7075鋁合金FSW焊接接頭在海水中的腐蝕演化行為

白林越,邵 飛,馬青娜,徐 倩,嚴(yán)心彤

(陸軍工程大學(xué)野戰(zhàn)工程學(xué)院,南京 210001)

鋁合金具有塑性好、比強(qiáng)度高、比剛度大等優(yōu)點(diǎn),被廣泛用于海洋工程領(lǐng)域[1-3]。隨著工程結(jié)構(gòu)對(duì)鋁合金強(qiáng)度需求的逐步提高,高強(qiáng)度鋁合金焊接難度大的問題逐漸凸顯[4-5]。為了解決高強(qiáng)度鋁合金的焊接難題,攪拌摩擦焊(FSW)因熱變形小、焊縫質(zhì)量高等優(yōu)點(diǎn)得到應(yīng)用[6-7]。雖然高強(qiáng)度鋁合金FSW焊接接頭具有較優(yōu)的焊接質(zhì)量和力學(xué)性能,但在海洋腐蝕介質(zhì)的影響下仍會(huì)成為腐蝕損傷萌生的敏感區(qū)域,影響高強(qiáng)度鋁合金焊接結(jié)構(gòu)在海洋環(huán)境中的服役性能[8-10]。

現(xiàn)有研究指出,鋁合金基材在海洋環(huán)境中的腐蝕損傷由第二相的析出和遷移決定:隨著鋁合金從固溶溫度冷卻至室溫,晶界處首先聚集并析出第二相粒子(MgSi2、Al2CuMg等),造成基體中溶質(zhì)原子的過飽和度降低。當(dāng)鋁合金中Mg的質(zhì)量分?jǐn)?shù)超過3%時(shí),Mg向晶界移動(dòng),使晶界第二相粒子與基體(Al)首先發(fā)生電偶腐蝕。第二相粒子周圍的基體逐漸溶解,形成網(wǎng)狀的晶間腐蝕形貌[11-14]。此外,海洋環(huán)境中的Cl-進(jìn)入鋁合金基體后會(huì)在晶體內(nèi)外電位差的推動(dòng)下沿晶間移動(dòng),削弱晶體間的鍵合力[15-16]。與鋁合金基材相比,鋁合金FSW焊接接頭的腐蝕損傷行為更為復(fù)雜:焊接接頭在形成過程中會(huì)受到攪拌針擾動(dòng)和高溫?zé)彷斎氲挠绊?形成顯微組織結(jié)構(gòu)各異的焊核區(qū)(WNZ)、熱力影響區(qū)(TMAZ)和熱影響區(qū)(HAZ)[17-18]。由于顯微組織結(jié)構(gòu)不同,鋁合金FSW焊接接頭各區(qū)域的腐蝕損傷行為存在差異,這增大了接頭腐蝕損傷演化行為的復(fù)雜性[19-21]。

目前,針對(duì)鋁合金FSW焊接接頭海水腐蝕行為的研究報(bào)道較少,且鮮有針對(duì)腐蝕損傷演化行為的研究,難以全面評(píng)估高強(qiáng)鋁合金焊接接頭的耐蝕性。因此,筆者針對(duì)7075鋁合金FSW焊接接頭的海水腐蝕演化行為展開研究,綜合剖析了FSW焊接接頭各區(qū)域及基材的腐蝕損傷演化過程,分析了其中的演化機(jī)理,以期推動(dòng)高強(qiáng)度鋁合金在海洋環(huán)境中的應(yīng)用。

1 試驗(yàn)

1.1 基材及其焊接工藝

選用7075-T6鋁合金,抗拉強(qiáng)度為540 MPa,屈服應(yīng)力為470 MPa,斷后伸長(zhǎng)率為10%,化學(xué)成分如表1所示。FSW焊接采用SN-TS1106-6T-2D型焊接完成,被焊板件尺寸為175 mm×150 mm×10 mm,焊后板件尺寸為300 mm×175 mm×10 mm,焊接工藝參數(shù)如下:主軸轉(zhuǎn)速700 r/min,焊接速率150 mm/min,攪拌頭傾角2.5°,攪拌針轉(zhuǎn)動(dòng)方向?yàn)槟鏁r(shí)針方向。

表1 7075-T6鋁合金的化學(xué)成分Tab. 1 Chemical composition of 7075-T6 aluminum alloy %

1.2 試驗(yàn)方法

1.2.1 顯微組織觀察

顯微組織觀察試樣在距焊縫中心線100 mm范圍內(nèi)截取,尺寸為40 mm×20 mm×10 mm。試樣表面用砂紙逐級(jí)打磨后,利用磨拋機(jī)拋光。金相試樣侵蝕劑選用1 mL HF+1.5 mL HCl+2.5 mL HNO3+95 mL H2O混合溶液,侵蝕時(shí)間為20 s。采用光學(xué)顯微鏡觀察試樣的顯微組織。

1.2.2 加速腐蝕試驗(yàn)

為獲得鋁合金焊接接頭在海水中的腐蝕演化過程,采用張衛(wèi)方等[22]提出的加速腐蝕試驗(yàn)方法:采用60 ℃充氧的6.0%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))NaCl溶液,腐蝕時(shí)間分別為10,20,32 d,母材及焊接接頭各區(qū)域在每個(gè)時(shí)間節(jié)點(diǎn)均設(shè)有一組腐蝕試樣,包括母材(BM)、焊核區(qū)(WNZ)、熱力影響區(qū)(TMAZ)和熱影響區(qū)(HAZ)。已進(jìn)行電化學(xué)腐蝕試驗(yàn)的試樣不可繼續(xù)使用,以避對(duì)腐蝕過程產(chǎn)生干擾。試驗(yàn)后采用去離子水對(duì)試樣表面進(jìn)行清洗,對(duì)加速腐蝕10,20,32 d的試樣進(jìn)行表面腐蝕形貌觀察、腐蝕產(chǎn)物能譜分析(EDS)和靜態(tài)失重試驗(yàn),用于分析焊接接頭各區(qū)域在海水中的腐蝕演化過程。

1.2.3 電化學(xué)腐蝕試驗(yàn)

電化學(xué)腐蝕試驗(yàn)采用Parstat 2273型電化學(xué)工作站完成,參比電極和輔助電級(jí)分別為飽和甘汞電極(SCE)和鉑電極。試驗(yàn)時(shí)首先進(jìn)行開路電位測(cè)試,待電位穩(wěn)定后(約30 min)以0.5 mV/s的掃描速率進(jìn)行動(dòng)電位極化曲線測(cè)量。測(cè)量對(duì)象包括7075鋁合金基材及FSW焊接接頭各個(gè)區(qū)域試樣,電化學(xué)腐蝕試驗(yàn)?zāi)覆脑嚇映叽鐬?0 mm×10 mm×3 mm,焊接接頭各區(qū)域試樣尺寸為50 mm×50 mm×10 mm。試樣表面經(jīng)砂紙(600～1200號(hào))逐級(jí)打磨后,用拋光機(jī)拋光,以排除表面劃痕和初始損傷對(duì)動(dòng)電位極化曲線測(cè)量結(jié)果的影響。腐蝕溶液為3.5% NaCl溶液(模擬海水),溫度25 ℃。試樣的工作面積為10 mm2,試樣非工作面利用環(huán)氧樹脂和硅膠密封。

2 結(jié)果與討論

2.1 顯微組織

由圖1可見:BM試樣表面晶粒較為粗大,具有明顯的軋制態(tài),形成了細(xì)長(zhǎng)的條帶組織,晶粒沿軋制方向明顯拉長(zhǎng)。WNZ試樣受到攪拌針擾動(dòng)和摩擦熱的影響最嚴(yán)重,高溫?zé)彷斎胧箶嚢桀^周圍晶體形成軟化層,并在機(jī)械擾動(dòng)的作用下發(fā)生塑性流動(dòng),不同流層之間因流速不同而產(chǎn)生黏性摩擦剪應(yīng)力[23],板條狀晶體組織被黏性摩擦剪應(yīng)力拉長(zhǎng)而發(fā)生強(qiáng)烈的彎曲變形。當(dāng)彎曲變形超過晶體承受的極限時(shí),原有板條狀組織晶界被破壞并重新形成無序、無方向性、細(xì)小均勻的等軸晶[24-25]。TMAZ試樣雖然在焊接過程中同樣經(jīng)歷了摩擦熱和機(jī)械擾動(dòng)的雙重作用,但該區(qū)域離攪拌針較遠(yuǎn),所受攪拌力遠(yuǎn)遠(yuǎn)小于WNZ試樣,變形應(yīng)力不足以引發(fā)再結(jié)晶過程。雖然TMAZ試樣的顯微組織存在彎曲變形,但仍保留較粗大的顯微組織。HAZ試樣由于離焊接區(qū)較遠(yuǎn),沒有受到攪拌針擾動(dòng)作用的影響,僅在摩擦熱輸入的影響下發(fā)生了晶體膨脹。HAZ試樣的顯微組織結(jié)構(gòu)與BM試樣相近,但更粗大。

(a) WNZ (b) TMAZ (c) HAZ (d) BM圖1 焊接接頭各區(qū)及母材試樣的顯微組織Fig .1 Microstructure of various zones of welded joints (a-c) and base metal (d)

7075鋁合金FSW焊接接頭在形成過程中受到攪拌針擾動(dòng)和摩擦熱輸入的影響,產(chǎn)生了晶體結(jié)構(gòu)各異的顯微組織結(jié)構(gòu),這是焊接接頭各區(qū)域及母材存在差異的重要原因[26]。

2.2 各區(qū)域試樣的腐蝕損傷演化過程

2.2.1 WNZ試樣

由圖2可見:經(jīng)過10 d加速腐蝕試驗(yàn)后,WNZ試樣表面同時(shí)出現(xiàn)多種腐蝕特征,即點(diǎn)蝕、晶間腐蝕和剝落腐蝕,各類腐蝕的程度都較為輕微。加速腐蝕20 d后,晶間腐蝕成為WNZ試樣表面的主要腐蝕類型,且表面覆蓋了疏松的腐蝕產(chǎn)物,局部放大可見由沉淀相脫落引起的橢圓形凹坑[27]。加速腐蝕32 d后,WNZ試樣表面出現(xiàn)了嚴(yán)重的剝落腐蝕,且在剝落腐蝕表面覆蓋有較多的白色顆粒狀腐蝕產(chǎn)物,在部分腐蝕產(chǎn)物脫落區(qū)域可觀察到新生的晶間腐蝕特征,并存在進(jìn)一步引發(fā)剝落腐蝕的趨勢(shì)。綜上所述,WNZ試樣在模擬海水中腐蝕損傷的演化是點(diǎn)蝕→晶間腐蝕→剝落腐蝕的往復(fù)循環(huán)過程。

(a) 10 d (b) 20 d (c) 32 d圖2 WNZ試樣經(jīng)過不同時(shí)間加速腐蝕試驗(yàn)后的表面微觀形貌Fig. 2 Surface micro-morphology of WNZ samples after accelerated corrosion tests for different time

能譜分析結(jié)果表明:經(jīng)過10d加速腐蝕后,剝落腐蝕周圍并未發(fā)現(xiàn)Mg元素,表明Mg元素已經(jīng)優(yōu)先溶解。究其原因,Mg比Cu和Zn更活潑,在腐蝕過程中會(huì)留下富含Cu的殘留顆粒,這種殘留顆粒的腐蝕電位高于鋁合金基體,作為陰極使其周圍的Al發(fā)生溶解,導(dǎo)致點(diǎn)蝕。圖2(a)中位置2處的能譜分析結(jié)果表明,腐蝕產(chǎn)物主要包含Al、O、Mg、Si、Zn,說明WNZ在形成過程中產(chǎn)生了η相(MgZn2)[28],見圖3。η相在3.5% NaCl溶液中的自腐蝕電位為-1.05～-1.035 V(Al的自腐蝕電位約為-0.6 V),WNZ試樣的晶間η相在腐蝕過程中作為陽極相優(yōu)先溶解,導(dǎo)致了晶間腐蝕的發(fā)生[29]。

由圖2還可見,7075鋁合金在FSW焊接過程中的焊接熱循環(huán)會(huì)導(dǎo)致晶界處析出MgZn2、AlCuMg和Al2CuMg相。其中,WNZ試樣中分布較多的是橢圓狀A(yù)lCuMg相以及膠囊狀相Al2CuMg,AlCuMg和Al2CuMg相,其腐蝕電位由于Cu元素的存在相對(duì)較高,在NaCl溶液中AlCuMg和Al2CuMg相作為陰極加速Al溶解[27]。隨著周圍鋁基體溶解,AlCuMg相和Al2CuMg相發(fā)生脫落,導(dǎo)致了腐蝕產(chǎn)物表面橢圓形凹坑的產(chǎn)生[28]。受到腐蝕產(chǎn)物層的抑制作用,WNZ試樣的腐蝕速率有所降低,但點(diǎn)蝕仍繼續(xù)向基體內(nèi)部深入,并在點(diǎn)蝕坑底部發(fā)生了嚴(yán)重的晶間腐蝕裂紋。

加速腐蝕達(dá)到32 d后,晶間腐蝕裂紋寬度逐漸增加。NaCl溶液中的氯離子通過晶界通道滲入到基體內(nèi)部。當(dāng)氯離子與晶粒的底部接觸時(shí),底部晶粒晶界被腐蝕并與相鄰的晶粒脫離而形成剝落腐蝕。由于WNZ試樣中的晶粒直徑僅為2～3 μm,每層剝落腐蝕的深度較淺[29]。通過對(duì)剝落腐蝕表面覆蓋的層狀腐蝕產(chǎn)物顆粒進(jìn)行EDS分析發(fā)現(xiàn),該腐蝕產(chǎn)物的組成元素包括Al、O、Si、Mg、Zn,這些元素主要來源于強(qiáng)化相MgZn2、AlCuMg和Al2CuMg相。

(a) 位置1

(b) 位置2圖3 經(jīng)過10 d加速腐蝕試驗(yàn)后,WNZ試樣表面不同位置的腐蝕產(chǎn)物能譜分析結(jié)果Fig .3 EDS analysis results of corrosion products at different positions on the surface of the WNZ sample after 10 days of accelerated corrosion testing

2.2.2 TMAZ試樣

由圖4可見:經(jīng)過10 d加速腐蝕試驗(yàn)后,TMAZ試樣發(fā)生了明顯的晶間裂紋和剝落腐蝕,剝落腐蝕上層已經(jīng)有部分脫落,且在剝落腐蝕區(qū)域形成了較大點(diǎn)蝕坑。隨著腐蝕時(shí)間延長(zhǎng)至20 d,局部區(qū)域出現(xiàn)了狹長(zhǎng)的腐蝕損傷,并伴有點(diǎn)蝕損傷。經(jīng)過32 d加速腐蝕后,狹長(zhǎng)區(qū)域形成了層狀的剝落腐蝕損傷,點(diǎn)蝕深度和寬度逐漸增大,且多個(gè)點(diǎn)蝕坑相互連通,點(diǎn)蝕的覆蓋范圍也逐漸增大。局部腐蝕區(qū)域放大后可見明顯的晶間腐蝕裂紋和剝落腐蝕的分層痕跡,說明TMAZ試樣的腐蝕已經(jīng)歷了點(diǎn)蝕→晶間腐蝕→剝落腐蝕的多次循環(huán)過程。EDS結(jié)果表明,TMAZ試樣表面的腐蝕產(chǎn)物成分與WNZ相近,主要為Al、O、Si、Mg、Zn。

(a) 10 d (b) 20 d (c) 32 d圖4 TMAZ試樣經(jīng)過不同時(shí)間加速腐蝕試驗(yàn)后的表面微觀形貌Fig .4 Surface micro-morphology of TMAZ samples after accelerated corrosion tests for different time

TMAZ的腐蝕演化過程表明,TMAZ試樣的腐蝕是由點(diǎn)蝕到晶間腐蝕最后迅速發(fā)展為剝落腐蝕的過程。這一過程循環(huán)進(jìn)行,使腐蝕區(qū)域的面積和深度不斷擴(kuò)大,腐蝕損傷程度明顯大于WNZ試樣。究其原因,點(diǎn)蝕產(chǎn)生于晶粒較大的沉淀析出相位置,而在鋁合金晶界上析出連續(xù)的晶界沉淀相區(qū)域是晶間腐蝕和剝落腐蝕敏感區(qū)域,在TMAZ晶界沉淀相區(qū)產(chǎn)生了狹長(zhǎng)的腐蝕帶[30]。隨著腐蝕時(shí)間的延長(zhǎng),這一狹長(zhǎng)腐蝕帶逐漸變寬變深,腐蝕區(qū)域面積逐漸變大。

2.2.3 HAZ試樣

由圖5可見:經(jīng)過10 d加速腐蝕試驗(yàn)后,HAZ試樣表面的腐蝕分布不均勻,大部分區(qū)域發(fā)生了剝落腐蝕,但是剝落腐蝕層很薄,小部分區(qū)域發(fā)生點(diǎn)蝕和晶間腐蝕。隨著腐蝕時(shí)間的延長(zhǎng)(20 d),晶間腐蝕程度更嚴(yán)重,剝落腐蝕面積更大,剝落腐蝕區(qū)域出現(xiàn)了大片脫落現(xiàn)象。加速腐蝕32 d后,腐蝕進(jìn)一步深入基體,剝落腐蝕的層數(shù)更多,腐蝕損傷程度明顯大于WNZ和TMAZ試樣。這表明隨著腐蝕時(shí)間的延長(zhǎng),HAZ試樣以剝落腐蝕為主。對(duì)表面腐蝕產(chǎn)物進(jìn)行EDS分析發(fā)現(xiàn),其主要含Al和O元素,且Al與O的原子比接近于1∶3,即HAZ試樣的腐蝕產(chǎn)物主要為Al2O3。此外,由于鋁合金中Mg2Si相的電位低于鋁基體,在NaCl溶液中作為陽極會(huì)使其中的Mg優(yōu)先溶解,剩余的Si與O結(jié)合生成SiO2,作為腐蝕產(chǎn)物附著在金屬表面[31]。

(a) 10 d (b) 20 d (c) 32 d圖5 HAZ試樣經(jīng)過不同時(shí)間加速腐蝕試驗(yàn)后的表面微觀形貌Fig .5 Surface micro-morphology of HAZ samples after accelerated corrosion tests for different time

2.2.4 BM試樣

由圖6可見:經(jīng)過10 d加速腐蝕試驗(yàn)后,BM試樣表面大部分區(qū)域發(fā)生了大小、深淺不同的點(diǎn)蝕,部分區(qū)域點(diǎn)蝕互相連通形成了更大的點(diǎn)蝕坑;加速腐蝕20 d后,局部位置發(fā)生點(diǎn)蝕和輕微的晶間腐蝕,部分區(qū)域覆蓋了一層薄薄的光亮腐蝕產(chǎn)物膜,而其他位置發(fā)生較嚴(yán)重的晶間腐蝕。由于腐蝕產(chǎn)物膜對(duì)腐蝕具有一定的阻礙作用,腐蝕產(chǎn)物膜覆蓋區(qū)域的晶間腐蝕程度較輕。EDS分析發(fā)現(xiàn),腐蝕產(chǎn)物主要為Al2O3、SiO2。隨著腐蝕時(shí)間延長(zhǎng)至32 d,BM試樣表面同時(shí)產(chǎn)生了點(diǎn)蝕坑和剝落腐蝕損傷,且在剝落腐蝕損傷底部存在由晶體脫落引起的孔洞。綜上所述,BM試樣的腐蝕是由點(diǎn)蝕到晶間腐蝕,最后形成剝落腐蝕。由于剝落腐蝕分層痕跡的存在,這一過程會(huì)在局部區(qū)域循環(huán)進(jìn)行,引起剝落腐蝕深度和尺寸的增大。

(a) 10 d (b) 20 d (c) 32 d圖6 BM試樣經(jīng)過不同時(shí)間加速腐蝕試驗(yàn)后的表面微觀形貌Fig .6 Surface micro-morphology of BM samples after accelerated corrosion tests for different time

BM試樣的腐蝕演化過程與焊接接頭各區(qū)域的基本相同,均沿著點(diǎn)蝕→晶間腐蝕→剝落腐蝕的過程循環(huán)發(fā)生。但對(duì)比腐蝕損傷的范圍及尺寸發(fā)現(xiàn),BM試樣的腐蝕損傷程度總體弱于焊接接頭各區(qū)域試樣,FSW焊接過程中攪拌頭的擾動(dòng)作用和摩擦熱輸入降低了焊接接頭的耐蝕性。

2.3 極化曲線

由圖7和表2可見,7075鋁合金母材(BM)及FSW焊接接頭各區(qū)域在腐蝕初期的腐蝕電位由高到低依次為WNZ、BM、TMAZ和HAZ。與BM相比,WNZ細(xì)小的等軸晶使區(qū)域內(nèi)的腐蝕電位升高,耐蝕性升高[32]。而TMAZ和HAZ受到攪拌針擾動(dòng)和摩擦熱輸入的影響,晶體結(jié)構(gòu)內(nèi)能升高,激活能降低,耐腐蝕性能均顯著降低[33]。從腐蝕電流密度來看,焊接接頭不同區(qū)域中低腐蝕電位并不一定對(duì)應(yīng)更大的腐蝕電流密度。這是由于鋁合金在陽極溶解過程中,有未溶解的金屬微小晶?；虻诙嗔Ｗ用撀?此時(shí)微小晶?；蛘吡Ｗ右矔?huì)進(jìn)行腐蝕反應(yīng),使得參與腐蝕的金屬面積增大,影響測(cè)量結(jié)果[34]。

圖7 7075鋁合金母材及FSW焊接接頭各區(qū)域試樣在3.5% NaCl溶液中的極化曲線Fig .7 Polarization curves of 7075 aluminum alloy substrate samples and FSW welded joint samples at various areas in 3.5% NaCl solution

表2 極化曲線擬合結(jié)果Tab. 2 Fitting results of polarization curves

2.4 腐蝕質(zhì)量損失速率

由圖8可見:經(jīng)過相同時(shí)間腐蝕后,BM試樣和焊接接頭各區(qū)域試樣的腐蝕質(zhì)量損失由小到大依次為BM

圖8 7075鋁合金母材及FSW焊接接頭各區(qū)域試樣經(jīng)過不同時(shí)間加速腐蝕試驗(yàn)后的腐蝕速率Fig .8 Corrosion rates of 7075 aluminum alloy substrate samples and FSW welded joint samples at different areas after accelerated corrosion testing for different times

3 結(jié)論

(1) 7075鋁合金FSW焊接接頭各區(qū)域在形成過程中受到的摩擦熱輸入和攪拌針擾動(dòng)程度不同,形成了不同的顯微組織和第二相分布,這是焊接接頭各區(qū)域及母材的腐蝕形貌特征及耐蝕性不同的主要原因。

(2) 隨著腐蝕時(shí)間的延長(zhǎng),焊接接頭各區(qū)域的腐蝕損傷按照點(diǎn)蝕→晶間腐蝕→剝落腐蝕的順序演變,并循環(huán)往復(fù)進(jìn)行。由于接頭各區(qū)域的耐腐蝕性能存在差異,各區(qū)域在同一腐蝕時(shí)間下會(huì)出現(xiàn)不同的腐蝕損傷特征。

(3) 7075鋁合金FSW焊接接頭各區(qū)域試樣的海水腐蝕損傷速率均低于BM試樣,且HAZ試樣在腐蝕過程中的腐蝕電位最低、腐蝕失重速率最高、腐蝕損傷程度最重,這是FSW焊接接頭耐腐蝕性能最差的區(qū)域。