Ti3AlC2 在含F- 的高温硫酸溶液中的腐蚀行为研究

doi:10.11902/1005.4537.2025.105

Ti₃AlC₂ 在含F^- 的高温硫酸溶液中的腐蚀行为研究

迟永晨, 王浩杰, 侯强强, 郑莉莉, 李希超^,

青岛大学机电工程学院青岛 266071

Corrosion Behavior of Ti₃AlC₂ in High-temperature Sulfuric Acid Solution Containing F^-

CHI Yongchen, WANG Haojie, HOU Qiangqiang, ZHENG Lili, LI Xichao^,

College of Mechanical and Electronic Engineering, Qingdao University, Qingdao 266071, China

通讯作者: 李希超，E-mail：lixichao@qdu.edu.cn，研究方向为燃料电池双极板表面改性

收稿日期: 2025-03-31 修回日期: 2025-05-30

基金资助:

国家自然科学青年科学基金. 52001179
山东省自然科学基金. ZR2020ME019

Corresponding authors: LI Xichao, E-mail:lixichao@qdu.edu.cn

Received: 2025-03-31 Revised: 2025-05-30

Fund supported:

National Natural Science Foundation of China for Young Scholars. 52001179
Natural Science Foundation of Shandong Province. ZR2020ME019

作者简介 About authors

迟永晨，男，1999年生，硕士生

摘要

采用动电位极化、恒电位极化和电化学阻抗谱等方法研究Ti₃AlC₂材料在含有F^-的高温H₂SO₄溶液中的腐蚀行为。利用扫描电子显微镜(SEM)、X射线光电子能谱(XPS)等对腐蚀产物的形貌、微观组织进行分析。结果表明，在模拟质子交换膜燃料电池(PEMFC)环境下(80 ℃，0.5 mol·L^-1 H₂SO₄和2 mg·L^-1 F^-)，Ti₃AlC₂的自腐蚀电位为-128.7 mV，在0~370 mV电压范围内发生钝化，钝化电流密度为75~200 μA·cm^-2，随着电位升高，腐蚀电流密度显著上升并发生了氧化反应；0.6 V恒电位极化后，腐蚀电流密度稳定在1121.66 μA·cm^-2，腐蚀后样品表面表现为明显的晶界腐蚀以及少量的晶粒腐蚀，腐蚀产物主要为TiO₂和Al₂O₃。Ti₃AlC₂的耐蚀性随着酸性下降有大幅的提升，而溶液温度的升高和F^-浓度增加会使Ti₃AlC₂耐蚀性变差。

关键词： Ti₃AlC₂ ; 质子交换膜燃料电池双极板 ; 电化学腐蚀 ; 腐蚀机理

Abstract

In this work, the corrosion behavior of Ti₃AlC₂ in high-temperature sulfuric acid solutions containing F^- was investigated by means of potentiodynamic polarization, potentiostatic polarization, and electrochemical impedance spectroscopy (EIS). Meanwhile, the corrosion products were characterized by scanning electron microscopy (SEM) and X-ray photoelectron spectroscopy (XPS). The results show that in a simulated proton exchange membrane fuel cell working environment (80 ℃, 0.5 mol·L^-1 H₂SO₄ and 2 mg·L^-1 F^-), the Ti₃AlC₂ presented free corrosion potential of -128.7 mV. Passivation occurred within the potential range of 0-370 mV, with a passivation current density of 75-200 μA·cm^-2. As the potential increased, the corrosion current density rose significantly, accompanied by oxidation reactions. After potentiostatic polarization at 0.6 V, the corrosion current density stabilized at 1121.66 μA·cm^-2. The corrosion morphology was mainly manifested as obvious grain boundary corrosion and a small amount of grain corrosion, and the corrosion products compose mainly of TiO₂ and Al₂O₃. The corrosion resistance of Ti₃AlC₂ is improved considerably with the decreasing acidity, whereas elevated solution temperature and increased F^- concentration its corrosion resistance is deteriorated.

Keywords： Ti₃AlC₂ ; PEMFC bipolar plate ; electrochemical corrosion ; corrosion mechanism

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本文引用格式

迟永晨, 王浩杰, 侯强强, 郑莉莉, 李希超. Ti₃AlC₂ 在含F^- 的高温硫酸溶液中的腐蚀行为研究. 中国腐蚀与防护学报[J], 2026, 46(2): 533-540 DOI:10.11902/1005.4537.2025.105

CHI Yongchen, WANG Haojie, HOU Qiangqiang, ZHENG Lili, LI Xichao. Corrosion Behavior of Ti₃AlC₂ in High-temperature Sulfuric Acid Solution Containing F^-. Journal of Chinese Society for Corrosion and Protection[J], 2026, 46(2): 533-540 DOI:10.11902/1005.4537.2025.105

质子交换膜燃料电池(PEMFC)是一种高效的能量转换装置，能够将氢气和氧气中的化学能直接转化为电能，具有结构紧凑、重量轻、能量转换效率高以及启动快等显著优势^[1]。双极板是PEMFC电堆中的核心部件，主要作用是收集与传导电流、支撑膜电极组件、排出反应副产物水以及热管理等，其质量约占整个电池堆的70%，成本约占其40%^[2]。传统的石墨双极板体积大、电导率低、机械强度低、成本高、气体渗透性较高，而且制作成本高，不利于大规模商业化应用^[3]。不锈钢由于成本相对低廉、电导率高、气体隔绝性好等优势，成为双极板理想的候选材料。然而PEMFC的工作环境为酸性，且存在F^-、SO $_{4}^{2 -}$ 、HSO $_{4}^{-}$ 多种腐蚀性离子，不锈钢双极板易发生腐蚀和金属离子溶出，影响电池输出功率和使用寿命^[4]。因此，在不锈钢基体表面施加防护涂层^[5~9]来提高双极板的耐蚀性，或者开发新型的耐蚀双极板材料体系是解决上述问题的有效途径。

三元层状化合物MAX相是一种新型的金属陶瓷材料，结合了陶瓷与金属的优良性能，具有良好的耐蚀性与导电导热性，以及一定的可加工性能^[10]，而且MAX相材料可以通过物理气相沉积(PVD)的方法制备成涂层，是一种极具潜力的PEMFC双极板或防护涂层材料。Lu等^[11]通过磁控溅射技术在304不锈钢表面制备Ti₃AlC₂薄膜，在模拟PEMFC的环境下经24 h恒电位极化后，与裸钢相比腐蚀电流密度降低了两个数量级，且界面接触电阻(ICR)明显低于裸钢。刘云等^[12]同样采用直流磁控溅射技术在304不锈钢表面沉积Cr₂AlC涂层，在恒电位极化测试中腐蚀电流密度较裸钢降低两个数量级。茅思佳等^[13]利用电泳脉冲工艺在304不锈钢表面制备了Ti₃SiC₂涂层，实验结果表明带有Ti₃SiC₂涂层的304不锈钢双极板的腐蚀电位提高了435 mV，腐蚀电流密度下降了4个数量级。然而，MAX相涂层中存在非晶相、金属相、碳化物杂质，以及孔洞等缺陷，对其耐蚀性有一定影响。而单相MAX相块体材料在模拟PEMFC环境下的腐蚀机理的研究相关报道较少，而且温度、酸度和F^-浓度对耐蚀性的影响尚不清楚。为此，本文系统研究了单相Ti₃AlC₂块体材料在含F^-的高温H₂SO₄溶液中的腐蚀行为，探讨温度(80~90 ℃)、H₂SO₄浓度(0.5~0.0005 mol·L^-1)及F^-浓度(2~10 mg·L^-1)等环境因素对材料耐腐蚀性能的影响机理。

1 实验方法

采用原位热压/固液相反应合成法制备Ti₃AlC₂材料，具体制备流程如下：称取摩尔比为3∶1.1∶1.9的Ti、Al和石墨粉末，通过湿法球磨的方式混合均匀，然后冷压成型，随后在流动的Ar气氛中，升温至1530 ℃并在30 MPa的压力下保温30 min，然后随炉冷却至室温。合成的Ti₃AlC₂的致密度为99.53%，X射线衍射(XRD，D/max-200，Rigaku)分析未检测到杂质^[14]。通过线切割将Ti₃AlC₂块体切割成为10 mm × 10 mm × 0.5 mm的薄片，随后使用SiC砂纸逐级打磨至2000#，清洗并烘干，最后由环氧树脂封装。封装时保证1 cm²的表面积暴露于电解质溶液中，并使用耐酸性导线进行连接样品。

表1列出了电化学腐蚀实验样品的编号，及其对应的腐蚀环境参数。其中温度分别选取70、80、90 ℃，pH分别选取0、1、3，F^-浓度分别选取2、5、10 mg·L^-1。电化学实验用的电解质溶液则由H₂SO₄(98%)、NaF (98%)与去离子水按照表1中的比例配制而成。

表1 腐蚀实验条件及对应的样品编号

Table 1 Corrosion test conditions and corresponding sample numbers

Sample numbers	Temperature/ ℃	pH value	F^- content/ mg·L^-1
S7002	70	0	2
S8002	80	0	2
S9002	90	0	2
S8012	80	1	2
S8032	80	3	2
S8005	80	0	5
S80010	80	0	10

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电化学性能测试采用电化学工作站(Zennium POT，Zahner)，使用三电极体系，工作电极为封装的Ti₃AlC₂样品，对电极为铂(Pt)片，参比电极为饱和Ag/AgCl电极。测试前进行40 min的开路电位(OCP)测试，以保证工作电极的稳定。动电位极化测试电位扫描范围为-0.6~1.2 V (相对饱和Ag/AgCl参比电极)，扫描速率为1 mV·s^-1。恒电位极化测试在0.6 V的电压下进行，通入空气，测试时间为5 h，记录电流变化。在恒电位极化前与极化后，分别进行电化学阻抗谱(EIS)测试，频率范围为10⁵~10^-2 Hz，振幅为10 mV，测试电位为OCP。

使用扫描电子显微镜(SEM，JSM-78OOF，JEOL)观察样品腐蚀后的微观形貌，使用X射线光电子能谱(XPS，PHI5000 Versaprobe III，ULVAC-PHI)对腐蚀产物的化学成分与键合情况进行分析。

2 结果与讨论

2.1 Ti₃AlC₂ 在不同条件下的动电位极化曲线

图1为Ti₃AlC₂在不同腐蚀条件下的动电位极化曲线。可以看出，不同条件下极化曲线相似，自腐蚀电位在-0.18~-0.09 V范围内，在0~0.3 V电位区间内材料发生了钝化。随着电位继续升高，在0.3~0.7 V电位区间，腐蚀电流密度快速上升，可能发生了钝化产物的溶解。在0.7 V附近出现一个较明显的氧化峰，可能对应着Al和Ti的快速溶解，随后腐蚀电流密度再次变平缓。表2记录了不同条件下动电位极化的自腐蚀电位(E_corr)、钝化电位区间(E_p)、钝化电流密度(I_p)和0.6 V工作电位下的电流密度(I_w)。可以看出，随着温度从70 ℃升高至90 ℃，样品的腐蚀电位明显降低，由70 ℃的-123.3 mV降到90 ℃的-164.2 mV (vs. Ag/AgCl)，而I_w从366.2 μA·cm^-2增加至3371.9 μA·cm^-2，说明随着温度的增加，Ti₃AlC₂的耐蚀性逐渐变差。图1b是Ti₃AlC₂在pH = 0、1和3，80 ℃和2 mg·L^-1 F^-电解质溶液中的动电位极化曲线。可以看到，溶液的pH对耐蚀性的影响更为显著，随着pH升高到3，自腐蚀电位升高，而0.6 V下的腐蚀电流密度下降到198.4 μA·cm^-2。值得注意的是，pH = 3时，高电位下的极化曲线较为稳定，表明发生了一定程度的钝化，Ti₃AlC₂表现出更好的耐腐蚀性能。图1c为Ti₃AlC₂在F^-浓度为2、5、10 mg·L^-1，80 ℃和pH = 0电解质溶液中的动电位极化曲线。随着F^-浓度的增加，Ti₃AlC₂的耐蚀性逐渐变差。而且，在0.6 V下的工作电流密度都较大，说明发生了较为严重的腐蚀。

图1

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图1 Ti₃AlC₂在不同溶液环境中的动电位极化曲线

Fig.1 Potentiodynamic polarization curves of Ti₃AlC₂ under different conditions: (a) 70-90 ℃, pH = 0, 2 mg·L^-1 F^-, (b) pH =0-3, 80 ℃, 2 mg·L^-1 F^-, (c) 2-10 mg·L^-1 F^-, pH = 0, 80 ℃

表2 Ti₃AlC₂在不同腐蚀环境中极化曲线拟合参数

Table 2 Fitting E_corr, E_p, I_p and I_wvalues of potentiodynamic polarization curves and I_corr values of potentiostatic polarization curves for Ti₃AlC₂ under different corrosion conditions

Sample	Potentiodynamic polarization				Potentiostatic polarization
numbers	E_corr / mV	E_p / mV	I_p / μA·cm^-2	I_w / μA·cm^-2	I_corr / μA·cm^-2
S7002	-123.3	10~500	50~150	366.2	702.2
S8002	-128.7	0~370	75~200	1502.3	1121.6
S9002	-164.2	-20~350	125~285	3371.9	1410.3
S8012	-124.4	-30~370	40~110	502.9	83.9
S8032	-93.0	40~500	30~130	198.4	39.5
S8005	-165.4	-10~330	245~450	14558.3	1359.3
S80010	-180.4	-40~550	325~800	1119.4	1695.5

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2.2 Ti₃AlC₂ 在不同条件下的恒电位极化

图2是Ti₃AlC₂在不同溶液环境中的恒电位极化曲线，稳态电流密度列于表2中。图2a显示在70和80 ℃下，长时间极化过程中电流慢慢上升，说明表面产生的保护层慢慢溶解。而90 ℃的恒电位极化曲线有很多波动，说明腐蚀状态不稳定，保护层不断出现破裂和重生的情况。随着环境温度从70 ℃升高到90 ℃，稳态腐蚀电流密度从702.2 μA·cm^-2逐渐增加到1410.3 μA·cm^-2，说明温度增加对Ti₃AlC₂的电化学稳定性有一定的削弱。图2b显示，随着溶液的pH从0增大到3，稳态电流密度从1121.6 μA·cm^-2显著降低到39.5 μA·cm^-2，说明Ti₃AlC₂的耐腐蚀性能有了显著的改善，在弱酸下会形成较稳定的钝化膜以保护内部基体。然而，值得注意的是，在pH = 3时，Ti₃AlC₂的腐蚀电流密度(39.5 μA·cm^-2)仍远高于美国能源部(DOE)对质子交换膜燃料电池双极板材料规定的腐蚀电流密度标准(< 1 μA·cm^-2)^[15]。这一差距表明，Ti₃AlC₂要满足实际应用要求，仍需进一步做改性处理。而当F^-浓度从2 mg·L^-1升高到5 mg·L^-1，稳态腐蚀电流密度从1121.6 μA·cm^-2升高到1695.5 μA·cm^-2，说明Ti₃AlC₂腐蚀程度略微加重，这种情况的出现可以归因于F^-特殊的化学性质，它能够侵入材料表面极化而成的氧化物中并形成可溶性络合物，破坏其完整性，形成局部腐蚀，从而加速材料腐蚀进程^[16]。

图2

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图2 Ti₃AlC₂在不同溶液环境中的恒电位极化曲线

Fig.2 Potentiostatic polarization curves of Ti₃AlC₂ under different conditions: (a) 70-90 ℃, pH = 0, 2 mg·L^-1 F^-; (b) pH = 0-3, 80 ℃, 2 mg·L^-1 F^-; (c) 2-10 mg·L^-1 F^-, pH = 0, 80 ℃

2.3 Ti₃AlC₂ 在恒电位极化后的微观腐蚀形貌

图3为Ti₃AlC₂材料在不同溶液环境下恒电位极化后的表面腐蚀形貌。可以看到，所有样品表面均发生了不同程度的腐蚀，尤其是晶界处的腐蚀更加明显，这也对应了在动电位极化过程中，腐蚀电流密度较高却又趋于平缓的现象。图3a~c为Ti₃AlC₂在不同温度极化后的表面腐蚀形貌，随着温度的升高，表面的腐蚀程度显著增加，晶界处腐蚀深度增加。而且在80和90 ℃极化后，晶粒的腐蚀也变得明显，局部区域甚至出现了片层状的腐蚀产物特征，这可能是由于Ti₃AlC₂在较高温度下，Al被腐蚀到溶液中，形成了片层状的Ti₃C₂^[17]。这种腐蚀形貌的演变与温度升高导致的材料表面活性增强、腐蚀介质扩散系数增大以及电化学反应速率加快等因素密切相关。图3b、d和e表明，溶液pH变化对Ti₃AlC₂的腐蚀形貌有非常显著的影响。在pH = 0时，腐蚀较为严重，晶界处形成连续的腐蚀沟槽。当pH值升高至1时，晶粒之间仅呈现出少许的侵蚀痕迹，而晶粒仅出现少量浅表腐蚀坑。当pH进一步升高至3时，材料晶粒表面未出现明显的腐蚀特征，晶界结构保持完整，仅出现一些局部的蚀坑。结果表明，Ti₃AlC₂晶界的腐蚀，以及晶粒中Al原子的溶出主要受H⁺的浓度影响。图3f和g则表明随着F^-浓度升高至5 mg·L^-1，材料表面的腐蚀程度进一步加剧，部分晶粒发生断裂，晶粒间的孔隙尺寸明显增大。当F^-浓度达到10 mg·L^-1时，样品表面遭到严重破坏，每个晶粒表面都受到了严重的腐蚀，而且晶粒间的缝隙更宽也更深。

图3

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图3 Ti₃AlC₂在不同溶液环境中0.6 V恒电位极化5 h后的表面腐蚀形貌

Fig.3 SEM images of Ti₃AlC₂ after potentiostatic polarization test at 0.6 V for 5 h under varying conditions of temperature (a-c), pH value (d, e) and F^- concentration (f, g)

2.4 EIS分析

为了进一步理解Ti₃AlC₂的腐蚀机理及腐蚀条件对其腐蚀行为的影响，在恒电位极化前后，对样品进行了电化学阻抗谱测试，所得到的Nyquist图谱如图4a~g所示。可以看出，所有样品极化前后的阻抗弧均是由一段圆弧构成，其等效电路如图4h，其中R_s代表溶液电阻，R_ct代表电荷转移电阻，CPE_dl代表常相位角原件。按照等效电路进行拟合，所得结果如表3所示。所有样品在极化后，R_s有所降低，可能是跟腐蚀后溶液中的金属离子增加有关，其中pH = 3的样品极化后R_s有所增加，可能是由于溶液中H⁺浓度较低，H⁺部分消耗且极化过程中没有大量金属溶解于溶液中；而R_ct大幅度增加，说明极化过程中产生的腐蚀产物能够减慢电荷转移速率，减缓腐蚀。在温度升高时，极化前后的电荷转移电阻均降低，表明样品在高温条件下样品表面的极化反应加速，这是由于高温下表面材料与氧化层不稳定，表面活性较高，造成氧化层致密性的降低与保护能力的削弱^[18]。当pH升高时，样品表面的电荷转移电阻同样升高，表明在电解质溶液的酸性降低时，表面会产生钝化膜以保护内部基体，并且钝化层在弱酸下更难以破坏，其保护能力随着pH的升高而增强，进而反映了Ti₃AlC₂在弱酸中有着更优异的抗腐蚀性能。当F^-浓度升高时，样品表面的R_ct降低，这也证明了F^-浓度的升高会降低腐蚀产物层的保护能力，加快基体的腐蚀。

图4

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图4 Ti₃AlC₂恒电位极化前后的Nyquist图和等效电路图

Fig.4 Nyquist plots of Ti₃AlC₂ before and after potentiostatic polarization test under the conditions with temperatures of 70 ℃ (a), 80 ℃ (b) and 90 ℃ (c), pH values of 1 (d) and 3 (e), F^- concentrations of 5 mg·L^-1 (f) and 10 mg·L^-1 (g), and corresponding equivalent circuit diagram (h)

表3 Ti₃AlC₂在不同腐蚀环境中的EIS谱拟合结果

Table 3 Fitting results of EIS of Ti₃AlC₂ before and after potentiostatic polarization under different conditions

Sample numbers	R_s / Ω·cm²	R_ct / Ω·cm²	CPE_dl / mF·cm²
S7002	5.65/3.45	996/1541	3.62/4.02
S8002	2.88/2.38	861/1366	3.28/3.44
S9002	2.24/2.18	397/439	3.69/3.88
S8012	23.75/20.22	2193/4019	0.82/0.49
S8032	247.8/501.5	3631/5388	0.03/0.31
S8005	3.41/2.33	370/509	2.87/3.05
S80010	2.34/2.10	184/481	3.47/4.76

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2.5 腐蚀机理

图5为Ti₃AlC₂在80 ℃，pH = 0，2 mg·L^-1 F^-环境下恒电位极化5 h样品表面的XPS分析结果。Ti 2p可以分成两对峰，其中位于454.1与460.3 eV的峰代表Ti₃AlC₂，而456.6与464.0 eV的峰代表TiO₂^[19]，证明极化后Ti被氧化为TiO₂，并且样品表面仍有Ti₃AlC₂未被腐蚀。Al 2p则仅有75.4 eV处一个峰，代表Al₂O₃。C 1s的图谱可以由4个峰拟合，分别是位于280.9 eV的Ti₃AlC₂、284.4与285.9 eV的C以及287.5 eV的C—O键。O 1s的531.3 eV峰位则代表表面存在的O^2-，其证明了极化产物中氧化物的存在。结合极化结果分析，可以对Ti₃AlC₂在模拟PEMFC环境下的腐蚀反应机理进行推断，如图6所示，在0.4 V以下的阳极极化过程中，主要发生：

图5

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图5 Ti₃AlC₂在80 ℃，pH = 0和2 mg·L^-1 F^-溶液中恒电位极化后表面XPS分析

Fig.5 XPS fine spectra of Ti 2p (a), Al 2p (b), C 1s (c) and O 1s (d) of passivation film formed on Ti₃AlC₂ after polarization test at 0.6 V for 5 h under the condition of 80 ℃ and 2 mg·L^-1 F^-

图6

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图6 Ti₃AlC₂在PEMFC环境下腐蚀机理

Fig.6 Corrosion mechanism of Ti₃AlC₂ in PEMFC environment

T i_{3} A l C_{2} + 2 H^{+} + 2 e^{-} \to 3 T i (s o l .) +

A l (s o l .) + 2 C (s o l .) + H_{2}

(1)

T i (s o l .) + 2 H_{2} O \to T i O_{2} + 4 H^{+} + 4 e^{-}

(2)

2 A l (s o l .) + 3 H_{2} O \to A l_{2} O_{3} + 6 H^{+} + 6 e^{-}

(3)

极化过程中材料表面形成了一层保护性的钝化层，防止基体被快速腐蚀。随后在电位继续升高后，钝化层受到F^-和H⁺的侵蚀，变得不稳定而逐渐溶解，尤其是Al₂O₃容易与F^-反应生成AlF₃。钝化层的保护能力减弱，F^-和H⁺会溶解氧化层并进一步到达基体表面，使基体尤其是晶粒之间发生快速的腐蚀，大量的Ti²⁺和Al³⁺溶解进入溶液中。同时，晶粒表面Ti—Al键结合能相对较低，因而更易受到腐蚀环境的影响，导致Al从晶格中溶出^[20]。相比之下，Ti—C键表现出更高的化学稳定性，形成Ti₃C₂，变现出片层状特征，也仍有少部分Ti被腐蚀到溶液中并氧化。

腐蚀环境对腐蚀行为有显著影响，随着温度的升高，腐蚀反应的速率逐渐加快；同时，电解质溶液中H⁺与F^-的活性较强，破坏钝化层，加速了材料的溶解。此外，从Ti₃AlC₂在恒电位腐蚀后表面晶粒的EDS能谱结果可以看出，随着温度从70 ℃增加到90 ℃，Ti/Al比从4.22大幅增至8.06，说明Al的腐蚀被加速。随着pH的降低电解质溶液中的H⁺浓度升高，进而显著促进H⁺与样品的反应，增强了材料与溶液的电化学反应活性；同时，溶液中离子浓度的增加导致了电池体系内导电性提高，促进了电极间电荷的转移，进而加速了腐蚀速率^[21]。而随着pH从3降低到0 (酸性增强)，Ti/Al比也从3.90增加到5.43，说明强酸性环境下Al的腐蚀速度较快。F^-在H⁺的作用下会吸附并侵入金属氧化物中，形成带正电的络合物，导致保护层被溶解，随着F^-浓度从2 mg·L^-1增加到10 mg·L^-1，溶解也更加严重，而Ti/Al比从5.43略微降低到5.21，说明Ti的腐蚀略微加快。

综合研究结果，Ti₃AlC₂在低工作电压下有较好的耐蚀性，优于316L不锈钢^[22]，但随着工作电压升到0.4 V以上，腐蚀加剧。

3 结论

(1) 在80 ℃，pH = 0和2 mg·L^-1 F^-的腐蚀环境中，Ti₃AlC₂的自腐蚀电位是-128.7 mV (vs. Ag/AgCl)，在0~370 mV电位区间发生钝化，随着电位继续升高，腐蚀电流密度大幅上升，并且出现氧化峰。在0.6 V的PEMFC工作电位下，腐蚀电流密度为1502.3 μA·cm^-2。在0.6 V恒电位极化5 h后，稳态电流密度为1121.6 μA·cm^-2。

(2) 温度升高、pH降低、F^-浓度升高都会使Ti₃AlC₂的耐蚀性变差，其中pH对电化学腐蚀速率影响最为显著。

(3) 恒电位极化后，样品腐蚀形貌主要是严重的晶间腐蚀和一部分的晶粒腐蚀。在腐蚀过程中，Al的腐蚀速率大于Ti，而且随着温度升高和pH的降低，Al的腐蚀大大加快。而F^-浓度的增加会导致Ti的腐蚀速率略微增加。

参考文献

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文中引用次数倒序

被引期刊影响因子

[1]

Sun

X W

, Li

X C

, Zhao

J X

, et al.

Research progress on protective coatings for bipolar plates of proton exchange membrane fuel cells

[J]. Surf. Technol., 2023, 52(5): 26