大型水陆两栖飞机是为满足水上救援、森林救火和海洋巡逻等特种任务而研发的新型海洋装备。起落架作为飞机的重要组件，具有承载和转向的功能，而水陆两栖飞机的起落架用结构材料还需同时满足陆上起降、水上起降、水面滑行等行为的性能要求。目前，大多数起落架结构材料使用的是高强度、高韧性和高耐蚀性的超高强度钢^[1]，而大型水陆两栖飞机起落架服役时面临着高湿、高盐雾、高温、干湿交替等复杂严酷的海洋环境。然而，水陆两栖飞机起落架在海上起降过程中还同时面临着腐蚀环境和载荷的双重影响，这将大幅度降低起落架的安全使用寿命和可靠性。

不少学者对起落架用钢在海洋环境中的腐蚀行为进行了研究。在腐蚀特性方面，于美等^[2]对比研究了23Co14Ni12Cr3Mo在不同环境中的腐蚀行为，结果表明周期浸润环境中腐蚀最快，中性盐雾环境中次之，海水全浸环境中最慢，腐蚀均由点蚀逐渐转变为全面腐蚀。Montoya等^[3]研究了ASTM A242低合金高强钢在周期浸润环境下的腐蚀行为，结果表明稳定的腐蚀产物层阻碍了基体与溶液的接触从而降低了腐蚀速率。Liu等^[4]对30CrMnSiNi2A钢在3.5%NaCl溶液中的初期腐蚀行为进行了研究，结果表明前期腐蚀以点蚀为主，腐蚀速率与时间呈指数关系。Yu等^[5]研究表明温度升高会导致AISI 4135高强度钢在海洋飞溅区的点蚀敏感性上升。在腐蚀产物方面，Liu等^[4]指出30CrMnSiNi2A钢在3.5%NaCl溶液中的锈层由外层γ-FeOOH和内层的Fe₂O₃和β-FeOOH组成。Guo等^[6]通过干湿循环交替实验研究了锈层对模拟沿海大气环境下300M超高强度钢腐蚀行为的影响，结果表明在干湿循环过程中，外锈层的粘结性能和密度随外锈层厚度的增加而降低，内锈层对钢基体具有保护作用。腐蚀行为尤其是局部腐蚀会导致钢的疲劳性能下降^[7,8]。Zhao等^[8]研究了X80钢在3.5%NaCl溶液中的腐蚀疲劳裂纹萌生，点蚀坑处是疲劳裂纹萌生的源头，导致X80钢抗疲劳性能的下降。Yang等^[9]研究表明超高强度贝氏体钢中的残余奥氏体可提高钢的疲劳性能。Palin-Luc等^[7]研究了海水环境中点蚀对马氏体-贝氏体热轧钢超高周疲劳性能的影响，结果表明疲劳裂纹从点蚀处萌生，其在10⁸周次的疲劳极限明显小于空气中的疲劳极限，点蚀大大降低了其疲劳寿命。因此，研究水陆两栖飞机起落架用钢的腐蚀行为对起落架的选材和服役寿命的预测具有重大的意义。

本文选取常用的起落架用钢30CrMnSiA、30CrMnSiNi2A、300M和A100，通过电化学测试、浸泡试验和腐蚀疲劳试验，结合腐蚀产物分析和断口分析，对比研究4种钢在人工海水环境中的腐蚀行为差异，为新型水陆两栖飞机起落架设计选材提供数据支持。

本文选用4种典型起落架用超高强度钢30CrMnSiA、30CrMnSiNi2A、300M和A100作为研究材料，其化学成分如表1所示。4种钢的组织形貌见图1，可以看出，4种钢主要由马氏体(深色组织)组成，30CrMnSiA钢中含有较多铁素体(浅色组织)，30CrMnSiNi2A钢中存在少量珠光体，300M和A100钢中存在少量残余奥氏体，其中A100钢组织中的板条状马氏体具有高位错密度。

实验所用溶液为人工海水(ASW)溶液，其化学成分(g/L)为：NaCl 24.53、Na₂SO₄ 4.09、NaHCO₃ 0.201、KCl 0.695、MgCl₂·6H₂O 11.1、CaCl₂ 1.16和KBr 0.101。采用分析纯级试剂和去离子水配制溶液，并用NaOH调节pH至8.2。

将4种钢切割成10 mm × 10 mm × 5mm的块状试样，试样表面采用800#砂纸打磨，封装入环氧树脂中制成电化学试样，试样暴露面积为1 cm²。电化学测试在Autolab PGSTAT 302 N电化学工作站上进行。采用三电极体系，电化学试样为工作电极(WE)，表面积1 cm²的铂片为对电极(CE)，饱和甘汞电极(SCE)为参比电极(RE)。RE和WE的间距在1 mm左右以降低欧姆降的影响^[10,11]。电化学测试前先施加-1.2 V_SCE的电位进行120 s的阴极极化以保证同样的表面状态，然后进行1800 s的开路电位(OCP)测试，之后进行电化学阻抗谱(EIS)测试，频率范围为10⁵~10^-2 Hz，扰动电位为± 10 mV。EIS测试之后进行动电位极化测试，电位从-1.0V_SCE开始向阳极以0.5 mV/s的速率扫描，直到阳极腐蚀电流密度达到2 mA/cm²。每组测试各进行3次以保证可重复性。

浸泡实验所用试样为30 mm × 20 mm × 3 mm的块状试样，采用悬挂法将试样浸泡在pH 8.2的人工海水中并置于30 ± 1℃的恒温水浴锅中。浸泡周期为28 d，每种钢各3件平行试样。浸泡实验结束后取出，首先使用数码相机记录宏观形貌，然后使用X射线衍射仪(XRD，XRD-7000)来分析腐蚀产物成分，采用Cu靶材，角度范围为20°~80°。按照标准GB/T 16545-2015配置除锈液(1000 mL HCl + 1000 mL H₂O + 3 g C₆H₁₂N₄)进行超声除锈，记录除锈后的重量，分别计算试样重量变化。使用配备了能谱仪(EDS)的ZEISS-Gemini300型扫描电子显微镜(SEM)对除锈前后的腐蚀形貌和锈层横截面形貌进行表征；使用KEYENCE VK-X260k型激光共聚焦扫描显微镜(CLSM)对除锈后的表面轮廓进行三维分析。

腐蚀疲劳试验依据标准GJB 1997A-2018在Landmark250型疲劳试验机上进行，最大载荷为25 kN，载荷波形为正弦波，应力比R = 0.06，加载频率f = 10 Hz，加载方式为轴向横幅试验载荷。腐蚀疲劳试样尺寸见图2，试验环境为人工海水环境(pH = 8.2，T = 30 ± 1℃)，疲劳试验前先在ASW中进行28 d的预腐蚀。试样断裂后记录疲劳寿命，截取断口处约5 mm的试样，使用SEM对断口形貌及侧表面形貌进行观察。

30CrMnSiA、30CrMnSiNi2A、300M和A100钢在ASW中的电化学测试结果如图3所示。OCP(图3a)随浸泡时间的上升而正移且逐渐趋于稳定，阴极极化后的新鲜表面上快速成膜使得OCP正移，而Cl^-的吸附即Fe的溶解导致OCP负移，Fe的溶解反应很快达到稳态，使OCP趋于稳定。稳态OCP的正负顺序为：A100 > 300M > 30CrMnSiNi2A > 30CrMnSiA，OCP的正负代表了自腐蚀倾向的大小，即A100钢的腐蚀倾向最低。

图3b为4种钢的动电位极化曲线，拟合结果如表2所示。4种钢的极化曲线的形状类似，代表了阴阳极反应过程相似。阳极曲线未见钝化现象，表现为活性溶解状态，阴极反应过程中存在氧和水的还原反应。拟合结果可以看出，A100钢的腐蚀电位更正，阴极电流密度更低，腐蚀电流密度的大小可以反映溶液中材料腐蚀速率的大小^[12]，A100钢腐蚀电流密度最小，30CrMnSiA钢的腐蚀电流密度更大，30CrMnSiNi2A和300M钢几乎一致。腐蚀电流密度得到的腐蚀速率顺序为：30CrMnSiA > 300 M ≈30CrMnSiNi2A > A100。

图3c和d分别为4种钢的Nyquist图和拟合电路。从30CrMnSiA、30CrMnSiNi2A钢的阻抗谱可以观察到扁平状的容抗弧，这表明可能存在两个时间常数，分别为高频的电荷转移电阻和低频的膜电阻。300M和A100钢的Nyquist图中仅包含单一容抗弧，说明电极反应为界面反应过程，电荷转移过程主导了Faraday过程。从宏观形貌图(见图4c和d)中可以看出，A100钢表面未能形成完整腐蚀产物膜，而300M钢锈层较为疏松，因此用Model A进行拟合。而其余两种钢的双容抗弧特征说明电极表面成膜，采用Model B拟合。使用软件Zsimpdemo拟合后的结果见表3，其中R_s为溶液电阻，R_f和CPE_f分别为腐蚀产物膜的电阻和电容，R_ct为电荷转移电阻，CPE_dl为双电层电容。由于电极表面的非均匀性，容抗弧会因为弥散效应而偏离规则的半圆形，因此采用常相位角原件代替纯电容^[13]。拟合结果表明，A100钢的极化电阻远大于其余3种钢，这是因为A100钢耐蚀合金元素含量较高，腐蚀抑制能力较强，电荷转移速度较慢。300M钢腐蚀速度较快，表面锈层疏松且保护性较弱，所以极化电阻较低。容抗弧半径的大小反映了电化学反应阻力的大小^[14]，A100钢的容抗弧半径最大，极化电阻最大，即耐蚀性最高。

采用失重法分别计算4种钢浸泡28 d后的腐蚀速率，公式如下^[15]：

式中，V为腐蚀速率，mm/a；Δw为试样失重，g；ρ为试样密度，g/cm³；A为试样表面积，cm²；t为浸泡时间，h。腐蚀速率结果如图5所示，30CrMnSiNi2A钢的腐蚀速率最大，A100钢的腐蚀速率最小，仅为0.03 mm/a。电化学测试腐蚀电流密度得到的结果是30CrMnSiA钢的腐蚀速率最大。电化学测试和失重法得到的结果存在差异，这是因为失重试验腐蚀速率结果反映的是长周期内的平均腐蚀速率，而电化学测试腐蚀速率结果反映的是短时间内的瞬时腐蚀速率。

对4种钢表面腐蚀产物进行XRD分析，结果见图6。4种钢的腐蚀产物类似，主要由α-FeOOH、γ-FeOOH、Fe₂O₃和Fe₃O₄等组成，因为浸泡环境下腐蚀产物中有较多剥落，因此基体Fe被检测出(图中未标记)。300M钢的腐蚀产物中存在少量β-FeOOH。

图4为4种钢浸泡28 d后的宏观形貌。30CrMnSiA、30CrMnSiNi2A和300M钢的表面已被腐蚀产物完全覆盖，锈层表面疏松且存在不同程度的剥落。从图4a~c中可以看出，腐蚀产物大致分为两层，表层呈红棕色或棕黄色，底层为黑色。而A100钢的表面明显腐蚀较轻微，只有局部有腐蚀产物堆积，呈红棕色，其余区域表面大致为灰暗的银白色。研究表明^[6,16]，红棕色和棕黄色的腐蚀产物为FeOOH和Fe₂O₃的特征，黑色的为Fe₃O₄的特征。宏观形貌的结果与腐蚀速率一致，4种钢中A100钢腐蚀最轻微。

图7为4种钢在人工海水中浸泡28 d后腐蚀产物形貌和去除腐蚀产物后的表面形貌及三维轮廓图。从图7a1~d1和a2~d2中可以看出，4种钢的腐蚀产物大致分为两层，30CrMnSiA钢的腐蚀产物表层为花球状，底层为开裂泥土状；30CrMnSiNi2A钢的表层腐蚀产物中可以看出多种组织特征，如条棒状、片状和针状等；300M钢的表层腐蚀产物主要由层片状及依附在片状组织上的球状组织组成。从宏观形貌可以看出，A100钢表面并未被红锈完全覆盖，腐蚀产物主要由底层的花苞状产物和表层的球状和针状组织组成。研究表明^[17,18]，γ-FeOOH通常呈棉球状、层片状和团簇状，针状和球状是α-FeOOH的典型特征，Fe₃O₄通常呈块状。研究人员^[19~21]普遍认为低碳钢表面优先形成γ-FeOOH，随着锈层逐渐增厚，活性的γ-FeOOH转变为稳定的α-FeOOH，两者依附存在，使锈层更加致密。内锈层中裂纹的出现表明保护性下降，难以有效阻挡腐蚀介质与基体接触。

除锈后的腐蚀表面(图7a3~d3)中可以看出，30CrMnSiA、30CrMnSiNi2A和300M钢浸泡28 d后的表面粗糙不平，整体表现出均匀腐蚀的特征，腐蚀表面的形貌特征相似，无明显差别。A100钢表面局部可见明显点蚀坑，说明腐蚀是由点蚀位置萌生并逐步扩展。图7a4~d4为4种钢浸泡28 d后去除腐蚀产物的表面三维轮廓图，30CrMnSiNi2A、300M和A100钢腐蚀后无明显的点蚀特征(深蓝色孔洞)，A100钢腐蚀后发现零星的点蚀坑，而且点蚀坑周围腐蚀痕迹较轻微，说明A100钢具有良好的耐蚀性，与电化学测试结果相符。

图8为4种钢在人工海水浸泡28 d后的横截面形貌以及EDS面扫分析结果，形貌图中自左向右依次为环氧树脂、锈层和基体，EDS面扫分析结果中的元素含量见表4。4种钢的锈层都表现出不均匀的特点，部分环氧树脂渗入基体/锈层界面，说明基体与锈层的结合不紧密。30CrMnSiA钢的锈层厚度约为80 μm，锈层中存在较多裂纹和空隙；30CrMnSiNi2A钢的锈层非常疏松，厚度约为100 μm，疏松的腐蚀产物保护性降低；300M钢的锈层约为65 μm，出现直达基体的裂纹；A100钢的锈层厚度仅为50 μm左右。4种钢的锈层中，Ca的偏聚明显，已有研究证明低碳钢在海水中浸泡会导致钙质沉积物的附着，而钙质沉积可以抑制金属腐蚀^[22~24]。

为研究腐蚀后4种钢疲劳性能的变化，对预腐蚀后的疲劳断口进行观察。图9为4种钢在ASW中预腐蚀28 d后的腐蚀疲劳断口形貌和断口侧表面形貌。图中可以清晰看出疲劳源区、裂纹扩展区和瞬时断裂区，其中疲劳裂纹扩展区的面积最大。4种钢的断口均较为粗糙，30CrMnSiNi2A、300M和A100钢的断口表面可见疲劳裂纹扩展平台且裂纹呈扇形扩展。裂纹源区与疲劳裂纹扩展区无明显分界线，裂纹源呈放射状。疲劳源区和裂纹扩展区局部放大后可见明显的疲劳条带。300M和A100钢的局部放大区还存在明显的河流状花样，说明断裂机制为解理断裂。A100钢的裂纹扩展区可见明显的贝壳状花样，这是在交变载荷的作用下，裂纹扩展较快且裂纹尖端区域不断开合导致的特征。从侧面形貌可以看出，30CrMnSiA、30CrMnSiNi2A和300M钢的侧表面密集分布有点蚀坑，局部出现二次微裂纹，说明疲劳裂纹萌生于点蚀坑处。A100钢侧面存在连续的细长二次裂纹，局部可见宏观缺陷，说明疲劳裂纹萌生于材料缺陷处，腐蚀促进缺陷长大并促进裂纹扩展。值得注意的是，30CrMnSiA、30CrMnSiNi2A和300M钢在ASW中浸泡28 d后呈现均匀腐蚀的特征，而预腐蚀后的腐蚀疲劳断口侧面出现大量具有一定尺寸的点蚀坑，推测其原因是循环应力促进了点蚀坑的扩展。

图10为4种钢经预腐蚀前后的疲劳寿命变化。30CrMnSiA、30CrMnSiNi2A钢的疲劳寿命略有下降，300M钢的疲劳寿命显著下降，而A100钢的疲劳寿命变化很小。300M钢未经预腐蚀的疲劳寿命明显高于其余3种钢，表现出优异的疲劳性能，但是预腐蚀28 d后的疲劳性能劣化严重，说明300M钢的腐蚀行为对疲劳寿命更为敏感。A100钢的疲劳寿命变化说明，A100钢具有优异的腐蚀疲劳抗性，因其自身耐蚀性较高，28 d的预腐蚀对其疲劳性能几乎无影响。

30CrMnSiA、30CrMnSiNi2A、300M和A100钢在ASW中无钝化行为^[25,26]，其腐蚀过程开始于阳极发生Fe的溶解，Fe失去电子生成Fe²⁺(式(2))，阴极反应为氧的去极化反应，生成OH^-(式(3))，Fe²⁺与OH^-结合形成Fe(OH)₂(式(4))，腐蚀产物外层氧含量充足，Fe(OH)₂被氧化为FeOOH(式(5))，Fe(OH)₂也可以进一步反应产生Fe(OH)₃(式(6))，Fe(OH)₂和Fe(OH)₃脱水进而形成较难分解的Fe₂O₃(式(7))和Fe₃O₄(式(8))，在海水浸泡环境下，腐蚀产物附近的电解液充分供给，阴极区还发生FeOOH向Fe₃O₄的转变(式(9))。

从成分角度，4种钢的主要耐蚀合金元素均包括Ni和Cr，其腐蚀机理有相似之处。在人工海水环境中的腐蚀主要受环境中的Cl^-浓度和氧浓度的影响，4种钢腐蚀行为的差异是由合金成分、腐蚀电化学反应过程和腐蚀产物沉积过程等决定的。人工海水环境中，O₂的扩散控制阴极还原过程，而离子的扩散由于浓度梯度的存在得到促进。随着腐蚀的进行，阳极Fe的不断溶解，使得Fe²⁺的含量逐渐增多(式(2))，产生的Fe(OH)₂的含量也逐渐增多(式(4))。由于溶液中溶解氧的不断消耗，促进了FeOOH的大量产生(式(5))，导致腐蚀产物外层含有大量的FeOOH。人工海水中存在高浓度的Cl^-，Cl^-的大量存在导致腐蚀产物膜破裂，为离子的扩散提供了通道，同时锈层与基体的间隙中的自催化效应使局部酸化，进一步促进了腐蚀。人工海水预腐蚀会使30CrMnSiA、30CrMnSiNi2A和300M钢的疲劳性能劣化，其中300M钢对预腐蚀非常敏感，而28 d的预腐蚀对A100钢几乎无影响。

在腐蚀疲劳试验中，预腐蚀后的试样表面出现大量点蚀坑，交变载荷的作用下，点蚀坑底部出现应力集中，促进裂纹萌生。与30CrMnSiA、30CrMnSiNi2A和300M钢相比，A100钢疲劳断口侧面形貌中的点蚀坑最为轻微，且由于其耐蚀性较好，腐蚀速率较低，预腐蚀产生的损伤较低，不足以引起疲劳寿命的显著下降。而30CrMnSiA、30CrMnSiNi2A和300M钢由于腐蚀较为严重，一方面严重腐蚀造成有效承载横截面积的减少，另一方面由于局部点蚀造成应力集中和裂纹的萌生，疲劳裂纹在腐蚀介质和循环载荷的耦合作用下不断开合，疲劳裂纹扩展过程中Cl^-扩散进入裂纹尖端，促进裂纹尖端裸露金属的溶解，从而加速断裂过程。

腐蚀产物的堆积受合金成分的影响，A100钢中合金元素Co、Ni、Cr存在明显富集，说明合金元素参与锈层的形成。Cr的存在会使腐蚀产物颗粒变小，内层更加致密，主要以富Cr的α-Fe_{(1 - x)}Cr _x OOH和Cr(OH)₃的形式存在^[27,28]。Ni的存在促使内锈层更加均匀致密，并且促进保护性腐蚀产物的生成，使锈层具有离子选择性^[29,30]。较高的Co会促进板条马氏体的细化并增加逆转变奥氏体含量，通过与Fe、O等其他元素形成均匀连续的锈层，抑制基体的溶解^[31]。Ni、Cr、Co等元素可以使锈层更致密，提高锈层的稳定性，这也是A100钢的耐蚀性较高的原因之一。与其余3种钢相比，A100钢具有较低的开路电位、腐蚀电流密度和更高的极化电阻，在浸泡试验中具有较低的腐蚀速率和致密的腐蚀产物膜，可以提供良好的保护性。

(1) 30CrMnSiA、30CrMnSiNi2A、300M和A100钢在人工海水中无钝化行为，阴极反应以氧还原为主，28 d浸泡后呈现出均匀腐蚀的特征，腐蚀产物主要由α-FeOOH、γ-FeOOH、α-Fe₂O₃和Fe₃O₄等组成。30CrMnSiA、30CrMnSiNi2A和300M钢的锈层横截面中无合金元素偏聚，A100钢的锈层中存在较多的Co、Ni和Cr，合金成分的差异使4种钢的腐蚀行为存在差异。

(2) 人工海水预腐蚀28 d会使30CrMnSiA、30CrMnSiNi2A和300M钢的腐蚀疲劳性能劣化，300M钢的预腐蚀对疲劳寿命变化非常敏感，而A100钢的疲劳寿命受预腐蚀的影响较小。

(3) 相较于其他3种钢，A100钢的耐蚀性较好，在人工海水溶液中具有较低的自腐蚀电位和腐蚀电流密度，较高的极化电阻，较低的腐蚀速率和更致密的腐蚀产物。