韓 磊，楊 峰,2，石端虎,2，夏曉雷，陸興華

(1.徐州工程學(xué)院 機(jī)電工程學(xué)院，江蘇 徐州 221018；2.江蘇省大型工程裝備檢測與控制重點實驗室，江蘇 徐州 221018)

Al-Mg-Si系合金作是熱處理強(qiáng)化型鋁合金，具有較高強(qiáng)度和韌性、好的耐腐蝕性和焊接性。采用傳統(tǒng)電阻點焊技術(shù)進(jìn)行焊接，不僅能耗大、電極損耗大，接頭還存在氣孔、夾雜等缺陷[1]。攪拌摩擦點焊工藝作為一種新型固相連接技術(shù)，具有焊接溫度低、焊后結(jié)構(gòu)變形小及無污染等特點，廣泛應(yīng)用于航天航空、軌道交通及汽車制造領(lǐng)域[2]。在點焊過程中，塑性變形使得鋁合金內(nèi)部位錯數(shù)量急劇增加，自由能升高，同時點焊處晶粒會產(chǎn)生回復(fù)和動態(tài)再結(jié)晶[3]。攪拌摩擦點焊因接頭不同區(qū)域在焊接過程中受到的熱和力的作用不同，進(jìn)而表現(xiàn)出了腐蝕性能的差異。

目前關(guān)于鋁合金攪拌摩擦點焊研究主要集中于接頭力學(xué)性能、殘余應(yīng)力分布、塑性流變行為和溫度場測量及模擬等方面[4～6]。針對目前國內(nèi)外對鋁合金基體腐蝕行為開展了較多研究工作，候丹丹等對不同溫度和時間均勻化處理的T6態(tài)6082鋁合金進(jìn)行晶間腐蝕試驗，隨著均勻化溫度升高及均勻化處理時間延長，再結(jié)晶晶粒更加細(xì)小，抗晶間腐蝕性能均增加[7]。 單際強(qiáng)等通過動電位極化曲線和微觀腐蝕路徑分析，研究了鍛造、擠壓工藝對6082鋁合金電化學(xué)腐蝕行為的影響，研究表明在塑性變形流線中分布的第二相顆粒與基體之間的界面產(chǎn)生晶間腐蝕[8]。莊俊杰在硅酸鹽電解液體系中對6063鋁合金表面進(jìn)行微弧氧化(MAO)處理，硅酸鹽體系的膜層中存在較多Al9Si相，能為鋁合金提供較好的防護(hù)作用[9]。 但在攪拌摩擦點焊接頭腐蝕行為方面的研究還未深入開展。本試驗研究6061鋁合金焊后熱處理工藝對點焊接頭中顯微組織變化及腐蝕性能的影響，找出6061鋁合金摩擦攪拌點焊接頭腐蝕性能薄弱的區(qū)域，為日后進(jìn)一步提高該合金攪拌摩擦焊接接頭的性能提供依據(jù)和改進(jìn)方向。

1 試驗材料及方法

焊接所用母材為2 mm厚6061-T6鋁合金板材，其主要化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)為： Mg 0.815，Si 0.625，Mn 0.019，Cu 0.272， Fe 0.320，余量Al。攪拌摩擦點焊在SK-004型回填式攪拌摩擦點焊設(shè)備上進(jìn)行，選用的攪拌針直徑為5.2 mm，套筒外徑為9.0 mm，夾緊環(huán)外徑為18.0 mm，攪拌套旋轉(zhuǎn)速度2 000 r/min，焊接時間為2.5 s，下壓深度1.6 mm。焊后對鋁合金焊點進(jìn)行固溶處理和時效處理，固溶溫度為520 ℃，固溶時間2 h，時效溫度為150 ℃，時效時間1 h～16 h。

電化學(xué)測試在PAR STAT2273電化學(xué)工作站進(jìn)行，采用三電極體系，點焊鋁合金為工作電極，飽和甘汞電極 SCE為參比電極，石墨為輔助電極，介質(zhì)為質(zhì)量分?jǐn)?shù)3.5% NaCl的水溶液。試樣表面經(jīng)打磨拋光，保留有效工作面積為1 cm2，試樣背面點焊引出銅導(dǎo)線，并將非工作面部分采用環(huán)氧樹脂密封。試驗在室溫25 ℃條件下進(jìn)行，待開路電位OCP穩(wěn)定后，進(jìn)行電化學(xué)阻抗譜EIS測試，頻率范圍105～10-2Hz，測試時激勵信號幅值為10 mV的正弦波，動電位極化曲線掃描范圍為-1.5 V(vs SCE)～0.5 V(vs SCE)，掃描速率為10 mV/s。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 焊后熱處理態(tài)攪拌摩擦點焊接頭顯微組織

根據(jù)點焊過程中受熱和機(jī)械作用影響，接頭可分為焊核區(qū)(WNZ)、熱機(jī)影響區(qū)(TMAZ)、熱影響區(qū)(HAZ)等。WNZ位于攪拌針的正下方，在熱和變形同時作用下，應(yīng)變速率高，該區(qū)域會產(chǎn)生動態(tài)再結(jié)晶，晶粒為較小的等軸晶體；TMAZ在焊核區(qū)的邊緣未受到攪拌針直接作用，僅受到焊核區(qū)熱塑性材料的溫度梯度和應(yīng)變速度的作用，晶粒被顯著拉長，并呈現(xiàn)出流線態(tài)分布；HAZ區(qū)域材料經(jīng)過點焊過程中的熱循環(huán)作用，晶粒均有所長大，其晶粒形態(tài)大致與母材相似。

金相顯微組織檢測表明，隨著時效時間的增加，析出相Mg2Si的尺寸、體積分?jǐn)?shù)有所增加，變形的晶粒變化明顯，晶界變得更清晰。

2.2 極化曲線

圖1為焊核區(qū)和母材在w(NaCl)=3.5%的水溶液中極化曲線?？梢钥闯?，腐蝕過程中有一個明顯的“鈍化區(qū)”存在，腐蝕電流密度無變化而腐蝕電位增加，目前尚沒有一個相對合理、完善的理論用來描述、解釋金屬腐蝕鈍化現(xiàn)象。通常引用成相膜理論來解釋鋁合金表面鈍化現(xiàn)象。由于鋁合金表面生成了連續(xù)致密的氧化膜，且具有較高的穩(wěn)定性，氧化膜與鋁合金基體熱膨脹系數(shù)相差不大，使其在溫度變化時很難剝落。

圖1 不同熱處理條件下焊核區(qū)和母材在3.5%NaCl水溶液中的極化曲線Fig.1 Tafel polarization curves of the BM and WNZ in 3.5% NaCl aqueous solution under different heat treatment conditions

根據(jù)極化曲線擬合出的焊后固溶、時效條件下的6061鋁合金焊核區(qū)和母材在w(NaCl)=3.5%的NaCl溶液中的腐蝕電位和腐蝕電流密度，如表1所示。通常腐蝕電位越高，在熱力學(xué)上表現(xiàn)越穩(wěn)定，不易腐蝕；腐蝕電流密度越大，在動力學(xué)上腐蝕速率越大。接頭焊核區(qū)和母材的極化曲線中自腐蝕電位均出現(xiàn)了不同程度地正向移動或負(fù)向移動，因焊接過程中的機(jī)械擠壓及熱輸入不同所引起的材料微區(qū)化學(xué)成分和組織結(jié)構(gòu)變化，使得熱力學(xué)上的穩(wěn)定性產(chǎn)生變化[10]。由表1可知，固溶態(tài)下的焊點金屬自腐蝕電位發(fā)生正向移動，腐蝕電流密度最低，此時腐蝕傾向性較低，熱力學(xué)處于相對穩(wěn)定狀態(tài)，具有較好的耐腐蝕性能。隨著時效時間延長，腐蝕電流密度增大，說明腐蝕速率加快，動力學(xué)處于活躍狀態(tài)，經(jīng)8 h～16 h時效后，焊核區(qū)及母材腐蝕電位均最低，表明其腐蝕傾向增大，腐蝕最為嚴(yán)重。

表1 不同熱處理條件下焊核區(qū)和母材在3.5%NaCl溶液中的自腐蝕電位及自腐蝕電流密度Table 1 Ecorr and Icorr of WNZ and BM of RFSSW aluminum alloy in 3.5% NaCl aqueous solution under different heat treatment conditions

2.3 交流阻抗譜分析

圖2為鋁合金點焊后的固溶、時效條件下的Nyquist圖，交流阻抗譜圖由高頻容抗弧(10-2Hz～104Hz)、低頻容抗弧(10 Hz～100 Hz)和低頻Warburg阻抗(小于2.5 Hz)組成。高頻容抗弧與試樣表面氧化物膜層的阻抗特征相關(guān)，低頻容抗弧與電解液在孔隙中的擴(kuò)散相關(guān)，從圖2可以看出，固溶態(tài)下合金的容抗弧半徑最大，說明腐蝕反應(yīng)阻力最大，腐蝕速率最小[11]。隨著時效時間的增加，容抗弧半徑逐漸減小，鈍化膜的阻礙作用降低，腐蝕速率持續(xù)增加直至測試結(jié)束。

圖2 不同熱處理條件下焊核區(qū)和母材在3.5%NaCl溶液中電化學(xué)阻抗譜Fig.2 EIS of the WNZ and BM in 3.5% NaCl aqueous solution under different heat treatment conditions

與母材區(qū)相比，焊核區(qū)具有較大的容抗弧半徑，容抗弧半徑增加使得其耐腐蝕性得到了提升，這與焊核區(qū)組織發(fā)生了動態(tài)再結(jié)晶相關(guān)，研究表明，鋁合金點焊過程中的擠壓摩擦作用，形成了10 μm以下的細(xì)小等軸再結(jié)晶晶粒[12]。

圖3給出了試樣在腐蝕介質(zhì)中的等效電路，其特點是緊接著容抗弧后存在一個擴(kuò)散控制體系的Warburg阻抗直線，該等效電路可以擬合得出與試驗測試結(jié)果相一致，Rsol表示電解液的電阻，Rhf和Chf表示高頻電阻和電容，W擴(kuò)散Warburg阻抗。選用的等效電路，擬合出的Rhf呈現(xiàn)出固溶態(tài)的、1 h～4 h時效態(tài)的、8 h～16 h時效態(tài)的依次減小規(guī)律，而Chf則相反順序排序，說明隨著時效時間增加，金屬耐腐蝕性能下降。

圖3 電化學(xué)阻抗譜等效電路Fig.3 Equivalent circuit of EIS

根據(jù)Al-Mg-Si合金相圖可知，6×××系鋁合金由α固溶體和Mg2Si相組成，隨著時效時間變長，時效沉淀過程由過飽和α固溶體→G.P.區(qū)→β′相→β相(Mg2Si)，析出相成分及分布對鋁合金的耐腐蝕性有著直接影響，故熱處理后合金析出相的成分和分布尤為重要[12-13]。Al-Mg-Si系鋁合金經(jīng)過長時間(8 h和16 h)時效處理，晶粒內(nèi)及晶粒邊界上析出較小的第二相顆粒，當(dāng)?shù)诙囝w粒在界面處聚集并在晶界處呈連續(xù)鏈狀分布，如圖4所示。

圖4 焊后經(jīng)固溶、時效處理析出Mg2Si強(qiáng)化相及其分布Fig.4 Precipitation and distribution of Mg2Si strengthening phase after solution and aging treatment after welding

通常鋁合金表面在空氣中會形成致密Al2O3膜，而在3.5%NaCl水溶液中，Cl-會被吸附到氧化膜表面，導(dǎo)致鈍化膜出現(xiàn)溶解，原本致密的Al2O3膜便處于水分子、OH-和 Cl-包圍之中，形成可溶性氯化物。隨著Al2O3氧化膜的溶解，鋁合金基體逐漸與NaCl溶液相接觸，鋁合金中強(qiáng)化相Mg2Si的腐蝕電位約為-1 300 mV，低于基體鋁合金的腐蝕電位，較大的電位差將產(chǎn)生微區(qū)電偶腐蝕作用，處在陽極的Mg2Si強(qiáng)化相在腐蝕過程中優(yōu)先發(fā)生腐蝕，并形成點蝕坑，如圖5所示[14]。

圖5 經(jīng)固溶、時效處理后焊點在NaCl水溶液中表面腐蝕形貌Fig.5 Corrosion morphology of solder joint in NaCl aqueous solution after solution and aging treatment

3 結(jié) 論

1)6061鋁合金采用攪拌摩擦點焊工藝焊接，接頭具有良好的表面質(zhì)量，焊核區(qū)晶粒發(fā)生再結(jié)晶，呈細(xì)小的等軸晶，熱機(jī)影響區(qū)發(fā)生了明顯的塑性變形，部分晶粒發(fā)生拉長和彎曲。

2)6061鋁合金焊接處電化學(xué)阻抗譜，由高頻容抗弧、低頻容抗弧和Warburg阻抗組成，隨著時效時間的延長(8 h和16 h)，晶界處析出大量第二相Mg2Si顆粒，腐蝕電位降低，呈現(xiàn)陽極溶解和點蝕的特征。