热处理对船用ZBAl7-7-4-2铜合金腐蚀疲劳性能的影响

潘一帆¹ ✉ 苑伟¹杨冰¹马江南^1,2郁炎^1,2 ✉ 胡伟民^1,2

1. （中国船舶集团有限公司第七二五研究所，河南洛阳 471023 ；

2. 海洋腐蚀与防护全国重点实验室，河南洛阳 471023 ）

摘要： 研究了热处理对船用ZBAl7-7-4-2铜合金腐蚀疲劳性能的影响，使用扫描电镜（SEM）、透射电镜（TEM）、旋转弯曲疲劳试验机、电液伺服疲劳试验机测试和分析了铸态和热处理后ZBAl7-7-4-2铜合金的微观组织、腐蚀疲劳强度、腐蚀疲劳裂纹扩展速率、腐蚀疲劳断口形貌。结果表明：与铸态相比，900 ℃热处理后ZBAl7-7-4-2铜合金微观组织中κ_Ⅳ相分布密度提高，位错密度降低，孪晶消失；在90%置信度，10%失效概率下，热处理后ZBAl7-7-4-2铜合金的腐蚀疲劳强度为132.52 MPa，与铸态的腐蚀疲劳强度（85.98 MPa）相比提高了54%；铸态ZBAl7-7-4-2铜合金稳定裂纹扩展阶段的疲劳裂纹扩展速率与应力强度因子范围的关系表达式（da/dN-ΔK）为da/dN=1.653×10⁻¹¹×ΔK^5.220（按Paris公式拟合），热处理后ZBAl7-7-4-2铜合金稳定裂纹扩展阶段的da/dN-ΔK表达式为da/dN=8.6064×10⁻¹²×ΔK^5.4405（按Paris公式拟合），热处理后ZBAl7-7-4-2铜合金的腐蚀疲劳裂纹扩展速率较铸态相比有所降低，这与热处理后腐蚀疲劳强度提高相关。

关键词： ZBAl7-7-4-2铜合金；；热处理；；腐蚀疲劳；；疲劳裂纹；；断口形貌

收稿日期： 2024-04-12

船用材料长期服役在复杂多变的海洋环境中，不仅受到温度、湿度、盐雾介质和溶解氧浓度等多种环境因素的作用，还承受各种动态载荷，如压力交变、波浪冲击、船体振动等。因此，船用材料的腐蚀疲劳性能成为影响船舶及其相关部件安全可靠性和服役寿命的关键因素。随着海洋工程及高技术船舶的快速发展，用于螺旋桨及泵阀附件等的重要材料——镍铝青铜逐渐引起各位研究学者的关注。镍铝青铜是一种合金材料，通过在铜基体中加入镍（Ni）、铝（Al）、铁（Fe）、锰（Mn）等元素，赋予了其卓越的力学特性与出色的耐腐蚀性能^［1–4］。合金元素的添加导致镍铝青铜主要由α相、β相、κ（κ_Ⅰ，κ_Ⅱ，κ_Ⅲ，κ_Ⅳ）相组成，这些合金元素含量的变化导致各相占比出现显著波动，从而直接决定了材料的综合性能^［5–6］。本课题组经过长期的研究探索，在兼顾合金性能的基础上，开发出了一种新型铸造镍铝青铜合金——ZBAl7-7-4-2铜合金^［7］。镍铝青铜在实际应用过程中会遭受多种腐蚀机制的侵蚀，包括腐蚀疲劳、电化学腐蚀、空泡腐蚀和冲刷腐蚀等。鉴于这些破坏形式的存在，提升镍铝青铜的腐蚀抗性，进而延长其使用寿命，已成为当前亟待解决的重要任务^［8–9］。目前，改善手段主要有热处理、表面处理、变形加工等^{［10–11］}。热处理是通过控制材料加热和冷却过程的一种成熟的工艺，热处理后材料的组织会发生变化，进而影响材料的各项性能^{［12–17］}。

本文以新型船用ZBAl7-7-4-2铜合金为对象，研究热处理对ZBAl7-7-4-2铜合金腐蚀疲劳性能的改善效果，探讨热处理对ZBAl7-7-4-2铜合金组织的影响机制，为提高ZBAl7-7-4-2铜合金在海水阀门、海水滤器、海水泵、叶轮、螺旋桨等船用构件的更广泛应用提供重要依据。

1　实验

1.1　材料

实验材料为ZBAl7-7-4-2铜合金，其铸态化学成分的实测数据结果见表1。同时，该铸态合金及其在900 ℃热处理后在室温拉伸性能结果见表2，其中R_p0.2为屈服强度，R_m为抗拉强度，A为延伸率。

表1　 ZBAl7-7-4-2铜合金的化学成分

Table 1　 Chemical composition of ZBAl7-7-4-2 copper alloy (%，mass fraction)

Ni	Al	Fe	Mn	Cr	Cu	Zn	Si	Pb	C	S
7.56	7.49	4.11	1.84	0.144	Remain	<0.010	0.019	<0.005	0.0052	<0.001

表2　 ZBAl7-7-4-2铜合金的室温拉伸性能

Table 2　 Mechanical properties of ZBAl7-7-4-2 copper alloy

State	R_p0.2/MPa	R_m/MPa	A/%
Casting	258	605	32
After heat treatment	240	604	35

1.2　试样

图1（a）展示了用于旋转弯曲疲劳试验的ZBAl7-7-4-2铜合金试样，该试样为光滑的圆柱体，其工作段的长度和直径精确设定，分别为70和7.5 mm，总长度为150 mm。图1（b）展示的是疲劳裂纹扩展的标准试样，即单边缺口三点弯曲（SEB）试样。这两种试样均源自同一炉铸造的ZBAl7-7-4-2铜合金基体试块，确保了试验数据的一致性和可靠性。

图1　 ZBAl7-7-4-2铜合金旋转弯曲疲劳试样和疲劳裂纹扩展标准试样

Fig.1　 Rotating and bending fatigue sample （a） and fatigue crack expansion standard sample （b） of ZBAl7-7-4-2 copper alloy (mm)

1.3　方法

在真空热处理炉（设备型号为VAF-446）中对ZBAl7-7-4-2铜合金进行900 ℃热处理，热处理后随炉冷却，冷却介质为Ar。

采用Quanta650扫描电镜（SEM）分析铸态和热处理后ZBAl7-7-4-2铜合金的组织结构与能谱（EDS）成分，以及腐蚀疲劳断口形貌。采用JEM-2100透射电镜（TEM）分析细微组织。为了评估ZBAl7-7-4-2铜合金的腐蚀疲劳强度，采用WPL-6纯弯曲疲劳试验机（转速设定为3000 r·min⁻¹），在人工海水介质条件下进行了测试，环境温度和相对湿度分别为20 ℃和48%，应力比设为-1。遵循《GB/T24176-2009/ISO 12107：2003金属材料疲劳试验-数据统计方案与分析方法》^［18］这一国家标准，计算铸态和热处理后ZBAl7-7-4-2铜合金腐蚀疲劳强度的平均值μ_y和标准偏差σ_y，分析热处理对其腐蚀疲劳性能的影响规律。此外，为了测定腐蚀疲劳裂纹的扩展速率，采用了横载荷法在MTS 810-100kN电液伺服疲劳试验机上进行试验。测试试样厚度为12 mm，宽度为24 mm，缺口长3.55 mm。试验环境为人工海水介质，载荷ΔP设定为8.0 kN，加载频率f为2 Hz，应力比R为0.1。

2　热处理对ZBAl7-7-4-2铜合金微观组织的影响

2.1　铸态和热处理后ZBAl7-7-4-2铜合金的SEM分析

图2为铸态ZBAl7-7-4-2铜合金的微观组织SEM形貌图像，主要为枝状晶（图2（a）），由α相和κ相组成。κ相为金属间化合物，对合金性能的影响比较大，根据其形状、大小、分布位置等可分为κ_Ⅰ相、κ_Ⅱ相、κ_Ⅲ相和κ_Ⅳ相^{［19–20］}，由于该合金Fe含量较低，没有形成κ_Ⅰ相^［21］，图2（c）不同位置的EDS分析结果见表3。α相是基体（位置4），是以Cu为主的置换固溶体； κ_Ⅱ相为NiAl相，呈球形或者花状，分布在晶粒内（位置1）； κ_Ⅲ相分布于晶界（位置2），呈层状或者断续球滴状，也为NiAl相； κ_Ⅳ相为富Fe相，于细小颗粒分布于晶粒内（位置3）。

图2　铸态ZBAl7-7-4-2铜合金的微观组织形貌（不同放大倍数SEM图像）

Fig.2　 SEM images of microstructure of casting ZBAl7-7-4-2 copper alloy under different magnifications （a~d）

表3　图2（c）不同位置的EDS分析结果

Table 3　 EDS analysis result of different points in Fig. 2(c) (%，mass fraction)

Points	Al	Mn	Fe	Ni	Cu	Cr
1	17.14	2.38	11.03	15.20	54.24	/
2	20.76	2.80	12.28	31.24	32.18	0.74
3	9.10	2.61	11.70	7.23	65.6	3.75
4	8.22	2.11	3.02	6.51	80.15	/

图3为热处理后ZBAl7-7-4-2铜合金的微观组织SEM形貌图像。与铸态组织相比，κ_Ⅳ相分布密度显著提高，说明热处理导致基体析出了更多的κ_Ⅳ相。图3(c)不同位置的EDS分析结果如表4所示，与表3相比，可以看到热处理后κ_Ⅱ相（位置1）的Ni含量升高，Cu含量降低。因为在热处理过程中，合金元素会进行再分布，以达到热力学平衡，Ni更倾向于与Al结合，Cu在基体中形成固溶体，这种元素的重新分配，会导致κ_Ⅱ相中Ni含量升高，Cu含量降低。

图3　热处理后ZBAl7-7-4-2铜合金的微观组织形貌（不同放大倍数SEM图像）

Fig.3　 SEM images of microstructure of ZBAl7-7-4-2 copper alloy after heat treatment under different magnifications （a~d）

表4　图3（c）不同位置的EDS分析结果

Table 4　 EDS analysis result of different points in Fig. 3(c) (%，mass fraction

Points	Al	Mn	Fe	Ni	Cu	Cr
1	19.22	2.40	13.62	25.27	38.85	0.65
2	21.60	2.47	10.75	27.17	37.35	0.67
3	10.39	2.18	14.03	6.96	65.12	1.31
4	8.42	2.01	3.26	7.06	79.24	/

2.2　铸态和热处理后ZBAl7-7-4-2铜合金的TEM分析

铸态ZBAl7-7-4-2铜合金的微观组织TEM形貌图像如图4所示。图4（a）中箭头所指的相为κ_Ⅱ相，为NiAl相；图4（b）为κ_Ⅲ相，同为NiAl相；图4（c）是κ_Ⅳ相，为富Fe相。从图4（d）可以看出ZBAl7-7-4-2铜合金铸态组织中位错密度较高，从图4（e）中可以看到ZBAl7-7-4-2铜合金铸态组织中存在大量孪晶，原因主要受到铸造工艺、原材料性质、冷却速率、热和力的作用以及铸态组织自身特性的影响，这些因素相互作用，共同导致了铸态组织中位错密度和孪晶的增加。图4（f）为κ_Ⅳ相的衍射斑点。

图4　铸态ZBAl7-7-4-2铜合金的不同位置的微观组织TEM形貌图像

Fig.4　 TEM images of microstructure of casting ZBAl7-7-4-2 copper alloy

（a） κ_Ⅱ phase；（b） κ_Ⅲ phase；（c） κ_Ⅳ phase；（d） Dislocation；（e） Twins；（f） Diffraction spot of κ_Ⅳ phase

图5为热处理后ZBAl7-7-4-2铜合金的微观组织TEM形貌图像。图5（a~c）分别为κ_Ⅱ相、κ_Ⅲ相和κ_Ⅳ相，热处理后κ_Ⅳ相密度增高，其衍射斑点如图5（e）所示，位错密度降低（图5（d）），未见孪晶。在900 ℃热处理过程中，高温条件下位错可以通过迁移、滑移和重新排列的方式减少或消除晶界的位错。热激活会促使孪晶界发生迁移，这种迁移导致孪晶界逐渐消失，进而使得孪晶的数量减少甚至完全消失。在此热处理过程中，孪晶也可能逐渐转化为基体，这种转化过程中，孪晶界面的面积和界能会减小，最终导致孪晶完全为基体所替代。

图5　热处理后ZBAl7-7-4-2铜合金的微观组织TEM形貌图像

Fig.5　 TEM images of microstructure of ZBAl7-7-4-2 copper alloy after heat treatment

（a） κ_Ⅱ phase；（b） κ_Ⅲ phase；（c） κ_Ⅳ phase；（d） Dislocation；（e） Twins；（f） Diffraction spot of κ_Ⅳ phase

3　热处理对ZBAl7-7-4-2铜合金腐蚀疲劳性能的影响

3.1　热处理对ZBAl7-7-4-2铜合金的腐蚀疲劳强度的影响

3.1.1　铸态ZBAl7-7-4-2铜合金的腐蚀疲劳强度

采用升降法评估铸态ZBAl7-7-4-2铜合金在人工海水环境中的腐蚀疲劳强度，即该合金在经受1×10⁷次循环周期后，不发生破坏所能承受的最高应力水平^［22］。选取15根疲劳试样，并设定初始应力水平为90 MPa，随后的应力水平则递增10 MPa，试验结果如图6所示。可以看到，15根有效试样（横坐标逐一对应）中有7根试样“失效”，8根试样“通过”。为了深入分析铸态ZBAl7-7-4-2铜合金的腐蚀疲劳强度，选取“通过”的试样进行计算。这些试样所对应的应力水平S共有3级，按照升序进行排列，即S₀≤S₁≤…≤S_i（i为级数），自由度v=8-1=7，f_i为第i级应力水平下“通过”的试样数量，将这些数据整理汇总于表5中。

图6　铸态ZBAl7-7-4-2铜合金腐蚀疲劳试验结果

Fig.6　 Corrosion fatigue test results of casting ZBAl7-7-4-2 copper alloy

表5　铸态ZBAl7-7-4-2铜合金腐蚀疲劳升降图数据分析

Table 5　 Analysis of corrosion fatigue rise and fall diagram of casting ZBAl7-7-4-2 copper alloy

S_i/MPa	i	f_i	if_i	i²f_i
110	2	3	6	12
100	1	2	2	2
90	0	3	0	0
Total		8	8	12

由表5可以得到， $A = \sum_{i = 0}^{l} i f_{i}$ =8， $B = \sum_{i = 0}^{l} i^{2} f_{i}$ =12， $C = \sum_{i = 0}^{l} f_{i}$ =8，D $= \frac{B C - A^{2}}{C^{2}}$ =0.5 （l为应力水平数，A，B，C和D为相关参数）。得到疲劳强度的均值μ_y和标准偏差σ_y为： $μ_{y} = S_{0} + d （ \frac{A}{C} \pm \frac{1}{2} ） = 90 + 10 \times (\frac{8}{8} + \frac{1}{2}) = 105 MPa$ （1） $\begin{array}{l} σ_{y} = 1.62 d (D + 0.029 ） = 1.62 \times 10 \times （ 0.5 + 0.029 ） = \\ 8.57 MPa \end{array}$ （2）式中，S₀为第一级应力水平，MPa； d为应力增量，MPa； y为1×10⁷循环周次下的疲劳强度，MPa。

10%的失效概率，置信度为90%时，相关系数κ_{（p,1-α，ν）}根据文献［18］取2.219，得到腐蚀疲劳强度为： $\begin{array}{l} y_{（ p ， 1 - α ）} = μ_{y} - k_{（ p ， 1 - α ， v ）} σ_{y} = 105 - 2.219 \times 8.57 = \\ 85.98 MPa \end{array}$ （3）式中，y_{（p，1-α）}为p置信度，（1-α）失效概率下的腐蚀疲劳强度，系数k_{（p，1-α，ν）}为正态分布的单边误差限。

可知，90%置信度，10%失效概率下，铸态ZBAl7-7-4-2铜合金的腐蚀疲劳强度为85.98 MPa。

图7为铸态ZBAl7-7-4-2铜合金的腐蚀疲劳断口形貌。其中，图7（a）为断口的宏观形貌，可见其由源区、裂纹扩展区以及瞬断区构成。从图7（b）中可以看到裂纹最初在试样表面形成，这是旋转弯曲疲劳载荷下金属材料失效的典型特征之一^［22］，这一现象源于试样表面承受着最大的交变应力，因此，疲劳裂纹常常在这些区域的腐蚀坑或缺陷处萌生^［23］。萌生后的疲劳裂纹以河流状花样继续扩展，呈解离断裂特征，并伴有解离台阶。图8（c）为裂纹扩展区的微观形貌，可以看到有相互平行、明暗相交的疲劳辉纹，垂直于裂纹扩展方向，是疲劳裂纹扩展时留下的典型微观特征。裂纹扩展过程中会产生二次裂纹，降低主裂纹尖端的应力，消耗能量，使得裂纹扩展速率降低^［24］。瞬断区的微观形貌可见明显的韧窝，是塑性断裂的典型微观特征，如图8（d）所示。

图7　铸态ZBAl7-7-4-2铜合金的腐蚀疲劳断口形貌（SEM图像）

Fig.7　 Corrosion fatigue fracture morphology of casting ZBAl7-7-4-2 copper alloy （SEM images）

（a） Macromorphology；（b） Source of fatigue；（c） Expansion area；（d） Instantaneous break area

图8　热处理后ZBAl7-7-4-2铜合金腐蚀疲劳试验结果

Fig.8　 Corrosion fatigue test results of ZBAl7-7-4-2 copper alloy after heat treatment

3.1.2　热处理后ZBAl7-7-4-2铜合金的腐蚀疲劳强度

同样采用升降法测试得到热处理后ZBAl7-7-4-2铜合金的腐蚀疲劳试验结果如图8所示，数据分析如表6所示。

表6　热处理后ZBAl7-7-4-2铜合金腐蚀疲劳升降图数据分析

Table 6　 Analysis of corrosion fatigue rise and fall diagram of ZBAl7-7-4-2 copper alloy after heat treatment

S_i/MPa	i	f_i	if_i	i²f_i
160	2	1	2	4
150	1	3	3	3
140	0	3	0	0
Total		7	5	7

由表6可得， $A = \sum_{i = 0}^{l} i f_{i}$ =5， $B = \sum_{i = 0}^{l} i^{2} f_{i}$ =7， $C = \sum_{i = 0}^{l} f_{i}$ = 7，D $= \frac{B C - A^{2}}{C^{2}}$ =0.49。得到疲劳强度的均值μ_y和标准偏差σ_y为： $\begin{array}{l} μ_{y} = S_{0} + d （ \frac{A}{C} \pm \frac{1}{2} ） = 140 + 10 \times (\frac{5}{7} + \frac{1}{2}) = \\ 152.14 MPa \end{array}$ （4） $\begin{array}{l} σ_{y} = 1.62 d (D + 0.029 ） = 1.62 \times 10 \times （ 0.49 + 0.029 ） = \\ 8.41 MPa \end{array}$ （5）

10%的失效概率，置信度为90%时，相关系数k_{（p，1-α，ν）}根据文献［18］取2.333，得到腐蚀疲劳强度为： $\begin{array}{l} y_{（ p ， 1 - α ）} = μ_{y} - k_{（ p ， 1 - α ， v ）} σ_{y} = 152.14 - 2.333 \times 8.41 = \\ 132.52 MPa \end{array}$ （6）

可知，在90%置信度，10%失效概率下，热处理后ZBAl7-7-4-2铜合金的腐蚀疲劳强度为132.52 MPa，与铸态的腐蚀疲劳强度（85.98 MPa）相比提高了54%。

图9为热处理后ZBAl7-7-4-2铜合金的腐蚀疲劳断口形貌。在图9（a）的宏观形貌中，明显可见裂纹慢速扩展区在断口中所占比例显著，这揭示了热处理有效增大了该合金腐蚀疲劳裂纹的慢速扩展区，进而提升了其腐蚀疲劳抗性。从图9（b）可看到疲劳裂纹起源于试样表面的应力集中点，并随后以典型的河流状形态扩展。在图9（c）的扩展区中，可以观察到由多个晶体学平面构成的、参差不齐的疲劳辉纹。这些辉纹的间距实际上反映了裂纹每次扩展的长度，理论上，微观上疲劳辉纹的数量与循环次数相对应，但裂纹扩展过程中还可能受到闭合等多种因素的影响，所以疲劳辉纹数目远远小于循环次数^［25］。瞬断区表现为典型的韧窝断裂特征，如图9（d）所示。

图9　热处理后ZBAl7-7-4-2铜合金的腐蚀疲劳断口形貌（SEM图像）

Fig.9　 Corrosion fatigue fracture morphology of ZBAl7-7-4-2 copper alloy after heat treatment（SEM images）

（a） Macromorphology；（b） Source of fatigue；（c） Expansion area；（d） Instantaneous break area

腐蚀疲劳试验结果表明，900 ℃热处理可以显著提高ZBAl7-7-4-2铜合金的腐蚀疲劳强度，这与热处理调控ZBAl7-7-4-2铜合金的微观组织密切相关。热处理后，κ_Ⅳ相分布密度显著提高，κ_Ⅳ相为细小颗粒分布于晶粒内，可达到弥散强化的效果，改善ZBAl7-7-4-2铜合金的腐蚀疲劳性能。此外，热处理后位错密度降低，孪晶消失。位错和孪晶等微观结构缺陷会影响合金的应力分布和裂纹扩展行为，在腐蚀疲劳过程中，这些缺陷可能成为裂纹萌生的起点或者促进裂纹的扩展。因此，热处理后位错密度与孪晶的降低和消失也有效提高了ZBAl7-7-4-2铜合金的腐蚀疲劳强度。

3.2　热处理对ZBAl7-7-4-2铜合金的腐蚀疲劳裂纹扩展速率的影响

疲劳裂纹扩展速率是指裂纹在交变载荷作用下，单个循环裂纹向前扩展的距离，用da/dN表示。其扩展过程可细分为3个阶段：第一阶段是近门槛区，此区域为微观裂纹的扩展区，该区一般da/dN≤1×10⁻⁶ mm·cycle⁻¹，该阶段对强度因子范围ΔK极为敏感，ΔK的微小降低即能导致da/dN的显著减小。通常将da/dN≈1×10⁻⁷ mm·cycle⁻¹对应的ΔK值定义为应力强度因子范围的门槛值ΔK_th。第二阶段为宏观裂纹的稳定扩展区，此时da/dN通常落在1×10⁻⁵~1×10⁻² mm·cycle⁻¹的范围内，在这一阶段，大多数金属材料的裂纹扩展都遵循Paris公式，即在双对数坐标系下da/dN与ΔK呈现线性关系。第三阶段为裂纹的失稳扩展区域，da/dN随ΔK的增大而急剧上升。当ΔK达到材料的断裂韧性值K_IC时，材料将发生疲劳断裂^［26］。裂纹长度的测量常采用夹式引伸计（COD规），而Paris公式则用于表征裂纹扩展速率与应力强度因子幅K之间的关系，具体形式为da/dN=C×（ΔK）ⁿ，其中a为裂纹长度，N为循环次数，C和n为常数，da/dN的计算按七点递增多项式计算程序拟合求得，K的计算按GB/T6398-2017进行，得到铸态ZBAl7-7-4-2铜合金稳定裂纹扩展阶段的da/dN-ΔK表达式（按Paris公式拟合）：da/dN=1.653×10⁻¹¹×ΔK^5.220；热处理后ZBAl7-7-4-2铜合金稳定裂纹扩展阶段的da/dN-ΔK表达式（按Paris公式拟合）：da/dN=8.6064×10⁻¹²×ΔK^5.4405，裂纹扩展曲线如图10所示。可知，铸态ZBAl7-7-4-2铜合金的疲劳裂纹扩展速率大于热处理后ZBAl7-7-4-2铜合金的疲劳裂纹扩展速率。

图10　铸态及热处理态ZBAl7-7-4-2铜合金试样的腐蚀疲劳裂纹扩展速率曲线

Fig.10　 Corrosion fatigue crack expansion rate curves of ZBAl7-7-4-2 copper alloy sample of casting and after heat treatment

采用SEM测试铸态和热处理后ZBAl7-7-4-2铜合金的腐蚀疲劳裂纹扩展路径，结果如图11所示。受到腐蚀介质（人工海水）的影响，试样表面的微观缺陷容易产生点蚀现象，疲劳裂纹多从此处萌生，随后，疲劳裂纹扩展会经历第一阶段、第二阶段和第三阶段。在第二阶段会产生疲劳辉纹，疲劳辉纹的间距对应每次循环裂纹的扩展长度。图11（a）为铸态ZBAl7-7-4-2铜合金的腐蚀疲劳裂纹扩展路径，5次疲劳裂纹扩展的长度约为8.5 μm；图11（b）为热处理后ZBAl7-7-4-2铜合金的腐蚀疲劳裂纹扩展路径，同样放大倍数下，5次疲劳裂纹扩展的长度约为11.8 μm，由此可得，热处理后ZBAl7-7-4-2铜合金疲劳辉纹的间距大于铸态ZBAl7-7-4-2铜合金，说明热处理后该合金的疲劳裂纹扩展速率减慢。不同区域的疲劳辉纹方向不同、不规则，此为脆性疲劳辉纹^［25］，这是因为在第二阶段，疲劳裂纹早期扩展十分缓慢，腐蚀介质与裂纹尖端发生了非常充足的相互作用，使得疲劳辉纹不同于常规疲劳断口的疲劳辉纹（光滑、规则）。第一阶段和第三阶段分别伴有河流台阶和韧窝特征。

图11　铸态和热处理后ZBAl7-7-4-2铜合金试样的腐蚀疲劳裂纹扩展路径

Fig.11　 Corrosion fatigue crack expansion path of ZBAl7-7-4-2 copper alloy sample of casting （a） and after heat treatment （b）

4　结论

研究了热处理对船用ZBAl7-7-4-2铜合金腐蚀疲劳性能的影响，得出以下结论：

1. 热处理后ZBAl7-7-4-2铜合金微观组织中κ_Ⅳ相分布密度提高，位错密度降低，孪晶消失。

2. 在90%置信度，10%失效概率下，热处理后ZBAl7-7-4-2铜合金的腐蚀疲劳强度为132.52 MPa，与铸态的腐蚀疲劳强度（85.98 MPa）相比提高了54%，即热处理显著提高了ZBAl7-7-4-2铜合金的腐蚀疲劳性能。

3. 铸态ZBAl7-7-4-2铜合金稳定裂纹扩展阶段的da/dN-ΔK表达式为da/dN=1.653×10⁻¹¹×ΔK^5.220（按Paris公式拟合），热处理后ZBAl7-7-4-2铜合金稳定裂纹扩展阶段的da/dN-ΔK表达式为da/dN=8.6064×10⁻¹²×ΔK^5.4405（按Paris公式拟合），热处理后ZBAl7-7-4-2铜合金的腐蚀疲劳裂纹扩展速率较铸态相比有所降低，这与热处理后腐蚀疲劳强度提高是相关的。

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热处理对船用ZBAl7-7-4-2铜合金腐蚀疲劳性能的影响

1 实验

1.1 材料

1.2 试样

1.3 方法

2 热处理对ZBAl7-7-4-2铜合金微观组织的影响

2.1 铸态和热处理后ZBAl7-7-4-2铜合金的SEM分析

2.2 铸态和热处理后ZBAl7-7-4-2铜合金的TEM分析

3 热处理对ZBAl7-7-4-2铜合金腐蚀疲劳性能的影响

3.1 热处理对ZBAl7-7-4-2铜合金的腐蚀疲劳强度的影响

3.1.1 铸态ZBAl7-7-4-2铜合金的腐蚀疲劳强度

3.1.2 热处理后ZBAl7-7-4-2铜合金的腐蚀疲劳强度

3.2 热处理对ZBAl7-7-4-2铜合金的腐蚀疲劳裂纹扩展速率的影响

4 结论