船用螺旋槳材料鎳鋁青銅的熱處理強(qiáng)化

康全飛，胡樹(shù)兵，曾思琪，程光坤

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船用螺旋槳材料鎳鋁青銅的熱處理強(qiáng)化

康全飛，胡樹(shù)兵，曾思琪，程光坤

(華中科技大學(xué) 材料成形與模具技術(shù)國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，武漢 430074)

采用OM、SEM、EDS、拉伸測(cè)試、疲勞裂紋擴(kuò)展測(cè)試、電化學(xué)腐蝕測(cè)試等研究退火、正火和固溶時(shí)效處理對(duì)鎳鋁青銅合金的微觀結(jié)構(gòu)、力學(xué)性能以及電化學(xué)腐蝕行為的影響。結(jié)果表明：675 ℃退火可以消除′相，顯著提高材料的塑性和耐蝕性，但強(qiáng)度稍微降低。固溶時(shí)效處理試樣強(qiáng)度最高(812 MPa)，但伸長(zhǎng)率只有2.9%，且腐蝕阻抗最低。適當(dāng)?shù)卣鹛幚砜梢蕴岣卟牧系木C合力學(xué)性能，同時(shí)不降低材料的耐蝕性能。鎳鋁青銅在空氣中的疲勞裂紋擴(kuò)展速率由高至低的順序依次為鑄態(tài)、固溶時(shí)效態(tài)、正火態(tài)。鑄態(tài)試樣的疲勞裂紋主要沿著相和Ⅲ相界面擴(kuò)展，正火態(tài)試樣的裂紋一般穿越晶粒擴(kuò)展，而固溶時(shí)效試樣的裂紋既在相內(nèi)又在相和相的界面間擴(kuò)展。

鎳鋁青銅；熱處理；電化學(xué)腐蝕；疲勞裂紋擴(kuò)展特性

鎳鋁青銅(NAB)是一種以Ni、Fe、Mn為主要合金元素的鋁青銅(AB)，因其具有優(yōu)異的耐海水腐蝕性能和良好的抗疲勞性能，成為鑄造船用螺旋槳的主流材料[1?2]。由于鑄態(tài)的NAB基本能滿足螺旋槳的性能要求，它一般在鑄態(tài)條件下使用。然而，NAB合金元素較多、組織比較復(fù)雜以及鑄件尺寸極大，極易造成成分偏析、疏松和縮孔等缺陷[3]。成分偏析會(huì)加速電化學(xué)腐蝕，孔洞會(huì)降低材料的疲勞極限，尤其是靠近材料表面的孔洞[4]。鑄態(tài)NAB主要由基體相、殘余′和幾種相組成[5]。大量研究表明[6?8]，NAB螺旋槳在服役過(guò)程主要遭到電化學(xué)腐蝕、空蝕?腐蝕、沖刷腐蝕、應(yīng)力腐蝕以及腐蝕疲勞等形式的損傷。為此，國(guó)內(nèi)外學(xué)者在鎳鋁青銅的熱處理強(qiáng)化方面做了一些研究，采取的熱處理工藝主要包括退火、正火以及固溶時(shí)效處理。李振亞等[9]研究了時(shí)效溫度對(duì)鎳鋁青銅的硬質(zhì)相演變規(guī)律以及力學(xué)性能的影響，提出合金的最佳時(shí)效溫度為420~450 ℃。陳瑞萍等[10]的研究表明，時(shí)效處理可以大幅提升合金的抗拉強(qiáng)度，但降低其塑性和耐蝕性能，而退火處理可以改善合金的耐腐蝕性能。吳忠等[11]的研究表明，熱處理對(duì)鎳鋁青銅合金的電化學(xué)腐蝕性能影響不大，但適當(dāng)?shù)恼鸷凸倘軙r(shí)效處理可以提高材料的耐沖刷腐蝕性能。此外，還有相關(guān)學(xué)者研究第二相的大小、形狀和分布對(duì)合金的選相腐蝕，力學(xué)性能以及疲勞裂紋萌生、擴(kuò)展路徑的影 響[12?13]。但大多采用實(shí)驗(yàn)室自行熔煉的小型鑄件作為研究對(duì)象，其性能一般優(yōu)于螺旋槳加工用大型鑄件的性能[14?16]。因此，本文作者采用與螺旋槳同批次澆注的NAB作為研究對(duì)象，通過(guò)不同的熱處理方式改善其顯微組織，分析其對(duì)電化學(xué)腐蝕性能和抗疲勞裂紋擴(kuò)展速率的影響，從而優(yōu)化NAB的熱處理強(qiáng)化工藝，為實(shí)際工業(yè)應(yīng)用奠定基礎(chǔ)。

1 實(shí)驗(yàn)

試驗(yàn)所用鎳鋁青銅材料牌號(hào)為ZCuAl9Fe4Ni4Mn2，經(jīng)XRF測(cè)得其化學(xué)成分為79.76%Cu、9.89%Al、4.20%Ni、4.12%Fe和2.03Mn% (質(zhì)量分?jǐn)?shù))，符合GB 1176—1987的成分要求。熱處理試驗(yàn)在SX?5?12型箱式電阻爐上進(jìn)行，具體熱處理制度列于表1。各試樣在熱處理后去除氧化皮，再用線切割截取金相試樣、電化學(xué)腐蝕試樣、拉伸試樣和疲勞裂紋擴(kuò)展試樣。試樣的顯微組織通過(guò)超景深顯微鏡和掃描電鏡分析。電化學(xué)腐蝕測(cè)試采用SCE三電極系統(tǒng)在CS310型電化學(xué)工作站上進(jìn)行，測(cè)試過(guò)程腐蝕環(huán)境為3.5%NaCl(質(zhì)量分?jǐn)?shù))溶液，溫度為25 ℃。拉伸測(cè)試按照GB/T 228.1—2010要求，在Zwick電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，拉伸速率為2.5 mm/min，每組試驗(yàn)至少采用3個(gè)試樣拉伸取平均值。疲勞裂紋擴(kuò)展試驗(yàn)參考GB/T 6398—2000，在島津EHF?UV100k2?040?1A型疲勞試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，采用三點(diǎn)彎曲單邊缺口試樣(如圖1所示)，應(yīng)力比為0.4，頻率為10 Hz。并利用掃描電鏡觀察拉伸和疲勞裂紋擴(kuò)展試樣的斷口。

表1 鎳鋁青銅熱處理工藝

圖1 疲勞裂紋擴(kuò)展試樣

2 結(jié)果與分析

2.1 熱處理對(duì)材料微觀組織的影響

不同熱處理狀態(tài)下NAB合金的顯微組織如圖2所示。鑄態(tài)組織由相、相(Ⅱ、Ⅲ以及Ⅳ)和少量殘余′組成。結(jié)合相關(guān)文獻(xiàn)可知，相一般根據(jù)其大小、形狀以及分布的位置可以分為4類：Ⅰ、Ⅱ、Ⅲ以及Ⅳ。其中Ⅰ相呈樹(shù)枝狀或花瓣?duì)睿笮〖s20~50 μm，一般存在于晶粒內(nèi)。Ⅱ相形狀類似于Ⅰ，約為5~10 μm，分布于和相界。Ⅲ是相發(fā)生共析轉(zhuǎn)變的產(chǎn)物，一般呈層狀或斷續(xù)狀，分布于晶界。Ⅳ是分布在晶粒內(nèi)的細(xì)小顆粒。該合金組織中未見(jiàn)明顯的Ⅰ相，這是因?yàn)棰裣嘁话愦嬖谟阼F含量較高的合金中[5]。鑄態(tài)組織中各相的化學(xué)成分通過(guò)EDS測(cè)定，列于表2中。合金組織中相的比例通過(guò)Image-pro plus金相分析軟件統(tǒng)計(jì)計(jì)算，結(jié)果如圖3所示。合金經(jīng)675 ℃退火后，相比例增加，殘余′消失，如圖2(b)和(g)所示，這是因?yàn)樵?00~800 ℃溫度范圍可以發(fā)生共析轉(zhuǎn)變：′→+Ⅲ。當(dāng)正火溫度為835 ℃時(shí)，只得到少量的′相，Ⅳ呈球形長(zhǎng)大。隨著正火溫度的提高，′的比例有所增加，相比例減少并且晶粒細(xì)化，這是因?yàn)楸剡^(guò)程中，部分相溶解轉(zhuǎn)變成相。當(dāng)正火溫度達(dá)950 ℃時(shí)，出現(xiàn)大量針狀相。合金經(jīng)固溶時(shí)效處理后主要由條狀相、針狀′相和相組成，在時(shí)效過(guò)程中，一些′轉(zhuǎn)變?yōu)?Ⅲ，此外可以發(fā)現(xiàn)一些細(xì)小的相從′和中析出。

圖2 不同熱處理狀態(tài)下NAB合金的顯微組織

表2 鑄態(tài)合金中各相化學(xué)成分

圖3 不同熱處理狀態(tài)合金組織中α相的比例

2.2 熱處理對(duì)材料力學(xué)性能的影響

2.2.1 拉伸力學(xué)性能

圖4所示為不同熱處理狀態(tài)的NAB在室溫下的應(yīng)力?應(yīng)變曲線，其抗拉強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率列于表3。從表3可以看出，固溶時(shí)效可以顯著提高材料的抗拉強(qiáng)度，但伸長(zhǎng)率最低；退火處理伸長(zhǎng)率最高，但強(qiáng)度有所降低；正火試樣的強(qiáng)度相比鑄態(tài)試樣的也較大提高，塑性稍微下降，且隨著正火溫度的提高，材料的強(qiáng)度隨之增加。熱處理改變了NAB的顯微組織，從而影響材料的力學(xué)性能。正火試樣相比鑄態(tài)，含有更多的′相和更少的相，而′相相對(duì)相是硬相，并且隨著正火溫度的提高，′相含量隨之增加，因此表現(xiàn)出較高的強(qiáng)度和較低的塑性。同樣，固溶處理得到更多的′相，經(jīng)過(guò)時(shí)效后只有部分′轉(zhuǎn)變?yōu)楹?，再者從′和中析出的相極其細(xì)小，可以阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，因此，材料的強(qiáng)度比正火試樣的還要高，但塑性極大地降低。退火處理消除了鑄態(tài)的′相，軟質(zhì)且塑性良好的相含量有所提高，并且晶粒稍微長(zhǎng)大，因此，材料的塑性提高的同時(shí)，強(qiáng)度有所降低。

圖4 熱處理試樣的應(yīng)力?應(yīng)變曲線

表3 熱處理試樣的拉伸力學(xué)性能

各拉伸試樣的斷口形貌通過(guò)掃描電鏡觀察，結(jié)果如圖5所示。退火試樣斷口表現(xiàn)出完全塑性斷裂的形貌，可以發(fā)現(xiàn)大量的韌窩。鑄態(tài)和正火試樣基本上表現(xiàn)出塑性斷裂的形貌，只有少量的解理刻面，此外發(fā)現(xiàn)一些凹坑(見(jiàn)圖5中白色箭頭所指)，這是相從基體中脫離留下的空洞。而固溶時(shí)效試樣的拉伸斷口基本呈齊平，表現(xiàn)出脆性斷裂的形貌，可以發(fā)現(xiàn)光亮的解理刻面，只有極少量的細(xì)小的韌窩。這些基本和前面的斷口伸長(zhǎng)率數(shù)據(jù)相符合。

2.2.2 疲勞裂紋擴(kuò)展特性

螺旋槳在循環(huán)載荷的工況下運(yùn)轉(zhuǎn)，因此材料的疲勞性能顯得尤為重要。傳統(tǒng)的疲勞強(qiáng)度指標(biāo)是由光滑試樣或切口試樣得到，它反映的是試樣表面不產(chǎn)生裂紋的最高應(yīng)力，事實(shí)上，螺旋槳葉片表面由于氧化夾雜或應(yīng)力腐蝕很容易產(chǎn)生微裂紋。因此，傳統(tǒng)的疲勞強(qiáng)度指標(biāo)不能全面地衡量材料的疲勞性能。為此，本文作者根據(jù)以上拉伸試驗(yàn)的結(jié)果，選取強(qiáng)度明顯提高的正火(950 ℃)處理、固溶時(shí)效處理試樣進(jìn)行疲勞裂紋擴(kuò)展試驗(yàn)，并和鑄態(tài)對(duì)比。它們各自的疲勞裂紋擴(kuò)展速率d/d與應(yīng)力強(qiáng)度因子幅度?描繪在如圖6所示的雙對(duì)數(shù)坐標(biāo)系上，近似呈一條直線，因此，可以用Paris方程擬合曲線。

圖5 熱處理試樣的拉伸斷口形貌

圖6 NAB疲勞裂紋擴(kuò)展曲線

式中：和均為與材料相關(guān)的常數(shù)。擬合得到的、的值以及擬合的程度2列于表4中。從圖6和表4中可以看出，這3條曲線基本上互相平行，即熱處理對(duì)材料的值沒(méi)什么影響，但不同熱處理狀態(tài)下材料的值有明顯差異。鑄態(tài)試樣的疲勞裂紋擴(kuò)展速率最高，其次為固溶時(shí)效試樣，正火試樣的最低。

圖7和8所示分別為各試樣疲勞裂紋擴(kuò)展區(qū)斷口的表面和側(cè)面形貌。從圖7(a)可以看到一些空洞，這是因?yàn)橄鄰幕w中脫離[12]，從圖8(a)也可以看出，裂紋主要沿著和Ⅲ相界面擴(kuò)展，這是因?yàn)殍T態(tài)組織晶界分布較多的Ⅱ和Ⅲ相，層片狀的+Ⅲ容易誘發(fā)裂紋的萌生。觀察圖7(c)可以發(fā)現(xiàn)正火試樣的斷口表現(xiàn)出更多塑性斷裂的痕跡，而很少發(fā)現(xiàn)因相脫離而留下的空洞，圖8(b)表明其裂紋基本上穿越晶粒擴(kuò)展。正火組織主要由、′以及少量的顆粒狀的相組成，而+Ⅲ的層片狀組織很少，因此裂紋容易在較軟的晶粒內(nèi)擴(kuò)展。由圖8(b)中白色圓圈可以發(fā)現(xiàn)裂紋分叉的現(xiàn)象，這可以有效地降低疲勞裂紋擴(kuò)展速率。此外針狀的相組織可以導(dǎo)致裂紋偏折，誘發(fā)裂紋閉合效應(yīng)[17]。由于相塑性好，裂紋尖端的塑性區(qū)較大，應(yīng)力集中可以得到一定的松弛，所以表現(xiàn)出較高的裂紋擴(kuò)展抗力。固溶時(shí)效組織由于時(shí)效過(guò)程部分′相分解為和Ⅲ，裂紋除在晶粒內(nèi)擴(kuò)展外也在和Ⅲ相界面擴(kuò)展(見(jiàn)圖8(c))，并且由前面的拉伸試驗(yàn)可知固溶時(shí)效試樣塑性最低，裂紋尖端的塑性區(qū)尺寸較小，因此相比正火試樣，疲勞裂紋擴(kuò)展速率較高。但時(shí)效過(guò)程在和′中析出的細(xì)小的相可以有效地阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，提高疲勞裂紋擴(kuò)展抗力，因此，相比鑄態(tài)，疲勞裂紋擴(kuò)展速率有所降低。此外，鑄態(tài)、正火和固溶時(shí)效試樣的疲勞裂紋擴(kuò)展區(qū)均能找到疲勞輝紋，在相同裂紋長(zhǎng)度附近的微觀形貌分別如圖7(b)、(d)和(f)所示，白色箭頭所指為疲勞裂紋擴(kuò)展方向。它們的疲勞輝紋平均間距分別為0.25、0.17和0.20 μm。疲勞輝紋是每次循環(huán)載荷留下的痕跡，輝紋間距越大表明疲勞裂紋擴(kuò)展速率越大。正火和固溶時(shí)效試樣的疲勞輝距相比鑄態(tài)試樣的更小，即疲勞抗力提高，這和實(shí)驗(yàn)得到的結(jié)果一致。

表4 不同熱處理狀態(tài)下NAB試樣的相關(guān)常數(shù)c、m

2.3 熱處理對(duì)材料腐蝕性能的影響

圖9所示為不同熱處理狀態(tài)下合金NAB在3.5%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))NaCl溶液中的動(dòng)電位極化曲線。采用CView軟件對(duì)其進(jìn)行塔菲擬合，得到的腐蝕電位、腐蝕電流列于表5中。從圖9可以看出，退火處理可以一定程度地提高腐蝕電位，這是因?yàn)橥嘶鹂梢允硅T態(tài)組織更加均勻，消除了耐蝕性能較差的′相，只含電位差異最小的和相[18]。此外，退火過(guò)程中晶粒的長(zhǎng)大減少了晶界和腐蝕原電池的數(shù)量。正火和固溶時(shí)效處理的組織相比鑄態(tài)組織含有較多的′相，且晶粒細(xì)化，腐蝕電位稍微降低，尤其時(shí)效過(guò)程′相和相中析出的細(xì)小的顆粒增加了腐蝕原電池的數(shù)量，不利于材料的耐腐蝕性能。

為了進(jìn)一步評(píng)價(jià)不同組織腐蝕性能，本實(shí)驗(yàn)測(cè)定了各組織的阻抗曲線(見(jiàn)圖10)。從電化學(xué)阻抗譜曲線可以看出，相比鑄態(tài)，退火和正火(900和950 ℃)試樣的容抗弧半徑有所增大，而時(shí)效和較低溫度的正火試樣的容抗弧半徑減小。但各狀態(tài)下的阻抗譜圖形狀相似，即熱處理對(duì)NAB腐蝕過(guò)程的機(jī)理影響不大，它們都是由高頻部分的一段容抗弧和低頻部分的直線組成，說(shuō)明其腐蝕電極過(guò)程為混合控制。采用ZView軟件，選取圖11中的等效電路[19]擬合阻抗譜得到的曲線如圖10虛線所示，S代表溶液電阻，d表示腐蝕電極表面與腐蝕液之間的雙電層電容，ct表示電荷傳遞電阻，S表示瓦伯格擴(kuò)散阻抗。其擬合的程度通過(guò)卡方檢驗(yàn)2來(lái)評(píng)價(jià)，2值基本在10?3至10?4之間。擬合結(jié)果表明，退火和適當(dāng)溫度的正火可以提高NAB的電荷傳遞電阻ct，而固溶時(shí)效處理會(huì)降低NAB的ct。

圖7 NAB疲勞裂紋擴(kuò)展區(qū)斷口表面形貌

圖8 NAB合金中疲勞裂紋擴(kuò)展路徑

圖9 不同熱處理狀態(tài)下NAB合金在3.5%NaCl溶液中的動(dòng)電位極化曲線

表5 不同熱處理狀態(tài)下NAB合金的電化學(xué)腐蝕數(shù)據(jù)擬合結(jié)果

圖10 NAB合金的的電化學(xué)阻抗譜

圖11 混合控制下的等效電路圖

3 結(jié)論

1) 退火可以消除鑄態(tài)組織中的殘余′相。隨著正火溫度的提高，組織中相含量降低，′相含量增加，且當(dāng)正火溫度達(dá)950 ℃時(shí)，出現(xiàn)相針狀組織。固溶時(shí)效處理可以使得部分′分解成+Ⅲ，并且在和′中析出非常細(xì)小的相。

2) 退火和適當(dāng)溫度的正火可以有效地提高材料的腐蝕阻抗，而固溶時(shí)效處理由于形成大量的腐蝕原電池腐蝕阻抗相比鑄態(tài)的有所降低。

3) 退火處理可以改善材料的塑性但會(huì)降低材料的強(qiáng)度。隨著正火溫度的提高，材料的強(qiáng)度增加，但伸長(zhǎng)率比鑄態(tài)的有所降低。固溶時(shí)效處理的試樣強(qiáng)度最高但伸長(zhǎng)率最低。

4) 鑄態(tài)試樣的疲勞裂紋基本上沿著和Ⅲ界面擴(kuò)展，疲勞裂紋擴(kuò)展速率最高。正火試樣的疲勞裂紋一般在晶粒內(nèi)擴(kuò)展，并出現(xiàn)二次裂紋和裂紋偏折現(xiàn)象，其疲勞裂紋擴(kuò)展速率最低。固溶時(shí)效處理試樣的疲勞裂紋擴(kuò)展速率介于它們之間，裂紋除在晶粒內(nèi)擴(kuò)展外，也沿著和Ⅲ界面擴(kuò)展。

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Heat treatment strengthening of nickel-aluminum bronze alloy for marine propeller

KANG Quan-fei, HU Shu-bing, ZENG Si-qi, CHENG Guang-kun

(State Key Laboratory of Material Processing and Die and Mould Technology, Huazhong University of Science and Technology, Wuhan 430074, China)

The effect of heat treatment on the microstructure and mechanical properties, as well as the electrochemical corrosion behavior of nickel-aluminum bronze alloy was investigated by OM, SEM, EDS, tensile, fatigue crack growth and electrochemical corrosion tests. The heat treatment processes include annealing, normalizing, and aging. The results show that annealing at 675 ℃ could eliminate the′ phase, which remarkably improves the plasticity and corrosion resistance of the alloy, while its strength degrades slightly. The aged sample demonstrates the highesttensile strength (812 MPa), but its elongation is only 2.9%, and the corrosion resistance diminishes greatly. The experimental alloy normalized properly could possess good combinations of strength and toughness, and its noncorrodibility keeps good. Fatigue cracks in as-cast sample prefer to propagate throughandphase interface. However, the fatigue cracks in normalized alloy mainly propagate through the ductilegrain, and have the lowest crack growth rate. For the aged sample, crack extends throughandinterface, as well as ingrain.

nickel-aluminum bronze; heat treatment; electrochemical corrosion; fatigue crack growth characteristics

(編輯 龍懷中)

Project (2014CB046704) supported by the National Basic Research Program of China; Project (51375005) supported by the National Natural Science Foundation of China

2016-11-29;

2017-04-10

HU Shu-bing; Tel: +86-13995667466; E-mail: hushubing@mail.hust.edu.cn

國(guó)家重點(diǎn)基礎(chǔ)研究發(fā)展計(jì)劃資助項(xiàng)目(2014CB046704)；國(guó)家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(51375005)

2016-11-29；

2017-04-10

胡樹(shù)兵，教授，博士；電話：13995667466；E-mail：hushubing@mail.hust.edu.cn

10.19476/j.ysxb.1004.0609.2018.01.13

1004-0609(2018)-01-0107-09

TG166.2

A