激光重熔鎳鋁青銅組織、腐蝕及空蝕行為研究

（河海大學機電工程學院，江蘇常州213022）

0 前言

隨著海洋開發(fā)、海防安全以及國際交往與運輸?shù)念l繁，對船舶性能的要求越來越高。螺旋槳是船舶的重要推進裝置，它在海水中長期浸泡及高速旋轉(zhuǎn)，面臨腐蝕和空泡腐蝕（空蝕）問題。其中，空蝕是一種由于液態(tài)內(nèi)部壓力起伏引起的氣泡形核、生長以及潰滅的空化過程所導(dǎo)致的材料損傷形式[1]。在腐蝕介質(zhì)中，空蝕和腐蝕之間存在著交互作用，加速材料的損傷失效。

鎳鋁青銅（Nickel aluminum bronze，NAB）具有優(yōu)異的力學性能、耐海水腐蝕及耐空蝕性能等，成為制備船用螺旋槳的重要材料之一[2]。大型螺旋槳多采用鑄造制備而成，然而鎳鋁青銅組織轉(zhuǎn)變復(fù)雜，鑄態(tài)組織粗大且不均勻[3]。研究表明，鑄態(tài)NAB在海水中會發(fā)生選擇相腐蝕[4]，在空蝕應(yīng)力下，不同相對空蝕應(yīng)力的響應(yīng)不同，導(dǎo)致一些化合物κ相脫落而增加空蝕損傷[5]，繼而縮短NAB螺旋槳的使用壽命。

目前，激光表面改性技術(shù)包括激光表面熔敷、重熔及熱處理等，越來越廣泛地應(yīng)用于材料表面工程領(lǐng)域[6-7]。其中，激光重熔處理（Laser surface melting，LSM）無需添加額外材料且重熔層與基體之間冶金結(jié)合。研究表明，LSM顯著提高了X65鋼的硬度和耐沖刷-腐蝕性能[8]；通過LSM，奧氏體不銹鋼和雙相不銹鋼中的碳化物及σ相發(fā)生重熔，耐晶間腐蝕能力得到顯著提高[9]；Zhang等人[10]的研究表明，LSM細化了鑄態(tài)鎂合金AM50的微觀組織并提高了其硬度和摩擦磨損性能；Tang等人[11]指出，鑄態(tài)Mn-Ni-Al青銅經(jīng)過LSM后獲得細小均勻的單相組織，硬度顯著提高，空蝕失重降至鑄態(tài)的1/5.3?；诖?，本研究采用LSM處理鑄態(tài)NAB并改變LSM參數(shù)，研究微觀組織、硬度、腐蝕和空蝕行為。

1 實驗方法

1.1 材料及激光重熔處理

實驗用材料為鑄態(tài)NAB，化學成分如表1所示。將尺寸200 mm×50 mm×8 mm的NAB板打磨、噴砂處理后進行激光重熔處理。激光設(shè)備為光大激光焊機GD-ECYW300，激光光斑直徑1 mm，具體參數(shù)如表2所示。激光焊道之間的搭接率為50%，處理過程中采用Ar氣保護。

1.2 微觀組織及硬度測試

打磨、拋光不同參數(shù)LSM NAB的橫截面，之后用5 g FeCl3+2 ml HCl+95 ml C2H5OH溶液進行蝕刻，采用光學顯微鏡及掃描電鏡JEOL ISM-6480觀察微觀組織。采用維氏顯微硬度試驗機測試距離LSM NAB表面不同深度處的硬度，載荷200 g，持續(xù)時間15 s。每個深度處硬度測試點不少于10個，以保證測試結(jié)果的準確性。

表1 鑄態(tài)鎳鋁青銅（LSM）的化學成分Table 1 Chemical composition of the as-cast NAB %

表2 LSM參數(shù)Table 2 LSM parameters used

1.3 電化學測試實驗

利用Gamry 1000E電化學工作站進行電化學測試。采用典型的三電極體系，其中鑄態(tài)及LSM NAB為工作電極，鉑片為輔助電極，飽和甘汞電極為參比電極。腐蝕介質(zhì)為由分析純氯化鈉試劑和蒸餾水配制而成的3.5%NaCl溶液。將試樣在3.5%NaCl中浸泡30 min以獲得穩(wěn)定的開路電位，然后進行電化學阻抗譜（Electrochemical Impedance Spectroscopy，EIS）和極化曲線測試。每種材料至少選擇3個平行試樣，以保證實驗結(jié)果的可重復(fù)性。

1.4 空蝕實驗

采用超聲振動空蝕實驗設(shè)備并依照ASTM G32-10[12]標準進行空蝕實驗。振幅60 μm，振動頻率為20 kHz，超聲振動探頭位于試樣正上方0.5 mm處，試樣表面沉浸于3.5%NaCl溶液內(nèi)，試樣表面與液面距離15 mm。每種材料均選擇3個平行試樣進行測試。采用SEM觀察空蝕后試樣的表面形貌。

2 實驗結(jié)果和討論

2.1 微觀組織及硬度分析

鑄態(tài)及LSM NAB的微觀組織如圖1所示。鑄態(tài)NAB由粗大的魏氏體α相、多種κ相以及β'相組成。其中κ相包括球狀或花瓣狀的κⅠ和κⅡ、片層狀的κⅢ以及分布在基體α相內(nèi)部的粒狀κⅣ。κⅠ，κⅡ和κⅣ均是基于Fe3Al的金屬間化合物，κⅠ和κⅡ的成分和結(jié)構(gòu)均相同，但前者尺寸較大[3]。κⅢ是基于NiAl的金屬間化合物[3]，存在于共析組織α+κⅢ內(nèi)。經(jīng)過LSM后，NAB微觀組織發(fā)生了顯著變化。由圖1可知，從LSM NAB表面到鑄態(tài)基體依次為激光重熔區(qū)、熱影響區(qū)（HAZ）以及基體。重熔區(qū)為細小柱狀魏氏體組織，魏氏體α晶粒方向垂直于熔池界面，這是因為激光熱源使重熔區(qū)發(fā)生熔化，由于銅基體具有良好的導(dǎo)熱性能，重熔區(qū)迅速凝固形成魏氏體組織，魏氏體α呈柱狀晶形狀，定向凝固使得柱狀晶的長軸垂直于熔池界面。熔池下方為熱影響區(qū)，加熱溫度低于NAB熔點，未發(fā)生重熔，主要包含較粗大的等軸晶以及柱狀晶組織。這是由于在加熱過程中，NAB發(fā)生向高溫β相轉(zhuǎn)變，在冷卻過程中β相轉(zhuǎn)變?yōu)槲菏象wα相，由于該區(qū)域溫度梯度相對于重熔區(qū)較小，柱狀晶不明顯，且出現(xiàn)等軸晶α相，而該處過冷度較小，導(dǎo)致形核率較小，因此晶粒較為粗大。

圖1 鑄態(tài)及LSM NAB的微觀組織Fig.1 Optical microstructures of cast and LSM NAB

在4種參數(shù)的LSM NAB中，5/60和5/120的重熔層深度可達近190 μm。3.5/120×2和3.5/120的重熔區(qū)深度約160 μm。相比于激光處理速度和道次等參數(shù)，激光功率對重熔區(qū)深度的影響較為顯著。LSM NAB沿厚度方向的硬度分布結(jié)果如圖2所示。4種參數(shù)LSM NAB的硬度結(jié)果較為接近，重熔區(qū)硬度值為285～325 HV，熱影響區(qū)硬度為230～260 HV之間，鑄態(tài)NAB基體的硬度均值為188 HV。與鑄態(tài)NAB相比，LSM將硬度提高了50%～70%。重熔區(qū)組織為細小的魏氏體組織，硬度值遠大于基體，而熱影響區(qū)組織相對粗大，硬度值低于重熔區(qū)。

圖2 LSM NAB距表面不同距離處的硬度分布情況Fig.2 Microhardness profiles of cross-section of LSM NAB

2.2 電化學測試結(jié)果和分析

鑄態(tài)及LSM NAB的Nyquist圖和極化曲線圖分別如圖3、圖4所示。由圖3可知，5種材料的Nyquist曲線均包含一個容抗弧和一個Warburg阻抗，表明其電極過程類似。但4種LSM NAB的容抗弧半徑均大于鑄態(tài)NAB，顯示LSM NAB的耐腐蝕性能較鑄態(tài)有所提高。其中，3.5/120的容抗弧半徑最大，即腐蝕性能最優(yōu)。由圖4可知，5種材料的陰極和陽極過程非常接近。陰極段顯示出其腐蝕速率受氧擴散控制，陰極反應(yīng)為：O2+4H2O+4e-→4OH-。因此認為腐蝕速率與氧陰極還原的極限擴散電流密度一致。這5種材料的陰極段略有不同，3.5/120的氧極限擴散電流最低，即腐蝕速率最小，腐蝕性能最優(yōu)，鑄態(tài)的極限擴散電流密度最大，即腐蝕速率最大。這一結(jié)果與Nyquist圖的結(jié)果一致。鑄態(tài)組織不均勻，在β'相和共析組織α+κⅢ處優(yōu)先發(fā)生腐蝕，耐蝕性較差，LSM顯著均勻化了鑄態(tài)組織，并使共析組織α+κⅢ發(fā)生重熔，因此提高了NAB的耐腐蝕性。由于5/60和5/120的熱輸入量較大，導(dǎo)致凝固后在LSM NAB內(nèi)部殘留較大的殘余應(yīng)力，此外，高的熱輸入還會導(dǎo)致低熔點元素（如Al元素）燒損，這些都會降低耐腐蝕性能。同理，相對于單道次處理，雙道次處理進一步增加了低熔點元素的燒損，因此3.5/120×2的耐蝕性略低于3.5/120。

2.3 空蝕實驗結(jié)果及分析

圖3 鑄態(tài)及LSM NAB在3.5%NaCl溶液中的Nyquist圖Fig.3 Nyquist plots of cast and LSM NAB in 3.5%NaCl solution

圖4 鑄態(tài)及LSM NAB在3.5%NaCl溶液中的極化曲線圖Fig.4 Polarization curves of cast and LSM NAB in 3.5%NaCl solution

鑄態(tài)及LSM NAB的空蝕失重與時間關(guān)系曲線如圖5所示?？瘴g5 h后，鑄態(tài)NAB的空蝕失重率為0.975 mg·cm-2·h-1；5/60 失重率與鑄態(tài)較為接近，高達0.9833mg·cm-2·h-1；5/120和3.5/120的失重率分別為 0.6917 mg·cm-2·h-1和 0.675 mg·cm-2·h-1；雙道處理 3.5/120×2 的失重率最小，約 0.588 9 mg·cm-2·h-1，僅為鑄態(tài)基體的3/5。

圖5 鑄態(tài)及LSM NAB在3.5%NaCl溶液中的空蝕失重-時間曲線Fig.5 Cavitation erosion mass loss results of cast and LSM NAB in 3.5%NaCl solution

空蝕不同時間后的表面形貌如圖6所示?？瘴g1 h后，鑄態(tài)NAB的κ相周圍出現(xiàn)裂紋（見圖6a），這是由于鑄態(tài)組織中κ與α相之間成分、結(jié)構(gòu)均不同，導(dǎo)致對空蝕應(yīng)力的響應(yīng)不一致，因此在相界面處萌生裂紋[5]，隨著裂紋的擴展，κ相將脫落。此外，在鑄態(tài)表面已經(jīng)出現(xiàn)較大空蝕坑。對LSM NAB而言（見圖6b），空蝕損傷較輕且均勻，裂紋在空蝕應(yīng)力下沿著細晶α相的相界面萌生并擴展。隨著空蝕時間的延長，空蝕坑遍布整個鑄態(tài)NAB的表面，原NAB基體組織已無法辨認，表面非常粗糙（見圖6c）；而LSM NAB的表面損傷程度較鑄態(tài)明顯減輕，且表面損傷均勻，粗糙度遠小于鑄態(tài)NAB（見圖6d）?？梢?，由于組織的均勻化、細化和硬度的升高，LSM顯著提高了鑄態(tài)NAB的空蝕抗力。3.5/120×2的空蝕性能最優(yōu)，這是由于雙道次處理使得組織進一步均勻化。5/60失重較大是由于其熱輸入量較大，內(nèi)部殘余應(yīng)力較大，導(dǎo)致表面加工硬化能力較差，疲勞強度降低，因此耐空蝕抗力降低。

3 結(jié)論

圖6 鑄態(tài)及LSM NAB在3.5%NaCl溶液中空蝕不同時間后的表面形貌Fig.6 Surface morphologies of cast and LSM NAB after cavitation erosion in 3.5%NaCl solution for different time

（1）鑄態(tài)NAB組織為粗大的魏氏體α、多種κ以及β'相。LSM顯著細化了鑄態(tài)組織，LSM NAB重熔區(qū)組織為細小的柱狀晶，柱狀晶長軸垂直于熔池界面，熱影響區(qū)組織為晶粒較粗大的柱狀晶和部分等軸晶。由于組織的細化，LSM NAB硬度比鑄態(tài)基體提高了50%～70%。

（2）在3.5%NaCl溶液中，LSM NAB與鑄態(tài)的電極反應(yīng)過程類似，極化曲線顯示LSM NAB陰極反應(yīng)過程較緩慢，腐蝕速率較小，腐蝕性能較優(yōu)，與EIS結(jié)果一致。

（3）由于硬度的提高和組織的均勻化，LSM NAB在3.5%NaCl溶液中的空蝕損傷較輕且均勻，無鑄態(tài)表面存在的較大空蝕坑，3.5/120×2的空蝕失重率降至鑄態(tài)NAB的3/5。

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