航空发动机作为航空器的核心部件，其性能直接关系到飞行安全和整体运行效率。航空发动机中的鼓风传动轴作为关键传动装置，承担着动力传输的关键任务。鼓风传动轴在飞行过程中常常面临着高温、湿热、盐雾等复杂环境的严苛考验。除了要求具备高强度和良好的疲劳性能外，它还需要具有较高的耐腐蚀性，尤其在海洋气候中，湿热、盐雾和海水的交替作用对材料的腐蚀性和力学性能造成了显著影响。长期暴露于这些环境条件下，材料表面易发生腐蚀反应，形成腐蚀坑、裂纹等缺陷，进而导致其力学性能下降，缩短部件的使用寿命。因此，如何提升航空发动机关键部件在海洋环境下的抗腐蚀性能和力学性能，成为了亟待解决的技术难题。

38CrMoAlA钢作为一种合金结构钢，因其优异的强度、硬度、耐磨性和良好的表面处理性能，被广泛应用于航空领域。特别是在经过表面渗氮处理后，38CrMoAlA钢的抗疲劳性能和耐磨损性得到显著提升。然而，尽管其力学性能优越，现有研究表明，在湿热盐雾交替环境下，尤其是海洋环境的复合腐蚀作用下，38CrMoAlA钢的耐腐蚀性能和力学性能仍然面临严峻挑战。海洋环境中的盐雾、湿气以及气温波动，会引发严重的腐蚀反应，尤其是在具有局部电化学反应的地方，腐蚀坑和裂纹易于形成，影响了材料的承载能力。在此类环境下，材料的腐蚀和力学性能退化不仅影响航空发动机的安全性，还可能导致组件的提前失效。

现有关于38CrMoAlA钢的研究主要集中在其力学性能的优化以及表面处理工艺的研究，特别是在常规大气环境中的应用和使用寿命评估。然而，关于该材料在海洋环境，尤其是湿热盐雾交替作用下的腐蚀性变化及其对力学性能的影响研究尚属较少。已有研究表明，海洋环境中的盐雾腐蚀作用会导致38CrMoAlA钢的表面发生严重腐蚀，形成腐蚀坑，并可能引发裂纹扩展。湿热环境与盐雾环境交替作用会加速材料腐蚀过程，导致材料表面形成更为复杂的腐蚀产物，影响钢材的耐久性与疲劳性能。此外，腐蚀引起的材料表面损伤，如腐蚀坑和裂纹，会导致局部应力集中，从而降低材料的抗疲劳性能和抗拉强度，增加航空发动机故障的风险。

因此，深入研究38CrMoAlA钢在海洋环境下的腐蚀行为及其对力学性能的影响，尤其是在湿热盐雾交替环境中的表现，具有重要的理论意义和工程应用价值。本研究通过模拟湿热盐雾交替环境，系统地探讨了38CrMoAlA钢在此环境中的耐腐蚀性能变化规律及其对力学性能的影响，分析材料的腐蚀失效机理，并为航空发动机鼓风传动轴的选材、设计以及防腐保护措施提供理论依据和实践指导。

本试验使用38CrMoAlA钢材加工成圆片状腐蚀模拟试样（直径80mm，厚度4.5mm）和棒状力学试样（如图1），所有试样均进行统一编号和标识。腐蚀模拟试样和拉伸试样每个周期采用3件平行试样，疲劳极限试样每周期采用16件平行试样。加工后的试样依次用去离子水和无水乙醇清洗表面，再用冷风吹干，随后记录试样的外观、重量和尺寸。

湿热试验依据GJB 150.9A—2009标准进行，相对湿度控制在95%±5%，温度为（43±2）℃，试验持续7d。盐雾试验参照GJB 150.11A—2009标准，温度控制在(35±2)℃，盐雾溶液为5%±0.1%NaCl溶液，沉降量保持在1~2mL·(80cm²·h)⁻¹。中性盐雾试验为期4d，溶液pH控制在6.5~7.5；酸性盐雾试验为期3d，通过稀硫酸将溶液pH调节至3.5~4.5。

腐蚀模拟试样和力学试样均进行湿热-盐雾交替试验，每1个循环为1周期（下文中使用周期数进行区分）。通过扫描电子显微镜（SEM）和能谱分析（EDS）表征腐蚀产物的形貌和成分。腐蚀产物依据ASTM G1-03标准清除，采用失重法计算腐蚀速率，并通过激光共聚焦显微镜测定腐蚀深度。

湿热-盐雾交替试验前后的拉伸试样均按GB/T 228.1—2021《金属材料拉伸试验第1部分：室温试验方法》进行拉伸测试，测得室温下的抗拉强度(σ_b)、屈服强度(σ_p0.2)、延伸率(δ)和断面收缩率(Ψ)等典型值。对于试验前后的疲劳试样，按照GB/T 26077—2021《金属材料疲劳试验轴向应变控制方法》标准，在室温下开展疲劳试验。疲劳极限通过升降法测定，试验应力比为-1。每个周期测试16根试样，其中有效试样数量不少于10根，疲劳极限测定基于10⁷次循环。

图1 38CrMoAlA力学试样

(a)拉伸试棒; （b）高频轴向疲劳试棒（单位：mm）

2.1 38CrMoAlA钢腐蚀模拟试验

2.1.1 腐蚀宏观形貌

图2是38CrMoAlA钢经过不同湿热-盐雾交替试验周期后的宏观形貌，从图中可以发现，未腐蚀的样品表面光滑，呈现出金属的自然颜色。经过1周期试验后，样品形貌发生明显变化，表面覆盖了一层黑红相间的腐蚀产物，颜色多为黑色，少量红棕色，腐蚀产物疏松，只有很小区域还未腐蚀；试验3周期后，腐蚀产物更加密集，明显增厚，表面出现均匀的氧化层。第5周期后，腐蚀进一步加剧，腐蚀产物层更加致密，颜色多为砖红色，表面出现凸起，表明样品局部发生了深度腐蚀。

图2 38CrMoAlA钢经过不同试验周期后的宏观形貌

(a)试验前：(b)1周期：(c)3周期：(d)5周期

2.1.2 腐蚀速率

采用失重法计算出各周期试样的平均腐蚀速率，按照ASTM G46—94标准，通过表面等高线图观察去除腐蚀产物后的试样表面轮廓，选取腐蚀最严重的10个局部腐蚀坑的深度来计算局部腐蚀速率。38CrMoAlA钢的平均腐蚀速率在试验初期呈现快速增加的趋势（图3黑色线），腐蚀快速发生，随后第3、5周期腐蚀速率有增加，但增幅逐渐趋于平缓。而局部腐蚀速率（图3红色线）与平均腐蚀速率趋势相反，前期先快速下降，第3、5周期后腐蚀速率减缓。这表明材料在早期的腐蚀过程中，基体表面快速腐蚀，基体元素扩散迅速，很快覆盖了整个试样。由于初期表面基体暴露较多，腐蚀产物较为疏松，导致腐蚀环境中的离子可以进一步渗透到材料内部，造成更深入的腐蚀。到第5周期时，腐蚀产物逐渐变得致密，形成一层保护膜，阻碍了传质过程，从而减缓了腐蚀速率，说明此时腐蚀已趋于稳定。根据ASTM G217标准，a=局部腐蚀率/平均腐蚀速率，若a>2，说明材料腐蚀严重，服役失效风险较高。本试验3周期以后，a<2，说明在这个环境下，材料服役性能良好。

图3 38CrMoAlA各试验周期后的腐蚀速率

2.1.3 腐蚀微观形貌及成分分析

图4是38CrMoAlA钢各试验周期的表面SEM图和EDS结果，第1周期的SEM图显示，腐蚀较轻，局部有腐蚀坑，尺寸较小，整体结构保持完整，放大图为腐蚀产物的微观形貌，呈叶片或者针状。第3周期，腐蚀明显加剧，表面覆盖了大量的腐蚀产物，尤其是在晶粒边界处，腐蚀加深，材料表面变得更加粗糙，放大图显示出针状或片状的腐蚀产物，与第1周期一样，表明腐蚀产物成分并无变化。试验5周期后，材料表面存在明显的孔洞和剥落现象，腐蚀产物更加致密光滑，局部有明显鼓包，说明腐蚀已经深入到材料内部。从EDS结果显示，这三个周期腐蚀产物成分较为单一，主要为Fe、O元素聚集，结合原子比，腐蚀产物应该是Fe₃O₄和Fe₂O₃的混合物，并没有出现其他腐蚀产物。

图4 38CrMoAlA不同试验周期后的表面SEM图

(a,b,c分别为1,3,5周期)及EDS结果(d,e,f分别为1,3,5周期)

2.1.4 腐蚀坑深度

图5是38CrMoAlA腐蚀产物去除后的三维形貌图，第1周期的样品表面较为粗糙，有明显腐蚀痕迹，表面整体结构较为完整,局部腐蚀深度可达285.5μm。第3周期后，腐蚀加剧，表面更为粗糙，凹坑分布密集，局部有大腐蚀坑，深度可达506.37μm，第5周期后，腐蚀进一步加剧，表面结构残缺，基体受到了严重腐蚀，相比第3周期，腐蚀坑深度增幅较小，但腐蚀坑面积明显增大，也表明前期腐蚀迅速，随着腐蚀产物膜的逐渐致密，阻碍了腐蚀性离子向基体传送的通道，从而起到一定的保护作用。

图5 不同循环周期38CrMoAlA腐蚀产物去除后的三维形貌图(a,b)1周期；(c,d)3周期；(e,f)5周期

2.2 38CrMoAlA钢力学性能试验结果

2.2.1 腐蚀宏观形貌

38CrMoAlA钢力学试样经过不同周期的湿热和盐雾交替腐蚀试验后，其外观和腐蚀程度发生了显著变化（如图6和7）。原始试样表面光滑，金属光泽明显。1周期后，这些试样表面开始出现少量的腐蚀，呈现出棕褐色的氧化层，表明开始有轻微的氧化，腐蚀较为均匀，尚未出现深层次的锈蚀或大面积的剥落。主要集中在中部颈缩区域，这部分是试样受力最大的区域。3周期表面腐蚀更加严重，腐蚀产物较厚，局部出现剥落，试样表面呈现明显的腐蚀坑。颈缩区域腐蚀明显加剧，氧化物沉积较多。金属表面开始出现局部深层的腐蚀痕迹，腐蚀产物开始累积。5周期表面严重腐蚀，出现大量氧化物，特别是中部的颈缩区域。腐蚀产物呈现出较厚的红褐色层，已经进入了深层腐蚀，金属结构遭到严重破坏，表面完全被氧化物覆盖。

图6 38CrMoAlA拉伸试样不同试验周期后的宏观形貌

(a)试验前：(b)1周期：(c)3周期：(d)5周期

图7 38CrMoAlA疲劳试样不同试验周期后的宏观形貌

(a)试验前：(b)1周期：(c)3周期：(d)5周期

2.2.2 拉伸试验结果及断口分析

图8是38CrMoAlA钢不同试验周期后的拉伸试验结果，图中分别展示了应力-应变曲线、抗拉强度/屈服强度、断面伸长率和断面收缩率随周期变化的趋势。应力-应变曲线中0周期曲线最高，表示材料未试验前具有较高的抗拉强度和塑性。随着周期增加，曲线逐渐向下移动，尤其在5周期时，明显表现出抗拉强度和塑性的大幅下降。这表明湿热和盐雾试验对材料的性能产生了显著的负面影响。图8(b)是对应的各周期的强度值，随着周期增加，抗拉强度从980MPa下降到870MPa，屈服强度从842MPa逐步下降到307MPa，屈服强度的减少意味着材料的弹性变形能力减弱，更容易发生永久性变形。断面伸长率是材料拉伸到断裂时，长度增加的百分比。从图8(c)可以看出，原始样品断面伸长率较高，约为18%，表明材料具有良好的延展性。随着周期增加，断面伸长率显著下降，至5周期时降到约6%，表明材料的塑性严重下降，经过处理后材料变得更加脆弱。原始样品的断面收缩率约为63%，这表示材料在断裂前有较大的塑性变形能力，试验5周期后仅为33%左右。这意味着材料的塑性和韧性明显降低，受试验后更加脆性化。

从这些数据可以看出，38CrMoAlA钢在经过多周期的湿热和盐雾试验后，其力学性能大幅下降，尤其是在第5周期后，材料的强度和塑性损失尤为显著。这意味着这种材料在苛刻环境下使用时，其耐腐蚀性能和使用寿命需要格外关注。

图8 38CrMoAIA 拉伸试验结果

(a)应力应变曲线;(b)抗拉/屈服强度值;

(c)断面伸长率;(d)断面收缩率

原始样品的拉伸断口截面没有凹坑(图9(a))，为典型韧窝断裂，属微孔聚集型断裂，实验中，在拉应力的作用下，呈近似圆形的等轴韧窝。这些韧窝随着外力的逐渐增大，彼此连接至一定程度后产生内缩颈，进而形成内裂纹，从而最终导致断裂。1周期试验后(图9(b))，试样表面出现了轻微腐蚀坑，作为裂纹源，在应力作用下，导致此处应力更容易集中，形成裂纹并进一步扩展，第3、第5周期后(图9(c)和(d))，发生了深层腐蚀，基体表面出现多处大而深的腐蚀坑，腐蚀产物发生剥落，基体外径减小，导致的材料的抗拉强度和屈服强度大幅减小，断面伸长率和收缩率同时减小，最终导致材料更容易失效断裂。

图9 38CrMoAIA不同试验周期拉伸断口形貌

(a)试验前;(b)1周期;(c)3周期;(d)5周期

2.2.3 疲劳试验结果及断口分析

图10是采用升降法测试材料的疲劳极限结果。根据钢种的抗拉强度和屈服强度来确定初始应力强度，将初始应力强度作为第1根试样的加载应力，若第1根试样通过设定的循环次数(10⁷次)，则提高第2根试样的加载应力，若第2根试样在10⁷循环次数前断裂，则降低第3根试样加载应力，并继续试验。升降的应力水平数i一般4级左右，中值疲劳极限σ如式(1)所示。

式中：n为有效试样总个数；m为升降应力水平级数；V_i为第i级应力水平的试验次数；σᵢ为第i级应力水平；i=1,2,3,…,m。

图1038CrMoAlA各周期疲劳极限测试验升降图

(a)试验前；(b)1周期；(c)3周期；(d)5周期

在0周期中，试样的应力波动较大，应力在750MPa以上样品均破断，750MPa以下样品均通过测试，根据式(1)计算得中值疲劳极限为752.27MPa，标准差17.5MPa。在1周期中，多数试样的应力波动较小，应力在410MPa以上样品破断，380MPa以下样品能达到疲劳极限，中值疲劳极限为400MPa，标准差16.9MPa。试验3周期后，中值疲劳极限为225MPa，相比前周期再次明显下降，而试验5周期后，中值疲劳极限为218MPa，相比3周期后，变化不大，因为试样表面腐蚀产物增厚，腐蚀速率减慢。从周期对比来看（如图11），38CrMoAlA钢未经腐蚀试验的中值疲劳极限较高，但随着测试周期增加，试样的中值疲劳极限逐渐下降，从752MPa降到了218MPa，说明经过腐蚀后，对材料造成了严重损伤，大幅降低了材料的疲劳极限。

图11 38CrMoAlA各周期中值疲劳极限趋势图

图12所示，原始试样疲劳断口呈明显的辐射状裂纹形貌，裂纹从断口中心向外延伸。这种辐射状的裂纹扩展通常是疲劳裂纹扩展的典型特征，这表明该试样经历了多次循环应力作用。在该图中可以看到裂纹路径清晰，这表明未试验前为均匀的裂纹扩展。1周期后，呈一个粗糙、不规则的断裂面，表面有明显的孔洞和凹陷区域，这是腐蚀坑或孔洞。腐蚀坑的存在会导致局部应力集中，进一步加速裂纹的萌生和扩展。经过腐蚀后，材料的疲劳强度明显降低。腐蚀产物可能在断裂过程中积聚在某些区域，导致局部的材料剥落，形成明显的腐蚀坑。图中的孔洞应该是腐蚀后材料剥蚀的结果，这也是腐蚀加速疲劳断裂的典型现象。

图12 38CrMoAlA各周期疲劳极限断口形貌

(a) 试验前：(b)1周期：(c)3周期：(d)5周期

腐蚀不仅会加速裂纹的萌生和扩展，还通过形成腐蚀坑等缺陷大幅降低了材料的疲劳极限。在实际应用中，需特别注意该材料在腐蚀环境中的使用寿命，并采取相应的防护措施以延缓腐蚀过程，提升材料的疲劳寿命。

2.2.4 腐蚀损伤分析

38CrMoAlA钢在湿热-盐雾环境的交替试验中，湿热环境促进了金属表面的水化与氧化反应：

腐蚀坑从均匀分布逐渐转向局部集中，这种现象是由于Cl⁻在局部区域的富集导致的。盐雾环境下Cl⁻对氧化膜的破坏作用加剧了孔蚀的扩展:

从腐蚀机理角度分析，Cl⁻通过破坏金属表面的氧化膜进入基体内部，形成局部活化点，这些活化点逐渐发展为深坑，最终引发孔蚀和裂纹扩展。氧化膜的再生成速率无法覆盖金属的裸露区域，使得腐蚀在局部加速。

38CrMoAlA钢经过试验后力学性能下降，其主要归因于腐蚀坑引发的应力集中效应，以及孔蚀和裂纹扩展降低了金属的有效承载面积。特别是在断口分析中，腐蚀坑是加载过程中扩展裂纹的起始部位，SEM显示腐蚀坑周围形成大量沿晶裂纹，裂纹在加载过程中迅速扩展，导致试样早期失效。此外，加上点蚀造成的承载能力损失，严重降低了材料承受循环载荷的能力，进一步加速了材料的失效。

(1) 湿热-盐雾交替环境显著加速了38CrMoAlA钢的腐蚀行为，盐雾中的Cl⁻是腐蚀加剧的主要原因。

(2) 腐蚀损伤显著降低了材料的抗拉强度、疲劳极限和塑性变形能力，其机理在于点蚀和孔蚀引发的应力集中效应。

(3) 腐蚀坑的深度及分布对疲劳裂纹的萌生和扩展具有决定性影响。