夹杂物对HY-80N高强海工钢模拟海水中腐蚀的影响

张景桐^1,2,3 ✉ 郝雪龙^1,2,3 ✉ 范磊^4,5徐乾坤^1,2,3杨能^4,5莫洁^1,2,3

1. 国标（北京）检验认证有限公司，北京 101407

2. 国合通用测试评价认证股份公司，北京 101407

3. 北京有色金属研究总院，北京 100088

4. 中国矿业大学（北京）机械与电气工程学院，北京 100083

5. 中国矿业大学（北京）机电与信息工程学院煤矿智能化与机器人创新应用应急管理部重点实验室，北京 100083

摘要： 本文以高强海工钢HY80-N为研究对象，采用光学显微镜（OM）和扫描电镜（SEM）对试样组织结构进行观察，确定其组织及夹杂；分别进行不同时间的模拟海水浸泡实验，采用电化学测试研究其腐蚀不同时间后的电化学性能（阻抗、开路电位和极化曲线）变化规律，并使用失重分析法测量不同浸泡时间试样的质量变化，计算腐蚀速率，得到了试样的腐蚀速率随时间变化的曲线，采用局部电化学阻抗谱研究其在模拟海水中腐蚀萌生机制，获得夹杂物及微观组织电化学特征，并对腐蚀形貌进行观察。结果表明：腐蚀初期，点蚀主要发生在氧化铝夹杂物处，之后腐蚀面积增大，耐蚀性能降低；电化学阻抗谱表明，随着浸泡时间增加，海工钢容抗弧半径显著减小，恒相位角双电层电容（CPE_dl）值增大两个数量级；极化曲线表明，浸泡12 h后，阳极反应表现出主要的控制作用，同时材料表现出明显钝化。浸泡48 h后，腐蚀电位负移，腐蚀电流逐渐增大，试样表现出的钝化逐渐退化，材料抗腐蚀性能明显降低；腐蚀形貌表明，浸泡12 h后夹杂物处的腐蚀进一步增强，随着腐蚀加剧，夹杂物处凹坑加深，同时与周围的高度差更加明显，这是夹杂物处基体溶解速度更快造成的。在整个腐蚀过程中，夹杂物持续加速试样腐蚀，对海工钢的抗腐蚀性能有较大危害。

关键词： 夹杂物；海工钢；腐蚀萌生；局部电化学

基金： 国家新材料测试评价平台建设项目(TC170A5SU-1)

收稿日期： 2024-11-26

海洋环境是集高盐度、高湿度、溶解氧梯度变化及微生物活动等多重高腐蚀性介质耦合作用的特殊环境，随着海洋资源开发向深海领域延伸，海洋工程装备及基础设施面临的环境载荷呈现极端化、多场耦合化趋势，对结构材料的耐久性提出严峻挑战^［1–5］。钢铁作为制造海洋装备的主体材料，其服役可靠性直接关乎国家海洋战略资源开发进程与重大工程安全^［6–7］。然而海洋装备用结构钢长期受海洋环境溶解氧、温湿度、微生物等环境因素的影响，容易发生电化学腐蚀和生物腐蚀，导致结构钢发生腐蚀开裂、力学性能降低等问题，最终造成材料失效，缩短海洋装备使用寿命，甚至危及使用安全^［8–10］。据统计，中国每年因海洋腐蚀造成的直接经济损失高达数千亿元，其中近40%的装备失效事故可追溯至结构钢腐蚀损伤^{［11–13］}。因此，在海洋环境中，结构钢除了要满足力学和工艺性能外，还必须具备良好的耐蚀性能^［14］。钢加工制造过程中不可避免地引入许多夹杂物，这些夹杂物与基体间的电极电位差异会形成微电偶腐蚀体系，在钢的腐蚀过程中加速腐蚀或作为腐蚀的萌生部位引发更严重的腐蚀^{［15–19］}。

针对钢中的夹杂物已展开了许多研究，Liu等^［20］采用工业纯铁添加铝粉生成Al₂O₃夹杂物，在6% FeCl₃溶液中分阶段腐蚀观察发现：点蚀优先萌生于Al₂O₃与钢基体界面处，因界面钝化膜不连续及电位差异形成微电池，导致基体优先溶解并产生微裂纹。簇状分布的Al₂O₃通过协同作用加速腐蚀扩展，其诱导的蚀坑尺寸与扩展速率显著高于单独分布的夹杂物。Chen等^［21］研究了Al₂O₃-MnS复合夹杂物对双相钢点蚀行为的影响，提出了涉及Al₂O₃-MnS复合夹杂物点蚀的3个可能机制：微电偶效应、微缺陷和应变场的存在，以及动力学不稳定夹杂物的选择性溶解。Chao等^［22］研究了Al₂O₃夹杂物对Q460NH耐候钢在海洋环境中局部腐蚀行为的影响，结果表明，Al₂O₃夹杂物与相邻钢基体之间没有电偶对，因此传统的电偶对机制（考虑夹杂物与基体之间的电偶对）不适用于解释该系统中夹杂物周围基体的选择性溶解。Torkkeli等^［23］研究了MnS夹杂物在燃料级乙醇（fuel-grade ethanol，FGE）中的溶解行为及其对碳钢应力腐蚀开裂的影响，发现碳钢中硫含量较低的材料在燃料级乙醇中，尤其是在含有氯离子的条件下，可能对应力腐蚀开裂的敏感性较低。刘青^［24］通过研究304不锈钢中不同位置夹杂物对腐蚀的影响，证明了晶界分布的MnS夹杂比晶内分布的MnS夹杂对基体腐蚀的影响更大。由此可见，夹杂物是引起钢中腐蚀的重要因素，不同成分、大小的夹杂物对钢的腐蚀影响也存在差异。因此，针对夹杂物对腐蚀萌生过程影响的研究是必要的。

本文以HY80-N海工钢为研究对象，该合金钢是基于HY80合金进一步研发的船舶用海工钢。针对该合金开展夹杂物对高强海工钢在模拟海水中腐蚀行为的影响研究，采用金相显微镜和扫描电子显微镜对试样进行观测，获得高强海工钢的夹杂物分布及组织结构；采用3.5%的NaCl溶液模拟海水，对试样进行不同时间的浸泡腐蚀，并对试样的腐蚀产物进行观测；使用失重分析法分别对不同浸泡时间后试样的重量变化进行测量，通过计算获得试样的腐蚀速率；采用电化学分析、局部电化学阻抗谱测试，从显微观察和电化学的角度分析夹杂物的影响规律，得到海工钢腐蚀诱因，为将来海工钢工艺改进提供参考。

1 实验

1.1 材料

实验材料采用高强度HY80-N海工钢板，具体成分如表1所示。

表1 合金成分含量

Table 1 Chemical composition of the alloy （%，mass fraction）

Elements	C	Si	Mn	P	S	Ni	Cr	Mo	V	Ti
Contents	0.08	0.29	0.72	≤0.01	≤0.01	7.43	0.51	0.63	0.07	0.02

1.2 方法

1.2.1 显微组织分析

采用光学显微镜（OM）和扫描电子显微镜（SEM）观察高强海工钢的显微组织。使用2000^#的SiC砂纸对试样进行打磨，之后用1.5 μm的金刚石磨料对试样进行抛光，吹干待用。采用4%（体积分数）的硝酸溶液蚀刻3 s，随后用蒸馏水洗涤，并用酒精冲洗后吹干，使用HitachiS-3400N型扫描电子显微镜观察试样表面形貌和能谱分析（EDS），加速电压为20 kV，束流为10 nA。

1.2.2 浸泡腐蚀试验

依据JB/T 7901-1999《金属材料实验室均匀腐蚀全浸试验方法》规范，将高强海工钢加工成25 mm×20 mm×3 mm的片状试样。使用1500^#SiC砂纸对试样进行打磨后，依次用去离子水、无水乙醇超声清洗，吹干后置于干燥皿中室温平衡24 h，采用精密电子天平（精度0.1 mg）记录初始质量。

采用3.5%NaCl溶液模拟海水环境，在恒温系统（（25±1）℃）中分别进行10 min，20 min，1 h，2 h，4 h，12 h和48 h梯度时间的全浸试验。试验完成后将试样取出，清洗并干燥，观察试样腐蚀形貌。对一组试样进行失重分析，即到达设定时间后取出试样，立即用去离子水冲洗表面盐分，参照GB/T 16545-2015标准配制腐蚀产物清洗液（500 ml 36%盐酸+3.5 g六次甲基四胺定容至1000 ml），于25 ℃下酸洗20 min去除腐蚀产物，经二次蒸馏水冲洗、吹干后重新称量，计算质量损失，同时对未浸泡的试样直接进行酸洗处理，校正基体金属在酸洗过程中的质量损失。选取短期腐蚀（2 h）、中期腐蚀（12 h）和长期腐蚀（48 h）的试样进行SEM观测，探究夹杂物在不同腐蚀阶段的作用。另取含典型夹杂物的试样，采用准原位观测，即先标记一处夹杂物的位置，再浸泡60和120 s，对同一处夹杂物的形貌变化进行观察。

1.2.3 电化学测试

采用Palmsens PS4电化学工作站进行电化学测试，海工钢试样作为工作电极，对电极为铂电极，参比电极为饱和Ag/AgCl电极，测试溶液为3.5%NaCl溶液。记录开路电位（open circuit potential，OCP）30 min，直到观察到稳定状态，电位动力学极化测试在±500 mV（vs. OCP）的电位范围内进行，扫描速率为1 mV·s⁻¹。电化学阻抗谱（EIS）测试在OCP下进行，交流频率范围为100 kHz~10 mHz，扰动信号幅值为10 mV，使用ZView软件对阻抗数据进行分析和拟合。

1.2.4 局部电化学阻抗谱测试

使用Versa STAT 3F电化学工作站进行局部电化学阻抗谱测试（local electrochemical impedance spectroscopy，LEIS），对电极为铂电极，海工钢试样为工作电极，参比电极为饱和Ag/AgCl电极，测试溶液为3.5%NaCl溶液，进行LEIS测量。在试样的25 mm×20 mm面上选择2 mm×2 mm的区域进行测试。LEIS测量采用10 mV（rms，均方根值）的电位幅度，在10 Hz的单一频率下进行，分别记录各点的阻抗数据并进行拟合。

2 结果与分析

2.1 海工钢的微观结构

高强海工钢的显微组织和元素分布如图1和图2所示。海工钢的组织分布较为均匀，但是在基体中有部分夹杂物存在，EDS结果表明，海工钢中主要夹杂物成分为Al₂O₃，见图2。海工钢的微观组织以索氏体和马氏体为主。

图1 海工钢的显微组织OM图像

Fig.1 OM images of marine engineering steel

（a）50×；（b）100×

图2 海工钢夹杂物的SEM图像及元素点扫描结果

Fig.2 SEM image （a）and EDS results （b）of inclusions in marine engineering steel

2.2 腐蚀后微观形貌

图3为不同海工钢试样在3.5%NaCl溶液中分别浸泡0，2，12和48 h的微观腐蚀形貌图像，图4为海工钢试样浸泡0 s，60 s，120 s，2 h，12 h及48 h的高倍腐蚀形貌及EDS图像。针对海工钢同一夹杂物原位进行的120 s短浸泡时间观测结果如图4（a~c）所示，实验结果表明，随着浸泡不断持续，夹杂物周围边界逐渐模糊，夹杂物周围的腐蚀加剧，使得O元素开始在夹杂物周围集聚，形成点蚀坑。对海工钢不同位置的2~48 h长时间浸泡结果如图3（b~d）、图4（d~f）所示，在溶液中浸泡2 h后，在海工钢的表面产生少量的腐蚀产物，并随机分布在表面上，但在夹杂物位置发生明显的点蚀现象，腐蚀产物附着在周围。随着浸泡时间延长至12 h，海工钢表面沉积物数量增加，另外，随着腐蚀溶液不断浸入夹杂物周围，腐蚀面积增大，导致钢的耐蚀性能相应地降低。进一步增加浸泡时间至48 h，可以看到试样表面被腐蚀产物完全覆盖，说明钢的耐蚀性能进一步降低。通过不同时间段的浸泡腐蚀试验以及浸泡试验后的EDS表征结果可以发现，海工钢中的夹杂物是点蚀的诱因及起始点，夹杂物的存在是环境腐蚀最显著的诱因所在之一。

图3 海工钢在3.5%NaCl溶液中浸泡腐蚀不同时间的SEM图像

Fig.3 SEM images of marine engineering steel immersed in 3.5%NaCl solution for different durations

（a）0 h （initial state）；（b）2 h；（c）12 h；（d）48 h

图4 海工钢在3.5%NaCl溶液中分别浸泡腐蚀不同时间后夹杂物处的SEM图像及EDS结果

Fig.4 SEM images and EDS results of inclusions in marine engineering steel after immersion in 3.5% NaCl solution for various durations

（a）0 s （initial state）；（b）60 s；（c）120 s；（d）2 h；（e）12 h；（f）48 h

2.3 失重分析

空白对照组的试样未经浸泡腐蚀，在直接进行酸洗后重量降低了0.0011 g，以此作为酸洗后试样的重量修正。

腐蚀速率的计算公式为^{［25–28］}： $COR= \frac{K \times W}{D \times A \times T}$ （1）式中，COR表示腐蚀率，mm·a⁻¹； W表示金属重量损失，g； K为常数，数值为8.76×10⁴； D代表金属密度，g·cm⁻³； A表示试样总表面积，cm²； T表示试样浸泡时间，h。

经计算，得到各组浸泡腐蚀试样的重量变化和腐蚀速率，如图5所示。可知，试样的腐蚀速率在开始时较快，之后降低，然后再次保持上升趋势。这与前文中腐蚀后微观形貌的变化相符合，腐蚀初期试样的腐蚀速率上升，可能与试样表面参与腐蚀的反应面积增大有关；之后腐蚀主要发生在夹杂物周围的点蚀坑，相对腐蚀初始阶段，腐蚀速率降低；最后随着腐蚀面积的继续扩大，腐蚀速率再次上升。Yang等^［29］和Wang等^{［30–31］}提出低合金钢在氯化物环境中的腐蚀包括以下3个过程：坑萌生、坑聚结和均匀腐蚀的发生，其中坑萌生和均匀腐蚀阶段均导致腐蚀速率上升，实验过程中测得的重量变化过程也与此相符合。

图5 试样腐蚀速率与浸泡时间的关系

Fig.5 Relationship between sample corrosion rate and immersion time

2.4 电化学测试

2.4.1 电化学阻抗谱

图6为海工钢在3.5%NaCl溶液中分别浸泡2，12和48 h测试得到的电化学阻抗谱，其中图6（a）中坐标轴Z'和Z″分别代表海工钢试样的实部阻抗和虚部阻抗。为了更好地分析海工钢的腐蚀过程，对电化学数据进行了拟合，结果见表2。其中R_S为溶液电阻，R₁为电解质溶液在局部腐蚀部位的附加电阻（产物膜电阻），R_ct表示双电层的电荷转移电阻，CPE_ox为腐蚀产物膜层的恒相位角元件。结果表明，随着浸泡时间增加，海工钢的R_ct从2.859 kΩ·cm²降至1.143 kΩ·cm²，表明其容抗弧半径显著减小，阻抗值降低。

图6 海工钢在3.5%NaCl溶液中的电化学阻抗谱图和等效电路图

Fig.6 EIS spectra （a）of marine engineering steel in 3.5%NaCl solution and equivalent circuit （b）

表2 海工钢交流（AC）阻抗谱拟合结果

Table 2 Fitting results of AC impedance spectra of marine engineering steel

Time/h	R_s/（Ω·cm²）	CPE_ox-Y₀/（sⁿ·Ω⁻¹·cm⁻²）	CPE-n_ox	R₁/（Ω·cm²）	CPE_dl-Y₀/（sⁿ·Ω⁻¹·cm⁻²）	CPE-n_dl	R_ct/（kΩ·cm²）
2	10.140	2.848×10⁻⁴	0.8414	3963	7.681×10⁻⁵	0.7724	2.859
12	7.422	6.555×10⁻⁴	0.6989	3377	5.845×10⁻⁵	0.5561	1.952
48	9.266	3.243×10⁻⁴	1	2194	6.334×10⁻³	0.6845	1.143

由于整个系统环境处R₁于非理想状态，因此用恒相位角元件（CPE）代替电容。CPE有CPE-Y₀和n两个分量，Y₀是与频率无关的导纳，n是弥散效应指数。当n=1时，CPE元件代表电容，当0.5< n< 1时，表示工作电极表面具有高粗糙度或非均匀电流分布，n=0.5时对应低频的扩散过程或高频的多孔电极响应^［25］。随着浸泡腐蚀时间的延长，CPE-Y₀的值显著增长。

将金属-溶液界面的钝化层视为介电材料，其满足公式（2）^［26］： $C = ε ε_{0} A d^{- 1}$ （2）式中，C为电容，ε为氧化物层的介电常数，ε₀为真空中的介电常数，A为实验材料的宏观几何表面积，d为钝化层厚度。根据该公式可知，假设随着浸泡时间的增加材料的宏观几何表面积A没有显著变化，在ε和ε₀作为常数不变的前提下，CPE_ox的增加则可以归因于Cl⁻对试样的侵蚀作用，使得钝化层厚度d减小从而使CPE_ox增加。CPE_dl-Y₀（CPE_dl表示恒相位角双电层电容）的值从7.681×10⁻⁵ sⁿ·Ω⁻¹·cm⁻²增加到6.334×10⁻³sⁿ·Ω⁻¹·cm⁻²（sⁿ·Ω⁻¹·cm⁻²为对CPE导纳系数的描述，其中s代表秒； n是CPE的相位角指数，无单位，sⁿ反映 CPE行为的频率依赖性），一般来说，CPE_dl的值与点蚀数量和点蚀面积呈正相关^{［27–28］}，因此，随着浸泡时间的增加，海工钢表面点蚀数量增多，CPE_dl值增大两个数量级。

Cl⁻ 对海工钢表面的侵蚀是主要的腐蚀行为，进而导致局部腐蚀微电池的形成，表现为（R₁+R_ct）的减少，随着浸泡时间延长，腐蚀产物膜因Cl^-的持续渗透或电化学溶解而逐渐失效，导致其电阻（R₁）显著下降。此外，点蚀坑的横向扩展暴露更多活性表面，进一步加剧Cl^-的侵蚀，使得R₁的降低与腐蚀速率的上升相关联。

2.4.2 极化曲线

图7为海工钢在3.5%NaCl溶液中分别浸泡2，12和48 h得到的极化曲线，其中E代表电极电位（vs. Ag/AgCl）；电化学拟合参数见表3，其中E_corr表示试样的自腐蚀电位，b_C表示阴极Tafel斜率。浸泡2 h时，海工钢的极化曲线呈现典型活化-钝化转变特征；浸泡12 h时，随着外加电位高于E_corr，电流密度出现零星的尖峰，表明此时开始发生点蚀，材料表面处于活化状态。随着浸泡时间的延长，海工钢腐蚀电位由–451.42 mV负移到–478.73 mV，自腐蚀电流由9.51 μA·cm⁻²减少到8.58 μA·cm⁻²，表明随着浸泡时间的延长，点蚀开始发生，均匀腐蚀和局部腐蚀共存，极化曲线中钝化区的形状也印证了这一点。浸泡48 h时，海工钢腐蚀电位由–478.73 mV负移到–507.59 mV，腐蚀电流由8.58 μA·cm⁻²增大到82.77 μA·cm⁻²，同时在极化曲线中钝化区显著缩小，随着腐蚀电位的负移，腐蚀电流逐渐增大，这表明材料表现出的钝化现象逐渐退化，材料的抗腐蚀性能明显降低。

图7 海工钢在3.5%NaCl溶液中的极化曲线

Fig.7 Polarization curves of marine engineering steel in 3.5%NaCl solution

表3 海工钢在3.5%NaCl溶液中的动电位极化参数

Table 3 Potentiodynamic polarization parameters of marine engineering steel in 3.5%NaCl solution

Time/h	I_corr/（μA·cm⁻²）	E_corr/mV	–b_C/（mV·dec⁻¹）
2	9.51	–451.42	92.23
12	8.58	–478.73	58.91
48	82.77	–507.59	67.09

2.5 局部电化学阻抗谱测试

为了进一步研究海工钢的潜在机制，将试样在3.5%NaCl溶液中浸泡48 h，之后采用毛刷去除表面的腐蚀产物覆盖。在25 mm×20 mm的试样表面上选择出2 mm×2 mm的测试区域。LEIS测量采用10 mV（rms）的电位幅度，在10 Hz的单一频率下进行，分别记录各点的阻抗数据并进行拟合，观察去除腐蚀产物后的腐蚀形貌、三维形貌和坑参数。

海工钢试样的三维阻抗谱形貌图如图8所示，其中纵坐标Z代表该区域的微区点阻抗。结果表明海工钢在长时间浸泡后，夹杂物位置处的腐蚀比初始阶段更加明显，随着腐蚀加剧，铁基体溶解加快，夹杂物处凹坑加深，同时夹杂物处与周围未腐蚀的高度差更加明显，这是由于该处的腐蚀速率大于基体的腐蚀速率，即夹杂物处基体溶解加速造成的。随着夹杂物处凹坑加深，基体受到溶液腐蚀的面积增大，可以预见，腐蚀将继续向夹杂物周围扩散，进一步加速溶液对基体的腐蚀速率。前文中提到，低合金钢在氯化物环境中的腐蚀包括以下3个过程：坑萌生、坑聚结和均匀腐蚀的发生。因此，从三维形貌、坑参数以及试验结果可以发现，海工钢的夹杂物缺陷，是海工钢腐蚀的主要诱因所在。

图8 海工钢局部电化学阻抗谱测试区域及其在3.5%NaCl溶液中的三维阻抗谱形貌图

Fig.8 LEIS test area of marine engineering steel （a）and its three-dimensional scanning electrochemical morphology （b）in 3.5%NaCl solution

3 结论

本文采用静态腐蚀浸泡试验、失重分析、电化学测试、局部电化学阻抗谱测试研究了海工钢中夹杂物对腐蚀的影响，主要结论如下：

1）海工钢中晶粒分布均匀，但在铸造工艺中存在部分Al₂O₃夹杂物，这是海工钢海洋环境腐蚀的诱因所在。对浸泡不同时间后的试样微观形貌和结合失重分析计算的试样腐蚀速率进行分析，发现在腐蚀初期点蚀主要发生在夹杂物处，随着腐蚀时间的延长，腐蚀溶液不断浸入夹杂物及其周围基体，腐蚀面积增大，导致钢的耐蚀性能相应地降低，腐蚀48 h后钢表面被腐蚀产物完全覆盖，钢的耐蚀性能进一步降低。在整个腐蚀过程中，钢中的Al₂O₃夹杂物是腐蚀萌生的诱因及点蚀的起始点。

2）电化学阻抗谱表明，随着浸泡时间增加，海工钢的容抗弧半径显著减小，CPE_dl值增大两个数量级，这与失重分析中试样的腐蚀速率变化相互印证。Cl⁻对海工钢表面的侵蚀是主要的腐蚀行为，夹杂物的存在引发了点蚀，导致局部腐蚀微电池的形成。极化曲线结果表明，浸泡12 h时，阳极反应表现出主要的控制作用，同时材料表现出明显钝化。浸泡48 h时，由于材料的腐蚀程度进一步加深，材料表面钝化层逐渐溶解，结合微观形貌分析，此时钢表面基本被腐蚀产物覆盖，材料的抗腐蚀性能明显降低。

3）不同浸泡时间的试样微观形貌和电化学数据表明，随着浸泡时间的增长，夹杂物位置处的腐蚀比初始阶段更加明显，随着腐蚀加剧，夹杂物处溶解加快，凹坑加深，同时与周围未腐蚀区域的高度差更加明显，这是由于夹杂物处基体溶解加速造成的。随着夹杂物凹坑加深，基体受到溶液腐蚀的面积增大，可以预见，腐蚀将继续向夹杂物周围扩散。在整个腐蚀过程中，夹杂物都对钢的抗腐蚀性能有较大危害。

参考文献：

［1］

Jeffrey R， Melchers R E. Corrosion of vertical mild steel strips in seawater［J］. Corrosion Science， 2009， 51（10）： 2291.

［2］

（刘馨忆，吴明，唐亮，王旭，孙东旭，杜金，荆思文. X80钢在干湿交替阴极电位下的应力腐蚀行为［J］. 有色金属工程， 2024， 14（4）： 58.）

［3］

（董晓雨，刘统亮，程寒生，刘康，尹燕波，盛天宇. 深海系统连接毂的锻造及热处理工艺［J］. 锻压技术， 2024， 49（1）： 54.）

［4］

（刘含笑，刘凯，王祥德，薛婷婷，郭飞，吕东芹，王巍. 电位滴定法测定铁中间合金中铁含量［J］. 分析试验室， 2024， 43（6）： 858.）

［5］

（乔波，于晓兵，陶东平，张美霞. 铁尾矿资源高效利用路径探析［J］. 黄金， 2023， 44（4）： 38.）

［6］

Gkatzogiannis S， Weinert J， Engelhardt I， Knoedel P， Ummenhofer T. Correlation of laboratory and real marine corrosion for the investigation of corrosion fatigue behaviour of steel components［J］. International Journal of Fatigue， 2019， 126： 90.

［7］

Abdel-Ghany R， Saad-Eldeen S， Leheta H. The effect of pitting corrosion on the strength capacity of steel offshore structures［A］. International Conference on Offshore Mechanics and Arctic Engineering［C］. Portugal： Estoril， 2008. 801.

［8］

Choe S B， Lee S J. Effect of flow rate on electrochemical characteristics of marine material under seawater environment［J］. Ocean Engineering， 2017， 141： 18.

［9］

Galvin R， Hanley C， Ruane K， Murphy J J， Jaksic V. Environmental impact on corrosion rates of steel piles employed in marine environment［A］. Civil Engineering Research Ireland ［C］. Cork，Ireland:2020.

［10］

（范磊，冉登林，耿新鸿，赵鑫哲，郝雪龙. 蜂窝构型ZTAp-Fe复合材料磨损及耐腐蚀性能研究［J］. 稀有金属， 2024， 48（6）： 808.）

［11］

Wang Z Q， Zhou Z Y， Xu W C， Yang D， Xu Y， Yang L H， Ren J， Li Y T， Huang Y L. Research status and development trends in the field of marine environment corrosion： a new perspective［J］. Environmental Science and Pollution Research， 2021， 28（39）： 54403.

［12］

Wu W， Hao W K， Liu Z Y， Li X G， Du C W， Liao W J. Corrosion behavior of E690 high-strength steel in alternating wet-dry marine environment with different pH values［J］. Journal of Materials Engineering and Performance， 2015， 24： 4636.

［13］

Tian H Y， Wang X， Cui Z Y， Lu Q K， Wang L W， Lei L， Li Y， Zhang D W. Electrochemical corrosion， hydrogen permeation and stress corrosion cracking behavior of E690 steel in thiosulfate-containing artificial seawater［J］. Corrosion Science， 2018， 144： 145.

［14］

（张晓东，胡裕龙，卜世超，周子龙. 船体钢海水腐蚀研究进展［J］. 装备环境工程， 2018， 15（6）： 33.）

［15］

Shi W N， Yang S F， Li J S. Effect of nonmetallic inclusions on localized corrosion of spring steel［J］. International Journal of Minerals Metallurgy and Materials， 2021， 28（3）： 390.

［16］

Liu P， Zhang Q H， Li X R， Hu J M， Cao F H. Insight into the triggering effect of （Al， Mg， Ca， Mn）-oxy-sulfide inclusions on localized corrosion of weathering steel［J］. Journal of Materials Science & Technology， 2021， 64： 99.

［17］

Zhu T W， Huang F， Liu J， Hu Q， Li W. Effects of inclusion on corrosion resistance of weathering steel in simulated industrial atmosphere［J］. Anti-Corrosion Methods and Materials， 2016， 63（6）： 490.

［18］

Wei J， Dong J H， Ke W， He X Y. Influence of inclusions on early corrosion development of ultra-low carbon bainitic steel in NaCl solution［J］. Corrosion， 2015， 71（12）： 1467.

［19］

Wang Y L， Yu W， Zhu R L， Cheng C， Chen Y L. Effect of complex inclusions on localized corrosion behavior in ferritic steel［J］. Steel Research International， 2023， 94（5）： 2200719.

［20］

Liu Q， Yang S F， Zhao M J， Zhu L B， Li J S. Pitting corrosion of steel induced by Al₂O₃ inclusions［J］. Metals， 2017， 7（9）： 347.

［21］

Chen H， Ma G S， Lu L， Huang Y H， Li X G. Unraveling the effect of Al₂O₃-MnS complex inclusion on the pitting corrosion behavior of dual phase steel［J］. Corrosion Science， 2024， 230： 111938.

［22］

Chao L， Reynier I， Zhang D W， Liu Z Y， Alexander L， Zhang F， Zhao T L， Ma H C， Li X G， Herman T. Role of Al₂O₃ inclusions on the localized corrosion of Q460NH weathering steel in marine environment［J］. Corrosion Science， 2018， 138： 96.

［23］

Torkkeli J， Saukkonen T， Hänninen H. Effect of MnS inclusion dissolution on carbon steel stress corrosion cracking in fuel-grade ethanol［J］. Corrosion Science， 2015， 96： 14.

［24］

（刘青. 304不锈钢中典型夹杂物诱发腐蚀行为研究［D］. 北京：北京科技大学， 2018. 1.）

［25］

Conde A， de Damborenea J J. Electrochemical impedance spectroscopy for studying the degradation of enamel coatings［J］. Corrosion Science， 2002， 44（7）： 1555.

［26］

Wong K P， Alkire R C. Local chemistry and growth of single corrosion pits in aluminum［J］. Journal of The Electrochemical Society， 1990， 137： 3010.

［27］

Ferreira S C， Rocha L A， Ariza E， Sequeira P D， Yoshimi W， Fernandes J C S. Corrosion behaviour of Al/Al₃Ti and Al/Al₃Zr functionally graded materials produced by centrifugal solid-particle method： influence of the intermetallics volume fraction［J］. Corrosion Science， 2011， 53（6）： 2058.

［28］

（张志超. 低压冷喷涂航空铝合金涂层的微观组织、力学性能和腐蚀行为研究［D］. 合肥：中国科学技术大学， 2020. 1.）

［29］

Yang Y G， Zhang T， Shao Y W， Meng G Z， Wang F H. New understanding of the effect of hydrostatic pressure on the corrosion of Ni-Cr-Mo-V high strength steel［J］. Corrosion Science， 2013， 73： 250.

［30］

Wang L W， Xin J C， Cheng L J， Zhao K， Sun B Z， Li J R， Wang X， Cui Z Y. Influence of inclusions on initiation of pitting corrosion and stress corrosion cracking of X70 steel in near-neutral pH environment［J］. Corrosion Science， 2019， 147： 108.

［31］

Wang Y F， Cheng G X， Li Y. Observation of the pitting corrosion and uniform corrosion for X80 steel in 3.5 wt.% NaCl solutions using in-situ and 3-D measuring microscope［J］. Corrosion Science， 2016， 111： 508.