2219 鋁合金FSW 和TIG 焊接頭力學(xué)與腐蝕行為

王非凡，謝聿銘，吳會(huì)強(qiáng)，馬飛，黃永憲

(1.北京宇航系統(tǒng)工程研究所，北京，100076；2.哈爾濱工業(yè)大學(xué),先進(jìn)焊接與連接國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，哈爾濱，150001)

0 序言

2219 鋁合金屬于時(shí)效強(qiáng)化型Al-Cu 鋁合金，因其高比強(qiáng)度、高/低溫承載性能及優(yōu)異的焊接性能，已成為國(guó)內(nèi)外航天運(yùn)載器推進(jìn)劑貯箱應(yīng)用最廣泛的材料，也是中國(guó)長(zhǎng)征五號(hào)等新一代運(yùn)載火箭的主要結(jié)構(gòu)材料[1].當(dāng)前，隨著中國(guó)對(duì)新一代載人運(yùn)載火箭和重型運(yùn)載火箭研制需求的提出，大型化整體制造已成為支撐高性能、高可靠要求的重要手段，其中，大尺寸整體塑性成形、大厚度高性能焊接已成為關(guān)鍵前置技術(shù)[1-2].

國(guó)內(nèi)針對(duì)航天貯箱的焊接主要采用鎢極氬弧(tungsten inert gas，TIG) 焊和攪拌摩擦焊(friction stir welding，F(xiàn)SW)兩種.TIG 焊因其工藝靈活，焊縫質(zhì)量較好，在貯箱焊接的生產(chǎn)中長(zhǎng)期占據(jù)著重要地位[3].然而，其熔化過程帶來了較高的熱輸入，使得接頭焊縫區(qū)(weld zone，WZ)及熱影響區(qū)(heat affected zone，HAZ)存在較為嚴(yán)重的晶粒粗化現(xiàn)象，且存在較高的焊接氣孔傾向性，對(duì)接頭力學(xué)性能及耐腐蝕性能存在不利影響[4].FSW 作為一種非熔化固相焊接技術(shù)，其較低的熱輸入可有效控制晶粒生長(zhǎng)和沉淀相粗化，還能避免由熔化-凝固過程誘發(fā)的裂紋、氣孔等缺陷，已成為貯箱焊接主要發(fā)展方向[5-6].

圍繞2219 鋁合金貯箱焊接研究主要集中于5～ 10 mm 厚度的焊接工藝參數(shù)、力學(xué)性能、微觀組織等方面[7].對(duì)于FSW 與TIG 焊兩種焊接方法所獲得接頭的腐蝕行為相關(guān)的對(duì)比研究仍較少[8-10].文獻(xiàn)[11]研究表明2219 鋁合金焊接接頭的耐腐蝕性能主要取決于組織內(nèi)沉淀相的分布形式與數(shù)量.章淑芳等人[12]針對(duì)2219 鋁合金的FSW 與TIG 焊接頭進(jìn)行了晶間腐蝕特征對(duì)比，發(fā)現(xiàn)FSW 接頭焊核區(qū)(weld nugget zone，WNZ) 因其大塑性變形作用導(dǎo)致的沉淀相破碎均勻再分布及貧銅區(qū)抑制，而獲得了較TIG 焊接頭WZ 更好的耐腐蝕性能.然而，尚未發(fā)現(xiàn)針對(duì)2219 鋁合金不同工藝下焊接接頭整體耐腐蝕性能的評(píng)價(jià).由于FSW 的低熱輸入高應(yīng)變速率塑性成形與TIG 焊的高熱輸入熔化凝固成形存在本質(zhì)差異，兩者接頭腐蝕行為必然存在明顯差異.針對(duì)中厚度2219-CS 鋁合金的FSW 與TIG 焊兩種焊接接頭的力學(xué)與耐腐蝕性能進(jìn)行表征，重點(diǎn)分析其晶間腐蝕、剝落腐蝕及電化學(xué)腐蝕行為，對(duì)比兩者的不同區(qū)域間腐蝕差異，并對(duì)其宏觀、微觀腐蝕機(jī)理進(jìn)行探討.

1 試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料為15 mm 厚的2219-CS 鋁合金軋制板材.焊接板材單側(cè)的尺寸為150 mm×300 mm ×15 mm.分別采用FSW 和TIG 焊兩種方法焊接.FSW 所用焊具針長(zhǎng)14.5 mm，軸肩直徑26 mm，下壓量0.3 mm，傾角2.5°，焊接速度為200 mm/min，轉(zhuǎn)速300 r/min.TIG 焊為單面雙層焊接工藝，第一道為填絲打底層，第二道為填絲蓋面層.

采用Keller 試劑(2.5 ml HNO3+1.5 ml HCl +1 ml HF+95 ml H2O)對(duì)拋光后的試樣進(jìn)行腐蝕，腐蝕時(shí)間為5～ 10 s，然后使用Keyence VHX-1000E型超景深顯微鏡觀察接頭橫截面宏觀形貌及各區(qū)域組織.采用HITACHI SU5000 型場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡(scanning electron microscope，SEM)對(duì)接頭微觀組織進(jìn)行表征和分析.

晶間腐蝕試驗(yàn)方法參照GB/T 7998—2005《鋁合金晶間腐蝕測(cè)定方法》標(biāo)準(zhǔn)，介質(zhì)為57 g NaCl +10 mL H2O2和去離子水稀釋至1 L 的腐蝕溶液.其中試樣表面積與試樣溶劑體積為5 mm2/mL，腐蝕浸泡時(shí)間為6 h.

剝落腐蝕試驗(yàn)方法參照GB/T 22639—2008《鋁合金加工產(chǎn)品的剝落腐蝕試驗(yàn)方法》標(biāo)準(zhǔn)，將處理好的試樣放置入EXCO 試劑(4 mol/L NaCl+0.5 mol/L KNO3+0.1 mol/L HNO3水溶液) 中分別腐蝕3，6，12，24，48，72 和96 h.使用低倍Keyence VHX-1000E 型超景深光學(xué)顯微鏡記錄不同腐蝕時(shí)間下試樣腐蝕的表面變化，稱量腐蝕前后的質(zhì)量變化，繪制失重及失重率曲線.

電化學(xué)腐蝕試驗(yàn)采用3.5%NaCl 水溶液介質(zhì)，采用動(dòng)電位法通過CHI 760E 型雙恒電位儀測(cè)量試樣的極化曲線，極化范圍為-1.2～-0.4 V.飽和甘汞電極(saturated calomel electrode，SCE)，掃描速度為0.5 mV/s.

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 焊縫組織及性能

2.1.1 焊縫成形

圖1 為FSW 和TIG 焊接頭焊縫的表面形貌.兩種焊縫表面成形均較好，F(xiàn)SW 焊縫表面光滑，無飛邊及溝槽缺陷；TIG 焊焊縫表面為類似“之”字形的魚鱗紋，均勻美觀.

圖1 焊縫表面形貌Fig.1 Surface morphologies of the welds.(a) FSW seam; (b) TIG welding seam

2.1.2 焊縫微觀組織

圖2 為焊縫不同區(qū)域的微觀組織.焊接接頭的顯微組織主要為α-Al 基體晶粒和Al2Cu(θ) 沉淀相.FSW 接頭HAZ 距離攪拌頭較遠(yuǎn)，未受到機(jī)械攪拌作用，保持了軋制母材(base material，BM)的板條狀晶粒組織形貌，但焊接熱循環(huán)導(dǎo)致晶粒的粗化，平均晶粒尺寸49 μm ± 8 μm.WNZ 受到攪拌針的充分?jǐn)嚢枳饔?，在摩擦熱和大塑性變形作用下發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，形成細(xì)小的等軸晶，平均晶粒尺寸8 μm ± 3 μm.相比FSW，TIG 焊焊縫經(jīng)歷了更高的熱輸入，導(dǎo)致HAZ 組織發(fā)生了進(jìn)一步粗化，晶粒尺寸較大，其板條寬度達(dá)到280 μm ± 46 μm；而WZ熔化區(qū)為典型的側(cè)向凝固柱狀晶和中央等軸樹枝晶組織，晶粒尺寸約為31 μm ± 10 μm，其晶粒尺寸相比FSW WZ 晶粒發(fā)生了明顯增大.此外，焊縫中存在少量的焊接微氣孔.

圖2 焊縫不同區(qū)域的晶粒形貌Fig.2 Grain morphologies of different areas of weld zone.(a) FSW-HAZ; (b) FSW-WNZ; (c) TIG-HAZ;(d) TIG-WZ

由于焊接熱影響，2219 鋁合金中的沉淀相會(huì)發(fā)生不同程度的回溶、析出及粗化等行為.圖3 為兩種接頭沉淀相分布情況.在FSW 接頭中HAZ 觀測(cè)到部分沉淀相尺寸較大，存在聚集行為，且呈現(xiàn)一定程度的流線型聚集分布，這是由于在熱輸入過程中較大顆粒沉淀相未能完全溶解，而在冷卻過程中作為晶核，生長(zhǎng)較快，最終生長(zhǎng)成尺寸較大的顆粒.此外，在冷卻過程中沉淀相易在晶界處析出長(zhǎng)大，因此產(chǎn)生沿晶界分布的流線型特征.WNZ 中沉淀相尺寸細(xì)小，彌散分布在基體中，這是由于在劇烈的機(jī)械攪拌及較高的焊接熱循環(huán)下，部分原始沉淀相發(fā)生回溶，同時(shí)存在新的沉淀相的析出，最終沉淀相呈細(xì)小的顆粒狀，且部分顆粒由于攪拌作用而被打碎，尺寸進(jìn)一步減小，均勻彌散分布在WNZ.相比而言，TIG 焊接頭的HAZ 沉淀相尺寸更加粗大，且聚集行為進(jìn)一步加劇，WZ 晶界偏析嚴(yán)重，多呈球狀及有一定寬度的相連的條狀.這也表明TIG 焊焊縫所經(jīng)歷的熱輸入非常大，沉淀相溶解充分，在凝固過程中，Cu 元素易富集于晶界形成低熔點(diǎn)共晶相，造成基體中Cu 元素的分布差異從而形成顯著的微觀偏析.

圖3 焊縫不同區(qū)域沉淀相形貌Fig.3 Precipitate distributions of different areas of WZ.(a) FSW-HAZ; (b) FSW-WNZ; (c) TIG-HAZ; (d)TIG-WZ

2.1.3 接頭的力學(xué)性能

圖4 為兩種接頭的顯微硬度測(cè)試結(jié)果.FSW接頭顯微硬度近似“U”形，隨著向WNZ 的靠近，硬度值大幅度下降，最低硬度出現(xiàn)在WNZ.這是由于材料受到熱輸入的影響，具有強(qiáng)化作用的沉淀相發(fā)生溶解或粗化，導(dǎo)致局部區(qū)域材料的硬度顯著減小.而TIG 焊接頭顯微硬度近似“W”形，WZ 硬度最低，熔合區(qū)硬度分布不均勻，靠近粗晶區(qū)硬度顯著增大，HAZ 硬度值較低.與TIG 焊接頭相比，F(xiàn)SW 接頭硬度下降區(qū)域的寬度明顯更小.

圖4 接頭的顯微硬度分布Fig.4 Microhardness distribution of joints

圖5 為兩種接頭的拉伸測(cè)試結(jié)果.TIG 焊接頭的抗拉強(qiáng)度為269 MPa ± 10 MPa，僅達(dá)到BM 抗拉強(qiáng)度的60%，F(xiàn)SW 接頭的抗拉強(qiáng)度為365 MPa ± 6 MPa，達(dá)到BM 抗拉強(qiáng)度的81%，即FSW 接頭比TIG 焊接頭的抗拉強(qiáng)度高36%.這說明FSW 因其非熔化低熱輸入特性，接頭區(qū)域沉淀相的回溶與粗化程度較低，因此力學(xué)性能受影響較小.

圖5 焊接接頭的拉伸性能Fig.5 Tensile properties of weld joints

2.2 焊縫腐蝕特征

2.2.1 晶間腐蝕

晶間腐蝕表征了接頭在氧化性腐蝕環(huán)境下的耐腐蝕性能.由于腐蝕介質(zhì)中的H2O2具有比溶解氧更強(qiáng)的氧化性，從而使Al 的陽極溶解反應(yīng)更容易進(jìn)行，加速了腐蝕反應(yīng).基體和沉淀相之間形成的微電偶是導(dǎo)致腐蝕發(fā)生的根本原因.在鋁合金中，由于相鄰晶粒的位向不同，兩晶粒之間的晶界處往往結(jié)構(gòu)最為紊亂，缺陷能即活性最高處，沉淀相易在晶界處聚集和析出，電偶腐蝕反應(yīng)也最容易在晶界處產(chǎn)生.

圖6 為兩種焊縫晶間腐蝕后的表面形貌.在FSW 接頭中，HAZ 晶粒表面發(fā)生了輕微脫附，存在尺寸較大的腐蝕坑，但晶粒內(nèi)部存在較多光滑的平面.WNZ 整體腐蝕程度較小，腐蝕表面較為平整，未發(fā)生明顯的剝落現(xiàn)象，然而晶界發(fā)生了較顯著的腐蝕，晶界裂紋細(xì)小均勻，可觀察到明顯的細(xì)小晶粒組織.對(duì)于TIG 焊接頭，HAZ 組織發(fā)生明顯的剝落，表面粗糙，存在較多大尺寸的腐蝕坑.而且晶粒內(nèi)部分布著大量細(xì)小的腐蝕坑，這是由于HAZ 晶粒內(nèi)部存在大量再析出的小尺寸沉淀相顆粒，在腐蝕過程中沉淀相脫落產(chǎn)生了大量腐蝕坑.此現(xiàn)象說明該區(qū)域的晶界和晶粒內(nèi)部都遭受到嚴(yán)重的腐蝕，并且已向基體內(nèi)部擴(kuò)展.WZ 晶粒腐蝕程度較HAZ減小，但晶界處裂紋尺寸較大，晶粒內(nèi)部發(fā)生輕微的表面脫落，這是由于該區(qū)域沉淀相在晶界處發(fā)生嚴(yán)重的連續(xù)偏析，沉淀相的脫落產(chǎn)生明顯的晶界裂紋.

圖6 晶間腐蝕形貌Fig.6 Morphologies of intergranular corrosion.(a) FSWHAZ; (b) FSW-WNZ; (c) TIG-HAZ; (d) TIG-WZ

表1 為焊縫不同區(qū)域的晶間腐蝕在深度方向的擴(kuò)展情況.BM 腐蝕深度約為124 μm ± 24 μm，F(xiàn)SW 焊縫的HAZ 和WNZ 腐蝕深度分別為52 μm ±11 μm 和8 μm ± 3 μm，TIG 焊焊縫HAZ 和WZ 的腐蝕深度分別為72 μm ± 15 μm 和26 μm ± 7 μm.焊縫各微區(qū)的腐蝕深度均小于BM 的腐蝕深度，且WZ 和WNZ 較HAZ 耐腐蝕性能更強(qiáng).而對(duì)比FSW與TIG 焊接頭，相應(yīng)區(qū)域下FSW 接頭的腐蝕深度均小于TIG 焊接頭，這是由于TIG 焊接頭在較大的熱輸入下沉淀相發(fā)生了嚴(yán)重的粗化與偏析，導(dǎo)致組織的耐腐蝕性能降低.

表1 晶間腐蝕深度（μm）Table 1 Depths of intergranular corrosion

2.2.2 剝落腐蝕

剝落腐蝕是晶間腐蝕的一種特殊形式，沿晶間發(fā)展，一層一層地剝蝕下去，故又稱成層腐蝕或片層腐蝕.晶粒結(jié)構(gòu)及定向程度、固溶體的分解及合金偏析等均會(huì)引起合金顯微組織及應(yīng)力發(fā)生變化，為剝蝕形成創(chuàng)造了條件.

圖7 為FSW 接頭在EXCO 試劑中不同腐蝕時(shí)間的表面宏觀形貌.在腐蝕3 h 后，接頭兩側(cè)BM最先發(fā)生腐蝕，腐蝕程度較重，而HAZ 和WNZ 腐蝕程度相對(duì)較弱.對(duì)于HAZ，該區(qū)僅受到熱循環(huán)作用，在升溫階段部分沉淀相固溶至基體，在隨后的冷卻過程中，這些固溶在基體內(nèi)的Cu 元素來不及析出，從而使得基體的平衡電位有所上升，其與沉淀相之間的平衡電位差較BM 變小，所以兩側(cè)HAZ的腐蝕程度較BM 均有所下降.對(duì)于WNZ，由于大塑性變形使得WNZ 的沉淀相顆粒分布更細(xì)小均勻，且在熱作用下沉淀相發(fā)生了溶解，沉淀相的變化使得該區(qū)的耐腐蝕性能顯著提高.隨著腐蝕時(shí)間的增加，BM 表面產(chǎn)生較多氧化產(chǎn)物而形成膜層保護(hù)后，HAZ 的腐蝕行為開始加速，最終96 h 后腐蝕形貌基本接近于BM 腐蝕形貌，而WNZ 腐蝕程度依然較輕，說明該區(qū)組織特性顯著提升了耐腐蝕性能.

圖7 FSW 接頭剝落腐蝕形貌Fig.7 Morphologies of exfoliation corroded FSW joints.(a) 3 h; (b) 6 h; (c) 12 h; (d) 24 h; (e) 48 h; (f) 96 h

圖8 為TIG 焊接頭在EXCO 試劑中不同腐蝕時(shí)間后的表面宏觀形貌.腐蝕初期，接頭兩側(cè)BM區(qū)最先發(fā)生腐蝕，其次HAZ 也發(fā)生了略微的腐蝕現(xiàn)象，而WZ 腐蝕程度相對(duì)較弱，僅在各層堆焊界面處發(fā)生輕微腐蝕.隨著腐蝕時(shí)間的增加，HAZ 腐蝕程度加大，且從底部逐漸向上部延伸.在腐蝕48 h后，焊縫打底層兩側(cè)熔合區(qū)發(fā)生明顯剝落現(xiàn)象，且隨著腐蝕時(shí)間的增加，剝落面積增大.此外，焊縫蓋面層和上部HAZ 腐蝕程度均較輕，未發(fā)生明顯的剝落現(xiàn)象.這是由于下部打底層經(jīng)歷了兩次熱輸入，晶粒粗化及沉淀相偏析嚴(yán)重降低了焊縫下部的耐腐蝕性能.

圖8 TIG 焊接頭剝落腐蝕形貌Fig.8 Morphologies of exfoliation corroded TIG welding joints.(a) 3 h; (b) 6 h; (c) 12 h; (d) 24 h; (e) 48 h; (f) 96 h

靜態(tài)失重曲線是簡(jiǎn)單且可靠的確定腐蝕速率的方法，它用于測(cè)量酸性加速腐蝕介質(zhì)下整個(gè)腐蝕期間的平均腐蝕速率，基于失重曲線，通過其對(duì)時(shí)間的一階微分可獲取腐蝕速率.

圖9 為不同腐蝕時(shí)間下接頭的質(zhì)量損失及腐蝕速率曲線，其中圖9b 虛線為圖9a 曲線的一階差分?jǐn)?shù)據(jù)，實(shí)線為擬合數(shù)據(jù).在腐蝕初期，兩種接頭的腐蝕速率均顯著低于BM 腐蝕速率，且FSW 接頭的腐蝕速率最低.隨著腐蝕時(shí)間的增加，BM 及FSW 接頭的質(zhì)量損失逐漸平緩，腐蝕速率降低較快，而TIG 焊接頭質(zhì)量損失逐漸增大，接頭腐蝕速率降低較緩.在腐蝕24 h 后，BM 及FSW 接頭的質(zhì)量損失已達(dá)到穩(wěn)定階段，TIG 焊接頭質(zhì)量損失仍顯著增長(zhǎng)，在腐蝕后期，接頭腐蝕速率與BM 的腐蝕速率已達(dá)到相同水平，而FSW 接頭的腐蝕速率仍顯著低于BM.

圖9 接頭剝落腐蝕質(zhì)量損失及腐蝕速率Fig.9 Mass loss and corrosion rate of exfoliation corroded joints.(a) mass loss curve; (b) corrosion rate curve

由于EXCO 溶液中含有Cl-和NO3-等較強(qiáng)的去極化劑，使得接頭的腐蝕程度比晶間腐蝕試驗(yàn)中更嚴(yán)重.鋁基體溶解而脫落的θ 相顆粒被氧化后，生成銅的氧化物，使局部呈現(xiàn)紅褐色.隨著反應(yīng)的進(jìn)行，腐蝕坑深度和面積逐步增加，相互連接成片，腐蝕產(chǎn)物堆積增多，由于腐蝕產(chǎn)物結(jié)構(gòu)疏松體積較大，產(chǎn)生楔入效應(yīng)，導(dǎo)致表面發(fā)生鼓包甚至脫落，造成層狀剝落.同時(shí)，一部分較為致密的氧化腐蝕產(chǎn)物仍覆蓋在基體表面，由于受到這些腐蝕產(chǎn)物的保護(hù)，基體腐蝕速率逐漸減小，腐蝕后期的失重行為逐漸轉(zhuǎn)向受腐蝕裂紋內(nèi)部腐蝕反應(yīng)所主導(dǎo).

2.2.3 電化學(xué)腐蝕

由于接頭各微區(qū)的微觀組織結(jié)構(gòu)存在差異，這會(huì)使得接頭各區(qū)域之間有腐蝕電位差的存在，而電位差可以推動(dòng)電偶腐蝕的發(fā)生.采用電化學(xué)測(cè)試手段可以定量地分析接頭上表面各區(qū)域之間存在的腐蝕電位差.圖10 為兩種焊縫不同區(qū)域進(jìn)行電化學(xué)腐蝕后得到的極化曲線.從極化曲線中得到FSW 和TIG 焊焊縫不同區(qū)域的腐蝕電位如表2 所示.腐蝕電位的負(fù)值越大，表明耐腐蝕性能越差.由表2 可以看出，兩種焊縫中各微區(qū)的腐蝕電位均高于BM，說明其耐腐蝕性均優(yōu)于BM，在腐蝕過程中焊縫作為陰極區(qū)首先受到保護(hù)，BM 作為陽極區(qū)被加速腐蝕溶解.通過對(duì)比兩種焊縫不同區(qū)域的腐蝕電位可以看出，F(xiàn)SW 焊縫WNZ 和HAZ 腐蝕電位均高于TIG 焊焊縫中的HAZ 和WZ 的腐蝕電位.因此，可以得出FSW 焊縫的耐腐蝕性能高于TIG 焊焊縫.

圖10 電化學(xué)腐蝕極化曲線Fig.10 Polarization curves of electrochemical corrosion

表2 腐蝕電位（V）Table 2 Corrosion potential

焊接過程中引起的顯著的微觀組織改變就是沉淀相在鋁合金基體中的固溶和再析出，特別是對(duì)于其主要強(qiáng)化相θ 相.焊接熱輸入促使這些沉淀相部分固溶至基體中，并在后續(xù)的冷卻過程中部分析出，這時(shí)基體中Cu 等高平衡電位的元素比例上升，且其帶來的劇烈塑性變形會(huì)實(shí)現(xiàn)這些沉淀相的剪切破碎并再分布，形成了較高的“電化學(xué)均質(zhì)”微觀結(jié)構(gòu).因此接頭的WNZ 和HAZ 微區(qū)對(duì)腐蝕過程更具抵抗力.此外，第二相的類型、體積分?jǐn)?shù)和形態(tài)也可能在腐蝕過程中起到極其關(guān)鍵的作用.由于FSW 的大塑性變形低熱輸入特征，其WNZ 內(nèi)的沉淀相往往傾向于再析出更加細(xì)小、均勻的新相，這在一定程度上抑制了局部點(diǎn)蝕的傾向性，提高了WNZ 的耐腐蝕性能.

3 結(jié)論

(1) FSW 過程因較低的熱輸入與強(qiáng)烈的機(jī)械攪拌作用，F(xiàn)SW 接頭抗拉強(qiáng)度達(dá)365 MPa ± 6 MPa，達(dá)到BM 的81%，較TIG 焊接頭強(qiáng)度提升約36%.

(2) FSW 接頭中WNZ 因其大塑性變形作用引發(fā)的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒細(xì)化及沉淀相回溶，組織電化學(xué)均質(zhì)性較好，在腐蝕過程中表現(xiàn)出了較好的表面鈍化性能和耐腐蝕性能；HAZ 受到了低于熔點(diǎn)的熱循環(huán)，部分沉淀相回溶，導(dǎo)致其沉淀相與基體間微電偶效應(yīng)減弱，耐腐蝕性能較BM 有一定提升.

(3) TIG 焊接頭中WZ 存在熔化-凝固過程，雖然沉淀相再析出量偏低，相間微電偶效應(yīng)較弱，初始耐腐蝕性能優(yōu)于BM，但是其粗大的晶界和少量焊接氣孔誘發(fā)了嚴(yán)重的縫隙腐蝕；TIG-HAZ 受到較大的熱輸入，晶粒粗化嚴(yán)重，耐腐蝕性能明顯低于FSW-HAZ.從剝離腐蝕速率可知，F(xiàn)SW 接頭具有較高的電化學(xué)均質(zhì)性，表現(xiàn)為更好的耐腐蝕性能，較TIG 焊接頭的腐蝕過程更耐腐蝕.