隨著我國飛機/直升機熱帶沿海島礁環境服役任務的不斷增長，飛機/直升機發動機部件面臨的結構腐蝕問題日益嚴重。海洋鹽霧空氣可能導致在地面停放與起降階段發動機流道部件表面沉積NaCl等腐蝕介質，進而發生腐蝕損傷［1-2］。鈦合金的高比強度與優異的高溫性能使其成為航空發動機壓氣機轉子部件廣泛使用的材料。由于鈦合金容易氧化，在表面形成一層致密的氧化層，這層鈍化膜可以阻止外界腐蝕物，如海洋環境中的NaCl等物質侵入基體，所以在溫度不高時呈現較好的抗腐蝕性能［3-5］。但當溫度升高時，鈦合金的氧化層會被破壞，導致基體暴露在腐蝕環境下，抗腐蝕性能下降［6-7］。尤其是壓氣機后幾級溫度較高，且有著較大的離心力、熱應力和振動應力，高溫熱鹽腐蝕環境與機械載荷耦合，可能導致鈦合金發生腐蝕疲勞和應力腐蝕等問題［8-11］。

鈦合金腐蝕疲勞問題的相關研究表明，不同應力水平、溫度以及加載頻率等都會對腐蝕疲勞問題產生影響。室溫的腐蝕疲勞試驗通常在鹽霧環境或NaCl溶液中開展［12-17］。Lee等［12］研究了Ti-6Al-4V在NaCl溶液中的腐蝕疲勞行為，發現不同應力水平下鈦合金對腐蝕環境的敏感程度不同，低應力下腐蝕疲勞壽命下降較為明顯。Zhao等［13］開展了Ti6Al-4V在NaCl溶液中超高周疲勞試驗，氫致開裂與循環載荷共同作用導致其疲勞極限降低。Pilchak等［14］進行了Ti-8Al-1Mo-1V在3.5%NaCl溶液中的應力腐蝕試驗，觀察分析應力腐蝕斷口，發現應力腐蝕斷口與氫局部增強有關。李兆峰等［15］研究了TC4ELI合金雙態組織試樣在3.5%NaCl溶液中的應力腐蝕行為，發現其應力腐蝕開裂以穿晶斷裂為主。

當鈦合金構件處于高溫環境(300～500℃)下，NaCl以鹽涂層的形式留存在構件表面，此時鈦合金的腐蝕形式為熱鹽腐蝕。Chapman和Saunders等［11，18］針對燃氣輪機的鈦合金旋轉部件低疲勞壽命裂紋萌生源區出現“藍色斑點”的問題進行了探究，研究表明“藍色斑點”是由NaCl引起的鈦合金熱鹽腐蝕造成，疲勞源處出現了明顯的脆性特征，通過SEM-EDX等手段測得腐蝕處氧含量的增加以及Na和Cl元素的殘留。Joseph等［19］研究了Ti-6Al2Sn-4Zr-6Mo熱鹽應力腐蝕開裂的化學機理，鈦合金熱鹽應力腐蝕穿晶斷裂是由充氫引起，利用XＲD和高分辨率透射電鏡檢測到了腐蝕產物Na2TiO3與斷口附近氫化物的存在。Shi等［20］研究了TC11鈦合金試樣在500℃下表面含有不同NaCl沉積量的腐蝕疲勞性能，相比無腐蝕試樣，鹽涂層試樣疲勞壽命都有一定程度衰減，隨著濃度的提高和腐蝕時間的增加，試樣表面腐蝕程度增加，疲勞壽命快速下降，當NaCl沉積量超過1mg/cm²時，疲勞壽命衰減超過99%。

目前關于腐蝕疲勞壽命預測模型主要包括斷裂力學模型和損傷力學模型［21-22］。斷裂力學方法通常運用線性疊加模型和競爭模型模擬結構腐蝕坑生長，腐蝕坑轉化為裂紋、裂紋擴展等階段，計算不同階段的壽命，獲得腐蝕疲勞的總壽命。Hoeppner［23］提出了臨界蝕坑法，認為腐蝕疲勞過程中腐蝕坑生長到一定上限后會進行疲勞裂紋擴展，通過應力強度因子K與腐蝕坑的尺寸之間的關系預測了裂紋萌生時大致的腐蝕坑尺寸。Nan等［24］將腐蝕疲勞過程分為腐蝕坑生長和裂紋擴展2個階段，認為腐蝕坑生長階段占整個過程的70%。Chen等［25］將腐蝕疲勞過程進行了更細致的劃分，腐蝕疲勞壽命分為腐蝕坑生長至裂紋成核壽命Ni，小裂紋擴展壽命Nsc和長裂紋擴展壽命Nlc。

另一方面，損傷力學方法不具象化腐蝕坑，將腐蝕引起的缺陷等效為連續的損傷變量，通過引入腐蝕環境損傷這一概念，研究損傷與宏觀壽命之間的關系。在Chaboche等［26］提出的疲勞損傷演化模型基礎上，毋玲［27］考慮了應力比對腐蝕疲勞損傷演化的影響，建立了考慮腐蝕門檻值的腐蝕疲勞損傷演化模型，該模型并未將腐蝕損傷與疲勞損傷進行分離。Hu等［28］將腐蝕疲勞損傷分為疲勞損傷與腐蝕損傷，但未考慮應力對腐蝕損傷的加速效應。韓忠英等［29-30］將腐蝕疲勞損傷分為最大應力控制的應力腐蝕和應力幅值引起的疲勞損傷，建立了非線性累加的腐蝕疲勞損傷演化律。Bolotin等［31］將腐蝕疲勞損傷分為疲勞損傷、應力腐蝕損傷和腐蝕損傷三部分，并考慮了腐蝕損傷對疲勞損傷的加速效應。

本文對TC11鈦合金在壓氣機轉子部件高溫工作環境中可能面臨的腐蝕疲勞問題開展研究。通過腐蝕疲勞試驗獲得不同溫度、應力水平影響下TC11疲勞壽命衰減規律。在此基礎上，基于損傷力學框架，開展TC11鈦合金熱鹽腐蝕疲勞壽命預測模型研究。

1、試驗方法

1.1試樣設計與制備

試驗材料為TC11鈦合金，依據《航空發動機壓氣機葉片用鈦合金棒材規范》(GJB494—98)和《航空發動機壓氣機葉片用TC11鈦合金棒材》(HB5286—84)［32-33］標準鍛造，采用如下的雙重退火熱處理:950℃，1～2h，空冷+530℃，6h，空冷。材料來源于寶鈦，其主要化學成分見表1。

表 1 TC11 鈦合金的主要化學成分

單位：%

ωAl	ωMo	ωZr	ωSi	ωTi
6.6	3.4	1.7	0.28	余量

本文采用涂鹽法制備熱鹽腐蝕試樣，根據前期鹽沉積當量研究結果，試樣表面鹽涂層濃度設置為0.15mg/cm2。采用高壓噴筆對試件表面噴涂少量NaCl溶液后烘干，反復交替保證NaCl晶體均勻附著在試件表面，通過稱重控制試樣表面鹽涂層濃度達到預定值，制備好的試樣如圖1所示。

1.2熱鹽腐蝕疲勞試驗

疲勞試驗參照《金屬材料疲勞試驗軸向力控制方法》(GB/T3075—2008)和《金屬材料軸向加載疲勞試驗方法》(HB5287—1996)［34-35］，同時為了與材料手冊中無腐蝕疲勞壽命數據進行對比，本試驗采用與手冊一致的應力比(Ｒ=0.1)開展試驗。疲勞試驗在Instron疲勞試驗機(INSTＲON-8802)上開展，采用應力控制模式，載荷控制波形為三角波，加載頻率為5Hz。試驗過程中首先在較低的預設拉力(0.2kN，約7MPa)下加熱至試驗溫度，保溫40min后開始疲勞試驗。

1.3試驗后微觀分析

試驗后，采用了掃描電子顯微鏡(scanningelectronmicroscopy，SEM)對不同溫度下的熱鹽腐蝕疲勞失效試樣斷口進行微觀觀測與分析。在進行微觀觀測分析前，用蒸餾水對試樣進行超聲波清洗，去掉表面殘余的NaCl顆粒與腐蝕產物。同時，在清洗過程中，要避免破壞試樣表面形貌與斷口特征。清洗結束后，取出試樣進行烘干，并包裹好試樣試驗段，同時也要避免接觸到試驗段，之后等待后續觀測。

2、試驗結果與分析

2.1試驗結果

450℃下熱鹽腐蝕疲勞壽命的結果與同溫度下無腐蝕材料手冊中理論應力集中系數Kt=1光滑試樣和Kt=3缺口試樣的壽命數據對比，結果如圖2所示。

可以發現450℃下熱鹽腐蝕疲勞壽命隨著應力水平降低逐漸增加，且在低應力下有著較大的分散性。一方面，對比熱鹽腐蝕疲勞壽命與材料手冊中的無腐蝕(450℃，Ｒ=0.1，Kt=1)疲勞壽命，可以發現，涂鹽試樣的疲勞壽命大幅降低，在500MPa時熱鹽腐蝕疲勞壽命與原始試樣疲勞壽命相差約2個數量級。在該應力以下，原始試樣已經達到疲勞極限，壽命大于107，而涂鹽試樣在低應力下壽命在104～105之間，可見腐蝕損傷導致了鈦合金疲勞壽命顯著衰減。另一方面，熱鹽腐蝕疲勞壽命略高于相同溫度的無腐蝕缺口(450℃，Ｒ=0.1，Kt=3)疲勞壽命，腐蝕導致鈦合金試樣表面可能產生許多腐蝕坑，在腐蝕坑局部形成近似缺口，缺口部位的應力集中是可能導致腐蝕疲勞壽命衰減的重要因素。通過與理論應力集中系數Kt=3缺口試樣的無腐蝕疲勞壽命對比，腐蝕損傷產生的腐蝕坑可能導致缺口應力集中，但其理論應力集中系數小于3。

400，450和500℃下的熱鹽腐蝕疲勞壽命試驗結果如圖3所示，熱鹽腐蝕疲勞對數平均壽命與標準差如表2所示。相同溫度條件下，應力水平越高，腐蝕疲勞壽命越低。溫度為450℃與500℃時，當應力高于450MPa，500℃下的腐蝕疲勞壽命更低;當應力水平低于450MPa時，450℃與500℃的壽命趨于一致。相同溫度下，應力水平越低，腐蝕疲勞壽命分散性越大。以450℃為例，應力水平從500MPa降低到400MPa，腐蝕疲勞壽命的標準差增大了47倍，分散性增加。相同應力水平下，溫度越低，腐蝕疲勞壽命分散性越大。以500MPa為例，溫度從500℃降低到400℃，腐蝕疲勞壽命的標準差增大了3.94倍，分散性增大。

表 2 熱鹽腐蝕疲勞壽命結果

編號	溫度 /℃	應力 / MPa	平均壽命	標準差
1	400	450	197221	325210.6
2	400	500	44310	25685.03
3	450	400	176460	370472.1
4	450	450	66409	35931.65
5	450	500	29761	7859.75
6	450	650	4141	407.49
7	500	350	378179	249325.4
8	500	400	234604	369347
9	500	450	32560	12517.01
10	500	500	17049	6517.41
11	500	650	2812	662.37

2.2微觀形貌分析

目前，大量的文獻分析了熱鹽腐蝕疲勞與熱鹽應力腐蝕的機理［36］。TC11鈦合金在常溫下會產生一層致密的氧化層，常溫下氧化層不會與NaCl發生反應，但高溫環境下，NaCl與氧化層反應，生成具有腐蝕性的HCl和Cl2等物質。隨著反應的進行，鈦合金表面不斷消耗，逐步形成腐蝕坑。

不同溫度下腐蝕疲勞試樣的表面微觀形貌如圖4所示。發現部分腐蝕坑下面出現了明顯裂紋，這是由于在腐蝕坑底部產生了應力集中，并且在交變載荷作用下逐步形成裂紋。溫度影響TC11試樣腐蝕疲勞的表面形貌，總體呈現溫度越高，腐蝕程度越嚴重、氧化程度也越高的趨勢。400℃下試樣表面沒有出現大片的腐蝕坑;在450℃下，低倍數下就可以看出明顯的腐蝕坑形貌;隨著溫度上升到500℃，試樣表面腐蝕程度進一步加劇，表面腐蝕坑連接在一起。

500℃下的無腐蝕疲勞試樣和腐蝕疲勞試樣的斷口形貌如圖5所示。

二者的斷口宏觀形貌均由疲勞裂紋源、裂紋擴展區和瞬斷區構成，疲勞源區光滑平坦，這是由于循環載荷的作用使源區反復摩擦造成的;不同溫度下，2種試樣在裂紋擴展區均呈現出河流狀花樣，同時還出現撕裂棱特征，表明2種疲勞裂紋擴展都以準解理方式進行;瞬斷區凹凸不平，并且斷裂處與裂紋擴展區呈一定的角度。不同的是，無腐蝕疲勞試樣斷口高低起伏較大，腐蝕疲勞斷口整體平整。無腐蝕疲勞試樣的裂紋擴展區域面積相差不大，而腐蝕疲勞試樣的裂紋擴展區要明顯小于前者，并且出現多源裂紋源特征。這說明疲勞過程中腐蝕物質的參與導致鈦合金的脆性逐漸增加。無腐蝕試樣的疲勞源起于材料表面，只有單一疲勞源，但是腐蝕疲勞試樣有著多源裂紋源，裂紋起始處有微小的腐蝕坑。

圖6為不同溫度下，腐蝕疲勞試樣在450MPa峰值應力下疲勞斷口形貌，可以看出無論在高溫下還是低溫下，腐蝕疲勞試樣裂紋擴展區均光滑平整，裂紋擴展以準解理方式進行。在400℃時，斷口整體較為平整，腐蝕坑呈現獨立分布的現象并未連接起來，疲勞裂紋源數量較多。在500℃時，斷口相較于溫度較低時起伏較大，這是由于溫度較高，在NaCl的作用下產生大量腐蝕坑且連成片狀，腐蝕坑產生的裂紋源相連接從而形成單一的腐蝕源。

3、腐蝕疲勞壽命預測建模

3.1疲勞損傷演化方程

本文將基于損傷力學建立腐蝕疲勞壽命預測模型。其基本思想認為結構的失效是由一系列循環載荷產生的疲勞損傷累積造成的。基于連續損傷力學的方法，將材料疲勞過程看成是材料損傷累積的過程。疲勞累積損傷理論需要定義3個問題:①載荷循環造成的損傷;②損傷累加的方式;③疲勞失效的臨界損傷。疲勞損傷的一般表達式為［37-38］

式中:D為損傷值;σa為應力幅值;σm為應力均值;f為循環載荷頻率;Ｒ為應力比。對于應力疲勞，疲勞損傷表達式多采用Chaboche提出的疲勞損傷演化方程［26，39］，如(2)式所示。

式中:β，M0，b2是與材料相關的參數;σa和σm分別表示每次循環中的應力幅和平均應力。α為考慮峰值應力和疲勞極限的函數，其表達式為

式中，a是材料常數，由疲勞試驗結果求得，一般在0～1之間，〈·〉為Heaviside函數，當x＜0時，〈x〉=0;當x＞0時，〈x〉=x。σ'－1(σm)是考慮平均應力影響下的疲勞極限函數。

式中:σ'－1是Ｒ=－1時對稱循環載荷下材料的疲勞極限;b1是與疲勞極限相關的材料常數;σb是材料的抗拉強度。

在等幅循環載荷下，峰值和應力幅不變，對(4)式從N=N₀到N=N進行積分，可得

當開始施加等幅循環載荷時，初始材料疲勞損傷D為0，且N₀=0;當材料疲勞破壞時，定義損傷D為1，N=N_f，則上述積分式可以簡化為

(6)式的參數為材料參數β，b₁，b₂，M₀，根據材料不同應力比下的疲勞壽命數據擬合獲得。

3.2腐蝕環境損傷演化方程

腐蝕環境會對材料表面造成損傷，腐蝕溫度、腐蝕時間、腐蝕環境濃度和pH值等因素都會對腐蝕程度產生影響［40］，此外腐蝕損傷還和當前已經積累的損傷值有關。相關研究表明［12］，當腐蝕與循環應力耦合將使腐蝕損傷加速，載荷大小也會影響腐蝕損傷演化速率。因此，腐蝕環境損傷演化方程的一般形式為

式中:D_corrosion表示材料已經累積的腐蝕損傷;Te為腐蝕環境溫度;t為腐蝕時間;σ為應力的作用。本文建立的腐蝕－力學壽命預測模型中，暫未考慮腐蝕環境腐蝕物濃度和腐蝕環境的pH值變化。當沒有載荷作用時，腐蝕環境損傷演化方程為［28，41］

式中:D_corrosion表示腐蝕損傷;κ和λ為腐蝕演化參數;t為腐蝕時間;ν為載荷加速項。腐蝕環境損傷和力學損傷耦合過程機制復雜，兩者之間并不獨立，而是相互影響、相互促進。交變載荷會加速環境腐蝕［29-30，41］，另一方面腐蝕損傷將改變材料的有效面積。本文建立的載荷對腐蝕環境損傷的加速作用模型為

式中:ν表示載荷對腐蝕環境損傷加速量，ν等于1時表示無載荷情況。h和m為應力加速項參數。σe為當前的有效應力，σe=σ₀/(1－D)，其中σ0為名義應力。

當材料在腐蝕和疲勞共同作用時，疲勞損傷和腐蝕損傷兩者之間相互影響，總損傷模型可以表示為

式中:D_HSCF為腐蝕疲勞總損傷。由于腐蝕環境損傷演化方程是腐蝕環境損傷與腐蝕時間之間的關系，對于腐蝕疲勞問題，需要將其轉換成腐蝕環境損傷與循環數之間的關系。腐蝕損傷時間與疲勞載荷循環次數存在如(11)式所示的關系。

式中，T表示循環載荷加載周期。T和循環載荷加載頻率關系為

將(11)式代入(8)式，得到交變載荷下腐蝕環境損傷與循環載荷次數之間的關系

因此，建立的熱鹽腐蝕疲勞損傷演化模型為

3.3腐蝕疲勞壽命預測

采用非線性優化算法確定腐蝕疲勞耦合模型中機械疲勞模型和腐蝕損傷模型的參數。首先根據材料手冊中的TC11疲勞數據擬合出了疲勞損傷的參數，然后利用腐蝕疲勞試驗擬合出腐蝕損傷參數模型和應力影響因子，擬合結果如表3所示。對(14)式用差分法進行編程求解，設置每次的循環增量步長為1(0.2s)。當損傷D到達1時，認為材料應力腐蝕斷裂失效，此時累積的循環增量步就為熱鹽腐蝕疲勞壽命。表4為不同溫度下腐蝕了壽命預測結果。圖7為3個溫度不同應力點的腐蝕疲勞預測壽命結果與試驗結果對比，預測的數據結果都在試驗壽命的2倍分散帶中，腐蝕疲勞壽命預測結果與試驗結果吻合良好。

表 3 腐蝕疲勞壽命預測模型參數

溫度 /℃	腐蝕損傷模型參數 κ	腐蝕損傷模型參數 λ	腐蝕加速值 H	應力影響因子 m
400	0.00075	-40.2	360	5.2
450	0.00065	-35.5	280	6
500	0.00049	-100.1	260	7

表 4 不同溫度下腐蝕疲勞壽命預測結果

溫度 /℃	應力 / MPa	試驗壽命	預測壽命	R²
400	450	197221	52870	-
400	500	44310	133200	-
450	400	176460	69560	0.998
450	450	66409	38740	0.998
450	500	29761	3842	0.998
450	650	4141	446102	0.998
500	350	378179	144020	0.969
500	400	234604	51623	0.969
500	450	32560	19990	0.969
500	500	17049	1579	0.969
500	650	2812	-	0.969

圖8為典型的腐蝕疲勞過程中的腐蝕疲勞損傷、疲勞損傷和腐蝕環境損傷演化曲線。橫坐標為循環壽命，縱坐標為累積損傷。

可以看出，腐蝕疲勞損傷由腐蝕環境損傷和疲勞損傷共同影響，各類損傷演化均呈現出非線性的特點。腐蝕環境損傷在初始階段急劇增長，在疲勞總壽命的10%時就達到0.1以上;而疲勞損傷在初始階段累積較小，但是隨著腐蝕疲勞的進行，腐蝕環境不斷地對材料產生作用，加速了疲勞損傷的累積。當損傷達到1時，表示材料發生完全破壞。圖9為熱鹽腐蝕與無腐蝕條件下的疲勞損傷演化曲線。熱鹽腐蝕條件下，疲勞損傷曲線在循環次數大約為5000時開始加速上升，而無腐蝕條件下疲勞損傷大約在循環次數為400000時開始加速上升，腐蝕使得疲勞損傷加速上升提前發生。

4、結論

本文開展了熱鹽腐蝕環境影響下TC11鈦合金疲勞試驗，獲得了腐蝕疲勞壽命衰減規律，采用了基于損傷力學的腐蝕環境損傷演化模型，結合Chaboche疲勞損傷演化模型建立了TC11熱鹽腐蝕疲勞壽命預測方法。具體的工作與結果如下:

1)熱鹽腐蝕環境下，TC11鈦合金的腐蝕疲勞壽命大幅降低。不同溫度下的腐蝕疲勞試驗呈現溫度越高壽命越短的規律，而在各個溫度的較低應力水平(400MPa)的腐蝕疲勞壽命分散性都大于較高應力水平(500MPa)。

2)無腐蝕試樣的疲勞源起于材料表面，只有單一疲勞源，而腐蝕疲勞試樣有著多源裂紋源，裂紋起始處有著微小的腐蝕坑。與無腐蝕疲勞相同，腐蝕疲勞斷口裂紋擴展以準解理的方式進行。

3)將Chaboche疲勞損傷演化模型與腐蝕環境損傷演化模型結合，建立了熱鹽腐蝕疲勞壽命預測方法，對TC11熱鹽腐蝕疲勞壽命進行預測，各溫度下的預測結果均在試驗壽命的2倍分散帶內。

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（注，原文標題：TC11鈦合金熱鹽腐蝕環境下疲勞壽命衰減規律研究）

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tag標簽:TC11鈦合金,熱鹽腐蝕,機械載荷耦合,腐蝕疲勞

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