V2500發動機燃燒室緊固件銀鍍層失效機理研究

邱星瀚，陳亞軍*，楊雅婷，胡隆偉，武文博

（1.中國民航大學中歐航空工程師學院，天津300300；2.貴州航天精工股份有限公司，貴州遵義563006）

V2500航空發動機是目前我國民航在役的主力發動機之一，其燃燒室的高集成性與航空緊固件密不可分［1］，為避免緊固件與結構材料發生磨損而失效，常通過在緊固件表面涂覆自潤滑涂層來改善這一現象［2］。銀是一種白色貴金屬，晶格結構為面心立方，銀鍍層作為功能性鍍層起潤滑、防粘接、增強導電性等作用，已在航空、航天、電子等領域廣泛應用［3］。銀元素具有12個滑移系，即使在惡劣的工況下，其仍易在材料表面發生滑移，因此，銀鍍層常憑借其優良的潤滑減摩能力而被涂覆于精密的運動部件表面，以提高其接觸表面的耐磨性［4］。

航空領域零部件的磨損形式復雜多樣，應用固體潤滑和耐磨涂層可以提高系統的摩擦學性能，有效防止零部件因磨損導致的使用壽命降低和構件失效［2］。近幾年來，在航空航天高技術領域需求的牽引下，固體潤滑和耐磨涂層得到了長足發展，也取得了顯著成果。為了防止航空發動機渦輪葉片與葉冠接觸面發生磨損而失效，需要采用有效措施在其接觸表面制備潤滑耐磨涂層，而這類材料主要有歐美的鈷基Stellite6和鈷鉻鉬T800合金等高溫耐磨涂層，以及俄羅斯的鎳基和Ni3Al基等高溫合金耐磨涂層［5］。此外，銀白色多孔的Cu、Ni/Cr復合鍍層，常用于輕微摩擦條件下需防護的零件和飛機，導彈外部使用的要求良好氣動性能的零件；灰色的松孔鍍鉻層表面的網狀溝紋可以貯存潤滑油，用于要求吸附潤滑油，在較高壓力或較高溫度下工作的零件。鍍鉛層能抵御硫酸，潤滑油氧化產物等引起的腐蝕，提高零件磨合，封嚴和減磨作用。鍍銀層較軟，能承受彎曲和沖擊，并具有優良的減磨性，導電性，焊接性和反射率，常用于需高溫釬焊，高頻釬焊或導電的電子元器件，高溫工況下要求防粘接的螺紋零件，以及某些特殊介質中服役零件的防護［6］。Junhuan Chen等人通過電沉積法制備了含有聚苯胺（PAN）潤滑脂的純銀鍍層，該鍍層具有優異的邊界潤滑摩擦性能，所產生的邊界摩擦膜可以保護磨損表面不受嚴重的粘著磨損和氧化，甚至誘導磨損表面拋光，對于滑動電機的應用有著巨大的前景［7］。對于航空發動機而言，其工況溫度較高，傳統的硫系自潤滑涂層易發生高溫氧化失效［8］，因此航空發動機中使用的緊固件常通過鍍銀來解決潤滑問題。如Ag-3Pb合金鍍層的減磨性能優良，常用于航空航天領域高速運轉發動機滑動軸承的減磨鍍層［9］。研究表明：工作溫度低于300℃的緊固件鍍銅，高于300℃的緊固件鍍銀，鍍層厚度采用3～6 μm，可有效防止緊固件的擦傷和粘接（摩擦耗蝕）［10］。對于銅鍍層和銀鍍層而言，銀鍍層較柔軟，高溫抗氧化性能比銅鍍層好，而鍍銅可能引起氫脆，降低零件疲勞性能。所以，與蘇聯發動機設計不同，歐美發動機的螺紋緊固件，彈簧絲套等零件采用較昂貴的鍍銀，而不用鍍銅［11］，以有效防止緊固件內外螺紋在高溫下粘連咬合，導致維修時無法拆卸或損壞相應結構本體。

本文首先對標準鍍銀緊固件和高溫失效緊固件進行對比分析，利用掃描電子顯微鏡（SEM）和能譜儀（EDS）分析其微觀形貌和元素組成，研究銀鍍層的高溫失效機理；其次，對于在腐蝕環境服役條件下的失效緊固件，通過其微觀形貌和元素組成的分析，研究銀鍍層的腐蝕失效機理；最后，由于飛機服役期間，燃燒室緊固件分別處于高空巡航高溫環境和地面停場常溫環境中，為評價不同溫度下銀鍍層耐腐蝕性的差異，對常溫和模擬高溫工況的熱處理鎳基基片和鍍銀試片進行電化學實驗，通過交流阻抗譜，極化曲線及等效電路模型等表征方法，研究鍍銀試片的耐腐蝕性能。

1 實驗

1.1 實驗材料

V2500發動機單元體涉及到的緊固件分別位于發動機外機匣連接處，內部鼓盤連接處，附屬結構連接處及燃燒室陶瓷隔熱板處。本實驗所用航空標準鍍銀緊固件位于燃燒室陶瓷隔熱板處，工況溫度約為450℃［12］；高溫失效緊固件為在高溫環境下氧化粘連部件，其拆卸時內外螺紋保持粘接狀態而無法分離，表現形式為摩擦和粘合的交叉協同作用下接觸面的磨損過程［13］；電化學實驗采用無氰電鍍工藝鍍銀試片。基體材料選用Inconel718鎳基高溫合金，其成分為（wt%）：55%Ni；21%Cr；11.5%Fe；5.5% Nb；3.3% Mo；1.15% Ti；1.0% Co；0.8% Al。試樣尺寸為30 mm×20 mm×1.5 mm。

1.2 實驗設備及方法

電鍍工藝前處理分為噴砂，超聲波除油和酸洗。噴砂壓力為0.2～0.3 MPa，時間30 min；超聲波除油采用LCX-52水基清洗劑，溫度為40～50℃，時間20 min；酸洗采用鹽酸溶液，時間10 min。

采用PARSTAT 2273電化學工作站在3.5wt%NaCl溶液中測試電化學阻抗譜。工作電極為鍍銀試片，參比電極為飽和Ag/AgCl（Sat.KCl），輔助電極為Pt電極。激勵信號為20 mV的正弦波，掃描頻率1 mHz～100 kHz。采用ZSimpWin軟件擬合阻抗譜曲線及數據。極化曲線掃描步長為1 mV，掃描速率為0.5 mV/s。為了對比分析常溫和模擬高溫工況的鍍銀試片，采用SX-G07103節能箱式電爐對試片進行熱處理，保溫溫度為650℃（鍍銀緊固件的極限使用溫度），保溫時間設定為發動機的平均單次巡航時間3 h。

采用Hitachi S-3400N掃描電子顯微鏡對緊固件和試片的微觀形貌和元素過渡進行表征。

2 結果與分析

2.1 標準鍍銀緊固件的形貌及元素分析

圖1 （a）表示緊固件各部位的示意圖，主要分為4個典型區域：內螺紋牙頂區，牙底區，尾尖區及緊固件外側區。緊固件內螺紋和外側均沉積有銀鍍層，如圖1（b）所示。由于銀鍍層優異的延展性，當螺栓外螺紋和螺母內螺紋的接觸表面承受內部的摩擦載荷或外界施加的高壓載荷時，螺紋表面的銀鍍層便會產生塑性變形，對螺紋表面起到有效的防護作用［13］。

圖1 標準鍍銀緊固件形貌示意圖Fig.1 Morphology of standard silver-plated fasteners

測量內螺紋牙頂區五個部位的鍍層厚度分別為31.80 μm、27.40 μm、21.80 μm、23.60 μm及24.30 μm，銀鍍層的平均厚度為25.78 μm，如圖2（a）所示。牙底區五個部位的銀鍍層厚度分別為4.30 μm、5.03 μm、4.63 μm、5.69 μm及4.39 μm，如圖2（b）所示，其平均厚度約為4.81 μm，是牙頂區鍍層厚度的18.66%。大量電鍍生產實踐已經證明，電鍍過程中的尖端放電效應會造成鍍層厚度分布不均，牙頂處電流密度大于牙底處，所以鍍層厚度從牙頂到牙底逐漸變薄［14］。同樣地，測量緊固件外側區六個部位的鍍層厚度，如圖2（c）所示，分別為9.03 μm、10.00 μm、8.63 μm、9.62 μm、10.30 μm及8.00 μm，其平均厚度為9.26 μm，是緊固件內螺紋牙底區鍍層厚度的1.93倍，尖端放電效應是造成鍍層厚度出現差異的關鍵因素。

如圖2（d）所示，尾尖區六個部位的銀鍍層厚度分別為21.80 μm、21.40 μm、27.40 μm、14.20 μm、10.60 μm及9.48 μm，鍍層的平均厚度為17.48 μm，其中牙頂處鍍層厚約27.40 μm，相比于螺紋牙兩側鍍層厚度的增幅為76.82%，進一步證實了尖端放電效應。同時，尾尖牙頂處鍍層（27.40 μm）略厚于中部螺紋的牙頂處鍍層（25.78 μm），這是由于內螺紋是孔中的螺紋，電鍍時螺母內部的屏蔽效應會造成螺孔內沿螺紋長度方向上鍍層厚度分布不均，使得兩端螺紋的鍍層比中部螺紋厚1.20～1.42倍［14］。

圖2 標準鍍銀緊固件形貌圖Fig.2 Morphology of standard silver-plated fasteners

采用線掃描對鍍層截面加以分析，研究由鍍層（A區）延伸至基體方向（B區）上元素分布的情況，掃描方向如圖3中箭頭所示。由圖3（a）～（d）可知，四個典型區域均出現Ag元素集中在A區，呈連續梯度分布，且沿結合界面向基體方向含量呈遞減趨勢；Fe，Ni，Cr基體元素集中在B區，沿基體方向含量逐漸升高；對于圖3（a）而言，由于線掃描終點位于基體邊緣且Ni，Cr基體元素的擴散能力弱于Fe，所以并沒有檢測到除Fe之外的其余基體元素。線掃描證明了銀鍍層的確存在，元素分布情況證明了鍍層和基體之間存在元素互擴散現象。

圖3 標準鍍銀緊固件元素擴散曲線Fig.3 Elemental diffusion curve of standard silver-plated fasteners

2.2 高溫失效緊固件失效機理分析

圖4 （a）表示失效緊固件的截面形貌，可見螺紋牙頂和牙底均有不同程度的磨損，尤其是尾尖區的牙頂已被磨平。圖4（b）表示高溫粘接失效件螺栓的斷面全貌，螺栓邊緣區分布著大小各異的黑色物質，初步判斷是高溫氧化產物。同時，由圖4（b）中白框區域放大圖可知，螺栓邊緣區縱橫裂紋不齊，并延伸到邊緣與中部的過渡區。此外，螺栓斷面極不平整，具有明顯的螺旋型形貌，初步判斷是扭轉過載造成的。

圖4 失效緊固件形貌圖Fig.4 Morphology of failed fasteners

2.2.1 元素偏析失效機理

如圖5（a）和（b）所示，在失效件內螺紋牙頂區并沒有發現銀鍍層，A區到B區的元素線掃描證明了該區域只含有Fe，Ni，Cr基體元素，銀鍍層已消失且基體邊緣開始剝落。這是由于銀的擴散率高，高溫工況下容易擴散并聚集到一起，從而發生銀的擴散和偏析，造成鍍層表層之下殘留部分不穩定的多孔基質，當緊固件處于發動機服役狀態的循環載荷作用時，由于機械加載而使氣孔塌陷，鍍層最上層崩解，從而銀鍍層脫落失效，所以牙頂區銀鍍層完全消失，大面積基體裸露在外而發生磨損剝落［15］。

圖5 失效緊固件內螺紋牙頂區分界面元素擴散曲線Fig.5 Element diffusion curve of internal thread crest area of failed fastener

2.2.2 氧通道擴散失效機理

如圖6（a）所示，在失效緊固件牙底區發現了大量深暗色區域，最寬處可達32.50 μm。圖6（b）和（c）表示A區向B區的元素線掃描，該區域含有大量基體氧化物且邊緣氧含量高，但是并沒有檢測到Ag元素，初步判斷Ag鍍層已完全脫落。通過標準鍍銀緊固件的分析可知，內螺紋牙底區鍍層最薄，所以緊固件服役時牙底區鍍層會最先脫落。關于氧元素的來源有四種分析：（1）Ag對氧的富集作用使得鍍層和基體之間的氧濃度增大，從而基體邊緣初步氧化［16］，造成原有結構疏松多孔，形成一條或多條氧氣通道，向基體內部源源不斷地輸送氧氣；（2）銀鍍層與氧氣反應生成AgO，在高溫工況下AgO受熱分解［17］，增大了原有鍍層的孔隙率，從而加速氧氣進入基體內部；（3）大量實驗已經證明，對于銀鍍層而言，銀的擴散率高［18］，高溫工況下容易擴散并聚集到一起，發生銀的偏析，造成鍍層表層之下殘留部分不穩定的多孔基質［15］，加速氧氣進入基體內部；（4）高溫長時間氧化時，鍍層中的Ag元素會熱膨脹變形及擴散流動，導致鍍層內部出現微裂紋和孔隙，増加了氧氣向鍍層內部擴散的通道，加速了基體氧化，從而銀鍍層附著力下降，在外力的作用下銀鍍層將脫落失效。

圖6 失效緊固件內螺紋牙底區分界面形貌與元素擴散曲線Fig.6 Morphology and element diffusion curve of internal thread root area of failed fasteners

2.2.3 循環載荷作用失效機理

由圖7（a）可知，尾尖區牙頂有一處輕微破損，初步判斷是服役過程中發動機振動施加的循環載荷或是安裝緊固件過程中人為加載造成的尖銳區應力集中，導致出現微裂紋源。該微裂紋源已經作為氧氣進入渠道，吸納氧氣進入基體，使得部分基體氧化，造成鍍層的附著力降低，從而脫落失效；同時由于循環載荷的作用，該裂紋還在持續擴展，由圖中可以看出裂紋已經貫穿聯通，這一宏觀性裂紋為氧氣的進入提供了更多渠道，并且裂紋的進一步擴展使得尾尖區牙頂處趨于整塊脫落，銀鍍層也隨之失效。由圖7（b）可知，牙頂兩側有輕微剝落，由能譜分析可知是基體氧化物剝落所造成的。由于在高溫工況下，Ag元素會膨脹并軟化，當緊固件處于發動機提供的熱震環境中時，尾尖區出現應力集中且易發生粘著磨損和塑性變形，造成銀鍍層脫落而失效，導致暴露在外的基體將被氧化脫落。綜上所述，內螺紋尾尖區占主導地位的失效機理為循環載荷作用下微裂紋的擴展使得緊固件整塊脫落，并且高溫工況下膨脹軟化后的銀鍍層在循環載荷作用下發生磨損而脫落，從而銀鍍層失效。

圖7 失效緊固件內螺紋尾尖區形貌與EDS分析Fig.7 Morphology and EDS analysis of internal thread tail tip area of the failed fastener

2.2.4 熱膨脹失效機理

如圖8（a）所示，在緊固件外側發現了較為均勻的深暗色帶狀區域，測量四個部位的帶寬分別為12.80 μm、15.40 μm、13.30 μm及13.20 μm，其平均值為13.68 μm。圖8（b）表示從基體氧化層到鎳基高溫合金基體的元素線掃描，其中O元素含量驟減；Ni元素含量逐步增加，Cr元素含量呈現先增加后減小的變化規律，而Fe元素則先減小后增加。由于Cr元素可以增強基體高溫抗氧化能力，其容易生成Cr2O3保護層，所以一旦接觸到氧氣，Cr元素便會優先擴散到邊界與氧氣反應，造成氧化帶中Cr元素含量略高［19］。同時，在緊固件外側并沒有發現明顯的氧氣通道，初步判斷銀鍍層的脫落是基體和鍍層熱膨脹系數不匹配造成的。由于發動機并不是時刻處于工作狀態，所以緊固件處于冷熱循環中，且Ag的熱膨脹系數為19.5×10-6℃-1，而Inconel718鎳基的熱膨脹系數為11.8×10-6℃-1，鍍層和基體金屬的熱膨脹系數并不匹配，高溫服役環境下鍍層和基體形變不同步，在發動機的冷熱循環中會產生較大的熱應力，當其超過鍍層的結合強度時，便會導致銀鍍層開裂和脫落，使得基體裸露在外而發生均勻氧化［20］。

圖8 失效緊固件外側區形貌與元素擴散曲線Fig.8 Morphology and element diffusion curve of the outer zone of failed fasteners

2.3 在役腐蝕環境下鍍銀緊固件的微觀失效機理分析

如圖9所示，在役腐蝕環境下的失效緊固件尾尖區檢測到了大量Cl元素，Cl元素所對應的腐蝕產物促進了龜裂形貌的形成。關于Cl元素的來源，一類是航空燃料，由于燃料的特殊加工工藝及為了增強燃料的防爆性、安定性而加入的添加劑，不可避免地會引入Cl元素，從而積聚在銀鍍層表面腐蝕鍍層，腐蝕一開始便會迅速形成大量Cl-腐蝕活性中心，所以生成腐蝕產物速度快、顆粒小、數量多，最終形成了大量以AgCl為主的黑色致密腐蝕產物，鍍層變質而失效［21］；另一類是飛機的外部服役環境，當飛機飛過沿海區域時，由于海水中含有大量Cl-，當海水蒸發為大氣時，一層含鹽堿的薄膜沉積在緊固件表面腐蝕鍍層。并且海洋環境中的鹽分一旦與發動機的燃燒產物相遇，便會在流道內形成破壞銀鍍層耐腐蝕性的硫酸鹽化合物，加劇銀鍍層的腐蝕失效［22］。

圖9 失效緊固件牙底區龜裂結構EDS分析Fig.9 EDS analysis of cracked structure in the internal thread root area of the failed fastener

同樣地，如圖10所示，在高溫粘接件上也檢測到了Cl元素，從而在Cl元素形成的腐蝕環境和發動機施加的循環載荷協同作用下，緊固件螺栓邊緣的裂紋將逐步擴展，當裂紋擴展到一定程度時，螺栓無法承受外界施加的高壓載荷，從而裂紋快速擴展直至整塊脫落［20］。循環加載的頻率越低，每一循環應力與腐蝕環境共同作用的時間越長，銀鍍層的應力腐蝕失效便越嚴重。在實際飛行過程中，出于飛行安全的考慮及發動機性能的維護，飛行員需嚴格遵守既定的操作程序及飛行路線，一般不存在頻繁的推桿動作，因此推力處于低頻且長時間的加載狀態，也會加速了銀鍍層的應力腐蝕失效［23］。

圖10 高溫粘接失效件螺栓邊緣區裂紋內部EDS分析Fig.10 EDS analysis of the crack inside the bolt edge zone of high temperature bonding failed fasteners

2.4 銀鍍層耐蝕性的電化學研究

將試片與濃度為3.5 wt%的NaCl溶液接觸，進行開路電位的測試，開路電位達到穩定后開始極化曲線的測試。常溫和熱處理后鍍銀試片和基片的極化曲線如圖11所示，常溫和熱處理鍍銀試片的陽極分支均出現了急劇的腐蝕響應，當陽極極化電位達到0.05 V時，陽極電流突然增大，表明達到銀鍍層的點蝕擊穿電位，導致了點蝕的發生，這兩種情況對應的點蝕擊穿電位值均為0.05 V。

圖11 常溫和熱處理后鍍銀試片和基片的極化曲線Fig.11 Polarization curves of substrates in normal temperature，heat-treated substrates，silver-plated substrates in normal temperature and heat-treated silver-plated substrates

動電位極化曲線的主要參數如表1所示，Ecorr為自腐蝕電位，電位值越負，材料被腐蝕的熱力學傾向越大［24］；Icorr為自腐蝕電流密度，βc和βa分別代表陰極和陽極極化曲線的斜率。常溫基片，熱處理基片，常溫鍍銀試片和熱處理鍍銀試片的自腐蝕電位值分別為-0.62 V、-0.80 V、-0.19 V和-0.20 V。從熱力學腐蝕傾向性評價，常溫基片的自腐蝕電位是熱處理基片的77.5%，從而熱處理基片比常溫基片更容易發生腐蝕；同樣地，常溫鍍銀試片自腐蝕電位高于熱處理鍍銀試片，因此，熱處理鍍銀試片的熱力學腐蝕傾向大于常溫鍍銀試片。此外，自腐蝕電流密度Icorr也是表征材料耐腐蝕性能的重要參量，Icorr反映了腐蝕速率快慢，與材料耐腐蝕性呈負相關［24］。由表可知，常溫基片，熱處理基片，常溫鍍銀試片和熱處理鍍銀試片的自腐蝕電流密度分別為1.76×10-7A/cm2、9.80×10-7A/cm2、1.92×10-6A/cm2、1.95×10-6A/cm2，其中，熱處理基片的自腐蝕電流密度是常溫基片的5.57倍，從而熱處理基片的耐腐蝕性弱于常溫基片；同樣地，熱處理鍍銀試片的自腐蝕電流密度大于常溫鍍銀試片，因此，常溫鍍銀試片的耐腐蝕性強于熱處理鍍銀試片。

表1 動電位極化曲線的對應參數Tab.1 Corresponding parameters of dynamic potential polarization curve

溶液/鍍層界面和鍍層/基體界面腐蝕情況的分析可以通過建立合理的等效電路模型，可獲得鍍層電容和電阻值等與鍍層性能及鍍層破壞過程有關信息［25］。其中阻抗譜曲線的容抗弧半徑是評判材料耐腐蝕性的重要指標，如圖12和圖13所示，常溫基片的容抗弧半徑大于熱處理基片，常溫鍍銀試片的容抗弧半徑大于熱處理鍍銀試片，相應阻抗值和耐腐蝕性也滿足同樣規律。

圖12 常溫和熱處理基片的阻抗譜曲線Fig.12 Impedance spectrum of substrate in normal temperature and heat-treated substrate

圖13 常溫和熱處理鍍銀試片的阻抗譜曲線Fig.13 Impedance spectrum of silver-plated specimen in normal temperature and heat-treated silver-plated specimen

采用圖14所示的R（RQ）并聯電路對鍍銀試片進行電化學阻抗譜的擬合，擬合得到四個實驗數據，分別是溶液電阻Rs，試樣表面/介質界面的電阻R，試樣表面/介質界面的常相位角元件Q的電容QY和彌散效應指數Qn。其具體參數如表2所示，可以看出所選等效電路模型的擬合數據與測試所得原始數據誤差值小于5%，說明等效電路合理。

表2 等效電路模型的擬合參數Tab.2 Fitting parameters of equivalent circuit model

圖14 常溫和熱處理鍍銀試片的等效電路模型Fig.14 Equivalent circuit model of silverplated specimen in normal temperature and heat-treated silver-plated specimen

常溫鍍銀試片試樣表面/介質界面的電阻為1.18×104Ω，熱處理鍍銀試片對應的界面電阻為9.99×103Ω，前者電阻值高于后者，說明隨溫度升高，鍍銀試片的耐腐蝕性略有下降。鍍層的吸水率可以通過等效電路中常相位角元件Q的電容值QY來衡量，常溫鍍銀試片的電容值為1.26×10-4Ω-1/sn，熱處理鍍銀試片的電容值為1.28×10-4Ω-1/sn，說明溫度升高對鍍層的吸水性有積極影響。此外，常相位角元件的彌散效應指數Qn滿足：常溫鍍銀試片＞熱處理鍍銀試片，材料測試區域微觀層面上的“光潔程度”亦滿足同樣規律，這些特性均與熱處理過程中銀的偏析和偏聚造成鍍層孔隙率和表面粗糙程度的改變有關。綜上所述，熱處理會降低銀鍍層的耐腐蝕性，使得鍍銀試片對于腐蝕反應的耐受能力下降。

3 結論

（1）標準緊固件四個典型部位銀鍍層平均厚度分別為：內螺紋牙頂區25.78 μm，牙底區4.81 μm，尾尖區17.48 μm及緊固件外側區9.26 μm，電鍍過程中的尖端放電效應是鍍層厚度不均的主要原因，元素線掃描證明鍍層Ag元素和基體的Fe、Ni、Cr合金元素之間存在元素互擴散現象。

（2）銀鍍層高溫失效存在元素偏析失效、氧通道擴散失效、循環載荷作用失效和熱膨脹失效四種機理。

（3）沿海服役環境及航空燃料中的氯元素引起的腐蝕產物AgCl，其與發動機運行時施加于緊固件表面的循環載荷共同作用，造成銀鍍層的應力腐蝕失效。電化學實驗表明高溫工況會降低銀鍍層的耐腐蝕性能。