顧 偉，蔣永鋒，宋亓寧，包曄峰，楊 可

（河海大學(xué)機電工程學(xué)院，江蘇常州213022）

0 前言

鎳鋁青銅具有比重小、抗拉強度高、耐腐蝕、耐沖刷性優(yōu)異、不易產(chǎn)生應(yīng)力斷裂等特點，主要應(yīng)用于大型船舶螺旋槳等部件[1-2]。船用螺旋槳屬于過流部件，在與海水的相對運動過程中，會產(chǎn)生空蝕破壞?？瘴g是由于高速流體在材料表面壓力不均勻而形成空泡，并不斷形核長大，直到壓力較大位置時發(fā)生破滅，產(chǎn)生的沖擊波或微射流造成材料表面的損傷[3]。在海洋環(huán)境中，空蝕與腐蝕會協(xié)同作用，進一步加劇對船用螺旋槳的破壞，還會造成噪聲、船舶工作效率下降、海損事故等。因此降低空蝕是科研工作者的研究方向。采用表面處理技術(shù)來制備高耐蝕耐磨性涂層是提高鎳鋁青銅表面性能的一種有效手段。

激光熔覆技術(shù)具有工件熱變形小、熱影響區(qū)小、界面冶金結(jié)合牢固等優(yōu)點[4]，廣泛應(yīng)用于材料表面改性中。目前，對于鋼鐵材料表面改性后的空蝕行為研究較多，對于銅等有色金屬，尤其是對鎳鋁青銅這種材料表面改性后的空蝕性能研究較少。文獻[5]綜述了國內(nèi)外不銹鋼抗空蝕激光表面熔覆技術(shù)的研究進展，介紹了激光熔覆的特點、設(shè)備和粉末體系，說明了激光熔覆技術(shù)能夠避免其他涂層技術(shù)的不足，制備出抗空蝕性能的涂層。文獻[6]研究了QAl9-4鋁青銅基體在3.5%NaCl溶液中的空蝕行為以及腐蝕與空蝕的交互作用，發(fā)現(xiàn)空蝕因素的作用較大，但僅研究了鋁青銅基體的空蝕行為，并未進行相應(yīng)處理來提高其抗空蝕性能。文獻[7]采用激光束表面熔覆技術(shù)在純銅表面成功制備了鎳基合金涂層，發(fā)現(xiàn)在干摩擦條件下耐磨性顯著提高，其主要研究鎳基熔覆層的耐磨性，而未涉及其耐腐蝕空蝕性能。

本研究通過在鎳鋁青銅表面預(yù)置一層鎳基合金然后進行激光熔覆處理，研究其表面熔覆層的組織結(jié)構(gòu)，分析了硬度、耐腐蝕性能和耐空蝕性能的變化，為修補鎳鋁青銅螺旋槳提供技術(shù)參考。

1 試驗材料與方法

1.1 試驗材料

試驗所用的基體材料為鑄態(tài)鎳鋁青銅UNS C95800，尺寸 170mm×40mm×8mm，其名義化學(xué)成分如表1所示。熔覆材料采用中國金屬冶金研究總院的Ni60A自熔性合金粉末，粉末粒度-150～+300目，化學(xué)成分如表2所示。在粉末預(yù)置前，先將合金粉在120℃下烘干1 h。在激光熔覆處理前，用砂紙均勻打磨基體材料表面，除去其表面氧化膜及油污。

表1 鑄態(tài)鎳鋁青銅的化學(xué)成分Table 1 Composition of the as-cast NAB %

表2 Ni60A合金粉的化學(xué)成分Table 2 Composition of the Ni60A alloy %

1.2 試驗方法

通過聚乙烯醇PVA粘結(jié)劑在NAB表面預(yù)置一層Ni60A合金粉。激光熔覆實驗設(shè)備采用光大激光GD-ECYW300光纖傳輸焊接機，處理過程中采用純度為99.99%的氬氣作為保護氣體，其激光熔覆工藝參數(shù)如表3所示。將處理后的試樣沿激光掃描方向的橫截面切割成10mm×10mm×8mm的電化學(xué)試樣以及面積約為1.2 cm2空蝕試樣。

表3 激光熔覆工藝參數(shù)Table 3 Parameters of laser cladding process

用JSM-6360LA型掃描電子顯微鏡觀察腐蝕及空蝕前后的微觀形貌。使用HXD-1000TMC顯微硬度計檢測熔覆層及基體的截面硬度分布，測試過程中施加載荷為1.961 N，保持時間為15 s。采用PS-268A型電化學(xué)測量系統(tǒng)的三電極體系測試基體和熔覆層在3.5%NaCl溶液中的極化曲線，其中鉑電極為輔助電極，飽和甘汞電極為參比電極、處理前后的試樣作為工作電極，工作電極的面積為1×1 cm2。采用Qsonica 700超聲空蝕試驗機測試激光熔覆前后的空蝕性能。試驗介質(zhì)分別為蒸餾水和3.5%NaCl溶液?？瘴g前將試樣表面進行打磨拋光。空蝕實驗中，探頭的振動頻率為20 kHz，振幅為60 μm。采用失重法來衡量材料的空蝕損傷程度。每次失重選取3個平行試樣進行測量，然后求平均值確定失重。

2 結(jié)果與討論

2.1 熔覆層形貌和組織分析

激光熔覆層截面及表面微觀組織如圖1所示?？梢钥闯?，經(jīng)過激光熔覆Ni60A的試樣截面由熔覆區(qū)、熱影響區(qū)和基體組成（見圖1a）。激光熔覆層各區(qū)域組織的生長形態(tài)主要受溫度梯度/凝固速率（G/R）參數(shù)的控制，垂直于界面方向呈定向凝固的組織特征。熔覆過程中，Ni60A熔覆層被快速加熱熔化，NAB基體相對Ni60A熔覆層溫度較低，兩者接觸形成激冷，由于垂直于熔覆表面的方向散熱最快，從而形成自上而下的正溫度梯度，根據(jù)凝固理論，熔覆層底部溫度梯度G較大，而凝固速率R較小，晶體以垂直于界面的方向呈樹枝晶狀生長，并且在NAB基體與Ni60A熔覆層之間形成一層白亮帶。這是由于激光束的作用使熔池中產(chǎn)生對流傳質(zhì)，Ni60A熔覆層和NAB基體經(jīng)熔池的攪拌作用發(fā)生成分擴散，從而形成良好的冶金結(jié)合。隨著Ni60A熔覆層逐漸凝固，固液界面逐漸推進至表面，Ni60A熔覆層中部主要通過基體一側(cè)散熱，而在頂部可通過已凝固的Ni60A熔覆層或者通過與外界的熱交換進行散熱，在這兩處的溫度梯度G逐漸減小，凝固速率R增大，組織由枝晶向胞狀晶、細枝晶轉(zhuǎn)變。所以Ni60A熔覆層的中部和頂部的組織以胞狀枝晶、無方向性的細枝晶存在。

圖1 激光熔覆層截面及表面微觀組織Fig.1 Cross section and surface microstructure of laser cladding layer

由圖1b可知，脈沖激光的作用使得Ni60A熔覆層呈搭接的波紋狀，波紋的直徑大小取決于脈沖寬度。從兩個光斑的搭接處可以看出，晶粒明顯細小，這是由于第一個光斑熔化后，第二個脈沖激光作用在前一個脈沖光斑，起到重熔作用，細化搭接處熔覆層的晶粒，并沿著波紋彎曲方向呈樹枝晶狀分布；未搭接處只受第一個光斑的影響，組織呈鎳基合金本身的細小晶粒狀分布。波紋狀的彎曲方向與激光掃描方向相反。在激光束的輻照過程中，表面張力梯度驅(qū)動熔池內(nèi)的液體流動，從而形成波紋狀的表面[8]。由此可見，熔池中液體的熔化、流動和凝固是規(guī)律變化的。

2.2 熔覆層硬度

Ni60A激光熔覆層到NAB基體截面硬度分布曲線如圖2所示。熔覆層到基體的顯微硬度呈先高后低分布。在熔覆層區(qū)，顯微硬度分布上下起伏，這是由于經(jīng)過激光快速加熱熔化和非平衡凝固結(jié)晶，使得相隔固定距離處的組織成分不均勻。在基體與熔覆層之間有明顯的硬度過渡區(qū)，即熱影響區(qū)，硬度呈下降趨勢。激光熔覆過程中，激光束的作用使得熔池中發(fā)生對流傳質(zhì)，鎳基合金層和基體表層之間因熔池的攪拌作用發(fā)生成分擴散，形成冶金結(jié)合[9]，在結(jié)合區(qū)由于基體的稀釋作用使硬度逐漸下降。熱影響區(qū)的硬度高于基體，是因為激光束對靠近熔覆層的基體起到淬火作用，越靠近熔覆層淬火作用越明顯，硬度也越高。Ni60A熔覆層最高硬度達到441.6 HV，平均硬度為405.9HV。在基體處，硬度波動小，較為均勻，其平均硬度為176.7 HV?？梢娊?jīng)激光熔覆處理后，試樣表面硬度明顯提高。激光快速加熱熔化和凝固過程中，Cr和Si易形成固溶體從而引起固溶強化。在快速凝固過程中，熔覆層形成均勻細小的組織，起到細晶強化作用。其強化機制的共同作用提高了表面硬度。

2.3 3.5%NaCl溶液中的電化學(xué)測試

NAB基體及Ni60A熔覆層在3.5%NaCl溶液中的極化曲線如圖3所示，由Tafel曲線外推法測得，NAB表面的自腐蝕電流密度為8.347×10-6A/cm2，Ni60A熔覆層的自腐蝕電流密度為3.71×10-6A/cm2，Ni60A熔覆層的自腐蝕電位較基體發(fā)生了明顯的正移，高于基體的自腐蝕電位。腐蝕電流密度表示腐蝕速率的大小，腐蝕電位表示腐蝕的傾向程度。通過對比得出，經(jīng)激光熔覆處理后，材料表面的耐腐蝕性能明顯提高。這是由于鎳基合金中的Ni和Cr元素的耐蝕性較好，Cr的添加有利于合金在較低的電位即進入鈍化態(tài)，使表層形成完整的鈍化膜，并在較低電位形成鈍化層；Ni在合金中起到穩(wěn)定合金表層鈍化態(tài)的作用[10]。

圖2 NAB激光熔覆Ni60A合金后橫截面的硬度分布Fig.2 Hardness distribution of cross section after laser cladding Ni60A alloy on NAB

圖3 鑄態(tài)NAB及Ni60A熔覆層在3.5%NaCl溶液中的極化曲線Fig.3 Polarization curves of as-cast NAB and Ni60A cladding layer in 3.5%NaCl solution

2.4 空蝕行為

在蒸餾水和3.5%NaCl溶液中的鑄態(tài)NAB及Ni60A熔覆層空蝕失重與時間變化的關(guān)系曲線如圖4所示?？梢钥闯?，在兩種環(huán)境下，兩者的失重均隨著時間的增加而增加。空蝕過程中，超聲的負壓空穴效應(yīng)使得鑄態(tài)NAB表面致密層沿鑄造氣孔或疏松剝離，而表面激光熔覆鎳基合金后，表面的致密層增厚，超聲負壓空穴效應(yīng)難以顯現(xiàn)，所以鑄態(tài)鎳鋁青銅表面空蝕失重量隨時間的增加均大于鎳基熔覆層的空蝕失重量。在蒸餾水中空蝕5 h后，基體失重為1.6 mg，是熔覆層失重（1.1 mg）的1.45倍，兩者的平均失重率分別為0.32 mg/h、0.22 mg/h。蒸餾水環(huán)境下NAB基體和Ni60A熔覆層受到的是純空蝕損傷，而在3.5%NaCl溶液中，NAB基體和Ni60A熔覆層會面臨腐蝕、腐蝕與空蝕協(xié)同作用，因此受到的空蝕破壞更加嚴重。在3.5%NaCl溶液中空蝕5 h后，基體失重達到2.85 mg，明顯高于熔覆層的失重，約為熔覆層失重（2.25 mg）的1.27倍，兩者的失重率分別為0.57 mg/h、0.45 mg/h。經(jīng)測試，在蒸餾水和3.5%NaCl溶液中空蝕后，NAB基體和Ni60A熔覆層表面硬度均有所提高，基體表面硬度分別增加到224 HV和241 HV，熔覆層表面硬度分別增加到439 HV和466 HV。這是由于空蝕過程中，空泡的產(chǎn)生和潰滅會在基體和熔覆層表面形成沖擊應(yīng)力。沖擊應(yīng)力使得基體中的較低層錯能的α相中位錯增值形成位錯塞積；對于激光熔覆層，由于其組織細化，晶界增多，在空蝕沖擊應(yīng)力作用下會阻礙位錯滑移，塑性變形的阻力增大，從而兩者表面都發(fā)生加工硬化，能夠抵抗一部分空蝕的沖擊能量，從而提高基體的抗空蝕性能。

圖4 鑄態(tài)NAB及Ni60A熔覆層在蒸餾水和3.5%NaCl溶液中的空蝕失重Fig.4 Cumulative mass loss of cavitation erosion for ascast NAB and cladding layer in distilled water and 3.5%NaCl Solution

NAB基體及Ni60A熔覆層在蒸餾水和3.5%NaCl溶液兩種環(huán)境下經(jīng)過5 h空蝕后的表面形貌如圖5所示。在蒸餾水中空蝕5 h后，基體表面出現(xiàn)相或組織片狀逐層剝離產(chǎn)生的孔洞（見圖5a）。這是由于超聲沖擊波振動使得裂紋首先在α相與κ相界面處生成，隨著空蝕時間的增加裂紋擴展，造成κ相脫落。由圖5b可知，經(jīng)過表面激光熔覆鎳基合金后，由于鎳基合金的塑性良好，使得表面能夠抵抗一部分空蝕產(chǎn)生的沖擊力，所以其表面較均勻。

在3.5%NaCl溶液中空蝕5 h后，兩者的空蝕坑均多于在蒸餾水環(huán)境中的空蝕坑。鎳鋁青銅基體空蝕坑是沿晶斷裂和晶間斷裂的混合，從而出現(xiàn)晶粒撕裂。因超聲的負壓和振動，空蝕坑表現(xiàn)為孔洞和斷裂的結(jié)合。超聲振動頻率和晶粒振動頻率耦合，發(fā)生共振，使得晶粒與其他組織剝離，從而產(chǎn)生孔洞或斷裂。基體表面分布著深淺不一的空蝕坑以及擴展的裂紋（見圖5c），為脆性斷裂和沿晶斷裂。熔覆層的空蝕形貌則較為平整均勻（見圖5d），表面分布著細小的空蝕坑。兩者與在蒸餾水中空蝕5 h后的形貌對比可知，在3.5%NaCl溶液中空蝕損傷更嚴重，尤其是鎳鋁青銅基體表面出現(xiàn)了大且深的空蝕坑。熔覆層由于塑性較好，僅出現(xiàn)了一些小而淺的黑色空蝕坑。這是因為在腐蝕介質(zhì)中，空蝕和腐蝕的交互作用會加劇NAB基體和Ni60A熔覆層的表面損傷。通過形貌對比可以看出，經(jīng)過激光熔覆處理后，試樣表面的耐空蝕性能得到顯著改善。

圖5 鎳鋁青銅及鎳基熔覆層在蒸餾水和3.5%NaCl溶液中空蝕5 h后的表面形貌（2 000×）Fig.5 Surface damage morphologies of as-cast NAB and Ni60A cladding layer after cavitation erosion in distilled water and 3.5%NaCl solution for 5 h（2 000×）

3 結(jié)論

（1）激光熔覆Ni60A的試樣截面由熔覆區(qū)、熱影響區(qū)和基體組成。熔覆層頂部呈網(wǎng)狀樹枝晶結(jié)構(gòu)，熔覆層中部晶體呈胞狀枝晶結(jié)構(gòu)，熔覆層底部熱影響區(qū)處晶體呈樹枝晶狀分布。

（2）Ni60A熔覆層的硬度較基體有顯著提高，硬度分布呈階梯狀。Ni60A熔覆層最高硬度達到441.6 HV，平均硬度為405.9 HV，約為基體硬度（176.7 HV）的2.3倍，起到表面強化作用。

（3）3.5%NaCl溶液中的電化學(xué)測試表明，Ni60A熔覆層的腐蝕電位發(fā)生明顯的正移，經(jīng)過激光熔覆后，材料表面的耐腐蝕性有所提高。

（4）在蒸餾水和3.5%NaCl溶液中空蝕5 h后，基體失重分別是熔覆層失重的1.45倍和1.27倍?？瘴g破壞首先發(fā)生在NAB基體的α與κ相界處。經(jīng)過激光熔覆后消除了NAB基體的鑄造孔洞等缺陷，較高的加工硬化能力能夠有效吸收空泡沖擊能量，提高抗空蝕性能，熔覆層表面損傷平整均勻。

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