摘要

采用電化學技術、X射線光電子能譜、原子力顯微鏡測試和浸泡實驗研究了有/無熱處理的等原子比CoCrFeMnNi高熵合金和管線鋼在堿性土壤模擬溶液中的耐蝕性差異。結果表明：高熵合金呈現出局部腐蝕特征，腐蝕形態為零星分布的針孔狀點蝕，而X80和X100管線鋼表面發生了全面腐蝕，并有大尺寸腐蝕坑存在。高熵合金熱處理后在堿性土壤模擬溶液中形成的鈍化膜結構致密穩定，含有較多Cr的氧化物和水以及更少的FeO，有利于其鈍化膜的保護性；而管線鋼鈍化膜薄且含有缺陷，對基體的保護性較差。有/無熱處理高熵合金的耐蝕性均優于X80和X100管線鋼，且熱處理可提升高熵合金的耐蝕性能。

關鍵詞： 高熵合金 ; 管線鋼 ; 耐蝕性 ; 點蝕 ; 鈍化膜

高熵合金 (HEA)[1]一般由5種或5種以上金屬或非金屬元素組成，以等物質的量比或近等物質的量比組合而成，且單一元素含量不超過50% (原子分數)。HEA具備優良的力學性能和耐蝕性能，具有廣闊的應用前景[2-5]。其中備受關注的等原子CoCrFeMnNi HEA是單相面心立方 (fcc) 合金[6-8]，其具有優良的力學性能和較高的熱力學穩定性。Li等[9]研究表明該合金的伸長率介于18%~35%之間。經選擇性激光熔化 (SLM) 處理后，抗拉強度由601 MPa提高到649 MPa。Chew等[10]對CoCrFeMnNi HEA的微觀組織和力學性能進行了研究，結果表明，采用激光輔助增材制造 (LAAM) 制備的HEA的屈服強度可達518 MPa和抗拉強度達660 MPa。由此可發現等原子CoCrFeMnNi HEA符合管線鋼的力學性能要求[11-14]。

已有大量研究報道了不同環境下管線鋼的腐蝕行為[15-17]。目前研究表明，HEA的力學性能可通過熱處理得到提高。Wen等[18]研究了時效溫度對AlCoCrCuFeNi HEA組織結構和性能的影響，結果表明，時效溫度低于645 ℃時，其結構主要由體心立方 (bcc) 和少量的fcc組成。當時效溫度超過645 ℃時，HEA結構由bcc演變為fcc。Zhu等[19]研究了退火對 (FeNiCrMn)(100-x)Cox HEA穩定性和力學性能的影響，結果表明，退火后脆而硬的富Cr相提高了合金的硬度和屈服強度，但降低了拉伸延性。然而，關于HEA的耐腐蝕性能與熱處理之間關系的研究較少，有必要對此進行探討。

此外，以往對CoCrFeMnNi HEA腐蝕行為的研究主要集中在強酸、強堿和中性環境中[20-25]，而在弱堿環境中的研究很少。因此，作者[26]前期研究了鈍化電位對其在碳酸鹽/碳酸氫鹽溶液中鈍化膜特性的影響，表明該HEA存在明顯的一次和二次鈍化行為。針對弱堿性土壤，文獻[27-30]廣泛采用Na2CO3/NaHCO3溶液體系模擬堿性土壤環境研究埋地管線鋼的腐蝕行為。為了探索CoCrFeMnNi HEA在管道工程領域中的應用，作者[31]研究了交流電干擾下其在堿性土壤模擬環境中的腐蝕行為和機理，結果表明，交流干擾加速了HEA的腐蝕，隨著交流電流密度 (IAC) 的增加，H+更容易滲入鈍化膜內部，HEA的腐蝕形態由低IAC時的點蝕演變成為高IAC時的晶間腐蝕，且在200 A/m2時，晶粒內部也發生了Co/Mn的選擇性溶解。

為了進一步提高CoCrFeMnNi HEA的耐腐蝕性能，本文探討了熱處理對其組織及其耐腐蝕性能的影響，對比研究了有無熱處理HEA與X80和X100管線鋼在堿性土壤模擬溶液中的耐蝕性，為該HEA在管道工程中的應用提供必要的參考依據。

1 實驗方法

實驗選用的X80管線鋼 (熱軋態) 化學成分 (質量分數，%) 為：C 0.070，Si 0.216，Mn 1.80，P 0.0137，S 0.0009，Mo 0.182，Cr 0.266，Cu 0.221，Ni 0.168，Nb 0.105，Al 0.026，Ti 0.013，V 0.001，N 0.003，Fe余量。X100管線鋼 (熱軋態) 化學成分 (質量分數，%) 為：C 0.04，Si 0.20，Mn 1.50，P 0.011，S 0.003，Mo 0.02，Fe余量。選取等原子CoCrFeMnNi HEA作為測試對比材料，該材料是用高純度 (99.99%) 的Co、Cr、Fe、Mn和Ni金屬單質為原料，在感應懸浮爐中并在惰性氣體保護下，以1700 ℃進行熔融，隨后在爐中冷卻30 min至室溫，并將制得的坯塊反復熔煉5次。將材料切成10 mm×10 mm×3 mm的樣品，依次進行脫脂、清洗和干燥。之后將HEA試樣置于箱式電阻爐中加熱至750 ℃保溫6 h，并水冷至室溫。在試樣上點焊連接銅導線，并用環氧樹脂封裝，僅保留10 mm×10 mm的測試面。測試前用180~2000號水磨砂紙號逐級打磨樣品表面，清洗并干燥。另外，用于金相觀察、原子力顯微鏡 (PSLA XE-100E，AFM) 和X射線光電子能譜 (Specs Phoibos 150，XPS) 測試的樣品，在上述處理的基礎上，繼續用0.5 μm的金剛石拋光膏進行拋光，之后依次經過清洗和冷風吹干。采用Quanta 250型掃描電鏡 (SEM) 對試樣的顯微組織進行觀察。本文選用pH為9.3的0.4 mol Na2CO3+1 mol NaHCO3溶液來模擬堿性土壤環境，使用數顯水浴鍋控制測試溶液溫度保持在30 ℃。

電化學測試在CHI660E電化學工作站進行，測試采用三電極系統，工作電極為試樣，參比電極 (SCE) 為飽和甘汞電極，輔助電極為鉑片。電化學測試包括阻抗譜、動電位極化曲線和Mott-Schottky曲線測試，測試前先將試樣在堿性土壤模擬溶液中浸泡2 h進行預鈍化處理，隨后進行1800 s的開路電位測試，穩定測試體系。阻抗譜測試施加10 mV的干擾信號，測試在105~10-2 Hz的頻率范圍內進行。動電位極化曲線的掃描速率為1 mV·s-1，其電位掃描范圍為-1~1.5 V (vs.SCE)。測試Mott-Schottky曲線時，首先將試樣通過恒電位極化在0.65 V (vs.SCE) 下極化3 h，在其表面形成鈍化膜。Mott-Schottky曲線的測試頻率為1 kHz，步長為50 mV，電位掃描范圍為-1~1 V (vs.SCE)。

對上述恒電位成膜后的樣品，使用AFM以非接觸模式 (NC-AFM) 觀察在樣品表面上形成的鈍化膜的形貌特征。通過使用單色X射線Al Kα激發源 (Specs Phoibos 150，USA) 研究有無熱處理HEA試樣表面鈍化膜的組成。結合能通過標準C1s峰 (284.8 eV) 進行校準，使用Xpspeak (4.1版) 軟件分析光譜數據。

將試樣浸入堿性土壤模擬溶液中7~14 d，測試前將樣品徹底清洗干燥并記錄質量。實驗結束后，采用除銹液徹底清除試樣表面的腐蝕產物，隨后清洗、干燥和稱重，并采用失重法計算出不同試樣的平均腐蝕速率。利用SEM觀察去腐蝕產物后不同材料的表面腐蝕形貌。以上測試的溫度恒定在30 ℃。

2 結果與討論

2.1 組織結構分析

圖1為有無熱處理HEA及X80和X100管線鋼的微觀組織。由圖1a和b可知，鑄態和熱處理后HEA的組織類似。圖2的XRD結果表明，HEA的組織均由單一的FCC結構組成。相比鑄態組織，熱處理后HEA的晶粒略大。由圖1c和d可以看出X80和X100鋼組織是多相結構，其中X80鋼熱軋組織主要由針狀鐵素體 (AF)、大量粒狀貝氏體 (GB) 和少量多邊形鐵素體 (PF) 組成，細粒不規則，晶界不連續。X100管熱軋組織含有較多晶粒細小且不規則的AF，晶界模糊，沒有完整連續的晶界，可明顯看到少量大塊的PF，較多的GB以及呈亮白色的M/A島組織交錯分布在鐵素體晶界處。

圖1   鑄態和熱處理后的HEA及管線鋼的微觀組織

圖2   鑄態和熱處理后HEA的XRD圖譜

2.2 開路電位分析

HEA和管線鋼的開路電位 (OCP) 如圖3所示，可以看出HEA的腐蝕電位高于管線鋼，這說明HEA在堿性土壤模擬溶液中的電化學活性較低。而熱處理后HEA的開路電位相對鑄態的更正，這表明熱處理進一步降低了HEA試樣的電化學活性，減弱了其腐蝕傾向。相比較而言，管線鋼更負的OCP意味著其腐蝕傾向更大[32]。

圖3   HEA和管線鋼在Na2CO3/NaHCO3溶液中的開路電位

2.3 動電位極化曲線

圖4a顯示了HEA和管線鋼在Na2CO3/NaHCO3溶液中的動電位極化曲線。在測試的電位范圍內，不同材料都呈現出鈍化的特性。管線鋼呈現出一次鈍化現象，曲線上有明顯的活化區、過渡區、鈍化區和過鈍化區，這與文獻[33]報道類似。與之不同的是，HEA出現了二次鈍化的現象，二次鈍化區寬度比一次鈍化區要窄。相比管線鋼，HEA曲線上無過渡區存在，呈現為自鈍化特征，這說明HEA的鈍化更為容易。觀察可知，熱處理后HEA的極化曲線位置相對于鑄態HEA偏左，選取一次鈍化區進行對比，所得維鈍電流密度 (Ip) 和腐蝕電位 (Ecorr) 如圖4b所示，經過熱處理HEA試樣的Ip值最小，Ecorr最正，而X80和X100鋼的Ip明顯大于HEA試樣，且Ecorr更負。Ip的數值可反映材料的溶解速率，其數值越小，腐蝕速率越小。這表明HEA的腐蝕速率相比管線鋼更小，熱處理可提高HEA的耐腐蝕性能。

圖4   HEA和管線鋼在Na2CO3/NaHCO3溶液中的動電位極化曲線及擬合的Ip和Ecorr

分析上述差異的原因可能是：管線鋼是多相組織，不同組織之間的微電偶腐蝕反應可促進管線鋼的腐蝕，而HEA單一的fcc結構有利于抗腐蝕。其次，管線鋼多相組織會降低鈍化膜的整體穩定性，而HEA的結構特征有利于形成結構穩定的鈍化膜。因此，管線鋼的耐蝕性要差于HEA。經過熱處理后HEA試樣的Ip進一步降低，這可能是由于熱處理后，HEA晶粒尺寸變大，晶界所占比例減少。相關研究[34-37]指出，晶界處缺陷多，其電化學活性較高，不利于形成穩定的鈍化膜，可誘發腐蝕在該區域發生。此外，熱處理可有效減少鑄態組織內部的缺陷數量[38]，減少了腐蝕萌生的活性位置。因而，熱處理可改善HEA的耐蝕性。

2.4 電化學阻抗譜

圖5是HEA和管線鋼在堿性土壤模擬溶液中測得的Nyquist圖和bode圖。由圖5a可以看出，所有曲線均呈現出不完整的容抗圓弧形態特征。其中，熱處理后HEA顯示出最大的容抗圓弧半徑，鑄態HEA試樣的圓弧半徑小于前者，而管線鋼的圓弧半徑遠小于HEA試樣，X80、X100鋼的圓弧半徑較為接近。Chumlyakov等[39]指出，Nyquist圖中圓弧的半徑大小反映了材料在溶液中的耐蝕性，半徑越大，材料的耐蝕性能越好。而bode圖中最低測量頻率常被用作評價合金材料抗腐蝕性能的半定量指標[40,41]。在圖5b中，最低測量頻率0.01 Hz對應模值|Z|所呈現的規律與Nyquist圖相同，熱處理后HEA的|Z|值最大，表明此試樣耐蝕性最好。在圖5c中，HEA中頻區域的相位角接近80°，這表明HEA在堿性土壤模擬溶液中形成了較為穩定的鈍化膜[42]，熱處理后HEA試樣的相位角最大，表明其鈍化膜相對更穩定，保護性更好。

圖5   HEA和管線鋼在堿性土壤模擬溶液中的EIS圖譜

根據阻抗譜特性，采用圖6中的等效電路Rs(Qf(Rf(QdlRct))) 擬合EIS數據。其中，Rs為溶液電阻，Rf為膜電阻，Rct為電荷轉移電阻，Qf為膜電容，Qdl是非理想雙電層電容，擬合結果見表1。

圖6   EIS數據的擬合電路

表1   電化學阻抗譜擬合結果

Rf和Rct的數值大小可反映材料的耐蝕性能。Rf值越大，說明材料表面形成的鈍化膜更為致密，保護性能好；Rct反映了電荷在金屬/溶液界面轉移過程中受到的阻力，Rct值越大，說明電荷轉移更加困難，對應的電極反應速率更慢，腐蝕速率更低。其值大小也可間接反映鈍化膜的保護性能。比較可知，經過熱處理的HEA試樣，其Rf和Rct數值最大，鈍化膜的保護性能最好，耐蝕性最好。而鑄態HEA試樣的Rf值有所降低，Rct值大幅降低，這表明鑄態HEA鈍化膜保護性不如熱處理后HEA，從而降低了其耐蝕性。X80和X100鋼的Rf和Rct值進一步降低，Qf值更大，這表明鈍化膜內部有更多的缺陷，其結構穩定性差，導致管線鋼的耐蝕性不如HEA。因而，HEA的耐蝕性好于管線鋼，且經過熱處理后的HEA，其耐蝕性得到進一步提高，這與極化曲線分析的結果相同。

2.5 Mott-Schottky曲線

通常，許多金屬材料表面形成的鈍化膜具有半導體特性，因此，可以利用Mott-Schottky理論分析HEA和管線鋼在堿性土壤模擬溶液中形成的鈍化膜的半導體性能。空間電荷電容 (C) 與電極電勢 (E) 之間的關系如公式[43](1)：

             (1)

其中，ε是鈍化膜的介電常數，對于HEA，其值選取12[44]；ε0是真空介電常數 (8.854×10-12 F·m-1)；N為載流子密度；k是Boltzmann常數 (1.38×1023 J/K)；T代表絕對溫度；E是電極電勢，這里選擇0.65 V作為外加的電極電勢；EFB為平帶電勢；e是電子電荷 (1.602189×10-19 C)。當E值高于或低于EFB時，鈍化膜呈現出n型或p型半導體的性質，在公式中分別用正號或負號標識。

圖7a為HEA和管線鋼鈍化膜的Mott-Schottky曲線。可以看出HEA和管線鋼的曲線具有不同的特征，這里選取-1~0 V范圍的曲線部分進行分析。Ahn等[45]認為鈍化膜的電子結構與缺陷結構類型有關，缺陷類型分為施主密度和受主密度，具體包括金屬空位、陰陽離子空位和離子間隙等。鈍化膜的缺陷程度可以通過計算載流子濃度N來體現，其中n型半導體區域可以計算出ND (施主密度)，而p型半導體區域得出NA (施主密度)。

圖7   HEA和管線鋼在堿性土壤模擬溶液中形成鈍化膜的Mott-Schottky曲線載流子濃度及鈍化膜厚度

如圖7b所示，不同材料的NA值較為接近，而管線鋼的ND值數倍于HEA，呈現出數量級的差異，ND和NA值大小反映了鈍化膜內部的缺陷數量，其數值越大，缺陷越多，膜結構越不穩定，而且容易吸引溶液中的離子積聚并穿透鈍化膜，導致鈍化膜減薄或產生缺陷。鑄態HEA的ND值大于熱處理后的HEA，這表明熱處理后HEA試樣表面形成的鈍化膜的穩定性更好。而對于管線鋼，由于其多相結構，導致表面形成的鈍化膜結構穩定性不如HEA。為了進一步探究鈍化膜結構的特征，可利用公式 (2) 計算獲得鈍化膜的厚度：

    (2)

由圖7c可以看出，熱處理后HEA試樣表面鈍化膜最厚，有利于對基體產生良好的保護效果，因而其耐蝕性最佳；鑄態HEA的鈍化膜厚度略薄。而管線鋼表面形成的鈍化膜厚度遠薄于HEA試樣，這也是管線鋼耐蝕性差的原因之一。

2.6 鈍化膜形貌和成分分析

圖8為HEA和管線鋼表面鈍化膜的AFM形貌特征，展示出2D、3D圖像及描繪了沿直線的截面輪廓。由圖8a可看出，HEA表面鈍化膜沒有明顯的缺陷存在，并呈現有一些沿某些取向優先生長的顆粒，而圖8a3中沿截線高度波動小，結合形貌說明熱處理后HEA試樣表面鈍化膜相對光滑平整，致密均勻。而在圖8b中，X80鋼試樣表面的劃痕較為清晰，這可能是因為鈍化膜厚度較薄 (圖7c)。在圖8c中可以看出，X100鋼試樣表面劃痕比前者更為清晰，且在圖8c1和c2中可觀察到明顯的缺陷，試樣表面鈍化膜出現了小而深的孔洞 (圖8c3)。

圖8   HEA和管線鋼鈍化膜的2D、3D形貌以及截線圖

鈍化膜內部存在的缺陷會使得溶液離子和分子容易穿過缺陷與基體直接接觸，并降低鈍化膜的附著力，削弱膜對基體的保護作用。此外，高低不平的形貌特征有利于溶液的積聚，從而加速腐蝕的發生。因此，HEA表面致密平坦的鈍化膜是其耐蝕性優于管線鋼的重要原因之一。

鈍化膜的保護性與其組成成分有著密切的關系，圖9顯示了鑄態和熱處理后的HEA試樣表面鈍化膜的Co 2p3/2、Cr 2p3/2、Fe 2p3/2、Mn 2p3/2、Ni 2p3/2和O 1s光譜的結果。圖9a是Co 2p3/2的光譜，其中的3組峰為Co(met)、Co3O4和Co(OH)2。相關研究表明Co及其化合物對鈍化膜的耐蝕性幾乎沒有影響[46,47]。由圖9b中可以看到Cr(met)、Cr3+ox和Cr3+hy 3組峰，經過對光譜圖的擬合計算 (圖10)，表明在鑄態和熱處理后HEA鈍化膜中Cr的氧化物含量相對較多，尤其是后者，一般認為Cr的氧化物較為穩定，有利于提高鈍化膜的耐蝕性[48]。圖9c中包含了Fe(met)、FeO、Fe2O3、FeOOH和Fe(OH)3 5組峰，通過計算得出，鑄態HEA表面的鈍化膜中，有較高含量的FeO和Fe(OH)3，以及少量的Fe2O3。眾所周知，Fe2O3相比FeO更穩定[46]，較高含量的Fe2O3有利于鈍化膜的穩定性。Shi等[49]指出氫氧化物的密度低于氧化物，這會降低鈍化膜的致密性。從Mn 2p3/2的光譜可以觀察到是Mn(met)、Mn2+ox和Mn4+ox 3組峰 (圖9d)。由于鈍化系數低，Mn會形成不穩定的Mn氧化物，所以，鈍化膜中Mn氧化物含量的增加會降低其耐腐蝕性能[47]。計算表明，熱處理后的HEA試樣鈍化膜中Mn氧化物含量相對較低，說明其鈍化膜的保護性較好。由圖9e可見Ni 2p3/2光譜含有Ni(met)、NiO和Ni(OH)2 3組峰。可以看出，Ni(OH)2具有較高的峰值，說明其在鈍化膜中占據主導地位。圖9f為有無熱處理HEA表面鈍化膜中O 1s光譜，可以看出熱處理后HEA鈍化膜中包含O2-、OH-和H2O，而鑄態HEA中缺失了結合水。O2-代表了鈍化膜中氧化物的形成，OH-則代表鈍化膜中氫氧化物的形成。Okamoto[50]指出，當鈍化膜中有足夠的結合水時，鈍化膜具有較強的緩沖和修復能力。同時，鈍化膜中的結合水還能捕獲游離金屬離子形成新的鈍化膜，進一步增強了鈍化膜的耐蝕性。而且結合水可使鈍化膜更加均勻，減少缺陷的產生，提高鈍化膜的穩定性。因此，熱處理后HEA鈍化膜有更高含量的Cr的氧化物、Fe2O3和結合水，以及更低含量的Mn的氧化物和FeO，使得其鈍化膜的保護性能更好，試樣的耐蝕性更高。

圖9   有無熱處理HEA表面鈍化膜的XPS圖譜

圖10   有無熱處理HEA的鈍化膜組成比例

等原子CoCrFeMnNi HEA含有較多的易鈍化元素，而X80和X100鋼主要由Fe和其余微量元素組成，Fe含量占90%以上，研究認為，X80和X100鋼在高濃度Na2CO3/NaHCO3溶液中腐蝕過程的陽極和陰極反應分別是Fe的氧化和溶解氧的還原：

陽極：(3)

陰極： (4)

研究表明，堿性土壤模擬溶液中，X80和X100鋼鈍化膜主要成分為Fe2O3/Fe3O4，并且組成會隨著溫度、pH和電位等影響因素轉變成相對不穩定的Fe的氫氧化物[33,51-53]。相比而言，HEA鈍化膜中Cr的氧化物占主導地位。因此，在堿性土壤模擬溶液中，管線鋼鈍化膜的保護能力要遠低于HEA的鈍化膜。

2.7 浸泡實驗

HEA和管線鋼在堿性土壤模擬溶液中浸泡之后表面腐蝕形貌如圖11所示。根據失重法[54]得到的平均腐蝕速率如圖12所示。比較可知，當浸泡時間為14 d時，HEA的平均腐蝕速率遠低于X80和X100鋼，且熱處理后HEA腐蝕速率小于鑄態的，顯示出最低的腐蝕速率。而浸泡7 d的X80鋼的腐蝕速率遠高于HEA。由圖11a和b可知，鑄態HEA表面隨機分布有一些針孔狀點蝕。圖11c和d顯示經過熱處理后的HEA試樣表面的點蝕數量相比鑄態HEA明顯減少，僅有零星的點蝕，試樣表面大部分區域未呈現出明顯的腐蝕特征，其腐蝕最輕微。圖11e和f為X80鋼在堿性土壤模擬溶液中浸泡7 d后的腐蝕形貌。相比HEA的局部腐蝕特征，管線鋼發生了全面腐蝕，數量較多的點蝕密集分布在試樣表面，呈現出凹凸不平的特征。相比浸泡14 d的HEA腐蝕程度，浸泡7 d的X80鋼呈現出嚴重的腐蝕。當浸泡時間為14 d時，如圖11g和h所示，X80鋼的腐蝕狀況更為嚴重，點蝕更加密集，點蝕相互溶解連接成長條狀凹槽，并出現大而深的腐蝕坑。圖11i和j是X100鋼浸泡14 d的腐蝕形貌。觀察可知，試樣發生了更加嚴重的全面腐蝕，其腐蝕形態與X80鋼類似。結合圖11可知，HEA的抗腐蝕性能要好于管線鋼。

圖11   HEA和管線鋼在堿性土壤模擬溶液中的表面腐蝕形貌

圖12   HEA和管線鋼在堿性土壤模擬溶液中的平均腐蝕速率

綜上，耐蝕性不同的原因可能如下：首先，HEA是單一FCC結構，而管線鋼是多相組織，管線鋼內部更易形成微電偶腐蝕電池，從而加速腐蝕的發生。其次，HEA鈍化膜致密均勻，厚而平整，而管線鋼表面鈍化膜凹凸不平，薄且存在孔洞等缺陷。此外，鈍化膜組成存在較大差異，HEA鈍化膜主要由Cr的氧化物組成，而管線鋼的鈍化膜則主要含有Fe的氧化物 (氫氧化物)。這些原因導致管線鋼的耐蝕性不如HEA。對于熱處理后的HEA，其晶粒略大，缺陷減少，且其鈍化膜含有更多Cr的氧化物和水及更少的FeO，因此其耐蝕性要好于鑄態HEA。

綜上所述，經過熱處理后的HEA耐蝕性能最佳，鑄態HEA耐蝕性略低于前者，X80和X100鋼管線鋼的耐蝕性能明顯低于HEA試樣。

3 結論

(1) 在堿性土壤模擬溶液中，鑄態和熱處理后的等原子CoCrFeMnNi HEA的耐腐蝕性能均優于X80和X100管線鋼。這主要歸因于材料的組織結構及鈍化膜的結構穩定性和組成存在差異。

(2) 熱處理可改善CoCrFeMnNi HEA的耐蝕性。這是由于熱處理后的HEA晶粒略大，缺陷減少，且其鈍化膜含有更多Cr的氧化物和水及更少的FeO。

(3) HEA呈現出局部腐蝕，腐蝕形態主要是點蝕；而X80和X100鋼發生了全面腐蝕，并有大尺寸腐蝕坑存在。

參考文獻