海上风力发电不仅有助于减少对化石燃料的依赖，降低温室气体排放，还可以有效缓解陆地空间紧张的问题，增强能源供应的稳定性和安全性[1-2]。然而，海上风电设施面临着比陆地风电更为苛刻的环境条件，如盐雾、湿度、温度、风力和海浪等[3-5]，这些因素极大地增加了设备的维护难度和成本，尤其对风电机组中的金属部件，如轴承、塔筒等[6-7]。随着海上风电机组装机量增加，风电机组的故障率和可靠性也越来越受到重视，其中轴承故障已经成为影响风电机组可靠性的关键[8]。

轴承是海上风力发电机组的核心部件之一，也是最薄弱的环节之一。据统计轴承类故障占我国风力发电机组总故障的74%，而腐蚀因素占约40%，其中不乏运行不到3 a即失效的案例[9]。服役寿命远不如预期（风电行业要求20 a），导致风机长期停运甚至提前报废。海上风电轴承部件服役工况复杂且恶劣，在静态条件下，风机轴承持续受到C4级及以上腐蚀性等级的海洋环境腐蚀作用，部分轴承（如变桨、偏航轴承）直接暴露于海洋大气环境，受到高湿、高盐、长时间润湿的多重作用[10-11]，腐蚀性等级达到甚至超过C5级。在工作状态下，风机轴承还将承受机器运转导致的高温度、复杂工作载荷的耦合作用[12-13]。风机运行时，舱内温度将随着机器启动及转速提升发生改变，轴承部件的环境温度将在30~70 ℃波动，最高可能达到80 ℃[14]。与此同时，轴承部件转动时还将承受高冲击、振动及径向接触应力等载荷耦合作用，温度场和力场的叠加将使得其所处环境的腐蚀性更加恶劣。然而，当前大部分研究关注轴承钢强韧性、高的抗疲劳性和耐磨性等方面[15-17]，对其服役过程中的腐蚀问题缺乏系统研判和机制认识，使得海上风电机组存在巨大安全隐患，这阻碍了我国风电装备国产化进程。

因此，笔者以42CrMo轴承钢为研究对象，通过电化学测试、腐蚀形貌分析等对其在模拟海洋环境中的电化学行为进行了研究，并针对轴承运转时带来的温度变化对其腐蚀行为的影响进行了探究，相关研究结果有助于加深对海上风电轴承部件腐蚀失效的认识，为海上风电装备发展提供支撑和帮助。

1. 试验

1.1 试验材料

试验用轴承材料为42CrMo合金钢板，其主要成分如表1所示。从钢板上切取尺寸为10 mm×10 mm×3 mm的块状样品，通过SiC砂纸逐级（至2000号）打磨，机械抛光至镜面，随后用去离子水和酒精依次清洗表面。将抛光后的试样表面通过4%（体积分数）硝酸酒精侵蚀8~10 s，将其置于光学显微镜（光镜）下观察金相组织，结果如图1所示。由图1可知，42CrMo钢的微观组织主要由板条状贝氏体和针状铁素体组成，未观察到明显的夹杂物和奥氏体晶界特征。

图 142CrMo轴承钢的显微组织

Figure 1.Microstructure of 42CrMo bearing steel

1.2 电化学测试

选用传统的三电极体系在CS350M电化学工作站上进行电化学测试，其中：42CrMo钢为工作电极，饱和甘汞电极（SCE）为参比电极，Pt片为对电极。从钢板上切取尺寸为10 mm×10 mm×3 mm的块状样品，用导线焊接后，环氧树脂密封暴露1 cm2的工作面积，并将工作面用砂纸逐级（至1500号）打磨。将工作电极浸泡在3.5%（质量分数，下同）NaCl溶液中，测试温度为25，30，40，50，60，70 ℃，测试时间分别为0，3，7，15，30 d。电化学阻抗谱（EIS）和极化曲线测试前，先开展至少20 min的开路电位（OCP）测试，以判断系统是否达到稳定。随后，在不同条件下进行EIS测试，扰动电位为10 mV，测试频率为0.01 Hz~100 k Hz。动电位极化测试的电位扫描范围为-0.4~0.5 V（相对于OCP），扫描速率为0.5 mV/s。

1.3 浸泡试验

从42CrMo钢板上切取尺寸为25 mm×10 mm×3 mm的矩形试样，用砂纸逐级（至1500号）打磨，置于3.5%NaCl溶液中分别浸泡3，7，15，30 d，试验温度为25 ℃。浸泡结束后取出试样，置于光学显微镜下观察其表面腐蚀产物形貌，随后利用除锈液去除表面腐蚀产物，观察其腐蚀形貌特征。

2. 结果与讨论

2.1 温度对42CrMo钢电化学性质的影响

图2为42CrMo钢在不同温度下的OCP曲线。由图2可知，各温度条件下，42CrMo钢的OCP均快速降低并在浸泡400 s后逐渐趋于稳定。25 ℃时，42CrMo钢的OCP约为-0.585 V，随着温度的升高，OCP逐渐降低，当温度升至60 ℃和70 ℃时，42CrMo钢的OCP稳定在约-0.7 V，相较于25 ℃时的降低了约115 mV。由OCP的变化规律可知，温度升高增加了42CrMo钢的电化学活性。

图 242CrMo轴承钢在不同温度下的OCP曲线及其稳定值

Figure 2.OCP curves (a) and stability values (b) of 42CrMo bearing steel at different temperatures

图3为42CrMo轴承钢在不同温度3.5%NaCl溶液中的EIS曲线。由图3（a）看出，所有温度下42CrMo钢的Nyquist图均表现为一个较大的半圆弧，这通常意味着其具有容抗特征。随着温度升高，容抗弧的半径迅速降低后逐渐趋于稳定。通常，容抗弧半径降低意味着电化学反应阻力减小，即腐蚀加速。由Bode图中的相位角变化可知，各温度条件下，中-低频区域均有一个较宽的峰值范围，根据文献，可推断影响该电极反应过程的时间常数可能有2个[18-19]。因此，本文选用图3（a）中的等效电路图对所得EIS曲线进行了拟合，等效电路中各元件的含义如下[20]：Rs为溶液电阻，Rf和Qf为腐蚀产物电阻和相应的常相位角元件，Rct为电荷转移电阻，Qdl为双电层对应的常相位角元件。依据上述等效电路拟合得到的电化学参数值如表2所示，由表可知，随着温度的升高，Rct从4 020 Ω·cm2迅速降低并逐渐稳定在500 Ω·cm2附近。Rct反映金属失去电子的困难程度，其值越小意味着金属耐蚀性越差。显然，温度升高降低了3.5%NaCl溶液中42CrMo轴承钢的耐蚀性，这与前文OCP的变化规律保持一致。

图 342CrMo轴承钢在不同温度下的Nyquist图和Bode图

Figure 3.Nyquist plots (a) and Bode plots (b) of 42CrMo bearing steel at different temperatures

为了进一步认识不同温度下42CrMo轴承钢的电化学反应过程，进行了相应的动电位极化曲线测试，结果如图4所示。由图4（a）可知，在测试温度范围内（25~70 ℃），42CrMo轴承钢的阳极均表现为金属失去电子的活化溶解过程，而不同温度下的阴极反应存在一定差异。在25 ℃和30 ℃下，42CrMo钢的阴极过程表现出氧扩散的特征，说明其电极反应过程受到电荷转移和传质过程的混合控制；而当温度升至40 ℃及以上时，阴极氧扩散过程消失，其电极反应过程只受到电荷转移过程控制。出现这一现象是因为温度升高，溶液中溶解氧的扩散加速，电极表面的反应物相对充分，因此传质过程不再是电极反应的控制过程。依据图4（a）的曲线拟合得到相应的腐蚀电位Ecorr和自腐蚀电流密度Jcorr，如图4（b）所示。显然，随着温度的升高，Ecorr降低，Jcorr增加，表明其耐蚀性降低。且Ecorr在40 ℃时降低了近200 mV，而Jcorr在该温度下增加了近3倍，变化都极为显著，表明40 ℃是42CrMo轴承钢电极反应过程控制因素发生转变的临界温度。

图 442CrMo轴承钢在不同温度下的极化曲线和电化学参数

Figure 4.Polarization curves (a) and fitted electrochemical parameters (b) of 42CrMo bearing steel at different temperatures

2.2 浸泡时间对42CrMo钢电化学性质的影响

图5为不同浸泡时间后42CrMo钢的OCP曲线及其稳定值。由图5（a）可知，不同浸泡时间后，OCP均呈现先降低后逐渐稳定的趋势。随着浸泡时间的延长，42CrMo轴承钢的OCP从最初的-585 mV快速降低至-632 mV，随后降低幅度逐渐减小。OCP的变化说明随着浸泡时间的延长，42CrMo轴承钢的耐蚀性逐渐降低。

图 542CrMo轴承钢在不同浸泡时间下的OCP曲线及其稳定值

Figure 5.OCP curves (a) and stability values (b) of 42CrMo bearing steel at different periods of immersion time

不同浸泡时间下，42CrMo钢的EIS曲线如图6所示。在30 d的浸泡周期下，42CrMo钢的Nyquist曲线都呈现出一个典型的容抗弧，且随着浸泡时间的延长，容抗弧的半径明显减小，说明电极反应的阻力减小，瞬时的腐蚀速率增加。各浸泡时间条件下，相位角在中低频区域出现了较宽的峰，且随着浸泡时间的延长，最大峰值处对应的频率越来越小。根据前人文献报道[21-22]，选用图6（a）中的等效电路对EIS曲线进行拟合，等效电路中各元件的含义与上述图3（a）中一致。利用该等效电路拟合得到的电化学参数见表3。由表3可知，浸泡初期42CrMo钢的Rct较大，即电荷转移过程困难，耐蚀性较好；随着浸泡时间的延长，Rct快速降低，浸泡30 d时，Rct仅为1 219 Ω·cm2。相比之下，随着浸泡时间的延长，试样表面的腐蚀产物膜电阻Rf逐渐增加，说明腐蚀产物膜的积累逐渐提高了其保护性。但相比于Rct的降低幅度，Rf的增幅极小，Rf值始终低于40 Ω·cm2。由此可知，表面腐蚀产物膜提供的保护性不足以弥补其自身电荷转移阻力的损失，42CrMo钢的耐蚀性随着浸泡时间的延长而降低。

图 642CrMo轴承钢在不同浸泡时间下的Nyquist和Bode图

Figure 6.Nyquist plots (a) and Bode plots (b) of 42CrMo bearing steel at different periods of immersion time

图7对比了浸泡0 d和30 d后42CrMo轴承钢的动电位极化曲线。由该图可知，浸泡0 d时，阳极过程以活化溶解为主，阴极出现了吸氧反应和氧扩散过程。而浸泡30 d后，42CrMo钢的阳极出现了一个近似钝化的特征，但该区域的电流密度较高，且钝化区间的电位相对较负，为-0.6~-0.9 V，一般认为这是由于表面腐蚀产物膜提供的阻力。通过拟合分析，得到了不同浸泡时间下42CrMo钢的Ecorr和Jcorr，浸泡0 d时，42CrMo钢的Ecorr为-485.16 mV，Jcorr为-2.75 μA/cm2；而浸泡30 d时，Ecorr迅速降低至-966.30 mV，降幅近500 mV，而Jcorr迅速升高至34.80 μA/cm2，增幅近15倍。Ecorr和Jcorr的变化也证实随着浸泡时间的延长，42CrMo钢的电化学活性显著增加，而耐蚀性则大大降低。

图 742CrMo轴承钢浸泡0 d和30 d后的极化曲线和拟合的电化学参数

Figure 7.Polarization curves and fitted electrochemical parameters of 42CrMo bearing steel immersed for 0 d and 30 d

2.3 浸泡时间对42CrMo钢腐蚀形貌的影响

图8为42CrMo钢在3.5%NaCl溶液中浸泡不同时间后的表面腐蚀形貌。由图可知，浸泡3 d时，42CrMo钢表面的局部位置已经出现红褐色的腐蚀产物，且表现出点状腐蚀特征；随着浸泡时间的延长，腐蚀产物逐渐增多，产物覆盖面积增大，且产物颜色由红褐色或褐色逐渐转变成黄褐色，说明其腐蚀产物以Fe的氧化物为主。去除腐蚀产物后，42CrMo钢的表面形貌见图9，可见42CrMo钢表面以局部腐蚀特征为主，伴随明显的点蚀坑。腐蚀初期，如浸泡3 d时，表面的点蚀坑尺寸较小，数量也较少，但随着浸泡时间的延长，点蚀坑数量逐渐增多，且点蚀坑直径变大，深度加深。这一形貌特征变化说明42CrMo钢的局部腐蚀随浸泡时间的延长逐渐加重。

图 842CrMo轴承钢浸泡不同时间后的表面形貌

Figure 8.Surface morphology of 42CrMo bearing steel after immersion for different periods of time

图 942CrMo轴承钢浸泡不同时间后去除腐蚀产物的表面形貌

Figure 9.Surface morphology of 42CrMo bearing steel after removing the corrosion products after immersion for different periods of time

3. 结论

（1）随着温度的升高，42CrMo轴承钢在3.5%NaCl溶液中的电化学活性增加，电荷转移电阻减小，腐蚀电流密度增大，腐蚀电位降低，且在40 ℃附近出现了电极反应控制过程的转变，表明其耐蚀性显著降低。

（2）在3.5%NaCl溶液中，随着浸泡时间的延长，42CrMo轴承钢腐蚀产物膜的保护性有所增强，但其电荷转移电阻显著降低，腐蚀电流密度增大，表明42CrMo轴承钢的耐蚀性有所降低。

（3）42CrMo轴承钢在3.5%NaCl溶液中以局部腐蚀为主，随着浸泡时间的延长，腐蚀产物逐渐增多，表面腐蚀坑数量和尺寸均增大。

文章来源——材料与测试网