水下攪拌摩擦加工對鑄態鎳鋁青銅空蝕行為的影響

張弘揚，廉影，李陽，馬鵬輝

（河北工程大學，河北 邯鄲 056038）

0 前言

鑄態鎳鋁青銅（NAB）是銅為基礎合金，鋁為主要元素，并含有少量鐵、鎳和錳等金屬元素的合金，具有強度高、耐腐蝕、抗空泡腐蝕等優點，是一種優良的船舶螺旋槳制造材料，被廣泛應用在海洋環境當中[1-2]。空泡腐蝕（空蝕）是液體中局部壓力的波動導致氣泡的產生和潰滅，氣泡潰滅時產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量損失，是水力機械中常見的材料破壞形式[3-5]。如果液體環境中同時含有腐蝕性介質還會發生材料腐蝕，空蝕與腐蝕之間的協同作用會加速部件失效[6]。然而，鑄態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境中抗腐蝕和抗空蝕性能下降，嚴重影響其服役壽命[7]。因此，迫切需要一些新技術來改善鑄態鎳鋁青銅的組織和性能。由于空蝕和腐蝕通常優先發生在材料表面，因此激光表面處理[8]，熱噴涂[9]，噴丸處理[10]等表面改性技術受到廣大學者的關注。除了上述方法以外，攪拌摩擦加工技術（Friction stir processing，FSP）也常用來細化表面晶粒，消除材料內部缺陷，改善材料的組織和性能。

FSP 技術是從攪拌摩擦焊接工藝（Friction stir weiding，FSW）基礎上衍生出的一種新型嚴重塑性變形技術[11]。加工區域材料組織在旋轉工具的劇烈攪拌作用下破碎、混合、再結晶，沿著所需的路徑移動工具實現表層組織局部的細化、均勻化、致密化，進而顯著改善金屬材料的力學性能[12-13]。Lv 等人[14]指出攪拌摩擦加工制備NAB 的主要強化機制為晶粒細化、二次相強化、固溶、位錯和納米孿晶強化，且隨著轉速的改變強化機制有所不同。Song 等人[15]通過研究鑄態和加工后NAB 合金的空蝕行為后發現，FSP 可以消除鑄態樣品缺陷，細化組織，改善其力學性能，抗空蝕能力顯著提高。Lotfollahi 等人[16]研究發現FSP 加工參數能夠影響材料微觀組織、力學性能和空蝕質量損失率。可見，對于消除材料缺陷，細化晶粒，提升材料性能等方面，采用FSP 技術是一種行之有效的方法。為了使材料獲得更加優異的性能，科研工作者們也進行了很多有益的嘗試。Mishra 等人[17]指出在FSP 過程中采用某種冷卻措施可在一定程度上進一步抑制晶粒長大，得到更加致密細小的材料組織。Chai 等人[18]以水為冷卻介質，采用沉浸式即水下攪拌摩擦加工技術（Submerged friction stir processing,SFSP）對AZ91D 鎂合金進行表面改性。結果表明：SFSP AZ91 鎂合金組織更加細小，硬度、抗拉強度和斷后伸長率均高于FSP 加工材料。Moaref 等人[19]對工業純銅及黃銅進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一步細化晶粒，提高硬度及耐磨性。Yang 等人[20]通過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。研究結果表明：SFSP 使高熵合金均勻分布在復合材料中且晶粒細化，同時添加高熵合金有效地促進了動態再結晶，使基體鋁合金晶粒尺寸更細小，復合材料的力學性能顯著提高。可見，采用SFSP 技術能夠獲得組織更加細小致密，力學性能更加優異的材料，但有關SFSP NAB 合金的研究較少，關于此類合金SFSP后的組織和性能演化還不甚了解。基于FSP 可以細化、均勻化NAB 組織，提高NAB 合金力學性能以及耐蝕性和抗空蝕性，預計SFSP 后NAB抗空蝕能力會進一步增強，有必要對SFSP 后NAB合金的空蝕行為及其微觀組織與空蝕機理的關系進行深入的研究。

文中采用SFSP 技術改性鑄態NAB 合金的微觀組織，測試其改性前后的力學性能，并利用超聲空蝕裝置在蒸餾水和人工海水介質中對NAB 合金進行了空蝕行為研究，用掃描電鏡觀察了不同空蝕時間后的表面形貌。重點討論了空蝕破壞機理與微觀組織的關系以及腐蝕性介質對材料表面空蝕行為影響。

1 試驗方法

1.1 試驗材料和方法

以商業鑄態NAB 合金（化學成分質量分數為：Al 10.30%，Ni 4.05%，Fe 4.26%，Mn 1.34%，Cu 余量）板材為原始材料，采用無攪拌針的攪拌頭（直徑6 mm）對板材進行加工，冷卻介質為水。工具轉速為600 轉/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。鑄態和攪拌后試樣經打磨拋光后用5 g FeCl3+2 mL HCl+95 mL C2H5OH 溶液浸蝕，采用OLYMPUS BX51M 金相顯微鏡對浸蝕后的試樣進行顯微組織觀察。用維氏顯微硬度計FUTURETECH FM800 對NAB 沿垂直加工方向在攪拌區及周圍進行顯微硬度測試，載荷為2.94 N，持續時間15 s。

圖1 SFSP 態NAB 合金宏觀形貌

1.2 空蝕試驗

從鑄態和攪拌區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，1 200 號，2 000 號砂紙對樣品依次打磨，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拋光至明亮，隨后在酒精溶液中進行超聲清洗，干燥后采用精確度為0.1 mg 的電子天平稱重。采用超聲振動空蝕裝置進行空蝕試驗，功率為450 W，振動桿的振動頻率和振幅分別為20 kHz和60 μm。將試樣固定在液體介質中，樣品表面距液面15.0 mm，距變幅桿底端0.5 mm，液體介質為蒸餾水和依據GB/T 19848—1999 配制的人工海水溶液（pH8.2）。為了保證空蝕試驗的穩定性，采用冷卻水循環系統將液體介質溫度維持在（35±2）℃。空蝕時間為2 h，6 h，10 h，14 h，18 h，每次空蝕試驗后，樣品用酒精清洗，電吹風吹干，隨后稱重，空蝕前后質量分別記為m1和m2。用m1-m2計算累積質量損失，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 試驗結果與討論

2.1 微觀組織

鑄態NAB 和SFSP 態NAB 試樣的顯微組織如圖2 所示。鑄態NAB 合金顯微組織較為復雜，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。結合相關文獻[21 -22]可知，α 相為面心立方結構（fcc）的富銅固溶體，κII相呈樹枝狀或者花狀分布在共析產物周圍，κIV相分散于α 基體上且晶粒細小，二者均為基于Fe3Al 結構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 結構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化，很難辨認出α 相的晶界，粗大β′相也已經觀察不到，κ 相變為細小的球狀，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

材料的力學性能影響其抗空蝕能力的強弱，文獻[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NAB 表面顯微硬度，鑄態NAB母材的平均顯微硬度約為200 HV，越靠近加工區中心顯微硬度越高，SFSP 態NAB 加工區中心平均顯微硬度約為400 HV，是鑄態樣品的2 倍。相比于鑄態，SFSP 態NAB 各相晶粒細化，晶界更多，位錯運動時阻力更大。此外，小尺寸κ 相均勻彌散地分布在基體中，也起到了彌散強化的作用。攪拌過程還可以消除鑄造時產生的孔洞缺陷，這些機制聯合作用使得SFSP 態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) 分別為鑄態和SFSP 態NAB 試樣在蒸餾水和人工海水中空蝕不同時間后的累積質量損失和累積質量損失率曲線圖。從圖中可以觀察到，隨著空蝕時間的增加鑄態和SFSP 態NAB 試樣在2 種試驗介質中的累積質量損失和累積質量損失率均有所增加；相同空蝕時間條件下，SFSP 態NAB合金在2 種試驗介質中的質量損失均低于鑄態NAB合金，表現出更優的耐空蝕性能；2 種樣品在人工海水介質中的空蝕失重均更大，這應該是腐蝕的作用。

圖4 鑄態和SFSP 態NAB 試樣在蒸餾水和人工海水中累積質量損失和累積質量損失率

空蝕2 h 時，鑄態和SFSP 態NAB 累積質量損失均較少，尤其是SFSP 態NAB 合金，其累計質量損失在蒸餾水條件下甚至可以忽略不計。空蝕6 h 時，2種樣品空蝕失重均有所增加，鑄態NAB 在人工海水中累計失重增加最快。空蝕時間大于6 h 后，2 種樣品空蝕失重隨空蝕時間的增加增長更快，尤其是鑄態樣品。經過18 h 的空蝕試驗，鑄態和SFSP 態NAB在蒸餾水中累計失重分別為5.1 mg 和2.55 mg，SFSP態NAB 質量損失約為鑄態NAB 質量損失的50 %；在人工海水中2 種樣品的累計質量損失分別為11.1 mg和4.85 mg，SFSP 態NAB 質量損失約為鑄態NAB 質量損失的44 %。可見，人工海水條件下鑄態樣品的質量損失增長更快，這一點與作者早期的研究結果不同[26]，早期結果表明鑄態樣品在介質溫度為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。當介質溫度提高到文中的35 ℃后，鑄態樣品的空蝕失重在人工海水介質條件下增長顯著，這可能是由于介質溫度加速腐蝕造成的。此外，2 種試驗介質中鑄態和SFSP 態NAB 累積質量損失率在整個空蝕過程中最高分別為0.62 mg/h 和0.27 mg/h，這表明水下攪拌摩擦加工技術能夠顯著降低材料的空蝕率。

2.4 空蝕機理

圖5～圖7 為鑄態和SFSP 態NAB 合金在2 種試驗介質中空蝕不同時間后表面損傷SEM 形貌。當空蝕時間為2 h 時，鑄態NAB 表面損傷較SFSP 態樣品更加嚴重，表面形成了更多的大而淺的空蝕坑。由于不同相對于空蝕的反應不同，相界處容易出現應力集中，更易發生破壞，使得α/κ 相界處優先發生開裂，鑄態樣品中粗大的第二相加劇了這一過程。此外，由于人工海水腐蝕的作用，導致破壞表面各種相清晰可見，其中α+κIII兩相區發生了較嚴重的破壞，表面裂紋數量也較蒸餾水試驗更多，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，這可能與其組織細化有關，破壞僅發生在細小的晶粒里，減小了空蝕坑的尺寸。同時，球形κ 相也降低了空蝕過程中相界處的應力集中，延緩了開裂現象，使得裂紋數量較少，蒸餾水試驗條件下甚至未發生開裂現象。鑄態樣品中易發生破壞的α+κIII兩相區也不復存在，組織的優化同樣減緩了樣品表面的破壞。從2 種試樣在不同試驗介質的表面損傷SEM 形貌中還可以發現，試樣在蒸餾水工況下發生局部損傷，局部破壞嚴重；在人工海水溶液中由于腐蝕性介質的腐蝕作用，試樣表面材料去除均勻，破壞發生在整個試樣表面。

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

當空蝕時間增加到10 h 時，鑄態和SFSP 態NAB表面損傷都變得更加嚴重。α/κ 相界處形成的裂紋在空泡的反復沖擊下不斷擴展，最終連接在一起造成材料的剝落，鑄態樣品粗大的組織有利于裂紋的擴展，最終形成了較深的空蝕坑，使得鑄態NAB 合金表面變得高低起伏。裂紋在腐蝕的作用下會向更深的方向擴展，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，鑄態樣品表面依然能夠觀察到非常明顯的長裂紋，這會造成后續的材料損失。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嚴重，但與鑄態樣品相比，表面的起伏依然更小。此外，可以很明顯的觀察到SFSP 樣品表面的裂紋數量較少，尺寸較小，說明均勻細化的組織能夠抑制裂紋的擴展，提高材料的耐空蝕性能。

空蝕18 h 后，蒸餾水條件下鑄態樣品表面形成了疲勞輝紋，說明在氣泡的反復沖擊下，鑄態樣品表面發生了疲勞破壞。人工海水條件下鑄態樣品的表面更加粗糙，幾乎找不到較為平整的表面，互相交錯的長裂紋清晰可見，預示著鑄態樣品發生了嚴重的空蝕破壞，這與空蝕失重的結果相一致。相比之下，SFSP 樣品表面破壞程度雖然較10 h 時更重，但并沒有形成大而深的空蝕坑，裂紋尺寸也更小，表現出更加優異的耐空蝕性能。

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

綜上所述，在空蝕開始時，鑄態和SFSP 態NAB表面性能薄弱的地方形成了淺的空蝕坑，裂紋優先出現在α/κ 相界處，鑄態樣品尤其明顯。隨著空蝕時長增加，裂紋不斷擴展延伸，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 態樣品細小均勻的組織可以抑制裂紋的擴展，使其破壞較輕。當空蝕達到18 h 時，空蝕破壞逐漸從鑄態NAB 表層向基體內部延伸，形成了疲勞破壞和更加粗糙的表面。SFSP態NAB 雖然破壞也有所加劇，但較鑄態樣品表面損傷依然較輕。在蒸餾水試驗中，空蝕破壞主要以機械沖擊為主，力學性能更優的SFSP 態NAB 表現出更好的耐空蝕性能。在人工海水試驗中，還會發生化學腐蝕和電化學腐蝕，空蝕—腐蝕的相互促進使得兩種樣品的破壞均較蒸餾水試驗更加嚴重，加速了累計質量損失，造成2 種合金在人工海水中質量損失均高于蒸餾水中質量損失。鑄態樣品由于各相的分布不均勻，腐蝕破壞更加嚴重，導致其質量損失增長更快。

3 結論

（1）鑄態NAB 合金組織粗大，各相分布不均勻，這是造成鑄態樣品力學性能和耐空蝕性能較差的主要原因。SFSP 態NAB 合金組織均勻細化，κ 相變為細小的球狀，均勻彌散地分布在基體上，表明SFSP技術能夠對鑄態NAB 合金的組織進行優化。

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

（3）相同的空蝕時間下，SFSP 態NAB 合金質量累計損失在2 種試驗介質中始終低于鑄態NAB 合金，人工海水中的腐蝕性介質加速了合金的質量損失。空蝕18 h 后SFSP 態NAB 在蒸餾水和人工海水中的質量損失分別是2.55 mg 和4.85 mg，約為鑄態NAB質量損失的50%和44%，表現出優異的耐空蝕性能，表明SFSP 技術能夠提高材料的耐空蝕性能。

（4）空蝕開始時2 種試樣表面均產生了淺的空蝕坑，SFSP 態NAB 樣品的空蝕坑尺寸較小。裂紋優先在α/κ 相界處萌生，SFSP 態NAB 合金晶粒細化且組織均勻，抑制了裂紋的形成和擴展，蒸餾水工況下甚至未出現開裂現象，此外，其均勻細化的組織同樣抑制了裂紋的擴展，表面損傷相對鑄態樣品更輕。