镍铝青铜在海水中优异的耐蚀性得益于其表面产生的腐蚀产物膜[20].在静态以及流动海水中（临界流速以内），镍铝青铜表面生成的腐蚀产物膜保护性随时间持续增加，直至稳定，腐蚀速率为0.015-0.05 mm/y（0.6-2.0 μA/m2）。在高流速下以及处于湍流状态下，镍铝青铜腐蚀产物膜将会发生破坏。研究表明，流速超过4.3 m/s时镍铝青铜腐蚀产物膜发生破坏，且腐蚀速率随着流速的增加呈现对数增长规律，在流速为7.6 m/s时，腐蚀速率为0.5 mm/y （20 μA/m2），当流速增加到30.5 m/s时，电流密度增加到0.76mm/y（31 μA/m2）。即使在流速为7.6 m/s时，镍铝青铜局部的腐蚀速率可达2 mm/y.研究表明，镍铝青铜表面的氧化膜厚度在800-1000nm左右，是外层主要为Cu2O,内层主要是Al2O3,由于Cu2O是P型半导体，因此空位是膜中的主要缺陷，而Fe、Ni能以离子形式占据该空位，从而提高Cu2O的离子以及电子电阻率，继而提高膜的保护性。Zheng等人通过观察镍铝青铜UNS C95800在3.5% NaCl溶液中浸泡后氧化膜进行研究，发现浸泡短期，XRD结果显示氧化膜的主要成分为Cu2O（图4），随着浸泡时间的延长，腐蚀产物膜呈双层膜结构（图5为XRD,图6为SEM形貌图）。EPMA结果显示（见图7），内层膜内Al,Fe、Ni的含量明显高于在基体中的含量，Cu的含量低于在基体中的含量，Cl含量很少，外层Cu含量较内层高，且Cl含量也高于内层，结合XRD以及产物膜截面的EPMA分析，该层主要是即Cu2（OH）3Cl.

 

 

图4 铸态镍铝青铜UNS C95800在3.5%NaCl中浸泡5天后XRD图谱

 

 

图5 铸态镍铝青铜C95800在3.5%NaCl中浸泡2 月后XRD图谱

 

对长期浸泡以后的试样进行截面观察，发现在不同组织处上膜是不同的。在α基体上膜较薄，而在片层状共析组织处膜较厚，且外层膜Cu2（OH）3Cl是不连续的，认为对基体没有保护性，并在共析组织处堆积见图6.此外，还发现一些未溶相留在了膜内。这是由于κ在合金中作为阴极相，随着周围α相的腐蚀，κ最终遗留在了氧化膜里。截面形貌显示κⅡ和κⅢ一部分在基体里，一部分在产物膜里，见图8.这些将会造成未溶相与周围腐蚀产物之间形成薄弱界面，有利于Cl-沿着薄弱界面进入氧化膜甚至基体，造成氧化膜的损坏以及基体的进一步腐蚀。而且，未溶相会增加膜在生长过程中的生长应力。α基体中κⅣ尺寸较小，且呈弥散分布，而共析组织处κⅢ呈连续的板条状，α基体晶界处κⅡ尺寸较大，因此共析组织处产物膜的薄弱界面更连续，造成Cl-更容易进入氧化膜，保护性较差，因此在此处腐蚀坑较深，而且Cl-更易与内层Cu2O反应生成更多的Cu2（OH）3Cl,这也是Cu2（OH）3Cl在此处堆积的原因。

 

 

图6 铸态镍铝青铜C95800在3.5%NaCl中浸泡2月后截面形貌（双层膜结构）

 

 

图7 铸态镍铝青铜C95800在3.5%NaCl中浸泡2 月后腐蚀产物膜截面元素分布图

 

 

图8铸态镍铝青铜C95800在3.5%NaCl中浸泡2月后截面形貌（未溶相部分在基体，部分在膜里）

 

镍铝青铜在含硫化物的海水溶液中腐蚀速率会增加，这是由于硫化物会改变表面产生的腐蚀产物膜的结构，产物膜比较疏松且包含大量的CuS,其加快了氧还原反应的电荷转移过程。因此腐蚀过程受阴极过程控制，会在流动介质条件下对流速变化非常敏感。研究结果显示，镍铝青铜在无污染海水中自腐蚀电流密度为0.1 A·m-2,在含硫海水中，自腐蚀电流密度为5 A·m-2.在无污染海水中腐蚀速率稳定为0.001 A·m-2后放进含硫化物的海水中，电位立刻负移200 mV,电流最高增大到0.8 A·m-2,后稳定在0.02A·m-2;新鲜镍铝青铜试样在无污染的海水中短时间浸泡后腐蚀速率为0.07 A·m-2且随流速无明显改变，随着硫化物的加入，腐蚀速率增加到1.5 A·m-2且随流速增加而明显增加。

 

由于镍铝青铜大型铸件组织粗大，不均匀，且会有铸造孔洞等缺陷，这不仅会影响铸件的机械性能，还会导致在腐蚀介质中形成的产物膜不均匀，不连续，也会影响其耐蚀性。因此一些研究者们针对这些不足，对铸态镍铝青铜进行了处理。比如在表面通过超音速喷涂（HVOF）形成涂层，对表面进行激光熔敷，表面激光合金化处理，摩擦堆焊处理，还有搅拌摩擦处理等，以及通过添加缓蚀剂来进行缓蚀等。