張弘揚(yáng)，廉影，李陽(yáng)，馬鵬輝

（河北工程大學(xué)，河北 邯鄲 056038）

0 前言

鑄態(tài)鎳鋁青銅（NAB）是銅為基礎(chǔ)合金，鋁為主要元素，并含有少量鐵、鎳和錳等金屬元素的合金，具有強(qiáng)度高、耐腐蝕、抗空泡腐蝕等優(yōu)點(diǎn)，是一種優(yōu)良的船舶螺旋槳制造材料，被廣泛應(yīng)用在海洋環(huán)境當(dāng)中[1-2]?？张莞g（空蝕）是液體中局部壓力的波動(dòng)導(dǎo)致氣泡的產(chǎn)生和潰滅，氣泡潰滅時(shí)產(chǎn)生的能量以沖擊波和微射流的形式作用在材料表面，造成部件表面破壞和質(zhì)量損失，是水力機(jī)械中常見(jiàn)的材料破壞形式[3-5]。如果液體環(huán)境中同時(shí)含有腐蝕性介質(zhì)還會(huì)發(fā)生材料腐蝕，空蝕與腐蝕之間的協(xié)同作用會(huì)加速部件失效[6]。然而，鑄態(tài)NAB 具有縮松、成分偏析和氣孔等不可避免的缺陷，使其在惡劣的海洋環(huán)境中抗腐蝕和抗空蝕性能下降，嚴(yán)重影響其服役壽命[7]。因此，迫切需要一些新技術(shù)來(lái)改善鑄態(tài)鎳鋁青銅的組織和性能。由于空蝕和腐蝕通常優(yōu)先發(fā)生在材料表面，因此激光表面處理[8]，熱噴涂[9]，噴丸處理[10]等表面改性技術(shù)受到廣大學(xué)者的關(guān)注。除了上述方法以外，攪拌摩擦加工技術(shù)（Friction stir processing，F(xiàn)SP）也常用來(lái)細(xì)化表面晶粒，消除材料內(nèi)部缺陷，改善材料的組織和性能。

FSP 技術(shù)是從攪拌摩擦焊接工藝（Friction stir weiding，F(xiàn)SW）基礎(chǔ)上衍生出的一種新型嚴(yán)重塑性變形技術(shù)[11]。加工區(qū)域材料組織在旋轉(zhuǎn)工具的劇烈攪拌作用下破碎、混合、再結(jié)晶，沿著所需的路徑移動(dòng)工具實(shí)現(xiàn)表層組織局部的細(xì)化、均勻化、致密化，進(jìn)而顯著改善金屬材料的力學(xué)性能[12-13]。Lv 等人[14]指出攪拌摩擦加工制備N(xiāo)AB 的主要強(qiáng)化機(jī)制為晶粒細(xì)化、二次相強(qiáng)化、固溶、位錯(cuò)和納米孿晶強(qiáng)化，且隨著轉(zhuǎn)速的改變強(qiáng)化機(jī)制有所不同。Song 等人[15]通過(guò)研究鑄態(tài)和加工后NAB 合金的空蝕行為后發(fā)現(xiàn)，F(xiàn)SP 可以消除鑄態(tài)樣品缺陷，細(xì)化組織，改善其力學(xué)性能，抗空蝕能力顯著提高。Lotfollahi 等人[16]研究發(fā)現(xiàn)FSP 加工參數(shù)能夠影響材料微觀組織、力學(xué)性能和空蝕質(zhì)量損失率?？梢?jiàn)，對(duì)于消除材料缺陷，細(xì)化晶粒，提升材料性能等方面，采用FSP 技術(shù)是一種行之有效的方法。為了使材料獲得更加優(yōu)異的性能，科研工作者們也進(jìn)行了很多有益的嘗試。Mishra 等人[17]指出在FSP 過(guò)程中采用某種冷卻措施可在一定程度上進(jìn)一步抑制晶粒長(zhǎng)大，得到更加致密細(xì)小的材料組織。Chai 等人[18]以水為冷卻介質(zhì)，采用沉浸式即水下攪拌摩擦加工技術(shù)（Submerged friction stir processing,SFSP）對(duì)AZ91D 鎂合金進(jìn)行表面改性。結(jié)果表明：SFSP AZ91 鎂合金組織更加細(xì)小，硬度、抗拉強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率均高于FSP 加工材料。Moaref 等人[19]對(duì)工業(yè)純銅及黃銅進(jìn)行水下攪拌摩擦處理，指出水下攪拌摩擦處理可以降低攪拌區(qū)晶粒尺寸，增加其硬度及耐磨性，多道次水下攪拌摩擦處理可進(jìn)一步細(xì)化晶粒，提高硬度及耐磨性。Yang 等人[20]通過(guò)水下攪拌摩擦處理將AlCoCrFeNi 高熵合金顆粒加入到AA5083 基體中以改善鋁基體的表面性能。研究結(jié)果表明：SFSP 使高熵合金均勻分布在復(fù)合材料中且晶粒細(xì)化，同時(shí)添加高熵合金有效地促進(jìn)了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，使基體鋁合金晶粒尺寸更細(xì)小，復(fù)合材料的力學(xué)性能顯著提高。可見(jiàn)，采用SFSP 技術(shù)能夠獲得組織更加細(xì)小致密，力學(xué)性能更加優(yōu)異的材料，但有關(guān)SFSP NAB 合金的研究較少，關(guān)于此類(lèi)合金SFSP后的組織和性能演化還不甚了解。基于FSP 可以細(xì)化、均勻化NAB 組織，提高NAB 合金力學(xué)性能以及耐蝕性和抗空蝕性，預(yù)計(jì)SFSP 后NAB抗空蝕能力會(huì)進(jìn)一步增強(qiáng)，有必要對(duì)SFSP 后NAB合金的空蝕行為及其微觀組織與空蝕機(jī)理的關(guān)系進(jìn)行深入的研究。

文中采用SFSP 技術(shù)改性鑄態(tài)NAB 合金的微觀組織，測(cè)試其改性前后的力學(xué)性能，并利用超聲空蝕裝置在蒸餾水和人工海水介質(zhì)中對(duì)NAB 合金進(jìn)行了空蝕行為研究，用掃描電鏡觀察了不同空蝕時(shí)間后的表面形貌。重點(diǎn)討論了空蝕破壞機(jī)理與微觀組織的關(guān)系以及腐蝕性介質(zhì)對(duì)材料表面空蝕行為影響。

1 試驗(yàn)方法

1.1 試驗(yàn)材料和方法

以商業(yè)鑄態(tài)NAB 合金（化學(xué)成分質(zhì)量分?jǐn)?shù)為：Al 10.30%，Ni 4.05%，F(xiàn)e 4.26%，Mn 1.34%，Cu 余量）板材為原始材料，采用無(wú)攪拌針的攪拌頭（直徑6 mm）對(duì)板材進(jìn)行加工，冷卻介質(zhì)為水。工具轉(zhuǎn)速為600 轉(zhuǎn)/min、加工速度為50 mm/min、壓入深度為1 mm，加工后的樣品表面如圖1 所示。鑄態(tài)和攪拌后試樣經(jīng)打磨拋光后用5 g FeCl3+2 mL HCl+95 mL C2H5OH 溶液浸蝕，采用OLYMPUS BX51M 金相顯微鏡對(duì)浸蝕后的試樣進(jìn)行顯微組織觀察。用維氏顯微硬度計(jì)FUTURETECH FM800 對(duì)NAB 沿垂直加工方向在攪拌區(qū)及周?chē)M(jìn)行顯微硬度測(cè)試，載荷為2.94 N，持續(xù)時(shí)間15 s。

圖1 SFSP 態(tài)NAB 合金宏觀形貌

1.2 空蝕試驗(yàn)

從鑄態(tài)和攪拌區(qū)用線切割獲得尺寸為10.5 mm×5.8 mm×8.0 mm 樣品，隨后將樣品表面去污，先采用600 號(hào)，1 200 號(hào)，2 000 號(hào)砂紙對(duì)樣品依次打磨，再分別采用粒度為2.5 μm 和0.5 μm 的金剛石拋光膏將打磨好的樣品逐級(jí)拋光至明亮，隨后在酒精溶液中進(jìn)行超聲清洗，干燥后采用精確度為0.1 mg 的電子天平稱(chēng)重。采用超聲振動(dòng)空蝕裝置進(jìn)行空蝕試驗(yàn)，功率為450 W，振動(dòng)桿的振動(dòng)頻率和振幅分別為20 kHz和60 μm。將試樣固定在液體介質(zhì)中，樣品表面距液面15.0 mm，距變幅桿底端0.5 mm，液體介質(zhì)為蒸餾水和依據(jù)GB/T 19848—1999 配制的人工海水溶液（pH8.2）。為了保證空蝕試驗(yàn)的穩(wěn)定性，采用冷卻水循環(huán)系統(tǒng)將液體介質(zhì)溫度維持在（35±2）℃?？瘴g時(shí)間為2 h，6 h，10 h，14 h，18 h，每次空蝕試驗(yàn)后，樣品用酒精清洗，電吹風(fēng)吹干，隨后稱(chēng)重，空蝕前后質(zhì)量分別記為m1和m2。用m1-m2計(jì)算累積質(zhì)量損失，用于表征空化侵蝕能力。采用掃描電子顯微鏡（SEM，Ultra 55，Zeiss）觀察2 h，10 h，18 h 空蝕后損傷表面的形貌。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 微觀組織

鑄態(tài)NAB 和SFSP 態(tài)NAB 試樣的顯微組織如圖2 所示。鑄態(tài)NAB 合金顯微組織較為復(fù)雜，主要有粗大的柱狀晶粒α 相、少量粗大的馬氏體β′相和一系列的金屬間化合物κ 相（κII，κIII，κIV），如圖2(a)所示。結(jié)合相關(guān)文獻(xiàn)[21 -22]可知，α 相為面心立方結(jié)構(gòu)（fcc）的富銅固溶體，κII相呈樹(shù)枝狀或者花狀分布在共析產(chǎn)物周?chē)蔍V相分散于α 基體上且晶粒細(xì)小，二者均為基于Fe3Al 結(jié)構(gòu)的富鐵金屬間化合物。κIII相位于α 相/殘余β 相界面，是基于NiAl 結(jié)構(gòu)的層狀富鎳金屬間化合物。相比之下，SFSP 后NAB 合金顯微組織明顯均勻細(xì)化，很難辨認(rèn)出α 相的晶界，粗大β′相也已經(jīng)觀察不到，κ 相變?yōu)榧?xì)小的球狀，彌散分布在α 相基體中，如圖2(b)所示。

圖2 NAB 試樣的顯微組織

2.2 顯微硬度

材料的力學(xué)性能影響其抗空蝕能力的強(qiáng)弱，文獻(xiàn)[23 -25]表明通常硬度較高的合金抗空蝕能力也較好。圖3 為SFSP 態(tài)NAB 表面顯微硬度，鑄態(tài)NAB母材的平均顯微硬度約為200 HV，越靠近加工區(qū)中心顯微硬度越高，SFSP 態(tài)NAB 加工區(qū)中心平均顯微硬度約為400 HV，是鑄態(tài)樣品的2 倍。相比于鑄態(tài)，SFSP 態(tài)NAB 各相晶粒細(xì)化，晶界更多，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)時(shí)阻力更大。此外，小尺寸κ 相均勻彌散地分布在基體中，也起到了彌散強(qiáng)化的作用。攪拌過(guò)程還可以消除鑄造時(shí)產(chǎn)生的孔洞缺陷，這些機(jī)制聯(lián)合作用使得SFSP 態(tài)NAB 的顯微硬度顯著增加。

圖3 水下攪拌摩擦加工鎳鋁青銅表面顯微硬度

2.3 空蝕失重

圖4(a)和圖4(b) 分別為鑄態(tài)和SFSP 態(tài)NAB 試樣在蒸餾水和人工海水中空蝕不同時(shí)間后的累積質(zhì)量損失和累積質(zhì)量損失率曲線圖。從圖中可以觀察到，隨著空蝕時(shí)間的增加鑄態(tài)和SFSP 態(tài)NAB 試樣在2 種試驗(yàn)介質(zhì)中的累積質(zhì)量損失和累積質(zhì)量損失率均有所增加；相同空蝕時(shí)間條件下，SFSP 態(tài)NAB合金在2 種試驗(yàn)介質(zhì)中的質(zhì)量損失均低于鑄態(tài)NAB合金，表現(xiàn)出更優(yōu)的耐空蝕性能；2 種樣品在人工海水介質(zhì)中的空蝕失重均更大，這應(yīng)該是腐蝕的作用。

圖4 鑄態(tài)和SFSP 態(tài)NAB 試樣在蒸餾水和人工海水中累積質(zhì)量損失和累積質(zhì)量損失率

空蝕2 h 時(shí)，鑄態(tài)和SFSP 態(tài)NAB 累積質(zhì)量損失均較少，尤其是SFSP 態(tài)NAB 合金，其累計(jì)質(zhì)量損失在蒸餾水條件下甚至可以忽略不計(jì)?？瘴g6 h 時(shí)，2種樣品空蝕失重均有所增加，鑄態(tài)NAB 在人工海水中累計(jì)失重增加最快?？瘴g時(shí)間大于6 h 后，2 種樣品空蝕失重隨空蝕時(shí)間的增加增長(zhǎng)更快，尤其是鑄態(tài)樣品。經(jīng)過(guò)18 h 的空蝕試驗(yàn)，鑄態(tài)和SFSP 態(tài)NAB在蒸餾水中累計(jì)失重分別為5.1 mg 和2.55 mg，SFSP態(tài)NAB 質(zhì)量損失約為鑄態(tài)NAB 質(zhì)量損失的50 %；在人工海水中2 種樣品的累計(jì)質(zhì)量損失分別為11.1 mg和4.85 mg，SFSP 態(tài)NAB 質(zhì)量損失約為鑄態(tài)NAB 質(zhì)量損失的44 %?？梢?jiàn)，人工海水條件下鑄態(tài)樣品的質(zhì)量損失增長(zhǎng)更快，這一點(diǎn)與作者早期的研究結(jié)果不同[26]，早期結(jié)果表明鑄態(tài)樣品在介質(zhì)溫度為25 ℃條件下空蝕18 h 后，其空蝕失重在蒸餾水和人工海水條件下相差不大。當(dāng)介質(zhì)溫度提高到文中的35 ℃后，鑄態(tài)樣品的空蝕失重在人工海水介質(zhì)條件下增長(zhǎng)顯著，這可能是由于介質(zhì)溫度加速腐蝕造成的。此外，2 種試驗(yàn)介質(zhì)中鑄態(tài)和SFSP 態(tài)NAB 累積質(zhì)量損失率在整個(gè)空蝕過(guò)程中最高分別為0.62 mg/h 和0.27 mg/h，這表明水下攪拌摩擦加工技術(shù)能夠顯著降低材料的空蝕率。

2.4 空蝕機(jī)理

圖5～圖7 為鑄態(tài)和SFSP 態(tài)NAB 合金在2 種試驗(yàn)介質(zhì)中空蝕不同時(shí)間后表面損傷SEM 形貌。當(dāng)空蝕時(shí)間為2 h 時(shí)，鑄態(tài)NAB 表面損傷較SFSP 態(tài)樣品更加嚴(yán)重，表面形成了更多的大而淺的空蝕坑。由于不同相對(duì)于空蝕的反應(yīng)不同，相界處容易出現(xiàn)應(yīng)力集中，更易發(fā)生破壞，使得α/κ 相界處優(yōu)先發(fā)生開(kāi)裂，鑄態(tài)樣品中粗大的第二相加劇了這一過(guò)程。此外，由于人工海水腐蝕的作用，導(dǎo)致破壞表面各種相清晰可見(jiàn)，其中α+κIII兩相區(qū)發(fā)生了較嚴(yán)重的破壞，表面裂紋數(shù)量也較蒸餾水試驗(yàn)更多，如圖5(a)和圖5(b)所示。相比之下，圖5(c)和圖5(d)中SFSP 態(tài)NAB 表面損傷較輕，形成的空蝕坑尺寸較小，這可能與其組織細(xì)化有關(guān)，破壞僅發(fā)生在細(xì)小的晶粒里，減小了空蝕坑的尺寸。同時(shí)，球形κ 相也降低了空蝕過(guò)程中相界處的應(yīng)力集中，延緩了開(kāi)裂現(xiàn)象，使得裂紋數(shù)量較少，蒸餾水試驗(yàn)條件下甚至未發(fā)生開(kāi)裂現(xiàn)象。鑄態(tài)樣品中易發(fā)生破壞的α+κIII兩相區(qū)也不復(fù)存在，組織的優(yōu)化同樣減緩了樣品表面的破壞。從2 種試樣在不同試驗(yàn)介質(zhì)的表面損傷SEM 形貌中還可以發(fā)現(xiàn)，試樣在蒸餾水工況下發(fā)生局部損傷，局部破壞嚴(yán)重；在人工海水溶液中由于腐蝕性介質(zhì)的腐蝕作用，試樣表面材料去除均勻，破壞發(fā)生在整個(gè)試樣表面。

圖5 2 種NAB 合金在蒸餾水和人工海水中空蝕2 h 后的損傷形貌

圖6 2 種NAB 合金在蒸餾水和人工海水中空蝕10 h 后的損傷形貌

圖7 2 種NAB 合金在蒸餾水和人工海水中空蝕18 h 后的損傷形貌

當(dāng)空蝕時(shí)間增加到10 h 時(shí)，鑄態(tài)和SFSP 態(tài)NAB表面損傷都變得更加嚴(yán)重。α/κ 相界處形成的裂紋在空泡的反復(fù)沖擊下不斷擴(kuò)展，最終連接在一起造成材料的剝落，鑄態(tài)樣品粗大的組織有利于裂紋的擴(kuò)展，最終形成了較深的空蝕坑，使得鑄態(tài)NAB 合金表面變得高低起伏。裂紋在腐蝕的作用下會(huì)向更深的方向擴(kuò)展，造成人工海水條件下樣品表面起伏更大，如圖6(a)和圖6(b)所示。此外，鑄態(tài)樣品表面依然能夠觀察到非常明顯的長(zhǎng)裂紋，這會(huì)造成后續(xù)的材料損失。SFSP 樣品由于表面硬度較高，在蒸餾水條件下表面破壞并不嚴(yán)重，依然非常平整。人工海水條件下表面破壞雖然較蒸餾水試驗(yàn)嚴(yán)重，但與鑄態(tài)樣品相比，表面的起伏依然更小。此外，可以很明顯的觀察到SFSP 樣品表面的裂紋數(shù)量較少，尺寸較小，說(shuō)明均勻細(xì)化的組織能夠抑制裂紋的擴(kuò)展，提高材料的耐空蝕性能。

空蝕18 h 后，蒸餾水條件下鑄態(tài)樣品表面形成了疲勞輝紋，說(shuō)明在氣泡的反復(fù)沖擊下，鑄態(tài)樣品表面發(fā)生了疲勞破壞。人工海水條件下鑄態(tài)樣品的表面更加粗糙，幾乎找不到較為平整的表面，互相交錯(cuò)的長(zhǎng)裂紋清晰可見(jiàn)，預(yù)示著鑄態(tài)樣品發(fā)生了嚴(yán)重的空蝕破壞，這與空蝕失重的結(jié)果相一致。相比之下，SFSP 樣品表面破壞程度雖然較10 h 時(shí)更重，但并沒(méi)有形成大而深的空蝕坑，裂紋尺寸也更小，表現(xiàn)出更加優(yōu)異的耐空蝕性能。

可見(jiàn)，2 種樣品的表面均隨著空蝕時(shí)間的延長(zhǎng)破壞更加嚴(yán)重，起伏更加明顯，與累積質(zhì)量損失和累積質(zhì)量損失率曲線圖走勢(shì)吻合。鑄態(tài)NAB 組織晶粒粗大、力學(xué)性能較差，單純的空蝕已經(jīng)對(duì)其造成嚴(yán)重的損傷，人工海水中空蝕和腐蝕的協(xié)同作用加劇了表面的破壞，顯著增加其質(zhì)量損失。SFSP 態(tài)NAB 具有較好的力學(xué)性能，均勻細(xì)小的組織可以抑制裂紋的產(chǎn)生，使其空蝕破壞程度更輕，表明水下攪拌摩擦加工技術(shù)能夠提高鎳鋁青銅合金的耐空蝕性能。

綜上所述，在空蝕開(kāi)始時(shí)，鑄態(tài)和SFSP 態(tài)NAB表面性能薄弱的地方形成了淺的空蝕坑，裂紋優(yōu)先出現(xiàn)在α/κ 相界處，鑄態(tài)樣品尤其明顯。隨著空蝕時(shí)長(zhǎng)增加，裂紋不斷擴(kuò)展延伸，最終相互連接，造成材料的去除，留下又大又深的空蝕坑和大量塊狀突起物，使表面變得高低起伏，SFSP 態(tài)樣品細(xì)小均勻的組織可以抑制裂紋的擴(kuò)展，使其破壞較輕。當(dāng)空蝕達(dá)到18 h 時(shí)，空蝕破壞逐漸從鑄態(tài)NAB 表層向基體內(nèi)部延伸，形成了疲勞破壞和更加粗糙的表面。SFSP態(tài)NAB 雖然破壞也有所加劇，但較鑄態(tài)樣品表面損傷依然較輕。在蒸餾水試驗(yàn)中，空蝕破壞主要以機(jī)械沖擊為主，力學(xué)性能更優(yōu)的SFSP 態(tài)NAB 表現(xiàn)出更好的耐空蝕性能。在人工海水試驗(yàn)中，還會(huì)發(fā)生化學(xué)腐蝕和電化學(xué)腐蝕，空蝕—腐蝕的相互促進(jìn)使得兩種樣品的破壞均較蒸餾水試驗(yàn)更加嚴(yán)重，加速了累計(jì)質(zhì)量損失，造成2 種合金在人工海水中質(zhì)量損失均高于蒸餾水中質(zhì)量損失。鑄態(tài)樣品由于各相的分布不均勻，腐蝕破壞更加嚴(yán)重，導(dǎo)致其質(zhì)量損失增長(zhǎng)更快。

3 結(jié)論

（1）鑄態(tài)NAB 合金組織粗大，各相分布不均勻，這是造成鑄態(tài)樣品力學(xué)性能和耐空蝕性能較差的主要原因。SFSP 態(tài)NAB 合金組織均勻細(xì)化，κ 相變?yōu)榧?xì)小的球狀，均勻彌散地分布在基體上，表明SFSP技術(shù)能夠?qū)﹁T態(tài)NAB 合金的組織進(jìn)行優(yōu)化。

（2）SFSP 前后NAB 合金顯微硬度分別約為200 HV和400 HV，SFSP 態(tài)NAB 顯微硬度是鑄 態(tài)NAB 的2倍，晶粒細(xì)化和小尺寸晶粒κ 相彌散強(qiáng)化是NAB 合金硬度提高的主要原因。

（3）相同的空蝕時(shí)間下，SFSP 態(tài)NAB 合金質(zhì)量累計(jì)損失在2 種試驗(yàn)介質(zhì)中始終低于鑄態(tài)NAB 合金，人工海水中的腐蝕性介質(zhì)加速了合金的質(zhì)量損失?？瘴g18 h 后SFSP 態(tài)NAB 在蒸餾水和人工海水中的質(zhì)量損失分別是2.55 mg 和4.85 mg，約為鑄態(tài)NAB質(zhì)量損失的50%和44%，表現(xiàn)出優(yōu)異的耐空蝕性能，表明SFSP 技術(shù)能夠提高材料的耐空蝕性能。

（4）空蝕開(kāi)始時(shí)2 種試樣表面均產(chǎn)生了淺的空蝕坑，SFSP 態(tài)NAB 樣品的空蝕坑尺寸較小。裂紋優(yōu)先在α/κ 相界處萌生，SFSP 態(tài)NAB 合金晶粒細(xì)化且組織均勻，抑制了裂紋的形成和擴(kuò)展，蒸餾水工況下甚至未出現(xiàn)開(kāi)裂現(xiàn)象，此外，其均勻細(xì)化的組織同樣抑制了裂紋的擴(kuò)展，表面損傷相對(duì)鑄態(tài)樣品更輕。