淳道勇，詹中偉，葛玉麟，孫志華

（1.海裝廣州局貴陽軍代室，貴州貴陽 550014；2.中國航發(fā)北京航空材料研究院航空材料先進腐蝕與防護航空科技重點實驗室，北京 100095）

GH909合金是一種Fe-Ni-Co基低膨脹高溫合金，在650℃下具有良好的強度、較低的膨脹系數(shù)，且彈性模量基本恒定，這使其非常適合制造航空發(fā)動機上需要精確控制間隙的零部件，如渦輪外環(huán)、壓氣機和封嚴環(huán)等，因此GH909合金在先進航空發(fā)動機上的應用非常廣泛［1-6］。然而GH909合金成分中Cr含量非常低，導致其在高溫下有應力加速晶界氧化的傾向，在腐蝕介質(zhì)中存在嚴重的腐蝕風險。當前我國航空裝備的服役環(huán)境已由單一的內(nèi)陸環(huán)境逐漸向海洋、極寒、高原等全域環(huán)境轉(zhuǎn)變，其中高溫、高濕、高鹽霧的海洋環(huán)境對航空發(fā)動機零部件的抗腐蝕性能提出了苛刻的要求［7-10］。處于發(fā)動機氣流通道內(nèi)的GH909等零件表面往往會沉積嚴重的鹽類物質(zhì)，其在發(fā)動機運行過程中會對金屬基體產(chǎn)生嚴重的熱鹽腐蝕［11-12］。

國內(nèi)外對于GH909合金的研究主要集中在加工工藝方面，如熱處理［13-14］、焊接［15-17］、噴丸強化［18］等，但是對GH909合金抗腐蝕性能的研究相對較少。韓光煒等［19］人研究了海洋環(huán)境下不同低膨脹高溫合金腐蝕抗力的對比，結果顯示GH907、GH909和GH929C在常溫模擬海洋鹽霧環(huán)境下的耐腐蝕性較差，鹽霧實驗的沉積鹽還會顯著降低GH909在650℃下的抗拉強度和持久壽命；但是該研究中的腐蝕仍然是常溫腐蝕，尚無法模擬實際工作過程中的高溫熱鹽腐蝕情況。本研究采用熱鹽腐蝕實驗研究GH909合金的腐蝕行為，并分析了熱鹽腐蝕對GH909合金力學性能衰減的影響規(guī)律，包括拉伸性能和高溫旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞性能。

1 實驗部分

1.1 實驗材料及規(guī)格

實驗材料為GH909合金，化學成分詳見表1。熱鹽腐蝕實驗的平板試樣規(guī)格為30 mm×10 mm×3 mm，拉伸試棒規(guī)格如圖1所示，高溫旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞試棒為單截面光滑軸向應力疲勞試棒（Kt=1），如圖2所示。

表1 GH909合金化學成分Tab.1 Composition of GH909 alloy

圖1 拉伸試棒Fig.1 Specimen for tensile test

圖2 旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞試棒Fig.2 Specimen for rotating bending fatigue test

1.2 實驗和表征

按照HB 20401—2016《涂鹽熱腐蝕試驗方法》的要求對GH909平板試樣和力學試棒進行熱鹽腐蝕，實驗用鹽由質(zhì)量比5%NaCl（化學純）和95%Na2SO4（化學純）組成，用去離子水配制成100 g/L溶液，充分霧化后均勻沉積在試樣測試面，烘干后保證鹽的沉積量為30±5 g/m2。實驗溫度550℃，周期為100 h，每25 h取出試樣冷卻，水洗去除表面鹽，烘干并靜置1 h后，觀察表面，并采用電子天平稱重。實驗結束后，取出平板試樣和力學試棒。其中平板試樣稱重后，按照HB 20401—2016的堿洗方法去除腐蝕產(chǎn)物，堿洗溶液成分為40%NaOH+60%Na2CO3，溫度550℃，電流密度50 A/dm2，時間4 min。

采用JEOL公司的JSM-7900F型掃描電鏡觀察表面及斷面的微觀形貌。拉伸試棒分別按照GB/T 228.1—2021《金屬材料拉伸試驗第1部分：室溫試驗方法》和GB/T 4338—2006《金屬材料高溫拉伸試驗方法》的規(guī)定檢測室溫和650℃的拉伸性能，包括抗拉強度Rm和屈服強度Rp0.2等；疲勞試棒按照HB 5153—1996《金屬高溫旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞試驗方法》檢測550℃下的旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞性能，頻率120 Hz，應力550 MPa，實測試棒的疲勞壽命N。

2 實驗結果與討論

2.1 腐蝕動力學

GH909合金在涂鹽熱腐蝕實驗過程中，合金中的Fe、Ni等金屬元素高溫下與空氣中的氧發(fā)生反應，生成氧化物，同時鹽類物質(zhì)在高溫下活性增強，其中的Cl、S等元素會破壞氧化物層，使其變得疏松，為氧和鹽類物質(zhì)向內(nèi)部滲透創(chuàng)造的通道。如此反復，GH909合金的金屬元素持續(xù)消耗，宏觀上表現(xiàn)為熱鹽腐蝕。相關研究表明［20］，合金的高溫熱鹽腐蝕動力學能夠通過其腐蝕產(chǎn)物增重和時間的方程表示：

其中：Δm為試樣質(zhì)量變化，單位g；A為試樣表面積，單位m2；K為腐蝕速率常數(shù)；t為熱鹽腐蝕實驗，單位h；n為腐蝕動力學指數(shù)；C為常數(shù)。對方程（1）進行對數(shù)處理，可以獲得log（Δm/A）與logt之間的線性關系，如方程（2）所示。

通過計算GH909平板試樣不同熱鹽腐蝕時間的增重，對log（Δm/A）與logt進行線性擬合，結果顯示相關系數(shù)R2值約為0.94。由此可以獲得GH909合金在550℃熱鹽腐蝕動力學曲線，如圖3所示，其中腐蝕動力學常數(shù)n約為0.24。可以發(fā)現(xiàn)，隨著熱鹽腐蝕時間的延長，GH909合金一直處于增重狀態(tài)，表明其腐蝕產(chǎn)物的堆積逐漸增多。動力學曲線的斜率能夠定性反映熱鹽腐蝕反應的速率，圖3中曲線的斜率逐漸減小，顯示熱鹽腐蝕反應速率逐漸降低，這可能是由于腐蝕產(chǎn)物的堆積一定程度上對合金表面形成了保護，使得氧和鹽類物質(zhì)向內(nèi)部擴散逐漸困難，降低了腐蝕反應速率。

圖3 GH909合金在550℃的熱鹽腐蝕動力學曲線Fig.3 GH909 alloy kinetic curve of hot salt corrosion at 550℃

2.2 腐蝕微觀形貌

圖4所示為GH909合金100 h熱鹽腐蝕后表面的腐蝕產(chǎn)物微觀形貌。腐蝕100 h后，GH909合金表面雜亂堆積了大量的顆粒狀腐蝕產(chǎn)物，其間密布裂紋，顯示出腐蝕產(chǎn)物非常疏松。由于腐蝕產(chǎn)物一般為氧化物，導電性較差，導致微觀形貌圖片偏白。

圖4 GH909合金熱鹽腐蝕100 h后腐蝕產(chǎn)物微觀形貌Fig.4 Morphology of corrosion product of GH909 al‐loy after 100 h hot salt corrosion

腐蝕產(chǎn)物的堆積掩蓋了基體金屬的腐蝕形貌，因此采用堿洗方法去除掉腐蝕產(chǎn)物，并觀察GH909金屬基體在不同實驗時間的微觀形貌變化，如圖5所示。經(jīng)過25 h熱鹽腐蝕后，GH909合金表面密布大量細小裂紋，整體呈現(xiàn)支離破碎狀，顯示腐蝕向基體內(nèi)部發(fā)展，如圖5（a）所示；斷面微觀形貌表明GH909表面出現(xiàn)均勻的腐蝕裂紋，深度約為9～10 μm，如圖5（b）所示。熱鹽腐蝕50 h后，GH909合金表面裂紋顯著加寬加長，局部相互連接形成孔洞，如圖5c所示；其斷面形貌顯示裂紋進一步向基體內(nèi)部均勻滲透，疏松程度明顯增大，深度約18～21 μm。當熱鹽腐蝕100 h結束時，GH909合金表面非常疏松，整體已失去完整性，且不同區(qū)域出現(xiàn)較為明顯的腐蝕程度差異，嚴重的區(qū)域內(nèi)孔洞已相互交聯(lián)，如圖5（e）所示；這也在其斷面微觀形貌得到的反映，腐蝕嚴重的區(qū)域，最外層金屬可能由于太過疏松已發(fā)生脫落，腐蝕最深處可能已超過40 μm，同時腐蝕層與基體的界面處還能夠觀察到大量的細小裂紋，這表明腐蝕仍在向基體延伸。綜合不同熱鹽腐蝕實驗時間后的腐蝕形貌，可以發(fā)現(xiàn)GH909在550℃下的熱鹽腐蝕宏觀表現(xiàn)為均勻腐蝕，并且在整個實驗周期內(nèi)持續(xù)向基體內(nèi)部擴展。

圖5不同時間熱鹽腐蝕試樣堿洗后表面和斷面微觀形貌Fig.5 Surface and cross-section morphology of GH909 alloy after caustic wash at different time of hot salt corrosion

2.3 拉伸性能影響

圖5所示的腐蝕在GH909表面造成大量缺陷，并且向基體內(nèi)部延伸，甚至會造成零件尺寸的變化，從而顯著影響拉伸性能。圖6所示為GH909合金經(jīng)過熱鹽腐蝕不同時間后的拉伸性能變化，包括室溫和650℃拉伸?？梢园l(fā)現(xiàn)，GH909合金在室溫和650℃的抗拉強度隨著實驗時間延長的變化并不明顯，顯示熱鹽腐蝕對抗拉強度的影響有限。經(jīng)過50 h熱鹽腐蝕后，室溫抗拉強度幾乎未下降，650℃下抗拉強度僅降低約2.0%；而100 h后，室溫抗拉強度僅降低約0.8%，650℃下抗拉強度下降約3.5%。

圖6 GH909合金室溫和650℃抗拉強度隨熱鹽腐蝕時間的衰減Fig.6 Tensile strength reduction of GH909 alloy at room temperature and 650℃with hot salt corro‐sion time

2.4 旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞性能影響

圖7所示為GH909合金經(jīng)過熱鹽腐蝕不同時間后高溫（550℃）旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞性能的變化。GH909合金的初始旋彎疲勞壽命N為4.02×106次；經(jīng)過50 h的熱鹽腐蝕后，疲勞壽命N約為1.48×106次；經(jīng)過100 h的熱鹽腐蝕后，疲勞壽命N約為1.16×106次。圖8所示為經(jīng)過100 h熱鹽腐蝕后的疲勞斷口。低倍形貌可以發(fā)現(xiàn)疲勞裂紋源位于試樣表面位置，如圖8（a）中圓框所示。將斷口試樣傾斜15°，使圓框的裂紋源區(qū)及對應的表面形貌同時顯示出來，如圖8（b）所示中方框區(qū)域，從中可以明顯觀察到從表面向內(nèi)部深入的腐蝕裂紋；同時箭頭是指區(qū)域疑似為腐蝕產(chǎn)物脫落，這與圖5（f）所示的腐蝕斷面形貌相吻合。其他經(jīng)過100 h熱鹽腐蝕的疲勞試樣進行斷口分析，也發(fā)現(xiàn)了相似的情形。由此可判斷，熱鹽腐蝕在GH909合金表面形成的腐蝕裂紋等缺陷成為其疲勞斷裂的起源，從而降低了疲勞壽命。

圖7 GH909合金550℃旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞壽命衰減Fig.7 Rotating bending fatigue life reduction of GH909 al‐loy at 550℃

圖8 GH909合金100 h熱鹽腐蝕后旋彎疲勞斷口Fig.8 Rotating bending fatigue fracture of GH909 alloy after 100 h hot salt corrosion

3 結論

（1）GH909合金在熱鹽腐蝕過程中始終處于增重狀態(tài)，但增重速率逐漸降低。

（2）GH909合金經(jīng)過100 h熱鹽腐蝕后表面生成大量腐蝕產(chǎn)物，腐蝕裂紋深入基體達40 μm，并有繼續(xù)延伸的趨勢。

（3）100 h熱鹽腐蝕對GH909合金拉伸性能影響不明顯，但會降低其高溫旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞性能，腐蝕裂紋等缺陷成為疲勞源。