表面噴丸對Aermet100鋼耐蝕性影響

魏梓林，卞貴學，王安東，張勇，楊文飛，吳省均，陳躍良

表面噴丸對Aermet100鋼耐蝕性影響

魏梓林，卞貴學，王安東，張勇，楊文飛，吳省均，陳躍良

（海軍航空大學青島校區，山東 青島 266041）

探究表面噴丸處理對于Aermet100鋼耐蝕性能的影響。借助顯微觀察、電化學測量及XRD分析等手段，開展噴丸與未噴丸2類A100鋼試件的中性鹽霧試驗。腐蝕形貌上，兩者腐蝕表面變化均為先出現紅褐色物質，后出現紅棕色與綠色絮狀物，在出現變化的時間上相差約1個周期。隨著腐蝕時間增長，XRD衍射峰發生右移，2類試件XRD結果均在144 h變化明顯。中性鹽霧試驗電化學結果與海洋環境下電化學結果在溶液電阻、腐蝕產物電阻和腐蝕反應電阻上均有差異，自腐蝕電位略低，自腐蝕電流則低了2個數量級。兩者腐蝕現象規律一致，XRD衍射峰右移表明試件晶格參數變小。2類試件腐蝕速率呈現增加到減緩再到增加的趨勢。噴丸能明顯提高A100鋼的耐蝕性。

耐蝕性；表面噴丸；A100鋼；形貌特征；極化曲線

20世紀50年代，超高強度鋼是材料領域中一個重要的研究成果，因其具有足夠的韌性及較高的比強度和屈強比，已經廣泛應用于橋梁建設、汽車制造等基礎領域，以及原子能、空間站等先進技術領域[1-2]。在航空領域，超高強度鋼主要用于制造飛機機身骨架部件，特別是飛機起落架、重要連接部位的連接銷等[3]。Aermet100超強鋼（23Co14Ni12Cr3Mo）是我國先進戰斗機中應用最多的超強鋼，屬于二次硬化型超高強度鋼，因其具有一定韌性、優良的抗應力腐蝕疲勞開裂能力和較好的耐蝕性，已經廣泛運用于沿海地區裝備[4]。由于我國海洋環境高溫、高濕、高鹽的特點，非常容易導致結構腐蝕損傷[5]，國內外學者針對超高強鋼的腐蝕損傷問題已經進行了許多研究。早在1975年，Pollock[6]就對潮濕環境下超高強鋼的應力腐蝕開裂問題進行了研究，發現氮氣或氬氣的添加并不能阻止裂紋在水蒸氣環境中的擴展，裂紋在水蒸氣/氧氣混合物中的擴展取決于水蒸氣和氧氣的分壓，以及裂紋加載的應力強度。由此可見，國外學者對超強鋼的腐蝕研究大多是針對實際工作中由腐蝕引發的力學問題，而國內對超高強鋼的研究與國外基本一致。在1981年，張志明等[7]對37SiMnCrMoV鋼焊接接頭應力腐蝕開裂進行了分析，并改進了焊接工藝，防止了高壓容器的低應力破壞，相比于國外遲了5年左右。學者們除了針對高強鋼的應力腐蝕問題進行研究外，還對不同環境與工藝處理條件下超高強鋼的腐蝕特性進行了研究。錢昂等[8]用腐蝕電化學測試方法與微區電化學測試方法對鹽霧腐蝕后的A100鋼開展了腐蝕特性的電化學研究，分析了表面腐蝕機理，發現在鹽霧初期，腐蝕主要受到Cl–的影響，而中期腐蝕產物的堆積會阻礙Cl–的擴散，后期隨著Cl–的侵蝕，腐蝕產物層開裂，基體繼續被腐蝕。楊永等[9]進行了起落架用300M超強鋼的應力腐蝕分析，通過優化制造工藝、表面應力狀態和表面處理方法，提高了起落架的抗應力腐蝕能力?？梢?，對超高強鋼腐蝕損傷及腐蝕特性研究已經具有一定基礎。

噴丸強化是利用高速運動的彈丸撞擊材料表面，產生殘余壓應力并改變區域組織結構，主要能夠提高零件的疲勞強度，這種處理方法具有操作簡便、耗能低、強化效果明顯的特點[10-11]。Zheng等[12]研究了噴丸強化對S960鋼表面硬化后摩擦性能的影響，發現噴丸處理降低了表面摩擦系數與磨損量。張強宏等[13]通過對噴丸工藝改善，對車輛懸架螺旋彈簧進行了改進。趙西洋等[14]通過對某型作動筒延壽工作探尋，發現采用噴丸處理的方法能夠將壽命延長2倍以上。Tsai等[15]研究了噴丸處理對敏化合金600（UNSN06600）腐蝕和應力腐蝕開裂行為的影響，發現噴丸強化因為殘余壓應力和改善后的表面組織使得合金600延遲裂紋萌生。

腐蝕問題是裝備服役過程中不可避免的一個問題，現在我國已經從裝備綜合設計、材料與涂料選擇、制造與使用過程中腐蝕防護與控制的諸多要點進行控制[16]，然而，對于噴丸處理對A100鋼耐蝕性影響的研究還是鮮見的。張丹峰等[17]、錢昂[18]從質量損失率、電化學特性等角度針對海洋環境下A100鋼的腐蝕特性進行了研究。本試驗在他們的研究基礎上，以噴丸處理與未噴丸處理的A100鋼為研究對象，考察了其在不同鹽霧腐蝕時間下的腐蝕形貌與XRD演變，并與上述海洋情況下2類試件電化學特性進行對比，來考察噴丸作用對一般中性鹽霧試驗后A100鋼耐蝕性的改善。

1 試驗

1.1 材料及試件

試驗所用A100鋼化學成分見表1。噴丸流程依據（SAE）AMS-S-13165—1997進行，所用設備為RT4- G80-4數控噴丸設備，噴丸材料為鑄鋼噴丸，直徑為0.5 mm，硬度為55HRC～62HRC，噴丸覆蓋率為200%。

表1 A100鋼的化學成分（質量分數）

Tab.1 Chemical composition of A100 steel (mass fraction) %

將噴丸與未噴丸的A100鋼材料，分別線切割成10 mm×10 mm×3 mm方形試樣，取其中一個10 mm× 10 mm作為工作面，除工作面外其余面均用環氧樹脂封于PVC管中，并且在另一個10 mm×10 mm的面引出一根導線便于測量。封好后，用乙醇和丙酮對表面進行清洗除去污漬，置于干燥皿中靜置干燥后備用。

1.2 鹽霧試驗

對經過噴丸處理與未噴丸處理的A100鋼進行鹽霧試驗，所用設備為YWX/Q-150型鹽霧箱。鹽霧試驗條件為5%中性NaCl溶液，溫度為(35±5) ℃，鹽霧沉降量為2 mL/(80cm2·h)，共設置5組，每組3個平行件，48 h為1個周期，共做6個周期。

1.3 形貌觀察

對每個鹽霧周期后的試件進行宏觀與微觀腐蝕形貌觀察。微觀形貌采用Olympus DSX10-UZH型體視顯微鏡，放大倍數為100倍。采用三維模式對2類腐蝕288 h試件進行形貌觀察與記錄。

1.4 物相分析

采用X射線衍射儀（XRD）對每個周期腐蝕后的試件表面物質成分進行分析，具體參數：X射線對陰極為銅靶，工作電壓為40 kV，工作電流為40 mA，掃描速度為2 (°)/min，掃描范圍2為10°～90°。

1.5 電化學測試

對每個周期鹽霧后的2種試件采用PARSTAT 4000電化學工作站測量阻抗與極化曲線，選取試件接入工作電極，飽和甘汞電極作為參比電極，鉑電極作為輔助電極。阻抗譜測試頻率范圍為105～10–2Hz，外加激勵信號為幅值10 mV的正弦波，得到Bode圖。極化曲線的測試采用動電位掃描法，掃描速度為0.16 mV/s，掃描范圍為–0.5～0.5 V（vs.開路電位），利用CorrView從試件極化曲線中擬合出試件的腐蝕電位（corr）和腐蝕電流密度（corr）。

2 結果與分析

2.1 腐蝕形貌

噴丸處理與未噴丸處理A100鋼腐蝕后的宏觀形貌如圖1所示。通過橫向對比，在48 h時，噴丸試件表面的腐蝕面積要少于未噴丸試件。結合縱向來看，隨著時間的增加，噴丸試件腐蝕面積的增加明顯多于未腐蝕試件。整體來說，表面腐蝕顏色為紅色和深褐色，隨著腐蝕時間增長，在噴丸處理的試件表面出現了明顯的白色和青色物質，且未經噴丸處理的試件表面腐蝕大都是分布在試件的邊緣部位。經過噴丸處理的試件，表面腐蝕區域除了分布在邊緣外，也有相當部分腐蝕區域在試件中間。

圖1 不同腐蝕時間下2類A100鋼的宏觀形貌對比

噴丸處理與未噴丸處理A100鋼微觀腐蝕形貌如圖2所示。其中，未噴丸鹽霧腐蝕240 h試件與噴丸鹽霧腐蝕288 h試件由于表面顏色狀態改變，進行了放大200倍的形貌記錄。整體上來說，由于表面殘余壓應力等作用[19]，噴丸試件表面膜層的保護性更好。2種類型試件的腐蝕大多分布在試件邊緣，噴丸試件中明顯存在中間的腐蝕區域，前期表面能明顯看到析出的NaCl晶體。從2種材料不同周期腐蝕形貌來看，除了邊緣的腐蝕區域外，可以明顯看到噴丸的凹坑部位以及表面本身的損傷處也有銹跡。在腐蝕48 h后，噴丸試件由于粗糙度的影響，腐蝕開始的部位較未噴丸的試件多。腐蝕到96、144 h時，噴丸試件表面腐蝕面積要小于未噴丸的試件，且銹跡均為紅褐色。腐蝕192 h時，未噴丸試件表面被進一步腐蝕，表現為銹跡中出現紅棕色的物質，而噴丸試件表面依舊呈現為局部紅褐色的銹跡。到240 h時，噴丸試件表面也開始被進一步氧化，而未經噴丸處理的試件表面出現了綠色物質。腐蝕至288 h，噴丸試件表面也出現了綠色物質，且該物質分布比未噴丸試件廣。整個腐蝕過程從形貌的演變上來看，經過噴丸處理的試件要比未經噴丸處理的試件“遲滯”1個周期。

圖2 不同腐蝕時間下2類A100鋼的微觀形貌對比

采用Olympus體視顯微鏡的三維拍攝模式對腐蝕288 h的2個試件進行觀察，結果如圖3所示。在腐蝕288 h時，未噴丸試件表面可見紅褐色底層與覆在其上方的紅棕色致密物及白色晶體，而噴丸試件表面只有少量的紅棕色物質，紅褐色底層中間夾雜著淡黃色和藍綠色物質，且有大量白色透明NaCl晶體。

綜合幾類腐蝕形貌判斷，噴丸處理導致表面粗糙度增加，成為腐蝕易發生的部位，使得宏觀上噴丸試件腐蝕區域多于未噴丸試件。從微觀上分析盡管噴丸試件腐蝕區域多，腐蝕進程卻比未噴丸試件緩慢，體現出噴丸處理能在一定程度上增強A100鋼耐蝕性。

2.2 XRD測試結果與分析

2種類型試件的XRD測試結果如圖4所示。在測試結果中，未噴丸處理A100鋼的測試結果要比經過噴丸處理的A100鋼的測試結果更為復雜，雖說2類型試件物質一致，但兩者的衍射峰位置所對應的2角度不同，噴丸試件比未噴丸試件偏左。這是因為噴丸使得樣品晶塊細化、位錯密度提高和顯微畸變增大。2類試件的XRD結果呈現一致的變化趨勢，總體上分為2部分，腐蝕至96 h為第一部分，兩類試件衍射峰基本一致，為基體所展現峰。只是在腐蝕開始，表面除Fe外，存在少量Fe2O3及γ-FeOOH的衍射峰，說明腐蝕初期由Fe生成Fe2O3及γ-FeOOH。144 h之后為第二部分，該部分中，主要峰由Fe變為Fe2O3，且進一步有Fe3O4生成。通過橫向對比，對于噴丸試件，腐蝕時間的增加并沒有改變2角度位置。對于未噴丸試件，在腐蝕144 h后，基體處衍射峰向右偏移，表明晶胞參數變小，說明腐蝕產物的生成使得其中晶面受到壓應力的作用，致使衍射峰右移。噴丸處理使得A100表面已經存在殘余壓應力，因此在經過噴丸處理后的A100鋼的XRD測試結果中，沒有發生角度變化。

圖3 腐蝕288 h的2類A100鋼微觀三維形貌對比

圖4 XRD測試結果

根據XRD測試結果，未噴丸試件腐蝕產物的衍射峰更為復雜。結合腐蝕形貌可以分析A100鋼在鹽霧條件下的詳細腐蝕機理：初期Cl–在A100鋼表面積聚，其侵蝕作用使得表面Fe溶解為Fe2+，然后形成Fe(OH)2，Fe(OH)2易分解[19]，一部分與進來的O2結合形成FeOOH，另一部分則進一步反應成Fe(OH)3，并脫水分解為較難分解的Fe2O3和Fe3O4，而這與文獻[7]中研究一致。

2.3 電化學測試結果與分析

2.3.1 極化曲線

噴丸試件與未噴丸試件的極化曲線結果如圖5所示，極化曲線的擬合結果見表2和表3。通過極化曲線的測量可以發現，未噴丸的A100鋼的極化曲線分布比較集中，隨著腐蝕時間增加，其腐蝕電位變化并不大，穩定在–0.75 V左右，其陽極區在電流密度達到1×10–5A/cm2左右時出現明顯鈍化現象，但是腐蝕到240 h時，鈍化現象明顯減弱。對于經過噴丸處理的A100鋼，腐蝕電位基本平穩，只是在腐蝕192 h時，明顯減小，與其他時間相比，腐蝕電位減少0.3～0.4 V，腐蝕電流密度呈現出現先增加、后減少的趨勢，最大差距接近1個數量級，且噴丸處理后，陽極區的鈍化現象比未噴丸的更弱。通過對比兩者同一腐蝕時間的極化曲線，腐蝕192 h以前，2類試件的腐蝕電位基本一致，但到了192 h后，噴丸試件腐蝕電位明顯低于未噴丸試件。以上現象說明了兩者前期的腐蝕行為基本一致，但在中期腐蝕192 h左右，噴丸試件的腐蝕明顯減緩，說明噴丸處理能夠提高A100鋼的耐蝕性。

圖5 極化曲線結果

表2 噴丸試件極化曲線擬合結果

Tab.2 Fitting results of polarization curves of shot peening specimens

表3 未噴丸試件極化曲線擬合結果

Tab.3 Fitting results of polarization curves of specimens before shot peening

2.3.2 電化學阻抗譜

噴丸與未噴丸處理的A100鋼電化學阻抗譜如圖6所示。從容抗弧的角度來看，2種試件的容抗弧都呈現出先減小、后增加、再減小的趨勢。腐蝕初期，由于A100鋼本身具有較好的耐蝕性，腐蝕速率較慢，表現出較大的容抗弧半徑，而且由于噴丸處理強化了表面膜層，噴丸試件48 h的容抗弧半徑明顯大于未噴丸試件。隨著腐蝕進行，2類試件表面邊界膜層均被破壞，表面生成腐蝕坑，使得基體與腐蝕溶液以及氧氣的接觸面積擴大，腐蝕進程加快。在96 h之后，2類試件的容抗弧半徑又開始增大，此時因腐蝕產物在表面堆積，腐蝕速率有所減緩。在這之后，腐蝕介質不斷滲入，腐蝕產物膜層在Cl–侵蝕下發生溶解和破損，腐蝕速率再次增大[20]。

將電化學測試阻抗結果進行擬合，其擬合等效電路如圖7所示。部分曲線擬合結果見表4，其中s代表溶液電阻，f和f分別代表腐蝕產物層電阻與腐蝕產物層電容，c和dl分別代表腐蝕反應電阻與反應界面的雙電層電容。腐蝕相同時間噴丸試件腐蝕產物的電阻均大于未噴丸試件，說明其具有更好的耐蝕性。

圖6 2類A100鋼的Nyquist圖

圖7 等效電路

通過對比該試驗與文獻[18]得到的海洋環境下電化學試驗結果，發現極化曲線上，擬合的中性鹽霧試驗下自腐蝕電位略低于海洋環境下擬合的腐蝕電位，而自腐蝕電流則比海洋環境下低2個數量級。這說明中性鹽霧條件下的腐蝕要慢于海洋環境，腐蝕趨勢也比海洋環境慢。在相同擬合等效電路下，中性鹽霧試驗的溶液電阻s要低于海洋環境下溶液電阻，但腐蝕產物電阻f與腐蝕反應電阻c的變化趨勢卻相反，且差異顯著，說明海洋環境對腐蝕的加速主要在于對腐蝕反應過程的一個加速催化以及對反應產物的影響。

結合腐蝕形貌及XRD測試結果，從整個腐蝕機理分析，反應過程中，腐蝕性介質在A100鋼表面堆積，Fe作為陽極失去電子生成Fe2+，與滲透進來的氧原子反應，生成鐵的氧化物以及羥基氧化物。由于Fe(OH)2極不穩定，進一步反應生成Fe(OH)3，Fe(OH)3經過脫水，進一步形成穩定的Fe2O3。橫向分析中，由于噴丸細化了晶界，使得材料中邊界膜層加厚，且更加細化，對腐蝕過程造成一定影響，阻止Cl–向基體滲透，且提高產物層的電化學阻抗，進一步說明噴丸能夠強化A100鋼表面膜層。結合腐蝕形貌來看，紅褐色物質為Fe2O3，析出晶體為NaCl晶體，紅棕色絮狀物以及淡黃色膠體為Fe(OH)3，綠色及墨綠色物質為Fe(OH)2向Fe(OH)3轉化過程呈現出的顏色狀態。從腐蝕產物來看，兩者的腐蝕現象一致，只是噴丸試件的耐蝕性明顯強于未噴丸試件。

表4 電化學阻抗擬合數據

Tab.4 Fitting data of electrochemical impedance

3 結論

1）噴丸與未噴丸試件表現出的形貌變化規律以及物相特征基本一致，未噴丸試件腐蝕主要分布在試件邊緣，對于噴丸試件，腐蝕發生于內部凹坑處。表面變化均為先出現紅褐色Fe2O3，后出現紅棕色與綠色絮狀物。未噴丸試件在腐蝕288 h后出現淡黃色膠體，其中紅棕色與淡黃色膠體均為Fe(OH)3，綠色物質為Fe(OH)2向Fe(OH)3轉化過程呈現的中間顏色狀態。

2）XRD結果主要分為2部分，96 h前表面衍射峰以Fe為主，144 h后以Fe2O3為主。未噴丸A100鋼由于腐蝕產物堆積表面產生壓應力，使得其中一個晶面受到壓應力的作用而導致晶格參數變小，XRD基體部衍射峰右移，而經過噴丸處理A100鋼表面未出現這類情況。

3）A100鋼的腐蝕速率呈現出加快–減慢–加快的變化趨勢，同階段噴丸試件腐蝕產物的電阻均大于未噴丸試件，說明其具有更好的耐蝕性。與前人在海洋環境下的電化學試驗結果對比，海洋環境下溶液電阻要高，但其在腐蝕產物的生成及反應過程的加速作用巨大。

4）前期兩者腐蝕表象一致，但是未噴丸試件腐蝕產物向綠色物質轉變要比噴丸試件早1個周期。在Bode圖中，腐蝕后期噴丸試件的變化趨勢也較未噴丸試件慢1個周期。噴丸試件由于表面膜層得到強化，表面物質進一步氧化減緩。

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Effect of Surface Shot Peening on Corrosion Resistance of Aermet100 Steel

WEI Zi-lin, BIAN Gui-xue, WANG An-dong, ZHANG Yong, YANG Wen-fei, WU Xing-jun, CHEN Yue-liang

(Qingdao Campus of Naval Aviation University, Shandong Qingdao 266401, China)

The work aims to investigate the effect of surface shot peening on the corrosion resistance of Aermet100 steel. By means of microscopic observation, electrochemical measurement and XRD analysis, the neutral salt spray test was carried out to the A100 steel specimens before and after shot peening. In terms of the corrosion morphology, the corrosion surfaces of two kinds of specimens firstly obtained reddish-brown material which then turned reddish-brown and green flocculent, and the time difference for these changes was about one cycle. With the increase of corrosion time, the XRD peaks shifted to the right, and the XRD results of the two kinds of specimens changed obviously at 144 h. The electrochemical results of neutral salt spray test were different from those under marine environment in solution resistance, corrosion product resistance and corrosion reaction resistance. The self-corrosion potential was slightly lower, while the self-corrosion current was two orders of magnitude lower. The corrosion laws of the two kinds of specimens are consistent and the XRD diffraction peak shifts to the right, indicating that the lattice parameters of specimens become smaller. The corrosion rates of the two kinds of specimens show a trend of increasing, slowing down and then increasing. Shot peening can obviously improve the corrosion resistance of A100 steel.

corrosion resistance; surface peening; A100 steel; morphology characteristics; polarization curve

2022-04-28；

2022-06-21

WEI Zi-lin (1997-), Male, Postgraduate.

卞貴學（1982—），男，博士。

Corresponding author：BIAN Gui-xue (1982-), Male, Doctor.

魏梓林, 卞貴學, 王安東, 等. 表面噴丸對Aermet100鋼耐蝕性影響[J]. 裝備環境工程, 2023, 20(2): 073-081.

TG174

A

1672-9242(2023)02-0073-09

10.7643/ issn.1672-9242.2023.02.010

2022–04–28；

2022–06–21

魏梓林（1997—），男，碩士研究生。

WEI Zi-lin, BIAN Gui-xue, WANG An-dong, et al.Effect of Surface Shot Peening on Corrosion Resistance of Aermet100 Steel[J]. Equipment Environmental Engineering, 2023, 20(2): 073-081.

責任編輯：劉世忠