張 亮，董松浩，王 軍

（1.河北科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，河北 石家莊 050018；2.河北科技大學(xué)河北省材料近凈成形技術(shù)重點實驗室，河北 石家莊 050018；3.河北科技大學(xué)河北省航空輕質(zhì)復(fù)合材料與加工技術(shù)工程實驗室，河北 石家莊 050018）

0 前言

隨著能源匱乏和環(huán)境污染日益嚴重，在航空航天、汽車、高鐵等領(lǐng)域，結(jié)構(gòu)輕量化成為今后發(fā)展的主要趨勢。2A12-T42鋁合金具有質(zhì)量輕、比強度高等優(yōu)點，廣泛應(yīng)用于通用航空制造業(yè)中的蒙皮、隔框、儀表板等構(gòu)件的生產(chǎn)[1]。采用傳統(tǒng)的熔化焊焊接該合金，接頭易產(chǎn)生氣孔、裂紋等缺陷，力學(xué)性能較低[2]，目前在航空結(jié)構(gòu)件的生產(chǎn)中主要采用鉚接，但鉚接存在表面損傷、應(yīng)力集中等缺陷，且鉚接易增加結(jié)構(gòu)質(zhì)量，降低飛機的燃油經(jīng)濟性。

回填式攪拌摩擦點焊（Refill Friction Stir Spot Wedling，RFSSW）是在攪拌摩擦焊基礎(chǔ)上發(fā)明的一種新型固相點焊連接技術(shù)，具有結(jié)合強度高、焊接變形小、殘余應(yīng)力小、綠色節(jié)能等優(yōu)點[3]，有望在航空航天領(lǐng)域取代鉚接工藝。在RFSSW焊接過程中，焊點各區(qū)域由于受到的機械力作用和熱輸入量不同，導(dǎo)致微觀組織結(jié)構(gòu)存在較大差異，微觀組織結(jié)構(gòu)會對焊點的力學(xué)性能和耐蝕性產(chǎn)生較大影響[4]，從而對焊點在實際應(yīng)用過程中服役狀態(tài)提出考驗，因此對RFSSW焊點的腐蝕性能進行研究尤為重要。

鋁合金材料的晶格本體、析出相和溶質(zhì)貧化區(qū)之間的電化學(xué)行為相差很大，導(dǎo)致晶界比晶粒內(nèi)部更易腐蝕，點蝕或縫隙腐蝕會發(fā)展為晶間腐蝕，甚至發(fā)展成剝蝕，對材料性能及使用安全性產(chǎn)生巨大影響[5-9]。本文主要研究飛機機身壁板材料2A12-T42鋁合金回填式攪拌摩擦點焊焊點的腐蝕行為，對RFSSW焊點合金金相組織與焊點的剝蝕行為進行了觀察，探究2A12-T42鋁合金RFSSW焊點表面的腐蝕行為及腐蝕機理，為RFSSW工藝制造飛機壁板的防腐設(shè)計提供理論依據(jù)。

1 試驗材料及方法

1.1 試驗材料

試驗?zāi)覆臑?.0 mm厚的2A12-T42鋁合金，其化學(xué)成分如表1所示，屬于Al-Cu系中的高強度熱處理鋁合金，材料經(jīng)固溶處理后，再經(jīng)自然時效至穩(wěn)定狀態(tài)。試驗之前，先去除鋁合金表層的包鋁層，然后用丙酮試劑去除表面油污，再進行焊接試驗。

表1 2A12-T42鋁合金化學(xué)成分 %Table 1 Chemical composition content of 2A12-T42 alloy

1.2 焊接方法

采用RPS-100型回填式攪拌摩擦焊機，試件采用搭接形式，搭接尺寸40 mm×40 mm；攪拌工具由壓緊環(huán)、套筒和攪拌針三部分組成，套筒直徑9 mm，攪拌針直徑6 mm。

采用套筒下扎和攪拌針回填的方式進行焊接，通過控制套筒和攪拌針轉(zhuǎn)動和相對運動，對焊接試件焊點實現(xiàn)下扎和回填兩個過程，焊接完成后形成平整、無退出孔的RFSSW焊點，焊接過程如圖1所示。

分別采用體式顯微鏡觀察焊點表面成形，采用Keller試劑侵蝕試樣，使用金相顯微鏡觀察點焊接頭不同區(qū)域的微觀組織及析出相，腐蝕試驗參照HB 5455-1990《鋁合金剝層腐蝕試驗方法》標(biāo)準，腐蝕溶液采用EXCO溶液，溫度25±1℃，溶液體積與試樣面積之比保持在10～30 mL/cm2，腐蝕過程浸泡96 h，定期觀察試樣表面變化，對比分析焊點表面不同區(qū)域的耐腐蝕性。

圖1 RFSSW原理Fig.1 Schematic diagram of RFSSW

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 焊點表面微觀組織

根據(jù)焊接過程中RFSSW焊點表面不同區(qū)域所受熱輸入、機械力作用的差異，將焊點表面分為攪拌針作用區(qū)（PAZ）、軸肩作用區(qū)（SAZ）、熱機械影響區(qū)（TMAZ）、熱影響區(qū)（HAZ）以及母材（BM），其位置如圖2所示?？梢钥闯鲈跀嚢栳樅吞淄沧饔孟?，RFSSW焊點成形過程復(fù)雜，不同區(qū)域的金屬因機械力和熱循環(huán)過程的差異導(dǎo)致金屬組織及析出相存在較大差別。

圖2 RFSSW焊點表面宏觀Fig.2 Appearance of RFSSW joint

RFSSW焊點表面不同區(qū)域的微觀組織如圖3所示。焊核區(qū)（PAZ和SAZ）在攪拌針和套筒共同攪拌摩擦作用下，金屬組織發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶，由于受到攪拌工具的直接攪拌作用，晶粒在熱作用下并未長大，而是直接被打碎，形成細小均勻的等軸晶，析出相也在攪拌工具作用下被打碎，均勻細小地分布在基體中。從圖3可以看出，由于試驗采取軸套下扎的方式，SAZ的晶粒攪拌破碎程度較PAZ更為徹底，因此SAZ的晶粒與析出相的尺寸均略小于PAZ。熱機影響區(qū)（TMAZ）位于焊核區(qū)外邊緣，雖然未發(fā)生金屬攪拌，但受到套筒攪拌的影響，在摩擦熱和攪拌力的雙重作用下，金屬發(fā)生塑性變形，晶粒在沿著材料流動方向上被拉長，較其他區(qū)域明顯呈細長條狀分布。熱影響區(qū)（HAZ）的晶粒尺寸是焊點區(qū)域最粗大的，雖位于焊點外側(cè)，但未受到攪拌工具的直接攪拌作用，反而在摩擦熱作用下晶粒急劇長大。母材（BM）區(qū)域因未受攪拌工具的影響，晶粒仍為原始軋制組織，呈沿軋制方向排列的等軸晶，析出相均勻地分布在基體中，晶粒和析出相尺寸均小于HAZ。

析出相對鋁合金的耐蝕性影響較大，腐蝕的發(fā)生常常依附于晶界處的析出相，這是因為析出相與鋁合金基體之間存在較大的電位差，析出相導(dǎo)致陽極金屬首先發(fā)生溶解，形成腐蝕[10－11]，根據(jù)Al-Cu-Mg系合金富鋁角相圖[12]以及表1中Cu和Mg的質(zhì)量分數(shù)，判定該鋁合金的主要析出相為S相（Al2CuMg）。RFSSW在焊接過程中不僅會改變焊點表面的晶粒組織結(jié)構(gòu)，而且會改變析出相的尺寸、形貌和分布，圖3中黑色為焊點表面金屬的析出相，BM的析出相分布較為均勻，HAZ的析出相分布與母材相近，但尺寸有所增加，主要是HAZ在較大的焊接熱輸入影響下，晶界上的析出相發(fā)生粗化和聚集。TMAZ受到套筒高速旋轉(zhuǎn)下的剪力作用，析出相也在摩擦熱與機械力作用下被打碎，尺寸較BM有所減小，并呈一定的方向分布狀態(tài)。焊核區(qū)SAZ和PAZ在攪拌工具的劇烈攪拌作用下，析出相回溶，并均勻分布于基體中，但由于SAZ區(qū)域的攪拌作用更為劇烈，導(dǎo)致相比PAZ，其析出相尺寸更為細小，分布也更加均勻。

圖3 焊點表面不同區(qū)域的微觀組織形貌Fig.3 Microstructure morphology on top surface of RFSSW joint in the different regions

2.2 剝蝕形貌觀察

焊點表面腐蝕的發(fā)生與基體材料中的析出相密切相關(guān)。2A12-T42中的析出相主要是S相（Al2CuMg），在溶液浸泡過程中S相與基體材料形成原電池，導(dǎo)致S相中的Mg元素作為陽極優(yōu)先發(fā)生溶解[13-14]，發(fā)生如下反應(yīng)：

S相中的Cu元素和Al元素以及基體材料作為陰極，發(fā)生吸氧反應(yīng)：

由于Mg元素含量較少，焊點在EXCO溶液中繼續(xù)浸泡一段時間，導(dǎo)致晶界處的Mg元素完全溶解，腐蝕產(chǎn)物開始從焊點表面剝落，此時腐蝕反應(yīng)繼續(xù)發(fā)生，由于S相中Mg元素的溶解，導(dǎo)致Cu元素富集，Cu元素的電極電位較高，相對于基體材料作為陰極，導(dǎo)致基體材料作為陽極發(fā)生溶解，發(fā)生如下反應(yīng)：

于是，由于原電池反應(yīng)，腐蝕優(yōu)先在晶界上腐蝕，導(dǎo)致在晶界處發(fā)生連續(xù)的陽極溶解通道，隨著腐蝕的繼續(xù)進行，發(fā)生較短時間的晶間腐蝕。在晶間腐蝕過程中，腐蝕產(chǎn)物增加，體積膨脹，由于楔入效應(yīng)而產(chǎn)生一定的張力，從而使表面金屬發(fā)生層狀開裂和剝落，發(fā)生剝蝕[15-17]。

RFSSW焊點在EXCO溶液中浸泡0～96 h的宏觀表面形貌如圖4所示，焊點各個區(qū)域的腐蝕行為存在較大差異。

圖4 焊點表面不同區(qū)域的腐蝕形貌Fig.4 Corrosion morphology on top surface of RFSSW joint in the different regions

在浸泡2 h后焊點各個區(qū)域宏觀無明顯變化，當(dāng)浸泡腐蝕5 h后腐蝕區(qū)域增加，Mg元素首先發(fā)生溶解，造成析出相的邊緣發(fā)生輕微的局部腐蝕，由于Mg元素溶解后的析出相中含有Cu元素，其腐蝕電位高于鋁合金基體，因此析出相周圍鋁合金基體金屬發(fā)生溶解，形成點蝕坑，隨著腐蝕時間的增加，腐蝕程度逐漸加劇，因而產(chǎn)生晶間腐蝕。當(dāng)腐蝕時間增至24 h后，隨著析出相周圍鋁合金溶解，析出相從焊點表面區(qū)域脫落。由于焊核區(qū)SAZ和PAZ的析出相尺寸較小，點蝕坑相對于焊點其他三個區(qū)域較小，但在HAZ發(fā)生嚴重的晶間腐蝕，腐蝕液進入RFSSW焊點內(nèi)部，內(nèi)部金屬腐蝕加劇，導(dǎo)致腐蝕電化學(xué)反應(yīng)在焊點次表層進行，隨著腐蝕產(chǎn)物的生成，表層金屬逐步被掀起，即出現(xiàn)剝蝕現(xiàn)象。隨著析出相尺寸的增加，金屬表面出現(xiàn)剝蝕的現(xiàn)象越加明顯，腐蝕96 h后，HAZ、TMAZ、BM和PAZ均出現(xiàn)不同程度的剝蝕現(xiàn)象，而析出相尺寸最小的SAZ未見明顯的剝蝕現(xiàn)象。

采用靜態(tài)失重試驗進行RFSSW焊點腐蝕速率的定量分析。將RFSSW焊點與母材分別在EXCO溶液中浸泡96 h，稱量試樣，結(jié)果如表2所示，焊點平均腐蝕速率為5.63 g/（m2·h），而母材平均腐蝕速率為3.42 g/（m2·h），RFSSW焊點的平均腐蝕速率大于母材的，主要原因是焊點的HAZ范圍相對較大且耐腐蝕性能下降較多，導(dǎo)致焊點的耐腐蝕能力下降，2A12-T42鋁合金母材的耐腐蝕性能優(yōu)于RFSSW焊點。

表2 焊點靜態(tài)失重試驗數(shù)據(jù)Table 2 Data of static weight loss test of RFSSW joint

2.3 極化曲線測試

針對RFSSW焊點不同的腐蝕行為進行極化曲線測試分析，主要測試PAZ、SAZ和HAZ的極化曲線（因TMAZ區(qū)域?qū)挾冗^于窄小，將其與HAZ合并），并與BM進行對比。研究表明，腐蝕電位越高，在熱力學(xué)上金屬越穩(wěn)定，而腐蝕電流值越大，在動力學(xué)上金屬腐蝕速度越大[6]。試驗測得各個區(qū)域極化曲線如圖5所示，由于RFSSW焊點各個區(qū)域生成的組織和析出相尺寸有所差異，造成金屬腐蝕行為產(chǎn)生差異，導(dǎo)致焊點各個區(qū)域的腐蝕電位也存在差異。

圖5 焊點不同區(qū)域的極化曲線Fig.5 Potentiodynamic polarization curve of RFSSW joint in the different regions

由圖5可知，HAZ的自腐蝕電位最低，為-0.383V；母材的自腐蝕電位最高，為-0.336 V；SAZ和PAZ的自腐蝕電位介于兩者之間，分別為-0.361V和-0.353V；說明HAZ在腐蝕溶液中的化學(xué)穩(wěn)定性最低，而母材的穩(wěn)定性最高。根據(jù)極化曲線換算求出焊點不同區(qū)域的自腐蝕電流，結(jié)果如表3所示。HAZ的自腐蝕電流密度最大，為2.5 μA/cm2，說明此區(qū)域腐蝕傾向最大，腐蝕速率最高；母材的自腐蝕電流密度達到1.18 μA/cm2，說明母材的腐蝕速率低于HAZ；而SAZ和PAZ的自腐蝕電流密度低于以上兩個區(qū)域，PAZ的自腐蝕電流密度為0.67 μA/cm2，較SAZ的更大，表明SAZ的耐腐蝕性優(yōu)于PAZ。因此，焊點各區(qū)域的耐蝕性由好到差依次為：SAZ、PAZ、BM、HAZ/TMAZ。從極化曲線測試結(jié)果可以看出，RFSSW焊點不同區(qū)域的耐腐蝕性能與剝蝕試驗結(jié)果相符。

表3 焊點不同區(qū)域電化學(xué)參數(shù)Table 3 Electrochemical data for different regions of RFSSW joint

3 結(jié)論

（1）2A12-T4鋁合金RFSSW焊點金屬組織與析出相形態(tài)有差異性，SAZ與PAZ在攪拌工具直接攪拌下晶粒細小，TMAZ受到攪拌工具熱力作用，金屬組織與析出相呈一定方向分布，HAZ在較大焊接熱輸入影響下，晶粒長大，析出相粗化聚集。

（2）2A12-T42鋁合金RFSSW焊點表面各區(qū)域的耐蝕性存在差異，HAZ耐腐蝕能力最低，首先出現(xiàn)點蝕并發(fā)展成為剝蝕，SAZ耐腐蝕能力最高。RFSSW焊點的耐腐蝕能力低于母材。

（3）極化曲線測試表明，RFSSW焊點不同區(qū)域耐蝕性由好到差依次為：SAZ、PAZ、BM、HAZ/TMAZ。