细晶FH40船用低温钢在海水-海冰中耦合失效行为研究

doi:10.11902/1005.4537.2025.042

细晶FH40船用低温钢在海水-海冰中耦合失效行为研究

孙士斌¹, 高浩¹, 常雪婷^,², 王东胜^,²

1 上海海事大学物流工程学院上海 201306

2 上海海事大学海洋科学与工程学院上海 201306

Failure Behavior of Fine-grained FH40 Marine Low-temperature Steel in Conditions of Coupling Effect of Seawater-sea Ice

SUN Shibin¹, GAO Hao¹, CHANG Xueting^,², WANG Dongsheng^,²

1 School of Logistics Engineering, Shanghai Maritime University, Shanghai 201306, China

2 School of Ocean Science and Engineering, Shanghai Maritime University, Shanghai 201306, China

通讯作者: 常雪婷，E-mail：xtchang@shmtu.edu.cn，研究方向为海工与船舶用钢研发与应用王东胜，E-mail：wangds@shmtu.edu.cn，研究方向为金属材料低温性能

收稿日期: 2025-02-10 修回日期: 2025-03-19

基金资助:

国家重点研发计划.  2022YFB3705303
上海市科委技术标准项目.  21DZ2205700
上海市教委“曙光”计划.  19SG46
上海深海材料工程技术中心项目.  19DZ2253100

Corresponding authors: CHANG Xueting, E-mail:xtchang@shmtu.edu.cnWANG Dongsheng, E-mail:wangds@shmtu.edu.cn

Received: 2025-02-10 Revised: 2025-03-19

Fund supported:

National Key Research and Development Program.  2022YFB3705303
Technical Standard Project of Shanghai Science and Technology Commission.  21DZ2205700
"Dawn" Plan of Shanghai Munici- pal Education Commission.  19SG46
Project of Shanghai Deep Sea Material Engineering Techno-logy Center.  19DZ2253100

作者简介 About authors

孙士斌，男，1982年生，教授

摘要

极地船舶航行过程中会由于冰载荷的作用导致涂料脱落，引起海冰摩擦、海水腐蚀同时发生的耦合作用。本文综合模拟人工海水腐蚀、海冰摩擦和电化学技术考察两种不同组织含量的FH40极地船用低温钢的腐蚀、磨损和摩擦腐蚀耦合行为，并使用白光干涉仪与扫描电子显微镜表征钢样的微观组织结构及磨损痕迹特征，开展海水海冰协同作用的钢材失效研究，为后续新型极地船用钢研发及应用提供支持。研究结果表明：相同条件下，随着钢材晶粒度增大，其摩擦系数和腐蚀速率有较大变化，在20 ℃空气中摩擦系数从0.28增加到0.35，而在海水介质中摩擦系数从0.23增加到0.25；在0 ℃时，空气介质摩擦系数从0.38增加到0.43，海水介质摩擦下系数从0.29增加到0.32；20 ℃海水浸泡时腐蚀速率分别为3.11 × 10^-3和3.86 × 10^-3 mm/a；在0 ℃海水浸泡实验时腐蚀速率分别变为2.11 × 10^-3和2.76 × 10^-3 mm/a。晶粒尺寸变细后能够强化材料硬度，增大材料位错运动阻碍和塑性变形抗力，使材料具有更强的耐磨损腐蚀性能。电化学腐蚀摩擦试验发现磨损痕迹的横截面宽度增加、磨损量上升、腐蚀电位向负方向移动，计算出由腐蚀引起的磨损增量W_C和由磨损引起的腐蚀增量C_W皆为正值，这些都为摩擦腐蚀相互耦合作用、互相促进提供有利的证明。

关键词： FH40船用低温钢 ; 海水腐蚀 ; 摩擦磨损 ; 电化学摩擦

Abstract

During the voyage of polar ships, the coating of the ship's hull may peel off due to the erosive action of sea ice, thereby leading to the coupled effect of sea ice friction and seawater corrosion. Herein, the performance of FH40 polar marine low-temperature steel with two different microstructures in conditions of artificial sear-water corrosion, sea-ice wear and friction, as well as the coupling effect of sea-water corrosion and sea-ice friction at different temperatures was assessed via a simulation set, electrochemical techniques, in terms of the microstructure and the variation of wear trace characteristics for the test steels, as well as light interferometer and scanning electron microscope, in terms of the microstructure and wear trace characteristics of the test steels The results indicate that as the grain size of steel increases, there are significant changes in the friction coefficient and corrosion rate by the same test conditions, namely increasing from 0.28 to 0.35 for friction in air at 20 ^oC; from 0.23 to 0.25 for friction in artificial seawater at 20 ^oC; from 0.38 to 0.43 for friction in air at 0 ^oC; and from 0.29 to 0.32 for friction in artificial seawater at 0 ^oC; The corrosion rate increased from 3.11 × 10^-3 to 3.86 × 10^-3 mm/a in artificial seawater at 20 ^oC; However for immersion in artificial seawater at 0 ^oC the corrosion rate of the steel of fine grains is 2.11 × 10^-3 mm/a, while that of coarser rise to 2.76 × 10^-3 mm/a. This may be ascribed to that fine grains can result in higher hardness of the steel, increase the resistance to dislocation movement and plastic deformation, thus make the steel stronger wear- and corrosion-resistance. During friction test while free corrosion in artificial seawater of the steel, it was found that with the progress of corrosion process the cross-sectional width of wear marks increased, the wear amount increased, and the corrosion potential shifted to the negative direction. The calculated wear increment W_C caused by corrosion and the corrosion increment C_W caused by wear were both positive, providing favorable evidence for the coupling and mutual promotion of friction and corrosion.

Keywords： FH40 marine low-temperature steel ; seawater corrosion ; friction and wear ; electrochemical friction

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本文引用格式

孙士斌, 高浩, 常雪婷, 王东胜. 细晶FH40船用低温钢在海水-海冰中耦合失效行为研究. 中国腐蚀与防护学报[J], 2025, 45(6): 1659-1668 DOI:10.11902/1005.4537.2025.042

SUN Shibin, GAO Hao, CHANG Xueting, WANG Dongsheng. Failure Behavior of Fine-grained FH40 Marine Low-temperature Steel in Conditions of Coupling Effect of Seawater-sea Ice. Journal of Chinese Society for Corrosion and Protection[J], 2025, 45(6): 1659-1668 DOI:10.11902/1005.4537.2025.042

由于温室效应的影响，全球气温持续升高，极地冰川有缩小的趋势，极地所蕴藏的丰富资源受到各国的紧密关注^[1,2]。随着极地船舶国产化进程的推进，我国极地科考船舶相关的研究不断深入，船体钢材在航行中因受到海水腐蚀和极地海冰磨损的双重挑战而被广泛关注。杨才福等^[3]研究了中国船舶与海工用钢的发展情况，提出极地船用钢需要更高的强度、更好的韧性、优异的疲劳性能。极地船用钢通常在-10 ℃以下的环境中使用，极端情况甚至可达-60 ℃左右，在如此极度低温的情况下，极地船用钢在保证强度的同时兼顾良好的低温塑性和韧性^[4]。

极地船舶航行过程中，由于破冰及浮冰作用会导致表面破冰漆脱落，极地船舶用钢还应具有良好的耐磨损及耐腐蚀性能以保证船舶结构安全。众多国内外研究者通过海水腐蚀、摩擦和电化学摩擦实验研究钢材的耐腐蚀和耐磨损性能。Zhang等^[5]在Ni-Mo低合金钢中添加Cu并进行耐腐蚀试验，结果表明添加Cu的钢材具有更强的耐腐蚀性。Li等^[6]研究超级双相不锈钢2507和低合金钢E690焊接接头的组织和腐蚀行为，在热影响区观察到不同形态的奥氏体以及使腐蚀性能降低的板条状贝氏体。毛红艳等^[7]在高盐度环境下对不同合金元素和C含量的E36低温钢进行腐蚀性能测试，结果显示，在E36低温钢Cr含量较低的情况下，C含量对于材料耐腐蚀性能影响强于Cr的影响。陈超等^[8]研究表明，硫酸盐还原菌可以加速EH40局部腐蚀。

钢板在不同温度下的摩擦试验有多种方式。马蕾^[9]等进行了钢铁材料在室温和低温(-60 ℃)环境下的滚动磨损实验，表明在低温(-60 ℃)环境下U71Mn热轧钢的摩擦系数和磨损率均高于室温。Wu等^[10]研究两种不同船体钢(EH36和EH47)在10~100 N的法向载荷下的摩擦腐蚀实验，结果表明贝氏体结构的EH47钢的摩擦系数大于珠光体结构的EH47钢。王超逸等^[11]通过往复式摩擦试验测试F级船用低温钢板产生不同氧化物后的耐磨损性能，结果表明，γ-FeOOH氧化层钢样耐磨性弱于原始钢样，而Fe₃O₄氧化层钢样的耐磨性高于原始钢样。近年来，有关摩擦腐蚀的研究学者对于有钝化性的合金进行了一些研究，如不锈钢和钴基医用合金，而在非钝化金属合金的摩擦腐蚀行为的有关研究较少，尤其是目前关于极地船用低温钢的磨损腐蚀耦合机理研究较少。Abreu等^[12]对AISI 410铁素体不锈钢试样进行了摩擦腐蚀研究，采用去离子水作为测试介质来评估摩擦腐蚀之间的协同效应。Alkan等^[13]研究在附加阳极电位下以及在去离子水环境下对铬镍铁合金690摩擦腐蚀行为的影响。本课题组前期的研究工作测试FH40、317L不锈钢以及两种钢板焊接在不同温度下的往复摩擦-腐蚀耦合行为，发现低温时FH40钢和复合板焊缝处的磨损量和摩擦系数都明显大于常温^[14]。

根据极地船舶实际航行情况，本文探索了两种不同晶粒尺寸的FH40钢极地船用低温钢在不同温度下的腐蚀、磨损和摩擦腐蚀耦合行为，从表面硬度、失效机理等角度分析了新型极地船用高强钢耐蚀、耐磨机理，以期为后续新型极地船用钢研发及应用提供支持。

1 实验方法

文中所用的钢样来自两家国内钢厂生产的FH40级别低温船用钢，分别命名为A1、A2，钢材名义化学成分(质量分数，%)为：C 0.06、Si 0.35、Mn 1.7、Cr 0.15、Ni 0.15、Mo 0.05，Fe余量。在轧制过程中通过控制变形量和变形温度得到不同的钢板晶粒尺寸。使用线切割机将船用低温钢切割10 mm × 10 mm × 3 mm的矩形试样，表面使用180、400、800、1200、1500目砂纸打磨，用酒精或丙酮清洗后放入干燥箱内，常温干燥保存后备用。使用CMM-202AE倒置金相显微镜观察船用低温钢FH40的金相组织，如图1所示。可以看出FH40钢样的晶粒细化，A1晶粒尺寸约为5~8 μm，A2晶粒尺寸约为2~5 μm，FH40的显微组织主要由铁素体和珠光体组成，铁素体呈现为灰色多边形状，珠光体呈现黑色细针状分布在铁素体周围。研究表明，在Mn质量分数低于1.5%的组织会有更加细小的晶粒(2~5 μm)，且细小的晶粒能够使材料在低温环境下维持更好的力学性能^[15]。使用数显布洛维硬度计在压力为10 N和载荷时间为10 s的情况下，分别测试A1和A2的硬度值分别为202HV和213HV。可以看出A2的硬度高于A1，造成两种钢样硬度的不同的原因是A2中C以及Mn含量较高。

图1

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图1 2种FH40钢样的金相显微组织

Fig.1 Metallographic microstructures of A1(a) and A2 (b) steel samples

将打磨好的样品使用金相粉与金相剂1∶1配制的封样树脂覆盖除腐蚀面的其他5个面，静置0.5 h后取出封样后的样品，将暴露面使用丙酮清洗后干燥。

按照GB/T 6384-2008进行0 ℃及20 ℃模拟海水条件下试验钢板的耐浸泡腐蚀试验，试验时间为1200 h，模拟海水为3.5%NaCl溶液，每7 d更换一次人造海水，按照GB/T 16545-2015去除腐蚀产物后记录实验前后钢板质量变化。采用失重法评价钢板的耐腐蚀性能，根据公式(1)计算出腐蚀速率C (mm/a)：

C = \frac{m_{2} - m_{1}}{t S ρ} \times 24 \times 365

(1)

式中，C为腐蚀速率(mm/a)，m₂和m₁分别为为试样初始和最终质量(g)，ρ为试样密度(g/mm³)，S为试样暴露面积(mm²)，t为实验周期(h)。

采用UMT-2 Tribolab型摩擦磨损试验机对A1和A2的摩擦性能进行研究,采用往复式摩擦方式进行，摩擦副为直径8 mm的Al₂O₃球往复摩擦，距离为5 mm，载荷为10 N，频率为2 Hz，摩擦时间为3.5 h。

通过Autolab PGSTAT302电化学工作站进行往复式摩擦腐蚀耦合实验，摩擦副为Al₂O₃，测试环境温度为20 ℃，加载压力为10N，摩擦速度为1 mm/s，摩擦实验时间为1 h，采用三电极体系，对电极为铂电极，参比电极为Ag/AgCl电极，工作电极为测试试样，选用阴极保护电位(-0.4 V)作为外加电位。在摩擦腐蚀试验开始前对试样进行不少于30 min的浸泡以保证开路电位稳定。

为了确定在有无保护电位下摩擦腐蚀造成的材料损失及作用，本文中根据ASTM G119-09标准测定磨损和腐蚀耦合作用，分别计算在有保护电位和无保护电位下钢样的体积损失量。在摩擦腐蚀系统中，总的材料体积损失T可以分为纯磨损量W₀、纯腐蚀量C₀和磨损腐蚀耦合作用量S，见公式(2)：

T = W_{0} + C_{0} + S

(2)

其中，总磨损体积损失T由白光干涉仪测量磨痕得到，磨损腐蚀耦合作用量S包括腐蚀引起的磨损增量W_C和磨损引起的腐蚀增量C_W，当W_C或C_W为负值时，表示磨损和腐蚀是对立的；而当W_C和C_W都为正值时，表示两者是相互促进的，如公式(3)所示：

S = C_{W} + W_{C}

(3)

T = W_{0} + C_{0} + W_{C} + C_{W}

(4)

同时总磨损量W由W₀和W_C组成，通常阴极保护电位下的纯腐蚀量忽略不计，所以W₀可以直接通过阴极保护电位条件下的摩擦腐蚀试验得到；总腐蚀量C由C₀和C_W组成，可以通过电化学测得，因此有

W = W_{0} + W_{C}

(5)

C = C_{0} + C_{W}

(6)

标准规定当C_W/W_C ≥ 1时，磨损在耦合作用里占主导，当C_W/W_C < 0.1时，腐蚀在耦合作用里占主导，当0.1≤ C_W/W_C < 1时，试样重量损失受到磨损和腐蚀的协同作用，二者互相耦合，共同促进。

此外，标准还用3个无量纲因子，即总耦合因子、磨损作用因子和腐蚀作用因子来描述磨损与腐蚀对材料损失量的影响程度。总耦合因子T_F计算：

T_{F} = \frac{T}{T - S}

(7)

磨损作用因子W_F计算：

W_{F} = \frac{W_{0} + W_{C}}{W_{0}}

(8)

腐蚀作用因子C_F计算：

C_{F} = \frac{C_{0} + C_{W}}{C_{0}}

(9)

2 结果与讨论

2.1 不同温度下FH40钢在模拟海水中腐蚀速率分析

根据式(1)计算出FH40钢在20 ℃和0 ℃海水中浸泡1200 h的腐蚀速率见表1。在20 ℃海水浸泡实验中A1的腐蚀速率约为3.86 × 10^-3 mm/a，A2的腐蚀速率为3.11 × 10^-3 mm/a，A2腐蚀速率低于A1约0.75 × 10^-3 mm/a。在0 ℃海水浸泡实验中A1的腐蚀速率约2.76 × 10^-3 mm/a，A2的腐蚀速率约为2.11 × 10^-3 mm/a，两者腐蚀速率相差0.65 × 10^-3 mm/a，表明A2耐腐蚀性优于A1，主要是由于细化的晶粒在材料腐蚀过程中可加速钝化膜的形成，增加材料耐腐蚀性能^[16]。并且在低温下海水腐蚀速率相比与常温下呈现下降的趋势,这是因为在低温下海水的电导率降低，海水中Cl^-的活性减弱，Cl^-迁移速率减慢，这会导致腐蚀过程中的电化学反应速率下降，进而减缓腐蚀速率^[17]。

表1 2种FH40钢样在不同温度下模拟海水中浸泡1200 h后的失重与腐蚀速率

Table 1 Mass losses and corrosion rates of A1 and A2 after 1200 h immersion in simulated seawater at different temperatures

Sample	Mass before experiment / g	Mass after experiment / g	Mass loss / g	Corrosion rate / mm·a^-1
A1 (20 ^oC)	1.1678	1.1580	0.0098	3.86 × 10^-3
	1.1754	1.1662	0.0092	3.62 × 10^-3
	1.1549	1.1445	0.0104	4.10 × 10^-3
A2 (20 ^oC)	1.1725	1.1646	0.0079	3.11 × 10^-3
	1.1569	1.1494	0.0075	2.95 × 10^-3
	1.1594	1.1510	0.0084	3.30 × 10^-3
A1 (0 ^oC)	1.1550	1.1480	0.0070	2.76 × 10^-3
	1.1733	1.1657	0.0076	2.99 × 10^-3
	1.1562	1.1501	0.0061	2.40 × 10^-3
A2 (0 ^oC)	1.1578	1.1527	0.0051	2.11 × 10^-3
	1.1743	1.1688	0.0055	2.16 × 10^-3
	1.1625	1.1577	0.0048	1.89 × 10^-3

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2.2 不同温度下FH40钢在空气介质中耐磨性能分析

在空气介质摩擦实验中，钢材主要受到来自氧化铝球接触力以及横向切应力共同作用造成摩擦磨损，摩擦系数随时间变化见图2a，在摩擦实验初期，钢样摩擦系数呈现迅速上升，然后摩擦系数开始波动后逐步趋于平稳。这是因为在试验初期，试样表面不断发生剥落和破损，使得表面粗糙度上升，产生的大量磨屑会在堆积在摩擦界面产生三体磨损，使磨损过程更加不稳定性，造成摩擦系数波动，在摩擦过程中摩擦副逐渐磨合匹配后摩擦系数趋于稳定^[18,19]。FH40钢在空气介质下0 ℃和20 ℃的平均摩擦系数见图2b，在20 ℃空气介质摩擦环境下A1的平均摩擦系数约为0.35，A2的平均摩擦系数约为0.28；在0 ℃空气介质摩擦环境下A1的平均摩擦系数约为0.43，A2的平均摩擦系数约为0.38；在所有条件下A2的平均摩擦系数低于A1。A2平均晶粒度更低，钢硬度更高，晶界密度增加，晶粒形貌更加均匀。由于晶界可以提供更多的滑移路径，有助于分散摩擦应力。因此，晶粒细化的样品会表现出较低的平均摩擦系数^[20]。同时，高硬度会使材料在Al₂O₃磨球压力作用下形变减弱，使摩擦接触面积减少，从而导致材料的摩擦系数更低^[21]。

图2

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图2 2种FH40钢样在0 ℃和20 ℃空气介质中摩擦系数

Fig.2 Friction coefficient vs. time curves (a) and average friction coefficients (b) of A1 and A2 during friction in air at 0 ^oC and 20 ^oC

2.3 不同温度下FH40钢在模拟海水中耐磨性能分析

海水介质摩擦实验的摩擦系数随时间变化见图3a，由于海水介质的润滑作用，摩擦系数较为平稳且趋于稳定。FH40钢在海水介质下0 ℃和20 ℃的平均摩擦系数见图3b，在20 ℃海水摩擦环境下A1的平均摩擦系数约为0.25，A2的平均摩擦系数约为0.23；在0 ℃海水摩擦环境下A1的平均摩擦系数约为0.32，A2的平均摩擦系数约为0.29。可以看出，在海水介质条件下的摩擦系数低于空气介质条件，这是由于海水中存在的NaCl会提高溶液的密度和粘度，因此在摩擦过程中摩擦副与材料之间会形成一层润滑水膜，润滑摩擦行为从而导致在海水介质摩擦下表现出更低的数值。

图3

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图3 2种FH40钢样在0 ℃和20 ℃海水介质中摩擦系数

Fig.3 Friction coefficient vs. time curves (a) and average friction coefficients (b) of A1 and A2 during friction in seawater medium at 0 ^oC and 20 ^oC

2.4 不同温度下FH40钢摩擦-腐蚀耦合失效分析

2.4.1 开路电位(OCP)

从图4无外加保护电位时摩擦磨损实验可见，FH40钢在摩擦开始后，电位突然下降270 mV左右，然后电位持续缓慢下降后趋于稳定。如同其他学者研究一样，当磨损开始时，电位会发生阴极位移^[22,23]。发生这种变化通常是因钢样表面钝化膜受到破坏，而后在机械钝化区域(阳极)和周围钝化区域(阴极)之间建立了电偶联系，增加了摩擦活性区域。在摩擦结束时，电势迅速上升，这表明了磨损区域进行了薄膜再钝化。即使如此，由于表面磨损，电位也无法回复到最初值。

图4

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图4 2种FH40钢样在无外加保护电位下摩擦前、摩擦中和摩擦后的开路电位

Fig.4 Open circuit potentials of A1 and A2 before, during and after friction under the condition of no applied protective potential

2.4.2 摩擦系数

摩擦系数随时间变化见图5，在有外加保护电位下，A1的平均摩擦系数约为0.22，A2的平均摩擦系数约为0.27，在无外加保护电位下，A1的平均摩擦系数约为0.13，A2的平均摩擦系数约为0.16。可以看出在无外加保护电位下，FH40钢摩擦系数相比于有保护电位下更低，产生此现象的原因是无保护电位下的摩擦会氧化钝化层，材料钝化层被氧化后会更容易被腐蚀，腐蚀后的氧化产物附着在材料表面形成一层致密的氧化膜，而氧化薄膜在摩擦实验中具有润滑摩擦的效果^[24]。

图5

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图5 2种FH40钢样在有、无外加保护电位下的摩擦系数

Fig.5 Friction coefficient vs. time curves (a) and average friction coefficients (b) of A1 and A2 under the conditions of una-pplied and applied protective potential

2.4.3 极化曲线

FH40钢在有无外加保护电位下的极化曲线如图6所示，可以看出，在无外加保护电位的情况下，自腐蚀电位发生负移，腐蚀电流密度增加。通过Tafel外推法对极化曲线进行了拟合，拟合数据见表2。由表可见，当FH40钢在有外加保护电位到无外加保护电位下，A1的腐蚀电流从4.07 × 10^-3 μA/cm²上升到7.19 × 10^-3 μA/cm²，腐蚀速率从4.28 × 10^-3 mm/a上升到6.22 ×1 0^-3 mm/a，A2的腐蚀电流从3.15 × 10^-3 μA/cm²上升到6.35 × 10^-3 μA/cm²，腐蚀速率从3.42 × 10^-3 mm/a上升到5.29 × 10^-3 mm/a。从上述数据可以看出在有无保护电位下，FH40钢腐蚀摩擦反应更强。这是因为在当对材料施加阴极保护电位-0.4 V时，阴极电流开始流动，电子从外部电源流入低温钢表面。由于电子的流入速度可大于金属还原反应的速度，导致电子在阴极表面积累。为了维持电极反应的平衡，阴极电位需要向负方向移动，以吸引更多的阳离子参与阴极反应，从而导致极化曲线电位负移^[25,26]。

图6

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图6 2种FH40钢样在有、无外加保护电位下的动电位极化曲线

Fig.6 Potentiodynamic polarization curves of A1 and A2 under the conditions of unapplied and applied protective potential

表2 2种FH40钢样在有无外加保护电位下的极化曲线拟合参数

Table 2 Fitting parameters of polarization curves of A1 and A2 in Fig.6

Parameters		E_{corr, SCE} / V	I_corr / μA·cm^-2	b_a / mV·dec^-1	b_c / mV·dec^-1	C_rate / mm·a^-1
-0.4 V	A1	1.92 × 10^-3	4.07 × 10^-3	-254.28	173.95	4.28 × 10^-3
	A2	1.95 × 10^-3	3.15 × 10^-3	-265.33	226.80	3.42 × 10^-3
OCP	A1	2.01 × 10^-3	7.19 × 10^-3	-200.15	265.17	6.22 × 10^-3
	A2	2.08 × 10^-3	6.35 × 10^-3	-215.52	270.21	5.29 × 10^-3

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2.4.4 磨痕轮廓和形貌

图7为FH40钢在有保护电位和无保护电位条件下摩擦腐蚀后的白光干涉图，图8为其磨痕截面轮廓图。观察可知，在有保护电位下，A1磨痕宽度约为281 μm，磨痕深度约为2.27 μm，A2磨痕宽度约为272 μm，磨痕深度约为2.04 μm，在无保护电位下，A1磨痕宽度约为331 μm，磨痕深度约为2.81 μm，A2磨痕宽度约为294 μm，磨痕深度约为2.71 μm，这是由于保护电位存在会抑制电化学腐蚀，而当钢样无外加保护电位下会发生电化学腐蚀加摩擦磨损，二者耦合作用会使磨痕表面的摩擦产物不断被带出，在磨痕表面形成新的腐蚀产物，随着腐蚀产物不断堆叠，其腐蚀产物会被摩擦磨损所带离磨痕表面，从而露出新的表层进行下一次循环摩擦腐蚀，由此可见，摩擦腐蚀耦合相互作用会加剧材料损失。

图7

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图7 2种FH40钢样在有、无阴极保护下摩擦后磨痕三维形貌图

Fig.7 3D morphologies of wear tracks of A1 and A2 after friction tests with (a, b) and without (c, d) cathodic protection

图8

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图8 2种FH40钢样在有、无阴极保护下摩擦后磨痕截面轮廓图

Fig.8 Cross-sectional profiles of wear tracks of A1 and A2 after friction tests with and without cathodic protection

图9所示是FH40钢样在有保护电位和无保护电位下磨损后放大1000倍的磨痕形貌。观察图9a和b可见，在有外加保护电位摩擦下，磨痕内部出现裂纹和犁沟，这是由于在摩擦过程中摩擦副对钢样发生微切削，部分的金属磨损碎屑没有被带走，残留在磨痕中且呈现出与摩擦滑动方向平行的犁沟状，这是磨粒磨损的典型特征^[27]。观察图9c和d可见，在无外加保护电位摩擦下FH40钢样表层观察到了清晰的层状脱落、点状腐蚀痕迹以及腐蚀产物，这些现象主要是由于Cl^-活性的加剧与摩擦腐蚀的耦合作用。摩擦作用加速了微裂纹的形成，这些裂纹从表面产生，沿着与所受载荷方向有一定角度的方向深入钢样内部，为O和Cl渗透并加速腐蚀扩散提供途径。环境溶液中的Cl^-经由扩散机制进入基体裂纹，导致局部电位差的形成，电位差是电偶腐蚀的首要驱动力，极大地推动了电化学腐蚀反应的发生^[28]；与此同时，溶解氧也通过微裂纹渗透进入基体，造成供氧差异，进而形成腐蚀电位，使腐蚀过程进一步加剧^[29]。此外，点蚀的发生会加大磨痕的粗糙度，使摩擦产生更高的接触应力，加剧材料损失。

图9

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图9 2种FH40钢样在有、无保护电位下摩擦后磨痕形貌

Fig.9 SEM images of wear tracks of A1 and A2 after friction tests with (a, b) and without (c, d) protective potential

2.4.5 摩擦腐蚀耦合作用

基于表2极化曲线拟合得到FH40钢磨损前后的腐蚀速率和图9所示FH40钢在磨损后轮廓图，已知钢样的密度为7.88 g/mm³，计算得出FH40钢在海水中摩擦时体积损失，见表3。表中，A1纯腐蚀量为2.3 × 10^-7 cm³，A2纯腐蚀量为1.8 × 10^-7 cm³，A1磨蚀后的总腐蚀量为3.5 × 10^-7 cm³，A2磨蚀后的总腐蚀量为2.8 × 10^-7 cm³，A1纯磨损量为1.16 × 10^-6 cm³，A2纯磨损量为1.03 × 10^-6 cm³，A1磨蚀后的总磨损量为1.49 × 10^-6 cm³，A2磨蚀后的总磨损量为1.30 × 10^-6 cm³再根据式(2)~(6)计算出由腐蚀引起的磨损增量W_C和由磨损引起的腐蚀增量C_W，A1分别为3.0 × 10^-7 cm³和1.2 × 10^-7 cm³，A2分别为2.5 × 10^-7 cm³和1.0 × 10^-7 cm³，发现所有C_W和W_C都为正值且在0.1~1之间，由此进一步证明磨损与腐蚀之间的耦合是相互促进的。

表3 2种FH40钢样在海水中摩擦实验后的体积损失

Table 3 Volume losses of A1 and A2 after friction test in simulated seawater

Sample	T / cm³	W₀ / cm³	C₀ / cm³	W_C / cm³	C_W / cm³	W / cm³	C / cm³	S / cm³
A1	1.84 × 10^-6	1.16 × 10^-6	0.23 × 10^-6	0.33 × 10^-6	0.12 × 10^-6	1.49 × 10^-6	0.35 × 10^-6	0.45 × 10^-6
A2	1.58 × 10^-6	1.03 × 10^-6	0.18 × 10^-6	0.27 × 10^-6	0.10 × 10^-6	1.30 × 10^-6	0.28 × 10^-6	0.37 × 10^-6

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根据式(7)~(9)，可计算出FH40钢在海水中的摩擦腐蚀主导作用因子，如图10所示。可知A1和A2磨损作用因子W_F分别为1.28和1.26，A1和A2腐蚀作用因子C_F分别为1.52和1.56，A1和A2总耦合因子S_F分别为1.32和1.31，A1和A2磨损腐蚀耦合协同主导因子C_W/W_C分别为0.36和0.37。磨损腐蚀协同主导作用因子C_W/W_C均小于1，说明腐蚀促进的磨损占主导作用。从总磨损量和总腐蚀量看来，A1和A2总磨损量占比分别为80.9%和82.2%，总腐蚀量分别为19.1%和17.8%，可以看出磨损是材料磨损腐蚀损失的主要形式。

图10

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图10 2种FH40钢样摩擦-腐蚀耦合作用因子

Fig.10 Friction-corrosion coupling factor for A1 and A2 samples of FH40 steel

3 结论

(1) 在FH40钢海水摩擦腐蚀实验中，平均晶粒尺寸降低约3 μm的材料表现出更强的耐磨损腐蚀性能，在20 ℃海水中腐蚀速率降低约0.75 × 10^-3 mm/a，在0 ℃海水中腐蚀速率降低约0.65 × 10^-3 mm/a，在20 ℃下摩擦系数减少约0.07，在0 ℃下摩擦系数减少约0.05。

(2) 摩擦腐蚀耦合下的磨损量大于纯摩擦下的磨损量约3.0 × 10^-7 cm³，且摩擦系数减弱约0.09。因为摩擦腐蚀耦合作用所形成的腐蚀产物附着在材料表面会形成氧化膜，在摩擦过程中会起到润滑作用。同时，磨损腐蚀耦合作用会加剧材料损失。

(3) 纯摩擦条件下磨痕内部存在裂纹和犁沟，而作用下发现磨痕内部出现层状脱落和点状腐蚀。这是由于纯摩擦下的磨损机制以磨粒磨损为主，摩擦腐蚀耦合下的磨损机制主要为腐蚀磨损和疲劳磨损。

(4) 经过电化学摩擦后计算因腐蚀引起的磨损增量W_C 和由磨损引起的腐蚀增量C_W，发现二者皆为正值，证明了磨损腐蚀相互耦合作用会相互促进二者进行。通过对磨损腐蚀耦合主导因子分析得出，在FH40钢磨损腐蚀耦合作用中磨损占主导作用。

参考文献

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文献年度倒序

文中引用次数倒序

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