摘要：通过盐雾－热暴露循环腐蚀试验对 3 种 GH907 合金防护涂层分别进行了耐腐蚀性能研究，利用扫描电镜、能谱分析等方法对其腐蚀形貌和产物进行了详细地对比分析，并探究了其腐蚀速率变化规律。研究结果表明：在该试验条件下，3 种涂层均发生了不同程度的破坏，基体也发生氧化腐蚀。TW-7 水基耐高温涂层（底层 + 面层）的耐腐蚀性能优于 SKNC-65 纳米自修复涂层和 TW-7 水基耐高温涂层（底层）的。3 种涂层的腐蚀破坏机理均不相同。
1引言
由于具有低的热膨胀系数和较好的综合机械性能，GH907合金被广泛应用于国内外先进航空发动机。通常用于制造工作温度在650 ℃以下、且有间隙控制要求的航空发动机环形件和机匣，如高压压气机后机匣、承力环和隔热环等。由于该合金中 Cr 含量低，抗海洋环境腐蚀性能较差[1]，因此，对于在海洋大气环境工作的航空发动机 GH907合金制件，必须采用涂层进行防护，以提高其抗腐蚀能力。
中性盐雾试验被广泛应用于考察涂层防腐性能[2- 4]，但不能很好地模拟材料使用的实际工况。随着对其认识的提高和科技的进步，一些循环腐蚀试验方法应运而生[5]，采用这些方法所得到的试验结果与实际情况具有更好的一致性[6]。
本文通过模拟海洋大气环境下航空发动机的工作条件，采用盐雾－热暴露循环腐蚀试验方法对 3 种GH907合金用涂层分别进行了耐腐蚀性能对比，并对其腐蚀破坏机理进行了探讨。
研究结果不仅对GH907 合金防护涂层的选用具有重要意义，还可用于指导防护涂层的研制和改进。
2试样制备及试验方法
2.1 试样制备
GH907 合金是 1 种以铁－镍－钴为基的低膨胀高温合金，用铌、钛、硅和微量硼进行综合强化[7]，其化学成分见表 1。试样为 50 mm×25 mm×(1～3)mm 的 GH907 合金板状，表面涂覆防护涂层。3 种涂层分别以 A、B、C表示，具体情况说明见表 2。
2.2试验方法
模拟在海洋大气环境下航空发动机的工作条件，采用盐雾－热暴露循环试验方法对 GH907 合金涂层试样进行耐腐蚀性能研究。以常温盐雾试验 20 h＋650 ℃、热暴露试验 2 h 为 1 个循环周期，共进行 15个周期的试验。
试验参照国家军用标准中性盐雾腐蚀试验(GJB150.11- 86)要求进行，盐雾箱内温度为 35 ℃，采用连续喷雾，盐溶液质量分数为5%±1%的分析纯级NaCl 溶液，PH 值为 6.5～7.2；热暴露试验在箱式电阻炉中进行，试样放入常温电炉内随炉升温，试验后放置在电炉中开炉门冷却。
每周期试验结束后对试样称重，采用增重法测量试样的腐蚀速率。采用 LEO1450 扫描电子显微镜（SEM）和 NORANQuest 能谱分析仪（EDS）对试样进行微观分析。
3试验结果分析
3.1 形貌分析
随着试验时间的增加，3 种试样的防护涂层均开始发生不同程度的破坏，形成了腐蚀坑。A、B、C试样最初出现腐蚀坑的试验周期分别是：第8、3、9 周期。经过 15 周期试验后，B 试样腐蚀坑没有明显增多（如图1（b）所示）；A 和 C 试样腐蚀坑增多，表面有红绣生成（如图 1（a）、（c）所示）。试验后涂层的完好程度从好到坏依次是：B、A、C。
将各试样的涂层完好部位表面微观形貌与原始表面形貌进行对比，如图 2 所示。从图中可见，A试样涂层原始表面虽未见明显的裂纹缺陷，但是涂层表面疏松、不平整；B和 C试样涂层原始表面虽然有微裂纹，但是完好部位平整致密，且裂纹并没有渗透涂层。试验后 3 种试样涂层表面均变得粗糙，沉积有 NaCl；B和 C试样涂层表面已观察不到明显的微裂纹。图 3 为 3 种涂层试样试验后的部分截面形貌。从图中可见，A试样涂层较疏松，有许多空隙和孔洞，涂层与基体之间形成了 1 层明显的厚度约为 30 μm的腐蚀氧化物层（如图 3（a）中箭头所示），经成分测定，氧化物层中含有O 和 Cl 元素。B 和 C 试样涂层比A 试样的致密，B 试样涂层和基体界面处能观察到厚度约为5 μm 氧化物层（如图 3（b）中箭头所示），C 试样在同样位置能观察到厚度约为 10 μm的氧化物层（如图 3（c）中箭头所示），能谱分析未测出氧化物层中有 Cl 元素；由于 B 试样涂层较 C 试样的多了 1 层由铬酸盐和磷酸盐混合物组成的面层，因此 B 试样涂层表面不仅生成了 Al 的氧化物，而且生成了 Cr 的氧化物，这层氧化物混合物（EDS谱如图 4 所示）平整且分布较均匀，对涂层形成了较好保护；C 试样涂层表面凹凸不平，可以测出Al的氧化物，但是未形成平整的保护层。
综观整个截面形貌，A 试样涂层与基体结合较紧密，B 和 C 试样涂层有一部分区域与基体产生分离现象（如图3（d）所示）；试验后 A 试样涂层的厚度明显小于B 和 C 试样的，C 试样涂层的厚度略小于B试样的。3种涂层试样表面腐蚀坑的微观形貌有很大差别，如图5所示。图中上部分为表面形貌，下部分为截面形貌。A试样腐蚀坑与周围涂层界限明显，腐蚀坑内较平整，从截面形貌中也可以明显看到。经表面成分测定得出，腐蚀坑内主要为Fe 和 Co 的氧化物；B试样腐蚀坑呈现出明显的起泡破裂特征[2]，腐蚀坑附近的涂层明显翘起，已经与基体分离，蚀坑内表面成分为基体主要元素（Fe、Co、Ni）的氧化物；C 试样腐蚀坑与周围涂层界限不明显，坑内不平整，从截面形貌可见涂层与腐蚀坑交界处过渡平缓，经测定，蚀坑内成分复杂，主要为合金基体元素和涂层中元素氧化物及氯化物的混合物。
3.2 腐蚀速率测定
3种涂层试样腐蚀速率对比如图 6 所示。从图中可见，B 和 C 试样增重比 A 的大。造成这种差别的原因有 2 个：（1）A 试样涂层减薄较多；（2） 由涂层的成分不同造成，B 试样涂层表面含有 Cr 元素，C 试样涂层表面含有 Al 元素，这 2 种元素在热暴露试验中会生成 Cr2O3和 Al2O3来保护试样，因此会发生明显的氧化增重。从腐蚀速率的走势上来看，B 试样呈现出明显的抛物线特征；C 试样在第 9 周期试验前也呈现出抛物线特征，但第 9 周期试验后腐蚀速率出现波动；A 试样未呈现抛物线特征，第 14 周期前腐蚀速率虽有波动，但是大体呈上升规律，到第 15 周期时试样明显减重。B和 C试样经 15 周期试验未出现减重趋势。
将试样的腐蚀速率变化规律与试样宏观形貌变化进行对比发现，变化最有规律的B 试样涂层破坏最轻，A 和 C 试样表面涂层的破环程度远远大于 B试样的，出现了较大面积的腐蚀坑，加之蚀坑处基体不断被氧化腐蚀，从而导致腐蚀速率不规则变化。由于 A 试样涂层减薄较多，再加之涂层的剥落和基体的腐蚀导致其第 14 周期即出现明显减重；而 C 试样涂层虽然也发生了严重的剥落腐蚀，但由于涂层减重较少，所以至第 15 周期尚未出现减重趋势。
3.3 腐蚀机理探讨
上述试验结果表明：TW- 7 水基耐高温涂层（底层 + 面层）在盐雾－热暴露试验中的耐腐蚀性能要优于SKNC- 65纳米自修复涂层和 TW- 7 水基耐高温涂层（底层）的。TW- 7 水基耐高温涂层（底层 + 面层）表面形成的均匀 Cr2O3和 Al2O3混合物保护层是其具有较好耐腐蚀能力的主要因素。如果涂层局部与基体结合力不强，会导致形成鼓泡或破裂，这是造成该种涂层破坏的主要原因。
金属在盐雾中的腐蚀主要是吸氧腐蚀，在腐蚀过程中，盐雾作为1 种电解质加速微电池的腐蚀作用，随着试样表面盐雾膜中氧气的消耗，空气中的氧不断补充，使得腐蚀不断进行[8]。SKNC- 65纳米自修复涂层本身较疏松，存在较多孔洞，使得腐蚀液（NaCl 溶液）很容易穿过涂层而到达基体，进而腐蚀基体。同时，在热暴露试验中高温气氛也会轻易到达基体，使基体发生内氧化，生成氧化物。
在 GH907 合金主要成分中，Fe的电位比 Ni 和 Co 的低，因此 Fe 优先发生腐蚀，生成 Fe2O3，进而生成 FeCl3，接着 Ni 和 Co 也发生氧化，导致在涂层和基体界面形成了 1 层腐蚀氧化产物层。内氧化逐渐加剧，产物层不断增厚，在交界处逐渐产生裂纹，使得涂层离开基体，产生腐蚀坑。腐蚀坑内的产物暴露出来后，生成的FeCl3不断溶于水中，使得腐蚀继续进行。随着基体氧化物的不断生成，Cl－被阻挡在涂层外，Fe2O3不断聚集，最终形成红棕色的铁锈。
TW- 7 水基耐高温涂层（底层）中含有铝粉。Al是 1 种高钝化金属，经过热暴露试验后会形成Al2O3膜以保护基体。但当进行盐雾试验时，Cl－又会与OH－竞相吸附，逐步生成 AlCl3溶于水中，使腐蚀不断进行。涂层中的 Al 不断被消耗，从而导致涂层破坏，形成腐蚀坑。基体暴露出来后，继续腐蚀氧化，生成铁锈。
4结论
综上所述，可以得出以下结论。
（1）经过 15 周期的盐雾－热暴露循环腐蚀试验，3 种涂层均发生了不同程度的破坏，基体发生氧化腐蚀。
（2）在本试验条件下，TW- 7 水基耐高温涂层（底层 + 面层）的防腐蚀性能优于另外 2 种涂层的，试验后涂层表面形成了均匀的Cr2O3和 Al2O3混合物保护层。而涂层与基体结合不牢是导致该涂层起泡、破坏的主要原因。
（3）SKNC- 65 纳米自修复涂层涂层疏松多孔，所以防腐性能较差；TW- 7 水基耐高温涂层（底层）中的Al与 Cl+结合生成可溶性 AlCl3是导致其发生破坏的主要因素。
参考文献略
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