖像。由于氧化鋁或氫氧化鋁的Pilling-Bedworth比大于1(氫氧化鋁Ф = 2)[18]，且部分由于評估為0.3的孔隙率，氧化物在膜生長過程中膨脹。考慮到由圖5測得的膜膨脹率為1.5，膜生長的效率計算約為50%。換言之，消耗的鋁原子的1/2用來建立多孔膜，而剩下的作為復雜(水合)離子在電解液中溶解。

圖4　在添加了40g/L硫酸和40g/L硼酸的水性電解液中陽極氧化試樣的高分辨BSE顯微圖像　(a)陽極氧化膜結構；(b)缺陷Fig.4　High resolution BSE micrographs of the specimen anodized in aqueous electrolyte with the addition of 40g/L sulfuric acid and 40g/L boric acid at constant 14V　(a)the structure of anodic film;(b)a defect

圖5　與初始表面位置對齊的陽極氧化試樣的BSE顯微圖像　(a)陽極氧化前；(b)陽極氧化后Fig.5　BSE micrographs of the anodized specimen aligned with its initial surface position　(a)before anodizing;(b)after anodizing

2.2局部腐蝕的萌生

陽極氧化2A97鋁鋰合金表面在戶外暴露7天后未出現明顯的腐蝕，陽極氧化膜幾乎無變化。戶外暴露14天后試樣表面有零星分布的銹點，但用去離子水輕微沖洗后蝕坑消失，說明腐蝕只發生在陽極氧化膜層面，沒有深入合金基體。另外，陽極氧化膜隨暴露時間的延長并未褪色，說明陽極氧化膜層面的腐蝕較輕。相同條件下，2A97鋁鋰合金裸材在暴露后已經出現明顯的腐蝕，合金表面也形成了大量的腐蝕產物。這表明經陽極氧化后試樣的耐蝕性能遠遠優于合金基體，這與鹽霧實驗的結果一致。

陽極氧化試樣在熱帶海洋大氣環境中暴露1個月后出現分散性黑色銹斑。其表面SEM形貌如圖6(a)，(b)所示。圖6(c)，(d)為陽極氧化試樣戶外暴露1個月后的EDX分析結果。黑色銹斑主要由O，Al，Cl及少量的Cu元素組成(表2)。按ASTM G46-94(2005)對銹斑的密度與大小進行評估，暴露到第30天，銹斑密度達2.5×103個/m2，最大的銹斑面積約為0.5mm2。同時，陽極氧化試樣表面上產生白色沉淀(Al(OH)3·xH2O)。隨著暴露時間的延長，這種狀況越來越嚴重，且用去離子水沖洗后試樣表面仍殘留大量腐蝕產物。

圖6　陽極氧化2A97鋁鋰合金表面在戶外暴露1個月后的SEM圖像　(a)表面SE；(b)高倍下的表面SE；(c)位置1能譜；(d)位置2能譜Fig.6　SEM images of anodized 2A97 Al-Cu-Li alloy surface after outdoor exposure for 1 month (a)SE of plan-view;(b)plan-view at high magnification;(c)EDX at position 1;(d)EDX at position 2

PositionMassfraction/%COClAlCu15.6151.1022.1620.340.7926.5650.621.0440.371.41

熱帶海洋大氣環境中含有活性陰離子Cl-。在開始時，陽極氧化膜較好地保護了鋁鋰合金基體不受腐蝕性介質影響，試樣表面水膜中的H2O，C1-不易通過陽極氧化膜進入合金-陽極氧化膜界面，電化學反應較難發生，表面保持完好，無腐蝕產物。隨著戶外暴露時間的延長，Cl-逐漸在鈍化膜表面選擇性地吸附。Cl-半徑較小，穿透力較強。缺陷(如金屬間化合物粒子與合金基體的界面、晶界或機械損傷)位置的氧化膜較薄，膜層孔道短，腐蝕性Cl-在孔外與孔底濃度梯度大，所以擴散速率大；因此，腐蝕性離子對陽極氧化膜的局部滲透優先從缺陷位置開始，由表面逐步向氧化膜-合金界面延伸。處于鈍化態的金屬本身仍然具有一定的反應能力，即鈍化膜的溶解和修復屬于動態平衡。然而，Cl-等遷移至氧化膜阻擋層，達到一定濃度時與阻擋層作用，將氧原子擠掉，然后和鈍化膜中的陽離子結合形成可溶性氯化物，平衡受到破壞，溶解占優勢。然后Cl-滲透到膜中，繼而滲入合金基體表面，使金屬成為活化狀態，局部電極電位下降，成為陽極，發生陽極反應：Al-3e-=Al3+。最后，在新露出的合金基體上生成小蝕坑。這些小蝕坑被稱為點蝕核，也可理解為蝕坑生成的活性中心[19]。

未遭破壞的表面仍保持鈍化態，成為陰極。由于造成的大陰極、小陽極的局面，致使陽極電流密度較大，很快形成蝕坑。隨著坑內鋁的溶解，坑內出現高濃度的AlCl3，其水解又產生高濃度的H+，使坑內溶液進一步酸化。在這樣的高Cl-濃度和低pH值的條件下，坑內金屬的溶解加速，蝕坑很快發展且延伸，所以腐蝕速率在一定時間內呈逐步增大的趨勢。Cl-這種容易破壞鈍化膜[20]的特殊腐蝕機理也決定了在熱帶海洋大氣環境中陽極氧化鋁鋰合金具有強烈的局部腐蝕傾向。

2.3局部腐蝕的擴展

圖7(a)，(b)為陽極氧化2A97鋁鋰合金在熱帶海洋大氣環境中暴露3個月后的光學顯微圖像。隨著戶外暴露時間的延長，合金表面腐蝕產物明顯增多，腐蝕趨于嚴重。另外，如圖7(c)，(d)掃描電子顯微圖像所示，腐蝕產物在試樣表面以龜裂的形式向外擴展，最終形成較厚的銹層，并有少量白色絮狀疏松腐蝕產物沉積在局部腐蝕點的周圍。陽極氧化膜部分開裂區域有所剝落，但致密部分仍然保留在合金表面；因此，陽極氧化膜仍然在一定程度上保持了合金的耐腐蝕性能。

圖7　陽極氧化2A97鋁鋰合金在戶外暴露3個月后的光學和掃描電子顯微圖像　(a)光學顯微鏡低倍；(b)光學顯微鏡高倍；(c)SE；(d)BSEFig.7　Optical and scanning electron micrographs of anodized 2A97 Al-Cu-Li alloy after 3 months outdoor exposure(a)optical at low magnification;(b)optical at high magnification;(c)SE;(d)BSE

圖8(a)～(c)為另一局部腐蝕點的SEM圖像，可以發現腐蝕產物大多呈塊狀龜裂特征，且致密部分在戶外暴露后仍保留在合金基體表面，而疏松部分已經脫落。在圖8(c)(圖8(b)方框區域)中位置3進行EDX分析，如圖8(d)所示。可見，氧化物層個別區域的銅含量高于合金基體的銅含量，而鋁含量則相反，說明該區域是θ相存在的位置。

為了進一步了解局部腐蝕擴展機理，對局部腐蝕點選定位置的截面進行觀察(圖8(e)，(f))，截斷位置如圖8(a)，(b)中虛線A-B所示。圖8(e)，(f)所示截面寬度范圍與合金表面A-B區間相對應，顯然，與合金表面被大量腐蝕產物覆蓋相比，合金表面以下腐蝕區域較小。由圖8(f)可見，腐蝕點與嚴重的表面侵蝕以及亞表面侵蝕相關。合金已經發生嚴重的點蝕并深入合金內部，在腐蝕產物覆蓋區域下方形成一個擴展的不規則蝕坑，寬125μm，深40μm(亦即實驗發現的3個月戶外暴露后點蝕進入2A97鋁鋰合金表面以下侵蝕的最大深度)，且此時尚未引起任何晶間腐蝕或晶粒整體的選擇性溶蝕。可以明顯看出，腐蝕坑通過若干個小開口連接合金表面。多個金屬間化合物粒子的殘留物存在于腐蝕坑內部，呈現為破碎的小顆粒(圖8(f))。通過EDX確定其為θ相粒子的殘留物，推斷顯微圖像中腐蝕的擴展明顯與θ相粒子有關。本課題組之前的研究表明2A97鋁鋰合金裸材中θ相在暴露實驗中表現出鋁的優先溶解，隨著去合金化后陰極特性的增加，殘留的θ相粒子為基體陽極溶解提供驅動力，每處θ相粒子周圍都存在腐蝕，在穩定局部腐蝕點，多個鄰近的θ相粒子共同作用促進局部腐蝕[21]。當前的研究與之一致。隨著戶外暴露時間的延長，腐蝕坑朝縱深方向發展且數量增多。總體上，陽極氧化2A97鋁鋰合金表面蝕坑小且分布分散。相比之下，合金裸材表面蝕坑直徑大且數目少。

圖8　局部腐蝕點的掃描電子顯微圖像　(a)表面SE；(b)表面BSE；(c)高倍下的表面BSE；(d)能譜；(e)橫截面SE；(f)橫截面BSEFig.8　SEM micrographs of a localized corrosion site　(a)plan-view,SE;(b)plan-view,BSE; (c)plan-view at high magnification,BSE;(d)EDX;(e)cross-section,SE;(f)cross-section,BSE

在局部腐蝕萌生后，因氧化膜破損引起合金表面局部區域電極電位降低，蝕坑出現并向深度發展。Cl-、腐蝕產物在坑底與坑外濃度梯度大，所以擴散趨勢大；但是，膜層中的多孔層使Cl-與腐蝕產物難以擴散，阻擋層破損后Cl-與腐蝕產物的遷移受擴散傳質控制(與多孔層孔徑與孔長有關)，在腐蝕電流增大到一定值后會產生極限電流，出現再鈍化[22]。直至陽極氧化膜完全破裂，2A97鋁鋰合金基體發生與合金裸材相同的腐蝕過程，蝕坑迅速生長變大。

3　結論

(1)在不同溫度(22～25℃和37℃)利用含有硼酸-硫酸或酒石酸-硫酸組合的電解液生長膜層時，添加硼酸和較高溫度允許較大的電流密度通過，使膜生長加速。對于不同的電解液，陽極氧化狀態的表面都存在連續多孔膜，孔的幾何構形和結構相似。

(2)硼酸-硫酸陽極氧化試樣在熱帶海洋大氣環境中暴露1個月后出現分散性黑色銹斑，主要由O，Al，Cl及少量的Cu元素組成，同時表面產生白色沉淀。

(3)隨著戶外暴露時間的延長，合金發生嚴重的點蝕并深入合金內部，腐蝕的擴展明顯與陰極性的θ相粒子有關。

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WU Y S, FANG Z, CAO B, et al. Corrosion Testing Methods and Anti-corrosion Examination Technology[M]. Beijing: Chemical Industry Press,1995.103-104.

Mechanism of Early Stage Corrosion for Boric-sulfuric Acid Anodized 2A97 Al-Cu-Li Alloy Under Tropical Marine Atmosphere

LUO Chen1,Sergiu P. Albu2,SUN Zhi-hua1,TANG Zhi-hui1,LU Feng1,Xiaorong Zhou2

(1 Aviation Key Laboratory of Science and Technology on Advanced Corrosion and Protection for Aviation Materials,Beijing Institute of Aeronautical Materials,Beijing 100095,China;2 School of Materials,The University of Manchester,Manchester M13 9PL,UK)

Optical microscopy(OM), scanning electron microscopy(SEM), EDX and EIS combined with ultramicrotomy were employed to investigate the micro morphology, chemical composition and electrochemical properties of anodized 2A97 Al-Cu-Li alloy before and after atmospheric corrosion. The results show that when electrolytes containing combinations of tartaric-sulfuric or boric-sulfuric acid are used to grow the films at different temperatures, boric acid addition and higher temperature allow for higher current density that speeds up the film growth. The pore geometry and structure is similar for different electrolytes. Dispersive dark rusty spots composed of O, Al, Cl, Cu are present on the boric-sulfuric acid anodized specimen after exposure in tropical marine atmosphere for 1 month. Deposition of white corrosion product is found on the specimen surface as well. Severe pitting occurs and develops deeply into the alloy substrate after elongated outdoor exposure. Corrosion propagation is associated with θ-phase particles.

boric-sulfuric acid anodizing;Al-Cu-Li alloy;atmospheric corrosion;pitting corrosion

10.11868/j.issn.1001-4381.2016.09.002

TG174.4

A

1001-4381(2016)09-0008-08

國家自然科學基金資助項目(51201157)；國防科技工業技術基礎科研項目(H052013A003)

2015-12-31；

2016-03-26

駱晨(1984-)，男，博士，高級工程師，主要從事腐蝕與防護研究工作，聯系地址：北京市81信箱5分箱(100095)，E-mail:chen.luo.23@qq.com