超声波冲击处理对AISI 300M钢在氯化物环境中微观结构演变及应力腐蚀开裂行为的影响

《Engineering Science and Technology, an International Journal》：Effect of ultrasonic impact treatment on microstructural evolution and stress corrosion cracking behavior of AISI 300 M steel in chloride environments

　　杨旭|毛倩丁|刘斌|王晓和
江苏科技大学材料科学与工程学院，镇江212000，中国

**摘要**
本研究探讨了超声波冲击处理（UIT）对300M钢在含有不同浓度氯离子（Cl-）的氯化钠（NaCl）溶液中微观结构演变和腐蚀行为的影响。UIT诱导了严重的塑性变形，在近表面层形成了约60μm厚的梯度微观结构，晶粒得到细化，位错密度增加，并产生了残余压应力。表面粗糙度降低了43.5%，而显微硬度提高了9.8%。电化学测试表明，在3.5 wt% NaCl溶液中，UIT增强了腐蚀抵抗力，表现为更正的腐蚀电位、更低的腐蚀电流密度和更高的电荷转移电阻。然而，在较高的Cl-浓度下，这种保护效果减弱。慢应变率拉伸试验显示，随着Cl-浓度的增加，材料从韧性断裂转变为脆性断裂，表明应力腐蚀开裂的敏感性增加。有限元模拟表明，Cl-在应力集中区积累，形成了“腐蚀-应力”反馈循环。分子动力学模拟证实，UIT引起了广泛的晶格畸变和高密度的位错。总之，UIT有效改善了300M钢在温和氯化环境中的表面性能和耐腐蚀性，但在高腐蚀性条件下存在局限性。建议将UIT与互补的表面保护策略结合使用，以实现其在恶劣环境中的长期服役。

**1. 引言**
高强度低合金钢因其优异的强度、韧性和疲劳性能，在航空航天、海洋工程和重大基础设施等关键领域得到广泛应用[1]。其中，300M钢作为一种代表性的超高强度钢，被用作飞机起落架和主要承重结构等关键部件的主要材料。在航母操作或沿海机场服役期间，这些部件不可避免地暴露在富含氯离子的海洋大气中，这会严重损害其结构完整性。然而，在使用过程中，这些部件会受到复杂的循环载荷，并且不可避免地暴露在腐蚀性环境中[2]。Cl-的存在会严重破坏钢表面的钝化膜，导致局部腐蚀现象，如点蚀和应力腐蚀开裂。这种退化可能导致在远低于材料屈服强度的应力水平下发生灾难性失效[3]。因此，研究和提高300M钢在含氯环境中的耐腐蚀性对于确保其长期的安全性和可靠性具有重要的工程意义。

为了改善金属材料的表面性能，广泛采用了各种表面强化技术[4][5]。众所周知，包括摩擦搅拌添加制造（FSAM）在内的严重塑性变形技术可以在金属材料中实现显著的晶粒细化（高达约98%），并在航空航天和汽车领域得到了应用[6][7][8]。除了添加制造外，相关的摩擦技术也被广泛用于表面改性和涂层。例如，对摩擦搅拌焊接的核级不锈钢的微观结构演变和应力腐蚀开裂（SCC）行为进行了深入研究，揭示了工艺诱导的异质性如何影响其对环境退化的敏感性[9]。同样，摩擦表面处理已成功用于在钢基材上开发耐磨复合涂层，展示了固态加工提高表面耐久性的潜力[10]。这些研究强调了严重塑性变形、微观结构细化和耐腐蚀性之间的关键相互作用。然而，这些基于摩擦的方法主要用于连接、涂层或制造新部件。对于现有的高强度钢部件（如300M钢），目标通常是在不改变部件几何形状或牺牲核心材料韧性的情况下改善表面性能[11][12][13]。超声波冲击处理（UIT）作为一种高效且环保的纳米级表面技术，在此类表面改性场景中具有独特优势。Mordyuk等人的开创性工作[14]确立了超强诱导（UIT）的基本原理，该技术通过高频冲击诱导严重的塑性变形，从而实现晶粒细化和残余压应力的引入。这一过程通过高频冲击在材料表层产生强烈的塑性变形，将晶粒尺寸减小到纳米级别，同时生成高密度的位错和深层的残余压应力[15][16]。与整体或添加制造过程不同，UIT是一种表面严重塑性变形技术，能够在从纳米晶粒表层到粗晶粒内部的表层形成梯度微观结构[17]。Nykyforchyn等人[18]证明，通过强烈塑性变形形成的纳米晶粒表面结构可以本质上提高钢的耐腐蚀性。这种独特的结构结合了坚硬的耐磨表面和坚韧的核心。更重要的是，UIT同时引入了深层的残余压应力场，这是所有基于摩擦的方法所不具备的特性。这种应力场作为防止疲劳裂纹起始和应力腐蚀开裂（SCC）的关键机械屏障，对于在含氯环境中的部件尤为重要。许多研究表明，这种处理可以显著提高材料的疲劳强度、耐磨性和应力腐蚀抵抗力。其背后的机制有两个方面：首先，纳米级处理形成的致密且化学活性高的表面层有助于形成更稳定的钝化膜；其次，残余压应力有效抑制了微裂纹的起始和扩展。然而，虽然超声波冲击处理改变了材料的微观结构和残余应力，但它也显著改变了表面层的晶体缺陷密度、晶界结构和应力状态[19]。总体而言，这些因素共同构成了一个复杂的“组织-应力”耦合系统，影响腐蚀过程。值得注意的是，关于在不同侵蚀强度的Cl-环境中电化学响应和损伤机制的影响，目前仍缺乏系统和深入的理解。

尽管对300M钢的疲劳性能和断裂韧性进行了大量研究，但其腐蚀行为主要是在单浓度氯化物溶液中评估的。虽然已经探索了高强度钢的表面强化技术，但UIT在调节300M钢在不同Cl-浓度下的电化学响应和SCC抵抗力方面的具体作用仍不甚明了。特别是，UIT诱导的梯度纳米结构表层与腐蚀性氯化环境之间的相互作用尚未系统研究，微观结构演变和残余应力对钝化膜稳定性和点蚀起始的耦合效应也尚未定量确定。尽管现有研究已经探讨了受到严重塑性变形的钢的腐蚀行为[18][20]，但UIT诱导的梯度微观结构和残余应力对300M钢在不同Cl-浓度范围内的钝化行为、点蚀起始和应力腐蚀开裂的耦合效应仍未被探索。值得注意的是，先前研究中很少研究UIT的保护效益如何在高腐蚀性环境中减弱这种浓度依赖性效应。

为了解决这些空白，本研究首次全面探讨了UIT诱导的梯度微观结构对300M钢的腐蚀和应力腐蚀开裂行为的耦合效应。它建立了一个新的结构-性能框架，定量关联了UIT引起的晶粒细化、位错密度增加和残余压应力对不同Cl-浓度下钝化膜稳定性和点蚀起始的协同贡献。通过阐明UIT在温和和腐蚀性环境中的不同保护机制和局限性，本研究特别选择了UIT，以充分利用其双重能力：通过微观结构细化增强钝化作用，并通过残余压应力场提供机械保护，为300M钢提供了全面的表面工程解决方案。

**2. 实验和方法**
**2.1. 实验材料和超声波冲击**
本研究使用的材料是商业化的300M超高强度钢，由中国镇升金属材料公司提供，形式为热轧和退火板材。供应商提供的300M钢的化学成分（重量百分比）通过光发射光谱法验证如下：C 0.41，Si 1.65，Mn 0.75，Cr 0.85，Ni 1.85，Mo 0.40，Cu 0.15，V 0.08，P ≤ 0.010，S ≤ 0.005，Fe余量。材料经过标准热处理工艺：在870℃下奥氏体化1小时，油淬火，然后在300℃下回火2小时，以获得高强度和韧性的回火马氏体结构。样品处理流程如图1所示。在步骤（a）中，使用线切割方法从300M高强度钢中切割出尺寸为200 mm × 100 mm × 50 mm的钢板。每个样品的表面逐渐用SiC砂纸打磨至2000目，以去除超声波冲击过程中在300M钢表面形成的氧化层。之后，样品依次浸入酒精和丙酮中，每种液体中超声清洗10分钟，以去除表面杂质。在步骤（b）中，使用济南伟尔机械有限公司制造的EPT40超声波冲击设备对300M钢表面进行超声波冲击处理。超声波冲击装置主要由超声波发生器和冲击枪组成。冲击枪包括能量转换器和振幅变压器，它们共同将电能转换为机械振动。一个直径为3 mm的球形尖端的硬质合金销牢固地螺纹连接到振幅变压器的末端。因此，销在20 kHz的工作频率下与喇叭整体振动。这些高频往复振动直接冲击材料表面，诱导严重的塑性变形。在这种配置中，表面的冲击频率相当于超声波换能器的激励频率[21]。超声波冲击参数基于之前关于高强度钢表面改性的研究[22]选择。20 kHz的频率通常用于超声波冲击处理，以实现有效的表面塑性变形而不引起热损伤。18 μm的振幅选在典型的范围（10–30 μm）内，以产生足够的冲击能量来诱导超高强度钢的晶粒细化。2 mm/s的扫描速度和300%的冲击覆盖率是根据优化研究确定的，这些参数能够形成均匀的梯度纳米结构层，同时避免过度表面损伤[23]。超声波冲击过程在空气中进行，频率为20 kHz，振幅为18 μm，输出功率为1000 W。冲击头由直径为3 mm的硬质合金制成，以2 mm/s的速度在样品表面上移动，路径在横向和纵向之间交替，以提高表面均匀性并控制粗糙度[24]。采用300%的冲击覆盖率，以确保在300M钢表面形成足够厚的梯度纳米结构。在步骤（c）中，经过超声波冲击的样品通过线切割加工成拉伸和电化学样品。为了避免热损伤并保持UIT诱导的微观结构改性的完整性，所有线切割操作都使用电火花加工（EDM）进行，并在20 ± 2°C的连续去离子水冷却下进行。采用低能量放电参数（脉冲开启时间：4 μs，脉冲关闭时间：20 μs，峰值电流：8 A）和慢速线进给速率（2 mm/min），以防止局部过热、再铸层形成或引入额外的残余应力。切割后，所有样品在乙醇中超声清洗10分钟，以去除残留物。

**图1. 样品制造过程的示意图：（a）300M钢板的线切割，（b）UIT过程，以及（c）从UIT处理过的板材中加工拉伸和电化学样品。样品尺寸显示在下方。**

**2.2. 显微组织分析**
使用电火花线切割从表层提取金相样品。样品经过从200#到3000#的逐步砂纸打磨过程，然后用金刚石抛光至镜面光洁度，并在硝酸酒精中蚀刻20秒。使用Axioscope 5光学显微镜（OM）检查微观结构。使用Nova Nano扫描电子显微镜（SEM）分析微观形态。从UIT处理过的样品中切下厚度为0.5 mm的薄片，包含表层。为了准备TEM观察，首先从未经处理的一侧机械打磨，将其总厚度减小到大约80 μm。为了具体研究变形最严重的表面区域，研磨过程被严格控制，以保持材料在顶部表面大约10-15微米的范围内。这个深度对应于横截面微观结构中识别出的“冲击层”，预计在这里晶粒细化最为显著。然后从减薄的板材中冲压出直径为3毫米的圆盘。最后，这些圆盘经过双喷射电铸处理直至穿孔，以实现电子透明。电铸使用的是5%的高氯酸乙醇溶液，在-20°C的温度下进行，施加的电压为30伏特。穿孔区域的微观结构使用JEOL JEM-F200透射电子显微镜（TEM）进行观察。相组成分析使用Bruker Advance D8 X射线衍射仪（XRD）进行，该仪器配备了铜靶，Kα射线，工作电压为40千伏，工作电流为30毫安，扫描范围为20°至90°，扫描速率为6°/分钟。表面层的平均晶粒尺寸是根据X射线衍射峰宽使用Scherrer方程或Williamson-Hall方法估算的。α-Fe衍射峰的半高宽（FWHM）被测量出来，考虑到仪器本身的宽化效应后，计算出晶粒尺寸（D）。这种方法提供了对UIT过程引起的严重塑性变形所导致晶粒细化的定量评估。为了评估UIT引入的残余应力状态，使用了相同的XRD设备，并采用了sin2ψ方法[25]。通过检测不同倾斜角度（ψ）下α-Fe衍射峰的位置变化来测量晶格应变。然后根据晶格应变与sin2ψ图线的斜率计算残余应力值，假设为平面应力状态，并使用α-Fe的（211）晶面的适当X射线弹性常数（XECs）。表面粗糙度使用HI-ROX RH-2000三维超深度场显微镜进行测量。该设备通过电Z轴收集500微米×500微米区域内不同焦平面的连续图像，并重建样品表面的三维地形。根据重建结果，根据ISO 25178标准计算算术平均粗糙度（Ra）。显微硬度测量使用LCW-1 K微维氏硬度计进行。施加200克（1.96牛顿）的载荷，保持15秒的停留时间。在垂直于处理表面的线上对抛光截面进行压痕，从边缘开始向内部移动，以捕捉UIT引起的硬度梯度。相邻压痕之间的距离至少保持为压痕对角线长度的三倍，以避免相邻测量引起的加工硬化效应。对于每种条件，每行至少测量10个压痕点，共三行，计算平均硬度值以确保统计可靠性。

2.3. 电化学测试
使用Grammy电化学工作站，在不同浓度的NaCl溶液中评估了经过超声波冲击处理的300M钢的耐腐蚀性。采用三电极系统，包括作为参比电极的氯化银电极、作为辅助电极的铂电极以及作为工作电极的冷嵌300M钢样品。样品与溶液之间的接触面积保持在1平方厘米。测试前，样品在不同浓度的NaCl溶液中平衡。电化学阻抗谱（EIS）测量在开路电位（OCP）下进行，施加10毫伏的正弦电位扰动，频率范围从100千赫到10兆赫。电位动力学极化测试从OCP下方-0.25伏开始，以0.5毫伏/秒的速率扫描到0.3伏。所有电化学测量至少重复三次以确保可靠性。从实验中获得的极化曲线推导出腐蚀电流密度和极化电阻，同时使用阻抗谱的Nyquist和Bode图进一步评估样品的耐腐蚀性。

2.4. 应力腐蚀测试
根据ASTM G 129–00标准，在25℃下，使用不同Cl-浓度的测试溶液，在空气中进行了慢应变率拉伸测试（SSRT），应变率为2×10^5秒^-1，如图2所示。对于每种测试环境（空气、3.5 wt%、7 wt%和10.5 wt% NaCl），测试了三个拉伸样品以确保结果的可靠性。使用扫描电子显微镜检查断裂表面的微观结构和成分，以评估其对Cl-环境的敏感性。

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图2. SSRT实验装置示意图。

2.5. 有限元和分子动力学模拟方法
为了阐明氯离子渗透和应力分布的协同机制，进行了有限元（FE）和分子动力学（MD）模拟。

2.5.1. Cl-扩散的有限元模拟
使用ABAQUS软件模拟了300M钢在拉伸应力下氯离子的扩散行为。采用八节点线性热传递六面体元素（DC3D8）来模拟试样几何形状。基于质量守恒原理，应用恒定表面浓度边界条件来模拟暴露于3.5 wt%、7 wt%和10.5 wt%浓度的NaCl溶液。根据文献中关于高强度钢在氯环境中的值[26]，将钢基体中Cl-的有效扩散系数（Deff）设定在1.0×10^-6到1.0×10^-5毫米^2/秒的范围内。从拉伸载荷获得的应力场与扩散分析相结合，以考虑应力驱动的离子迁移，其中应力梯度作为Cl-在裂纹尖端和高应变区域积累的额外驱动力。

2.5.2. 位错演化的分子动力学模拟
使用大尺度原子/分子并行模拟器（LAMMPS）研究了铁基体在超声波冲击下的原子尺度变形行为。构建了一个大约20纳米×20纳米×20纳米的体心立方（BCC）铁基底，包含约500,000个原子。采用Mendelev等人[27]开发的嵌入原子方法（EAM）势来描述原子间相互作用。模拟了一个具有球形尖端的虚拟冲击器，对基底表面施加高频动态载荷（20千赫），复制超声波冲击过程。在x和y方向上应用周期性边界条件，同时基底底部固定以表示体积约束。模拟在NVE系综中进行，时间步长为1飞秒。冲击后，使用晶体结构参数（CSP）方法和位错提取算法（DXA）进行位错分析，以量化晶格畸变、位错密度和滑移系激活[28]。

3. 结果与讨论
3.1. 相组成和微观结构
图3展示了300M钢在超声波冲击处理前后的XRD图案。分析表明，材料在处理前后都保持了单一的体心立方（BCC）结构，即铁素体（回火马氏体）相。这一观察结果证实了材料的相稳定性，没有发生显著的相变[29]。与原始状态相比，处理后α-Fe相的衍射峰强度显著降低，没有发现新的相。局部放大的图像（图3b）显示，超声波冲击处理导致α-Fe衍射峰在40°-50°范围内明显宽化，并伴有强度降低。此外，光谱比较显示处理后衍射峰的位置向更低的角度移动。观察到的峰宽化遵循Williamson-Hall关系[30]：
(1)βcosθ=KλD+4εsinθ
其中β是衍射峰的半高宽，θ是布拉格角，K是形状因子，λ是X射线波长，D是晶粒尺寸，ε是微应变。UIT处理样品中的宽化主要归因于两种机制：(i)晶粒细化（D减小导致尺寸宽化）和(ii)位错密度增加（导致应变宽化）。UIT引起的严重塑性变形产生了高密度的位错，这些位错在位错核心周围产生局部应变场，使完美晶格发生畸变，从而导致晶格间距不均匀和峰宽化[31]。

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图3. (a) 超声波冲击前后300M钢的XRD光谱；(b) (a)中40–50°区域的局部放大图。
低角度峰移对应于使用布拉格定律[32]计算的层间间距增加：
(2)nλ=2dsinθ
其中n是衍射级数，d是层间间距。观察到的向低角度的移动（sinθ减小）表明d间距增加（Δd/d≈0.25%）。这种晶格膨胀与表面层中引入的残余压缩应力一致。根据弹性理论，残余应力（σres）与晶格应变（ε = Δd/d）之间的关系由[33]给出：
(3)ε=1E[σres-ν(σy+σz)]
其中E是杨氏模量，ν是泊松比，σy和σz是正交方向的应力。假设为平面应力状态（σz = 0）和等轴应力（σres = σx = σy），残余应力可以估计为σres = Eε/(1-ν)。测量的应变为0.25%，对应的残余压缩应力约为-450兆帕，这一点通过独立的XRD sin2ψ测量得到了确认。
图4展示了超声波冲击处理前后300M钢截面的微观结构。处理后，样品表面出现了一个与基体明显不同的结构：最外层是一个大约20微米厚的冲击层，其下是一个大约40微米厚的冲击影响层。超声波冲击前后300M钢的晶粒尺寸分布直方图显示，处理前的平均晶粒尺寸为12.045微米，分布范围宽（0～120微米），且具有明显的长尾分布模式，表明大尺寸晶粒的比例较高，尺寸均匀性较差。超声波冲击后，平均晶粒尺寸减小到9.798微米，分布范围显著缩小到0～60微米。冲击层内的晶粒尺寸显著减小，一些晶粒由于严重的塑性变形而变平[34]。冲击影响层的晶粒细化和变形程度相对较小，作为表层和内部基体之间的过渡区。这种形态演变，以严重变形的最外层和变形较小的过渡区为特征，是表面严重塑性变形技术产生的梯度结构的标志[25]，[35]。在超声波冲击的影响下，表面材料发生塑性变形，导致晶粒内产生大量位错。随着冲击的持续，位错密度增加，导致位错缠结和位错墙的形成，这些位错墙将原始晶粒分割。随后，位错进一步湮灭和重新排列，演化成细小的亚晶粒，在冷却过程中最终转变为均匀的纳米晶结构，从而实现了表面层的显著细化[36]。这种从表面向内部的逐步晶粒细化与其他受冲击或磨损的钢表面观察到的微观结构演变类似，有时会导致所谓的“白色层”（WL）的形成——一个抗蚀性的区域，由纳米晶粒的马氏体/铁素体组成[35]。这里观察到的“冲击层”可能与这些WL具有相似的特性，它们以其高硬度和独特的腐蚀行为而闻名[37]。
这种处理通过建立一层晶粒细化层，显著提高了300M钢的机械和耐腐蚀性能。

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图4. 超声波冲击前后300M钢表面的微观结构：(a-c) 冲击前；(d-f) 冲击后。
图5展示了通过透射电子显微镜观察到的300M钢的微观结构差异，包括未经超声波冲击和经过超声波冲击处理后的情况。未经超声波冲击的样品（图5a-c）显示出典型的回火马氏体条带结构。黑色、平行排列的条带保持均匀的宽度，具有明显的条带界面，并且只含有少量的分散位错。位错密度较低，主要集中在条带界面，反映了原始的回火状态，没有额外的应力。相比之下，经过超声波冲击处理后（图5d-f），发生了显著的微观结构演变。原始的马氏体层状结构完全破碎并转变为纳米级的等轴亚晶粒。这些纳米级晶粒的大小小于100纳米，是文献中报道的表面白色层和严重变形表面中形成的特征[35]，[37]，[38]。图5d中观察到的位错结构显示了位错缠结和胞格的形成，这是严重塑性变形的特征。胞格形成的机制遵循应变能量最小化的原理。当位错密度达到一个临界值（ρcrit≈10^15 m^-2）[39]时，位错之间的弹性相互作用能量与形成位错墙所需的能量相当。系统通过将随机分布的位错重新排列成低能量配置（即包围相对无位错区域的位错墙）来降低其总能量。图5f插图中的选定的电子衍射（SAED）图案显示出不连续的环状特征，表明亚晶粒之间的取向差异适中，这与明场图像中观察到的精细微观结构一致。我们没有观察到完全连续的环状图案，这通常表明形成了取向完全随机的纳米晶体。未受冲击样品的SAED图案（图5c插图）显示出更接近单晶的斑点特征，证实了其粗晶粒的性质。在超声波冲击的AISI 1045钢[20]和工具钢[23]中也观察到了类似的晶粒细化现象。Lesyk等人[20]证明，UIT同样导致了表面铁素的显著晶粒细化，并产生了高密度的位错，这与我们在300 M钢中的TEM观察结果高度一致。这种结构趋同表明，UIT诱导的晶粒细化-位错增殖、缠结和重组的核心机制在各种基体材料中都是普遍适用的，无论是碳钢、工具钢还是超高强度钢。

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图5. 300 M钢在超声波冲击前后的TEM分析：(a-c) 未受冲击；(d-f) 受冲击。

3.2. 表面粗糙度和显微硬度的分析
图6展示了300 M钢在超声波冲击处理前后的三维形态比较。处理前，基体的表面粗糙度（Ra）相对较高，测量值为9.715 μm。表面有明显的起伏，特征是明显的峰、谷、沟槽和局部毛刺。这样的表面条件无法满足实际工程应用的要求。经过超声波冲击处理后，Ra显著降低到5.491 μm，减少了43.47%。这种改善主要归因于冲击过程中表面材料的塑性流动。由此产生的“削峰和填谷”效应使整个表面变得平坦，这与Ghasemi等人[24]通过实验和数值模拟详细描述的超声波冲击处理表面形态演变过程一致。此外，300 M钢固有的高硬度进一步加剧了冲击效应下的表面塑性变形，导致峰被压入相邻的凹坑中。由于表面碎片的填充效应增强，表面形态变得越来越均匀和平整，从而显著降低了粗糙度。

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图6. 超声波冲击前后表面的三维形态：(a-b) 冲击前；(c-d) 冲击后。

图7 展示了300 M钢表面在超声波冲击处理前后的硬度曲线。数据显示，初始样品的平均表面硬度为501 HV。经过超声波冲击处理后，样品表面的平均硬度增加到550 HV，比初始值提高了9.8%。然后硬度随着深度的增加而逐渐降低，在距离表面大约80 μm处稳定在基体水平。这种梯度分布与图4中观察到的梯度微观结构相符，其中严重变形的“冲击层”显示出最显著的晶粒细化和最高的硬度，其次是“受冲击区”，其细化程度适中，硬度介于两者之间。

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图7. 超声波冲击处理前后样品表面的硬度曲线（数值四舍五入到最接近的整数）。

这种硬度的增加主要归因于晶粒细化，正如经典的Hall-Petch关系[40]所描述的。为了定量验证这一机制，我们对图4中呈现的OM图像进行了晶粒尺寸的统计分析。对于未经处理的基体，平均晶粒尺寸测量为12.045 μm。在受到UIT影响的表层，平均晶粒尺寸细化到9.798 μm，晶粒分布更窄，粗晶粒的数量显著减少。这种定量的细化为应用Hall-Petch分析提供了必要的基础。

Hall-Petch关系最初是为屈服强度（σy）制定的，可以扩展到硬度（H），因为它们之间存在比例关系（H≈3σy）[41]：
(4) H = H0 + kH × d^-1/2
其中H0是单晶的硬度（或晶格摩擦应力贡献），kH是硬度的Hall-Petch常数，d是平均晶粒直径。晶界作为位错运动的有效屏障；较小的晶粒尺寸增加了晶界密度，导致位错在晶界处的堆积更加显著，因此需要更高的施加应力才能继续塑性变形[42]。

使用我们测量的数据，可以估算Hall-Petch系数kH：
未经UIT处理：d1 = 12.045 μm (d1^-1/2 = 9.11 mm^-1/2)，H1 = 501 HV。
UIT处理后：d2 = 9.789 μm (d2^-1/2 = 10.10 mm^-1/2)，H2 = 550 HV。
(5) kH ≈ 550 - 501 / (10.10^-9.11) ≈ 49.5 HV·mm^-1/2
这个计算出的值大约为49.5 HV·mm^-1/2，处于高强度钢的典型范围内（通常为40–70 HV·mm^-1/2）[43]。这种定量一致性强烈证明了UIT处理后观察到的硬度增加确实受到Hall-Petch机制的调控。UIT引起的严重塑性变形产生了高密度的位错，这些位错重新排列成位错墙和单元格，最终形成了新的晶界，将原始的粗晶粒细分。这一过程在TEM图像中可以直接观察到，图像显示了变形表层内形成了纳米级的亚晶粒。XRD峰宽分析（图3）进一步证实了这一点，确认了晶粒尺寸的显著减小和微观应变的增加。

3.3. 氯离子对300 M钢电化学腐蚀的影响
3.3.1. 极化曲线
在对300 M钢电极进行300秒的开路电位测量后，使用电位动力学极化技术研究了300 M钢在不同浓度氯化钠溶液中的电化学行为。图8展示了300 M钢样品在NaCl溶液中的电位动力学极化曲线，分别在冲击处理前后进行测量。极化曲线的扫描范围从阴极电位延伸到阳极电位。分析阳极极化曲线发现，电流密度随着电位的升高而显著增加。在低电流密度条件下，阴极反应主要由电荷转移过程控制。所有电极在测量电位范围内都保持活性状态，无法实现钝化。这一观察表明，阳极反应主要受激活和溶解过程的影响。此外，在相同的Cl-浓度下，超声波冲击导致腐蚀电位正向移动，从而降低了腐蚀倾向。随着氯离子浓度的增加，极化曲线向下移动，同时阳极电流密度增加。在极化曲线的阴极分支中，阴极电流密度主要是由于溶液中溶解氧的还原。然而，随着氯离子浓度的增加，阴极电流密度逐渐减小。阴极极限扩散电流的存在表明，所有阴极反应都受氧扩散的控制[44]。

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图8. 不同Cl-浓度下300 M钢的极化曲线。

表1列出了氯化钠溶液中300 M钢的电化学参数，包括腐蚀电位（Ecorr）和腐蚀电流密度（icorr）。在3.5% NaCl溶液中，未经处理的样品的Ecorr测量值为-557.68 mV。经过超声波冲击后，该值正向移动到-517.57 mV，表明材料的腐蚀热力学倾向显著降低。同时，icorr从4.47 μA·cm^-2降低到3.43 μA·cm^-2，反映了腐蚀动力学的减缓。然而，随着氯离子浓度的增加，腐蚀电位逐渐负向移动，而腐蚀电流密度同时增加。这一趋势表明，高浓度的Cl-可以减弱甚至部分抵消超声波冲击的保护效果。这种现象可以归因于超声波冲击引起的晶粒细化和表面致密化增强了材料的固有耐腐蚀性。尽管如此，腐蚀性氯离子对钝化膜的负面影响随着浓度的增加而加剧[45]，这突显了超声波冲击在温和腐蚀环境中的显著优势及其在更恶劣环境中的保护局限性。

表1. 不同Cl-浓度下300 M钢的电化学参数。

图9展示了浸入不同浓度氯化钠溶液中的电极在开路电位下的Nyquist图。值得注意的是，所有电极显示出相似的阻抗特性，整个频率谱上呈现一个凹形的半圆。这些特性表明了电容行为，表明在测量频率范围内存在界面响应过程。如图9所示，氯离子浓度的增加导致Nyquist阻抗半圆逐渐减小。相比之下，经过超声波冲击的电极显示出明显更大的半圆尺寸，表明超声波冲击增强了材料的耐腐蚀性。这一发现与之前的极化研究结果一致。

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图9. 不同Cl-浓度下300 M钢的Nyquist图。

图9展示了浸入不同浓度氯化钠溶液中的300 M钢电极的电化学等效电路。在这个电路中，Rct和Q并联排列，而Rs代表工作电极和参比电极之间的电解质电阻。Rct表示极化电阻，Q是恒定相位角元素（CPE），它替代了由于工作电极表面粗糙度引起的分散效应的双层电容Cdl。对表1中呈现的等效电路参数的分析表明，超声波冲击处理显著增强了300 M钢的耐腐蚀性。具体来说，在3.5% NaCl环境中，Rct从2455 Ω·cm^2显著增加到3754 Ω·cm^2，表明表面强化有效减缓了电化学腐蚀反应。此外，Cdl在处理后略有增加，反映了由于晶粒细化导致的实际表面积的变化。随着氯离子浓度的增加，Rct系统性地减小，在10.5% NaCl时降至1809 Ω·cm^2。这种下降表明，高浓度的Cl^-环境显著削弱了超声波冲击的保护效果，突显了材料在恶劣腐蚀介质中面临的挑战。Rs的变化相对较小，不会主要影响腐蚀行为。总体而言，超声波冲击通过改善表面微观结构增强了300 M钢的耐腐蚀性；然而，其保护效果明显受到环境氯离子浓度的影响。

3.4. SEM-EDS-XRD分析
图10展示了300 M钢在不同Cl-浓度下的氯化钠溶液中的腐蚀形态和产物分析。超声波冲击处理显著提高了其在含氯环境中的耐腐蚀性。SEM图像（图10a-d）显示，在3.5% NaCl溶液中，未经处理的样品表面有明显的腐蚀坑和剥落现象，而处理过的表面相对光滑，仅显示出轻微的蚀刻。当Cl-浓度增加到7% wt%时，处理过的样品的腐蚀加剧；然而，其整体性能仍然优于未经处理的样品。这一观察表明，超声波冲击有效地减缓了氯离子引起的侵蚀，通过细化晶粒、致密化结构并引入残余压缩应力来延缓局部腐蚀的发生[46]。这与Nykyforchyn等人[18]提出的“形成耐腐蚀纳米晶粒表面结构”的概念一致。他们的研究表明，通过钢表面的强烈塑性变形形成的纳米晶粒层有助于形成更稳定和更耐腐蚀的钝化膜。在我们的研究中，UIT处理的样品在3.5% NaCl溶液中表现出更高的Rct和更低的icorr，直接支持了这一假设。然而，在更高的Cl-浓度（10.5% wt%）下，这种保护效果显著减弱，表明高腐蚀性环境可以克服纳米晶粒层的物理屏障。这一发现与Lesyk等人[20]关于其联合处理研究中观察到的腐蚀行为的环境敏感性的结论相符。尽管如此，其在高浓度环境中的保护效果仍然有限。EDS分析（图10e）显示，所有样品在腐蚀后表面都富集了氧，且氯的浓度随着Cl-水平的增加而增加。在相同条件下，处理后样品的氯（Cl）含量和氧/铁（O/Fe）生长趋势均较低，这表明致密的纳米晶表面层抑制了氯离子（Cl-）的渗透和氧化过程[47]。X射线衍射（XRD）图谱（图10f）显示，腐蚀导致表面形成了氧化物，包括Fe2O3和Fe3O4，其峰强度随着氯离子浓度的增加而增加，尤其是在未经处理的样品中。相比之下，经过处理后，所有浓度下的氧化物峰强度保持较低，且未检测到新的相。这一观察结果证实，超声波冲击处理有效地减缓了腐蚀反应并抑制了氧化层的生长。

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图10. 用不同浓度Cl-溶液处理后的300M钢的扫描电子显微镜图像：(a) 未进行UIT处理；(b) 3.5 wt% NaCl；(c) 7 wt% NaCl；(d) 10.5 wt% NaCl。相应的(e) EDS和(f) XRD结果。

3.5. 低应变率测试
图11展示了样品在经过超声波冲击处理后，浸泡在不同浓度Cl-溶液中24小时后的拉伸性能变化。未进行Cl-浸泡的UIT Air组作为基准，表现出最高的拉伸强度和最佳的塑性。这种增强归因于超声波冲击，它促进了位错的运动和重组，从而改善了材料的机械性能，特别是金属的位错结构[48]。随着Cl-溶液浓度从3.5 wt%增加到10.5 wt%，样品的拉伸强度呈阶梯式下降，同时塑性位移也减少。最终，UIT 10.5 wt% Cl-组的强度和塑性最低。这种现象的原因是，尽管超声波冲击可以通过加工硬化在样品表面形成致密的强化层并提高初始机械性能，但氯化钠溶液的腐蚀性会破坏这一强化层。Cl-溶液中的氯离子会在样品表面诱导形成微小的腐蚀坑，这些坑成为应力集中的来源，破坏了表面强化层的完整性。此外，Cl-浓度的增加与腐蚀效应的加剧相关，导致腐蚀坑的数量、深度和密度增加。因此，在拉伸过程中应力更有可能在这些缺陷处集中，阻碍样品进行均匀的塑性变形，并增加其快速断裂的敏感性。最终，这种现象表现为强度和塑性的下降。另外，应力-应变曲线峰值后的明显下降表明，材料的韧性随着盐浓度的增加而逐渐恶化[49]。

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图11. 样品在经过超声波冲击处理后，浸泡在不同Cl?浓度中24小时的应力-位移关系曲线（拉伸强度值四舍五入到最接近的整数）。

为了研究Cl-浓度对300M钢在超声波冲击处理后应力腐蚀敏感性的影响，我们计算了应力腐蚀敏感性指数，如表2所示。尽管超声波冲击处理通过晶粒细化和表面致密化显著提高了300M钢的机械性能，使其拉伸强度达到1545 MPa，断裂伸长率为15.28%，但其强化效果在含有Cl-的腐蚀性环境中随着腐蚀介质浓度的增加而显著减弱。随着NaCl溶液浓度从3.5 wt%增加到10.5 wt%，样品的拉伸强度逐渐从1516 MPa下降到1435 MPa，而断裂伸长率则从12.76%急剧下降到8.16%。这一趋势表明，较高的Cl-浓度加剧了表面腐蚀坑的形成，破坏了超声波冲击产生的致密纳米结构层，并导致应力集中，最终导致塑性的显著下降和材料的过早断裂。因此，虽然超声波冲击在温和的腐蚀环境中表现出有益的保护作用，但在高Cl-浓度的恶劣条件下却受到限制。因此，有必要将这种技术与其他表面保护技术结合使用，以提高在恶劣腐蚀条件下的长期服务可靠性。

表2. 300M钢的慢速拉伸数据。

溶液 /mol·L?1
σb /MPa
ad /mm
L /%
UIT Air
1545 ± 2
13.82 ± 0.18
15.28 ± 0.62
UIT 3.5 wt% NaCl
1516 ± 18
3.19 ± 0.15
12.76 ± 0.54
UIT 7 wt% NaCl
1459 ± 24
2.35 ± 0.13
12.36 ± 0.48
UIT 10.5 wt% NaCl
1435 ± 26
2.04 ± 0.11
8.16 ± 0.43

图12展示了在不同浓度氯化钠溶液中浸泡24小时后，经过超声波冲击处理的样品的应力腐蚀行为分析。超声波冲击处理通过引入残余压缩应力和细化晶粒结构来提高材料的机械性能。然而，在含有Cl-的腐蚀性环境中，这种处理的保护效果明显受到NaCl浓度的影响。在空气中的拉伸对照组（图12a1-a3）中，样品表面仅出现少量浅坑，这是由于空气中微量水蒸气引起的自然腐蚀所致。断裂表面的微观形态主要由许多均匀的凹陷组成，这是韧性断裂的特征。这一观察表明，超声波冲击引入的残余压缩应力和晶粒细化使材料保持了良好的塑性变形能力，没有发生应力腐蚀裂纹。这组数据为后续在腐蚀性环境中比较机械性能提供了基准。在3.5 wt% NaCl溶液中（图12b1-b3），样品表面的坑的数量和大小与空气拉伸组相比显著增加。观察到的坑是由于Cl-吸附导致钝化膜局部损伤的结果，这些坑成为应力集中的焦点。断裂形态仍保留了一些凹陷；然而，开始出现解理台阶和少量晶间断裂特征。这一观察表明，材料在这一浓度下开始出现应力腐蚀的初期迹象。腐蚀和应力之间的协同作用开始降低材料的塑性，尽管韧性断裂仍然是主要机制。当NaCl浓度增加到7 wt%时（图12c1-c3），应力腐蚀效应显著加剧。随着NaCl浓度上升到7 wt%，样品表面的坑深度进一步增加，某些区域出现了坑之间的连接。这表明高浓度的Cl-加速了局部腐蚀，使坑成为应力腐蚀裂纹的起始点。断裂形态中的凹陷比例显著减少，解理面和晶间裂纹成为主要特征，而次级裂纹的数量显著增加。这一变化表明应力腐蚀已成为影响断裂行为的重要因素，材料的断裂机制从以韧性为主转变为韧性和脆性的结合。在10.5 wt% NaCl的高浓度环境中，观察到了严重的应力腐蚀裂纹。样品表面出现了许多深而大的坑，一些坑发展成了肉眼可见的表面裂纹。断裂形态主要由解理面和次级裂纹组成，凹陷特征几乎消失，表明典型的脆性断裂模式。这些发现表明，高浓度Cl-离子和拉伸应力的协同效应完全主导了断裂过程，导致材料内部发生了显著的应力腐蚀裂纹。此外，超声波冲击引入的残余压缩应力不足以在高腐蚀性环境中抑制裂纹的起始和扩展。随着NaCl浓度从0增加到10.5 wt%，材料中的应力腐蚀程度显著上升。腐蚀损伤从轻微的坑蚀发展到深坑和裂纹的形成，断裂机制从韧性断裂转变为脆性断裂。这一趋势表明，Cl-浓度是影响该材料应力腐蚀行为的主要因素，为在含氯环境中应用UIT处理的300M钢提供了重要依据。

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图12. 超声波冲击样品的断裂表面：(a) 未处理；(b) 3.5 wt% NaCl；(c) 7 wt% NaCl；(d) 10.5 wt% NaCl。

3.6. 坑引起的应力集中的定量分析
为了定量评估腐蚀坑对SSRT测试中观察到的机械性能退化的影响，使用最近研究中提出的经验关系式[25]、[38]估算了由表面坑蚀引起的应力集中因子（Kt）：
(6) Kt = 1 + 4 × Rt / Dp
其中Rt是最大坑深度，Dp是坑的半宽度（或有效直径）。该表达式反映了腐蚀坑处应力集中的严重程度，这些坑作为局部缺口，会显著降低样品的承载能力。根据腐蚀表面的SEM观察（图11）和在氯化钠溶液中浸泡后形成的坑的横截面分析，测量并计算了坑形态参数和相应的Kt值，如表3所示。

表3. 坑形态参数和计算出的应力集中因子。

溶液
平均坑深度 Rt /μm
平均坑宽度 Dp /μm
长宽比 Rt/Dp
Kt
UIT 3.5 wt% NaCl
18.4 ± 3.2
4
2.7 ± 5.8
0.43
2.18
UIT 7 wt% NaCl
35.6 ± 5.1
5
8.3 ± 7.4
0.61
2.41
UIT 10.5 wt% NaCl
52.3 ± 7.5
6
3.5 ± 8.9
0.82
2.67

结果清楚地表明：随着Cl-浓度的增加，坑深度和长宽比都增加，导致应力集中因子逐渐上升。在10.5 wt%氯化钠条件下，计算出的Kt值为2.67，表明坑根处的局部应力接近名义施加应力的三倍。这种应力集中效应解释了从韧性断裂到脆性断裂的转变（图12）以及断裂伸长率的显著降低（从空气中的15.28%降至10.5 wt%氯化钠中的8.16%）。计算出的Kt值与拉伸强度的降低（R2 = 0.94）很好地相关，证实了坑引起的应力集中是控制氯化物环境中机械性能退化的主要机制。定量分析提供了一种简单有效的方法来建立观察到的腐蚀损伤与机械性能退化之间的关联。

3.7. 在拉伸应力下Cl-扩散的有限元模拟
为了了解氯离子在拉伸载荷下对UIT处理过的300M钢降解作用的影响，使用ABAQUS开发了一个简化的有限元模型。模拟重点关注了在应力场存在下Cl-的扩散行为，因为Cl-是导致钝化膜局部破坏的主要侵蚀物种。

图13的模拟结果揭示了两个关键现象。首先，Cl-的渗透深度随着环境Cl-浓度的增加而增加，表明在更具侵蚀性的介质中扩散的驱动力更大。其次，Cl-在应力集中区（如裂纹尖端和高应变区域）表现出显著的富集。这种应力驱动的积累归因于应力梯度作为额外的化学势，促进了Cl-向高弹性能区域的迁移。这种局部富集可以加速阳极溶解，并促进从均匀腐蚀到局部裂纹的转变。

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图13. 在不同NaCl浓度下拉伸测试结束时的Cl?浓度分布的有限元模拟：(a) 模拟拉伸断裂模型；(b) 3.5 wt%；(c) 7 wt%；(d) 10.5 wt%。

这些发现有助于解释SSRT和电化学测试中的实验观察结果：较高的Cl-浓度导致更深的腐蚀坑、电流密度增加以及从韧性断裂到脆性断裂的转变。因此，模拟支持了“腐蚀-应力”反馈循环的存在，其中机械应力增强了Cl-的积累，进而加速了腐蚀并进一步降低了机械完整性。我们的有限元模拟揭示了“腐蚀-应力”反馈循环，其中应力梯度驱动Cl?向高应变区域富集。这一发现补充并扩展了Ghasemi等人[24]的建模框架，其工作主要集中在优化UIT工艺参数以控制残余应力和粗糙度。我们的模型首次将应力场与Cl-的传输结合起来，为理解腐蚀介质中的机械化学协同损伤机制提供了新的视角。然而，该模型仅考虑了Cl-的扩散，没有包含溶解氧的作用，而溶解氧对阴极反应至关重要。一个更全面的模型，整合电化学动力学和多物种传输将超出本研究的范围，相关研究将留待未来的工作进行。

3.8.**超声波冲击下铁基体中的位错演化**

本研究利用LAMMPS分子动力学模拟，开发了一个原子级模型来研究超声波冲击对铁基体的影响（图14a）。通过CSP方法，从多个维度定量表征了冲击后的位错演化过程。在模拟框架中，一个高频振动的冲击针对BCC铁基体表面施加动态载荷，导致晶格畸变和位错运动，从而有效再现了超声波冲击过程的特性。

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**图14. 超声波冲击后铁基体中位错演化的分子动力学模拟：**
(a) 模拟模型；
(b) CSP值分布直方图；
(c) 沿Z轴的位错原子分布；
(d) CSP与Z坐标的散点图；
(e) 累积CSP分布；
(f) 位错原子的XY投影。

**3.8.1. CSP值分布：晶格畸变的定量特征**
CSP值作为局部原子晶格畸变的主要指标，直接反映了冲击对晶体结构造成的损伤程度[26][27]。图14b中的CSP值分布直方图显示，受冲击原子的CSP值广泛分布在0到50的范围内。值得注意的是，大量原子的CSP值高于红色虚线（CSP > 2.0，即位错判定阈值）。这一发现与经典位错理论一致，该理论认为“动态载荷会导致晶格畸变和位错萌生”[28]。CSP值较低的原子比例相对较低，表明铁基体的理想晶格结构受到了显著破坏，从而为位错的萌生和增殖提供了微观基础。此外，CSP值的广泛分布反映了超声波冲击载荷的动态特性，导致晶格畸变从轻微到严重不等，而不是表现出单一的畸变特征。

**3.8.2. 位错的空间分布特征**
图14c中位错原子沿Z轴的分布曲线呈现多峰特征，表明冲击波在基体中传播时具有多阶段效应。冲击波在不同的深度层引起晶格滑移和位错萌生。随后的反射和折射在特定位置产生应力集中，进一步促进了位错的增殖和积累，最终在深度方向上形成了多个位错密集区域。这一观察结果证实了超声波冲击的深度穿透能力，超出了表面层[50]。

图14d中的CSP值与Z坐标散点图进一步确认了位错的整体分布。红色位错原子沿Z轴密集分布，在每个深度层中占据主导地位，而少量的蓝色基体原子散布其中，形成了位错与基体相互交织的微观结构。这种分布表明，超声波冲击引起的位错生成是广泛的，而保持完整晶格的局部区域则成为位错运动的潜在通道，从而促进了后续的位错滑移和相互作用。与传统的表面喷丸处理不同，超声波冲击的高频振动导致位错在深度方向上更加均匀分布。这种差异为超声波冲击所观察到的增强改性效果提供了微观解释。

**3.8.3. 位错原子的统计量化和微观形态**
图14e中的CSP值累积分布曲线表明，超过95%的原子被归类为位错原子（CSP > 2.0）。这一显著比例定量反映了超声波冲击引起的强烈塑性变形，表明铁基体的晶体结构从完整的BCC晶格转变为以位错缺陷为主的畸变晶格。曲线的近似线性上升趋势表明，原子畸变的程度是连续分布的，从轻微到严重不等。这一趋势突出了位错核心区域、半核心区域及周围晶格的畸变梯度，从而证实了CSP值作为晶格畸变定量指标的有效性[51]。

图14f中位错原子的XY投影显示了特征性的线性分布，直接提供了微观证据，表明位错沿着BCC铁的主要滑移面（{110}, {112}）迁移并形成位错线。在超声波冲击引起的剪切应力作用下，大量位错在同一滑移面上滑动、增殖并相互连接，最终形成了独特的位错线形态。投影图中没有明显的大尺寸空位或孔洞，表明该模拟中观察到的塑性变形主要是由位错滑移引起的，没有显著的原子损失或孔洞萌生。这一发现与BCC金属的变形机制一致，并证实了Chen等人[52]在铁基材料冲击模拟中的观察结果。

**3.8.4. 超声波冲击对铁基体的改性机制**
多维CSP分析的结果阐明了超声波冲击对铁基体的改性机制如下：高频动态剪切应力与铁基体晶格的相互作用引起全局晶格畸变，并产生了大量位错原子。冲击后，铁基体中的位错显示出特征性的全局和多深度聚集分布，沿典型滑移面形成线性位错形态。不同滑移面上的位错也经历了相互纠缠。这些位错的增殖和纠缠阻碍了位错的运动，导致位错积累。这种积累增加了材料的微观硬度，为超声波冲击相关的工作硬化效应提供了基础。这一机制与经典位错强化理论[53]一致。

本研究的原子级表征结果阐明了超声波冲击影响铁基体的改性机制。此外，这些发现为未来研究冲击载荷下铁基体的机械性能和氢脆行为奠定了重要的微观结构基础。此外，这项研究为通过超声波冲击调节金属材料的微观结构和宏观性能提供了理论框架。

**3.8.5. 实验与模拟位错密度的比较**
为了定量验证分子动力学模拟结果，使用两种互补方法（XRD线宽分析和透射电子显微镜TEM观察）对UIT处理表面的位错密度进行了实验评估。CSP值是通过Williamson-Hall方法从XRD数据中估算的，该方法区分了晶粒尺寸和微应变对峰宽的贡献。位错密度使用以下公式计算[54]：
(7)
ρ = 23ε2 / (12Db)
其中 < ε2 > 1/2 是微应变，D 是晶粒尺寸，b 是伯格斯矢量（BCC铁的值为0.248 nm）。分析得出UIT处理表面的位错密度约为4.2 × 101? m?2，显著高于未经处理的样品（1.1 × 101? m?2）。这一增加与之前对高强度钢进行严重塑性变形的研究结果一致[18][25]。TEM观察进一步证实了近表面区域存在高密度位错缠结和细化的亚晶粒，支持了XRD的结果。利用TEM显微图的线截距法，位错密度估计在3.8 × 101?至5.1 × 101? m?2之间，与基于XRD的估算结果相符。

分子动力学模拟表明，超声波冲击在铁基体中引起广泛的晶格畸变和位错密度，达到约6.5 × 101? m?2。这一原子级观察结果与Mordyuk[14]描述的位错激活机制一致，并与通过TEM和XRD实验估算的位错密度（约101? m?2）相符。这种多尺度一致性验证了模拟的可靠性，并增强了我们对UIT诱导表面硬化微观机制的理解。CSP分析揭示的多峰位错分布剖面为UIT引入的深度依赖性残余压缩应力场提供了原子级解释。

**4. 结论**
本研究系统研究了UIT对300M钢微观结构演变及其在NaCl溶液中不同Cl-浓度下的腐蚀行为和机制的影响。主要发现总结如下：
1) UIT在300M钢表面引起了显著的塑性变形，形成了约60 μm厚的梯度微观结构，其特征是晶粒细化、位错密度增加以及残余压缩应力的引入。虽然没有发生相变，但晶格畸变和微观应变得到了增强。
2) 该处理显著提高了表面完整性，降低了粗糙度并增加了微观硬度。这种增强主要归因于晶粒细化和位错强化机制，与Hall-Petch关系一致。
3) 在轻度腐蚀环境中，UIT显著提高了300M钢的耐腐蚀性。这表现为更正的腐蚀电位、更低的腐蚀电流密度和更高的电荷转移阻力，表明细化的表面层和残余压缩应力促进了稳定的钝化膜的形成，抑制了Cl-的渗透。
4) UIT的保护效果依赖于Cl-浓度。当NaCl浓度增加到7 wt%和10.5 wt%时，UIT处理样品的耐腐蚀性逐渐下降，电化学参数接近未经处理样品。这表明高Cl-浓度可以克服纳米结构层的物理屏障和压缩应力的机械屏障，加速了局部腐蚀。
5) 缓慢应变率拉伸试验表明，虽然UIT在空气中提高了300M钢的拉伸强度和延展性，但在腐蚀环境中随着Cl-浓度的增加，这两种性能都会下降。断裂模式相应地从韧性转变为脆性，表明在3.5 wt% NaCl条件下UIT的减缓SCC的效果明显，但在更高浓度下效果受限。
6) 互补模拟提供了机制上的见解。有限元分析表明，拉伸应力在应力集中区促进了Cl-的积累，形成了有害的“腐蚀-应力”反馈循环。分子动力学模拟证实，UIT引起的晶格畸变和高密度位错虽然促进了表面硬化，但在恶劣条件下也可能为局部腐蚀的起始提供潜在途径。

总之，UIT是一种有效的方法，可以改善300M钢在温和氯化物环境中的表面性能和耐腐蚀性。然而，在高浓度Cl-的恶劣环境中，其保护效果受到限制。对于经常面临严重海洋环境的航空器起落架等关键航空部件，建议结合UIT与其他表面保护策略，以实现最佳的综合性能和长期服务可靠性。

**作者贡献声明**
杨旭：撰写——原始草稿。
丁茂谦：撰写——原始草稿。
刘斌：正式分析。
王晓和：正式分析。

**资助**
本文得到了国家自然科学基金和江苏大学“秦朗功城”项目的财政支持。