水下搅拌摩擦加工对铸态镍铝青铜空蚀行为的影响

张弘扬，廉影，李阳，马鹏辉

（河北工程大学，河北 邯郸 056038）

0 前言

铸态镍铝青铜（NAB）是铜为基础合金，铝为主要元素，并含有少量铁、镍和锰等金属元素的合金，具有强度高、耐腐蚀、抗空泡腐蚀等优点，是一种优良的船舶螺旋桨制造材料，被广泛应用在海洋环境当中[1-2]。空泡腐蚀（空蚀）是液体中局部压力的波动导致气泡的产生和溃灭，气泡溃灭时产生的能量以冲击波和微射流的形式作用在材料表面，造成部件表面破坏和质量损失，是水力机械中常见的材料破坏形式[3-5]。如果液体环境中同时含有腐蚀性介质还会发生材料腐蚀，空蚀与腐蚀之间的协同作用会加速部件失效[6]。然而，铸态NAB 具有缩松、成分偏析和气孔等不可避免的缺陷，使其在恶劣的海洋环境中抗腐蚀和抗空蚀性能下降，严重影响其服役寿命[7]。因此，迫切需要一些新技术来改善铸态镍铝青铜的组织和性能。由于空蚀和腐蚀通常优先发生在材料表面，因此激光表面处理[8]，热喷涂[9]，喷丸处理[10]等表面改性技术受到广大学者的关注。除了上述方法以外，搅拌摩擦加工技术（Friction stir processing，FSP）也常用来细化表面晶粒，消除材料内部缺陷，改善材料的组织和性能。

FSP 技术是从搅拌摩擦焊接工艺（Friction stir weiding，FSW）基础上衍生出的一种新型严重塑性变形技术[11]。加工区域材料组织在旋转工具的剧烈搅拌作用下破碎、混合、再结晶，沿着所需的路径移动工具实现表层组织局部的细化、均匀化、致密化，进而显著改善金属材料的力学性能[12-13]。Lv 等人[14]指出搅拌摩擦加工制备NAB 的主要强化机制为晶粒细化、二次相强化、固溶、位错和纳米孪晶强化，且随着转速的改变强化机制有所不同。Song 等人[15]通过研究铸态和加工后NAB 合金的空蚀行为后发现，FSP 可以消除铸态样品缺陷，细化组织，改善其力学性能，抗空蚀能力显著提高。Lotfollahi 等人[16]研究发现FSP 加工参数能够影响材料微观组织、力学性能和空蚀质量损失率。可见，对于消除材料缺陷，细化晶粒，提升材料性能等方面，采用FSP 技术是一种行之有效的方法。为了使材料获得更加优异的性能，科研工作者们也进行了很多有益的尝试。Mishra 等人[17]指出在FSP 过程中采用某种冷却措施可在一定程度上进一步抑制晶粒长大，得到更加致密细小的材料组织。Chai 等人[18]以水为冷却介质，采用沉浸式即水下搅拌摩擦加工技术（Submerged friction stir processing,SFSP）对AZ91D 镁合金进行表面改性。结果表明：SFSP AZ91 镁合金组织更加细小，硬度、抗拉强度和断后伸长率均高于FSP 加工材料。Moaref 等人[19]对工业纯铜及黄铜进行水下搅拌摩擦处理，指出水下搅拌摩擦处理可以降低搅拌区晶粒尺寸，增加其硬度及耐磨性，多道次水下搅拌摩擦处理可进一步细化晶粒，提高硬度及耐磨性。Yang 等人[20]通过水下搅拌摩擦处理将AlCoCrFeNi 高熵合金颗粒加入到AA5083 基体中以改善铝基体的表面性能。研究结果表明：SFSP 使高熵合金均匀分布在复合材料中且晶粒细化，同时添加高熵合金有效地促进了动态再结晶，使基体铝合金晶粒尺寸更细小，复合材料的力学性能显著提高。可见，采用SFSP 技术能够获得组织更加细小致密，力学性能更加优异的材料，但有关SFSP NAB 合金的研究较少，关于此类合金SFSP后的组织和性能演化还不甚了解。基于FSP 可以细化、均匀化NAB 组织，提高NAB 合金力学性能以及耐蚀性和抗空蚀性，预计SFSP 后NAB抗空蚀能力会进一步增强，有必要对SFSP 后NAB合金的空蚀行为及其微观组织与空蚀机理的关系进行深入的研究。

文中采用SFSP 技术改性铸态NAB 合金的微观组织，测试其改性前后的力学性能，并利用超声空蚀装置在蒸馏水和人工海水介质中对NAB 合金进行了空蚀行为研究，用扫描电镜观察了不同空蚀时间后的表面形貌。重点讨论了空蚀破坏机理与微观组织的关系以及腐蚀性介质对材料表面空蚀行为影响。

1 试验方法

1.1 试验材料和方法

以商业铸态NAB 合金（化学成分质量分数为：Al 10.30%，Ni 4.05%，Fe 4.26%，Mn 1.34%，Cu 余量）板材为原始材料，采用无搅拌针的搅拌头（直径6 mm）对板材进行加工，冷却介质为水。工具转速为600 转/min、加工速度为50 mm/min、压入深度为1 mm，加工后的样品表面如图1 所示。铸态和搅拌后试样经打磨抛光后用5 g FeCl3+2 mL HCl+95 mL C2H5OH 溶液浸蚀，采用OLYMPUS BX51M 金相显微镜对浸蚀后的试样进行显微组织观察。用维氏显微硬度计FUTURETECH FM800 对NAB 沿垂直加工方向在搅拌区及周围进行显微硬度测试，载荷为2.94 N，持续时间15 s。

图1 SFSP 态NAB 合金宏观形貌

1.2 空蚀试验

从铸态和搅拌区用线切割获得尺寸为10.5 mm×5.8 mm×8.0 mm 样品，随后将样品表面去污，先采用600 号，1 200 号，2 000 号砂纸对样品依次打磨，再分别采用粒度为2.5 μm 和0.5 μm 的金刚石抛光膏将打磨好的样品逐级抛光至明亮，随后在酒精溶液中进行超声清洗，干燥后采用精确度为0.1 mg 的电子天平称重。采用超声振动空蚀装置进行空蚀试验，功率为450 W，振动杆的振动频率和振幅分别为20 kHz和60 µm。将试样固定在液体介质中，样品表面距液面15.0 mm，距变幅杆底端0.5 mm，液体介质为蒸馏水和依据GB/T 19848—1999 配制的人工海水溶液（pH8.2）。为了保证空蚀试验的稳定性，采用冷却水循环系统将液体介质温度维持在（35±2）℃。空蚀时间为2 h，6 h，10 h，14 h，18 h，每次空蚀试验后，样品用酒精清洗，电吹风吹干，随后称重，空蚀前后质量分别记为m1和m2。用m1-m2计算累积质量损失，用于表征空化侵蚀能力。采用扫描电子显微镜（SEM，Ultra 55，Zeiss）观察2 h，10 h，18 h 空蚀后损伤表面的形貌。

2 试验结果与讨论

2.1 微观组织

铸态NAB 和SFSP 态NAB 试样的显微组织如图2 所示。铸态NAB 合金显微组织较为复杂，主要有粗大的柱状晶粒α 相、少量粗大的马氏体β′相和一系列的金属间化合物κ 相（κII，κIII，κIV），如图2(a)所示。结合相关文献[21 -22]可知，α 相为面心立方结构（fcc）的富铜固溶体，κII相呈树枝状或者花状分布在共析产物周围，κIV相分散于α 基体上且晶粒细小，二者均为基于Fe3Al 结构的富铁金属间化合物。κIII相位于α 相/残余β 相界面，是基于NiAl 结构的层状富镍金属间化合物。相比之下，SFSP 后NAB 合金显微组织明显均匀细化，很难辨认出α 相的晶界，粗大β′相也已经观察不到，κ 相变为细小的球状，弥散分布在α 相基体中，如图2(b)所示。

图2 NAB 试样的显微组织

2.2 显微硬度

材料的力学性能影响其抗空蚀能力的强弱，文献[23 -25]表明通常硬度较高的合金抗空蚀能力也较好。图3 为SFSP 态NAB 表面显微硬度，铸态NAB母材的平均显微硬度约为200 HV，越靠近加工区中心显微硬度越高，SFSP 态NAB 加工区中心平均显微硬度约为400 HV，是铸态样品的2 倍。相比于铸态，SFSP 态NAB 各相晶粒细化，晶界更多，位错运动时阻力更大。此外，小尺寸κ 相均匀弥散地分布在基体中，也起到了弥散强化的作用。搅拌过程还可以消除铸造时产生的孔洞缺陷，这些机制联合作用使得SFSP 态NAB 的显微硬度显著增加。

图3 水下搅拌摩擦加工镍铝青铜表面显微硬度

2.3 空蚀失重

图4(a)和图4(b) 分别为铸态和SFSP 态NAB 试样在蒸馏水和人工海水中空蚀不同时间后的累积质量损失和累积质量损失率曲线图。从图中可以观察到，随着空蚀时间的增加铸态和SFSP 态NAB 试样在2 种试验介质中的累积质量损失和累积质量损失率均有所增加；相同空蚀时间条件下，SFSP 态NAB合金在2 种试验介质中的质量损失均低于铸态NAB合金，表现出更优的耐空蚀性能；2 种样品在人工海水介质中的空蚀失重均更大，这应该是腐蚀的作用。

图4 铸态和SFSP 态NAB 试样在蒸馏水和人工海水中累积质量损失和累积质量损失率

空蚀2 h 时，铸态和SFSP 态NAB 累积质量损失均较少，尤其是SFSP 态NAB 合金，其累计质量损失在蒸馏水条件下甚至可以忽略不计。空蚀6 h 时，2种样品空蚀失重均有所增加，铸态NAB 在人工海水中累计失重增加最快。空蚀时间大于6 h 后，2 种样品空蚀失重随空蚀时间的增加增长更快，尤其是铸态样品。经过18 h 的空蚀试验，铸态和SFSP 态NAB在蒸馏水中累计失重分别为5.1 mg 和2.55 mg，SFSP态NAB 质量损失约为铸态NAB 质量损失的50 %；在人工海水中2 种样品的累计质量损失分别为11.1 mg和4.85 mg，SFSP 态NAB 质量损失约为铸态NAB 质量损失的44 %。可见，人工海水条件下铸态样品的质量损失增长更快，这一点与作者早期的研究结果不同[26]，早期结果表明铸态样品在介质温度为25 ℃条件下空蚀18 h 后，其空蚀失重在蒸馏水和人工海水条件下相差不大。当介质温度提高到文中的35 ℃后，铸态样品的空蚀失重在人工海水介质条件下增长显著，这可能是由于介质温度加速腐蚀造成的。此外，2 种试验介质中铸态和SFSP 态NAB 累积质量损失率在整个空蚀过程中最高分别为0.62 mg/h 和0.27 mg/h，这表明水下搅拌摩擦加工技术能够显著降低材料的空蚀率。

2.4 空蚀机理

图5～图7 为铸态和SFSP 态NAB 合金在2 种试验介质中空蚀不同时间后表面损伤SEM 形貌。当空蚀时间为2 h 时，铸态NAB 表面损伤较SFSP 态样品更加严重，表面形成了更多的大而浅的空蚀坑。由于不同相对于空蚀的反应不同，相界处容易出现应力集中，更易发生破坏，使得α/κ 相界处优先发生开裂，铸态样品中粗大的第二相加剧了这一过程。此外，由于人工海水腐蚀的作用，导致破坏表面各种相清晰可见，其中α+κIII两相区发生了较严重的破坏，表面裂纹数量也较蒸馏水试验更多，如图5(a)和图5(b)所示。相比之下，图5(c)和图5(d)中SFSP 态NAB 表面损伤较轻，形成的空蚀坑尺寸较小，这可能与其组织细化有关，破坏仅发生在细小的晶粒里，减小了空蚀坑的尺寸。同时，球形κ 相也降低了空蚀过程中相界处的应力集中，延缓了开裂现象，使得裂纹数量较少，蒸馏水试验条件下甚至未发生开裂现象。铸态样品中易发生破坏的α+κIII两相区也不复存在，组织的优化同样减缓了样品表面的破坏。从2 种试样在不同试验介质的表面损伤SEM 形貌中还可以发现，试样在蒸馏水工况下发生局部损伤，局部破坏严重；在人工海水溶液中由于腐蚀性介质的腐蚀作用，试样表面材料去除均匀，破坏发生在整个试样表面。

图5 2 种NAB 合金在蒸馏水和人工海水中空蚀2 h 后的损伤形貌

图6 2 种NAB 合金在蒸馏水和人工海水中空蚀10 h 后的损伤形貌

图7 2 种NAB 合金在蒸馏水和人工海水中空蚀18 h 后的损伤形貌

当空蚀时间增加到10 h 时，铸态和SFSP 态NAB表面损伤都变得更加严重。α/κ 相界处形成的裂纹在空泡的反复冲击下不断扩展，最终连接在一起造成材料的剥落，铸态样品粗大的组织有利于裂纹的扩展，最终形成了较深的空蚀坑，使得铸态NAB 合金表面变得高低起伏。裂纹在腐蚀的作用下会向更深的方向扩展，造成人工海水条件下样品表面起伏更大，如图6(a)和图6(b)所示。此外，铸态样品表面依然能够观察到非常明显的长裂纹，这会造成后续的材料损失。SFSP 样品由于表面硬度较高，在蒸馏水条件下表面破坏并不严重，依然非常平整。人工海水条件下表面破坏虽然较蒸馏水试验严重，但与铸态样品相比，表面的起伏依然更小。此外，可以很明显的观察到SFSP 样品表面的裂纹数量较少，尺寸较小，说明均匀细化的组织能够抑制裂纹的扩展，提高材料的耐空蚀性能。

空蚀18 h 后，蒸馏水条件下铸态样品表面形成了疲劳辉纹，说明在气泡的反复冲击下，铸态样品表面发生了疲劳破坏。人工海水条件下铸态样品的表面更加粗糙，几乎找不到较为平整的表面，互相交错的长裂纹清晰可见，预示着铸态样品发生了严重的空蚀破坏，这与空蚀失重的结果相一致。相比之下，SFSP 样品表面破坏程度虽然较10 h 时更重，但并没有形成大而深的空蚀坑，裂纹尺寸也更小，表现出更加优异的耐空蚀性能。

可见，2 种样品的表面均随着空蚀时间的延长破坏更加严重，起伏更加明显，与累积质量损失和累积质量损失率曲线图走势吻合。铸态NAB 组织晶粒粗大、力学性能较差，单纯的空蚀已经对其造成严重的损伤，人工海水中空蚀和腐蚀的协同作用加剧了表面的破坏，显著增加其质量损失。SFSP 态NAB 具有较好的力学性能，均匀细小的组织可以抑制裂纹的产生，使其空蚀破坏程度更轻，表明水下搅拌摩擦加工技术能够提高镍铝青铜合金的耐空蚀性能。

综上所述，在空蚀开始时，铸态和SFSP 态NAB表面性能薄弱的地方形成了浅的空蚀坑，裂纹优先出现在α/κ 相界处，铸态样品尤其明显。随着空蚀时长增加，裂纹不断扩展延伸，最终相互连接，造成材料的去除，留下又大又深的空蚀坑和大量块状突起物，使表面变得高低起伏，SFSP 态样品细小均匀的组织可以抑制裂纹的扩展，使其破坏较轻。当空蚀达到18 h 时，空蚀破坏逐渐从铸态NAB 表层向基体内部延伸，形成了疲劳破坏和更加粗糙的表面。SFSP态NAB 虽然破坏也有所加剧，但较铸态样品表面损伤依然较轻。在蒸馏水试验中，空蚀破坏主要以机械冲击为主，力学性能更优的SFSP 态NAB 表现出更好的耐空蚀性能。在人工海水试验中，还会发生化学腐蚀和电化学腐蚀，空蚀—腐蚀的相互促进使得两种样品的破坏均较蒸馏水试验更加严重，加速了累计质量损失，造成2 种合金在人工海水中质量损失均高于蒸馏水中质量损失。铸态样品由于各相的分布不均匀，腐蚀破坏更加严重，导致其质量损失增长更快。

3 结论

（1）铸态NAB 合金组织粗大，各相分布不均匀，这是造成铸态样品力学性能和耐空蚀性能较差的主要原因。SFSP 态NAB 合金组织均匀细化，κ 相变为细小的球状，均匀弥散地分布在基体上，表明SFSP技术能够对铸态NAB 合金的组织进行优化。

（2）SFSP 前后NAB 合金显微硬度分别约为200 HV和400 HV，SFSP 态NAB 显微硬度是铸 态NAB 的2倍，晶粒细化和小尺寸晶粒κ 相弥散强化是NAB 合金硬度提高的主要原因。

（3）相同的空蚀时间下，SFSP 态NAB 合金质量累计损失在2 种试验介质中始终低于铸态NAB 合金，人工海水中的腐蚀性介质加速了合金的质量损失。空蚀18 h 后SFSP 态NAB 在蒸馏水和人工海水中的质量损失分别是2.55 mg 和4.85 mg，约为铸态NAB质量损失的50%和44%，表现出优异的耐空蚀性能，表明SFSP 技术能够提高材料的耐空蚀性能。

（4）空蚀开始时2 种试样表面均产生了浅的空蚀坑，SFSP 态NAB 样品的空蚀坑尺寸较小。裂纹优先在α/κ 相界处萌生，SFSP 态NAB 合金晶粒细化且组织均匀，抑制了裂纹的形成和扩展，蒸馏水工况下甚至未出现开裂现象，此外，其均匀细化的组织同样抑制了裂纹的扩展，表面损伤相对铸态样品更轻。