苗玉剛，劉吉，趙羽楊，李春旺，王子然，張本順

(1.哈爾濱工程大學,哈爾濱,150001；2.江蘇自動化研究所,連云港,222006)

0 序言

近年來，增材制造由于具有低成本、高效率和靈活性的優(yōu)勢已成為機械科學領(lǐng)域的研究熱點[1].現(xiàn)有的增材制造技術(shù)主要用于制造單種材料結(jié)構(gòu)件，而關(guān)于異種材料增材制造技術(shù)的研究尚不多見[2].目前，在汽車、艦船、航空航天和軌道交通等領(lǐng)域采用單種材料成形的傳統(tǒng)零件已經(jīng)不能滿足一些應(yīng)用需求，迫切需要具有結(jié)構(gòu)功能一體化、輕量化的多金屬復(fù)合材料[3-4].低比重、低密度、高耐腐蝕性能的鋁與高強度、高抗蠕變性能的鋼相結(jié)合，可以充分利用異種金屬的優(yōu)勢，在保證組件性能的同時達到減輕重量的目的[5-6].然而，鋁/鋼的物理性能差異和脆性金屬間化合物層的形成，極大降低了鋁/鋼復(fù)合結(jié)構(gòu)的強度[7].除了強度，耐腐蝕性也是評價焊接接頭性能的重要指標之一[8].對于鋁/鋼復(fù)合結(jié)構(gòu)，最常見的腐蝕模式是鋁與鋼的電偶腐蝕、鋁合金與焊縫中第二相的局部腐蝕[9].此外，鋁和鋼焊接產(chǎn)生的多種鐵/鋁金屬間化合物，如FeAl3，F(xiàn)e2Al5和Fe4Al13等，會惡化接頭的力學性能并與基體發(fā)生電偶腐蝕[10-11].較厚的金屬間化合物層會促進相鄰焊縫金屬的溶解，從而降低接頭的耐腐蝕性能.

為保證鋁/鋼異種金屬復(fù)合結(jié)構(gòu)的可靠性，首先要控制界面層金屬間化合物的生長，國內(nèi)外研究重點主要在控制焊接過程的熱輸入.旁路分流熔化極惰性氣體保護焊(bypass current metal inert gas welding，BC-MIG 焊)可以有效降低母材熱輸入，減少鋼的熔化，極大地降低焊接過程中金屬間化合物層厚度[12].冷金屬過渡(cold metal transfer，CMT)焊接技術(shù)具有熱輸入低的優(yōu)點，焊接過程中金屬間化合物層厚可以控制在10 μm 以內(nèi)[13].然而，在鋁/鋼異種金屬增材制造過程中，鋁合金的逐層沉積過程會產(chǎn)生大量的熱積累，導(dǎo)致界面層金屬間化合物層厚度難以控制.攪拌摩擦焊(friction stir welding，F(xiàn)SW)作為一種固態(tài)焊接方法可以在相對較低的溫度下進行，熱循環(huán)短，可以降低金屬間化合物厚度[14].但是，由于鋼的硬度較高，攪拌針在插入鋼中后磨損嚴重，不僅會提高生產(chǎn)成本，也會導(dǎo)致攪拌針損耗的材料留在焊縫中，影響焊縫性能.為了解決鋼對攪拌針的磨損問題，提出了“電弧+攪拌摩擦”復(fù)合增材制造的新方法，即先利用BC-MIG 焊在Q235 鋼表面沉積一層薄的鋁合金過渡層，再利用攪拌摩擦增材技術(shù)將6061 鋁合金板與鋁過渡層進行增材制造.過渡層材料是影響復(fù)合結(jié)構(gòu)性能的主要變量，通過選用ER4043 和ER5183 兩種常用焊絲制備鋁/鋼復(fù)合結(jié)構(gòu)的過渡層的方法，探究兩種不同焊絲對鋁/鋼復(fù)合結(jié)構(gòu)微觀組織和耐腐蝕性能的影響，為異種材料增材制造技術(shù)在汽車、航空航天等領(lǐng)域的應(yīng)用提供理論依據(jù)和實踐指導(dǎo).

1 試驗方法

試驗所用板材是Q235 鋼和AA6061 鋁合金，板材尺寸為200 mm×50 mm×3 mm，其化學成分見表1.采用直徑為1.2 mm 的ER4043 和ER5183鋁合金焊絲作為堆焊過渡層的絲材，其化學成分見表2.試驗前對Q235 鋼板表面進行熱鍍鋅處理，鍍鋅層可以提高鋁合金在鋼表面的潤濕性.

表1 板材的化學成分(質(zhì)量分數(shù)，%)Table 1 Chemical compositions of plate materials

表2 絲材的化學成分(質(zhì)量分數(shù)，%)Table 2 Chemical compositions of wire materials

圖1 展示了“電弧+攪拌摩擦”復(fù)合增材制造鋁/鋼過程.該過程主要分為兩個步驟，首先，通過BC-MIG 焊在鍍鋅鋼的表面電弧增材制造一層薄的鋁合金過渡層.表3 為焊接工藝參數(shù)，焊接過程的保護氣為氬氣(99.9%).采用BC-MIG 焊來減少母材的熱輸入，從而有效降低鋁/鋼界面的金屬間化合物層厚度.水冷板提高了焊接冷卻率，以減少Fe，Al 元素的相互擴散率.熔化極惰性氣體保護焊(metal inert gas welding，MIG 焊)焊槍與基體成60°，鎢極惰性氣體保護焊(tungsten inert gas welding，TIG 焊)焊槍與基體成30°，并與MIG 焊焊槍垂直，這使得更多的TIG 焊電弧熱量可以熔化焊絲而不是基體金屬.焊接過程中，流經(jīng)焊絲的總電流為MIG 焊電流和TIG 焊電流之和.此外，在MIG 電弧之前的旁路電弧可以預(yù)熱鋼板，以減少液態(tài)鋁在鋼母材的表面張力，從而改善潤濕性和鋪展性；其次，將Q235 鋼表面的過渡層銑平至1 mm 厚，然后攪拌摩擦增材制造鋁/鋼異種金屬.表4 為FSW 工藝參數(shù).在攪拌摩擦增材過程中，相鄰焊道的偏移量為3.2 mm，略小于攪拌針頂部長度，保證過渡層和鋁板完全混合.采用較低的轉(zhuǎn)速和較高的焊接速度以減少焊接過程中的熱輸入，從而避免促進鋁/鋼界面金屬間化合物生長.此外，攪拌針僅插入過渡層而不插入鋼板，避免攪拌針的磨損.

圖1 “電弧+攪拌摩擦”復(fù)合增材制造示意圖Fig.1 Schematic diagram of “arc+friction stir” hybrid additive manufacturing

表3 BC-MIG 焊工藝參數(shù)Table 3 Process parameters of BC-MIG welding

表4 FSW 工藝參數(shù)Table 4 Process parameters of friction stir welding

通過線切割制作垂直于焊接方向的金相試樣.使用Olympus DSX510 型3D 超景深光學顯微鏡(optical microscope，OM)觀察焊縫截面的宏觀形貌和微觀組織.通過配備能量色散光譜儀(energy dispersive spectrometer，EDS)的Zeiss-Merlin Compact 型掃描電子顯微鏡(scanning electron microscope，SEM)進一步觀察鋁/鋼界面層.分析鋁/鋼復(fù)合結(jié)構(gòu)不同區(qū)域的耐腐蝕性能，截取面積為10 mm×3 mm 的鋁側(cè)、鋼側(cè)和鋁/鋼界面?zhèn)?，使用CS310H電化學工作站測量接頭的開路電位、極化曲線和電化學阻抗.采用三電極工作系統(tǒng)，包括輔助電極(鉑對電極)、參比電極(飽和甘汞電極，SCE)和工作電極，并在測試完成后觀察接頭的腐蝕形貌.

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 表面形貌

圖2 為兩種焊絲在不同工藝過程的的焊縫表面形貌.圖2a 和2b 分別為電弧增材制造Al-Si 和Al-Mg 過渡層的表面形貌，焊縫表面形貌幾乎相同，表明焊絲成分對鋁合金電弧增材制造過渡層形貌影響較小.過渡層表面平整且飛濺較少，這主要歸因于旁路電弧提高了熔滴過渡的穩(wěn)定性和熔滴在鍍鋅鋼表面的潤濕性和鋪展性[15].此外，鍍鋅層也有助于熔滴在鋼表面鋪展.圖2c 為Al-Si 表面銑平后的過渡層形貌，過渡層的表面平整性可以提高銑平后的厚度.圖2d 為攪拌摩擦增材制造鋁/鋼復(fù)合結(jié)構(gòu)的表面形貌，焊縫表面成形良好，沒有觀察到空隙、隧道和溝槽等缺陷.由于采用兩種不同焊絲的過渡層在攪拌摩擦焊后外觀沒有區(qū)別，因此沒給出對Al-Mg 過渡層攪拌摩擦后的表面形貌.

圖2 “電弧+攪拌摩擦”復(fù)合增材制造鋁/鋼結(jié)構(gòu)的表面形貌Fig.2 Surface morphology of aluminum/steel structures fabricated by “arc+friction stir” hybrid additive manufacturing.(a) Al-Si transition layer;(b) Al-Mg transition layer;(c) transition layer after surface milling;(d) friction stir additive manufacturing aluminum-steel composite structure

2.2 微觀組織

圖3 為攪拌摩擦增材制造前后結(jié)構(gòu)橫截面形貌.從圖3a 和圖3b 可以看出，Al-Si 過渡層主要是氣孔缺陷，包括形狀規(guī)則的單個圓形氫氣孔和形狀不規(guī)則的凝固空隙.氫氣孔主要是由于焊縫冷卻速度較快，過飽和的氫析出而形成的.凝固空隙通常是由凝固收縮或相和枝晶壁之間的界面供液不足引起的.而Al-Mg 過渡層除孔隙缺陷外，還有裂紋缺陷.由于Al-Mg 二元合金凝固范圍較Al-Si 二元合金更寬，寬的凝固范圍會進一步導(dǎo)致晶間空隙的供液不足，產(chǎn)生凝固裂紋.但是，過渡層的裂紋和氣孔缺陷在攪拌摩擦增材制造后被消除，這可以歸因于攪拌頭在高速旋轉(zhuǎn)和推進的作用下，對鋁合金進行了機械攪拌.這種機械攪拌的作用使得原有的裂紋和氣孔被徹底分散和破碎，使缺陷得到有效消除，如圖3c 所示.

圖3 攪拌摩擦增材制造前后橫截面形貌Fig.3 Cross-sectional morphology of the structure before and after friction stir additive manufacturing.(a) Al-Si transition layer;(b) Al-Mg transition layer;(c) aluminum/steel composite structures fabricated by friction stir additive manufacturing

圖4 為“電弧+攪拌摩擦”復(fù)合增材制造鋁/鋼界面層微觀組織.圖4a 為使用Al-Si 焊絲的鋁/鋼(4043)界面微觀組織.Al 和Fe 元素通過熱輸入相互擴散，生成Al-Fe 金屬間化合物，形成薄的金屬間化合物層.在電弧增材制造過程中，界面層上方為Si 與Al 形成的α-Al 固溶體和Al-Si 共晶網(wǎng)狀組織.圖4b 為用Al-Mg 焊絲的鋁/鋼(5183)界面微觀組織，與鋁/鋼(4043)相比，界面層上方組織變化較小，但金屬間化合物層比鋁/鋼(4043)厚.

圖4 “電弧+攪拌摩擦”復(fù)合增材制造鋁/鋼的界面微觀組織Fig.4 Microstructure of aluminum-steel interface by“arc+friction stir” hybrid additive manufacturing.(a) aluminum/steel(4043); (b) aluminum/steel(5183)

圖5 為鋁/鋼界面的SEM 形貌和EDS 掃描結(jié)果.可以明顯看到Fe，Al 元素的相互擴散，隨著擴散距離的增加，元素含量逐漸降低并趨近于0.由于鋼幾乎沒有熔化，在鋼側(cè)沒有觀察到鋁的分布，而Fe 元素在Al 側(cè)部分區(qū)域富集.Zn 元素含量較低，這是由于Zn 的熔點低，焊接過程中鍍鋅層大量揮發(fā).圖5a 和圖5b 分別為鋁/鋼(4043)的界面SEM形貌和EDS 掃描結(jié)果，界面層元素變化范圍很窄，擴散層厚度較窄，鐵/鋁金屬間化合物層厚度都在1 μm 以內(nèi).Si 元素在界面層明顯偏聚，阻止了Fe，Al 元素的相互擴散.圖5c 和圖5d 分別為鋁/鋼(5183)的界面SEM 形貌和EDS 掃描結(jié)果，界面層元素變化范圍比用Al-Si 焊絲更寬，鐵/鋁金屬間化合物層明顯變厚，除了致密的金屬間化合物層外，還形成了條狀的鐵/鋁金屬間化合物.對圖5 中標記的A～G 點進行了點掃描，分析相成分，掃描結(jié)果如表5所示.B 和G 點上鐵原子和鋁原子的摩爾比例接近2∶5，這表明靠近鋼側(cè)的致密金屬間化合物是Fe2Al5相.A，D 和F 點上的鐵原子和鋁原子的摩爾比例接近1∶3，這表明條紋狀的鐵/鋁金屬間化合物是FeAl3相.當液態(tài)鋁接觸鋼表面時，F(xiàn)e 原子不斷擴散進入Al 中，F(xiàn)e2Al5自由能最低，優(yōu)先形核生成.而遠離鋼表面的鋁原子比例更高，生成了FeAl3相.

圖5 SEM 形貌與EDS 掃描結(jié)果Fig.5 SEM morphology and EDS scanning results.(a)SEM morphology of aluminum/steel (4043);(b)elements distribution of aluminum/steel (4043);(c) SEM morphology of aluminum/steel (5183);(d) elements distribution of aluminum/steel(5183)

表5 圖5 標記點的化學成分和可能的相Table 5 Chemical compositions and possible phases of the marked points in Fig.5

2.3 電化學腐蝕分析

2.3.1 開路電位與極化曲線

圖6 為不同材料在3.5%的NaCl 溶液中的開路電位隨時間變化的曲線.從圖6 可以看出，鋼的開路電位隨時間增加逐漸下降，表明腐蝕傾向性提高.鋁合金的開路電位隨時間增加略微上升，這是由于隨時間增加鋁合金表面產(chǎn)生了氧化膜，表面腐蝕傾向性降低.鋁/鋼復(fù)合結(jié)構(gòu)的開路電位在0～300 s 內(nèi)略微上升，在300 s 后明顯穩(wěn)定.

圖6 不同材料開路電位測試結(jié)果Fig.6 Open-circuit potential test results for different materials

圖7 為不同材料在3.5%NaCl 溶液中的極化曲線.表6 為對應(yīng)的自腐蝕電位和自腐蝕電流密度.可以看出鋼的腐蝕電位最高，鋁合金的腐蝕電位最低，鋁/鋼復(fù)合結(jié)構(gòu)的腐蝕電位在鋁合金與鋼之間.與鋼相比，鋁合金和鋁/鋼復(fù)合結(jié)構(gòu)都在陽極區(qū)出現(xiàn)鈍化區(qū)，其中鋁合金的鈍化區(qū)最寬，鋁/鋼(4043)的鈍化區(qū)略低于鋁/鋼(5183)，這是由于ER5183 焊絲中的Mg 在腐蝕過程也會形成氧化膜.但是，鋁和鋼的自腐蝕電位相差較大，鋁/鋼復(fù)合結(jié)構(gòu)發(fā)生電偶腐蝕會導(dǎo)致鋁側(cè)表面氧化膜的溶解破壞速率高于單一鋁合金.

圖7 不同材料極化曲線測試結(jié)果Fig.7 Polarization curve test results for different materials

表6 不同材料的自腐蝕電位和自腐蝕電流密度Table 6 Self-corrosion potential and self-corrosion current density of different materials

鋁/鋼復(fù)合結(jié)構(gòu)的自腐蝕電位和自腐蝕電流密度介于鋁合金和鋼之間，其中鋁/鋼(4043)的自腐蝕電位更高且自腐蝕電流密度更低.這是由于鋁/鋼(5183)界面金屬間化合物層更厚，大量金屬間化合物會與基體形成電偶腐蝕，加速鋁/鋼界面附近材料溶解，降低結(jié)構(gòu)耐腐蝕性能[8].此外，鋁/鋼復(fù)合結(jié)構(gòu)的自腐蝕電流與鋼的自腐蝕電流接近，表明鋁/鋼復(fù)合結(jié)構(gòu)腐蝕速率主要受鋼的腐蝕速率控制.

2.3.2 電化學阻抗

為了了解腐蝕產(chǎn)物在腐蝕過程中的作用，在3.5%NaCl 溶液中進行了電化學阻抗測試.圖8 為不同材料的Nyquist 圖.鋼在測試期間展示出一個容抗弧，鋁合金展示出一個容抗弧和一個Warburg阻抗，鋁/鋼復(fù)合結(jié)構(gòu)展示出兩個容抗弧.不同材料在高頻容抗弧的變化較小，高頻容抗弧為電荷轉(zhuǎn)移電阻與雙層電容并聯(lián)的法拉第阻抗.而材料在低頻部分差異較大，歸因于電極表面吸附物質(zhì)的弛豫過程或腐蝕坑的形成.鋁合金由于焊接過程中產(chǎn)生了致密的氧化膜，阻止了材料電荷轉(zhuǎn)移內(nèi)阻，材料的阻抗變?yōu)閃arburg 擴散阻抗.鋁/鋼復(fù)合結(jié)構(gòu)在低頻部分形成了一個新的容抗弧，這是由于鋁/鋼復(fù)合結(jié)構(gòu)的電偶腐蝕，鋁合金表面氧化膜快速溶解后又再生成新的氧化膜，腐蝕過程發(fā)生了轉(zhuǎn)變.

圖8 不同材料電化學阻抗測試結(jié)果Fig.8 Electrochemical resistance test results for different materials

根據(jù)焊接接頭不同部位的電化學阻抗譜(EIS)特征，通過Zsimpwin 軟件擬合等效電路，進一步定量闡明腐蝕機理，如圖9 所示，擬合結(jié)果如表7 和表8 所示.n為常相位角元件Q的偏差參數(shù)，n接近1 代表是電容元件[16].Rs，Rct和Qdl分別是指電解質(zhì)/基板表面的溶液電阻、電荷轉(zhuǎn)移電阻和雙層電容.Rf和Qf代表腐蝕產(chǎn)物膜的電阻和電容.W是Warburg 阻抗.為了比較EIS 測量結(jié)果并進一步分析腐蝕過程，將Rs，Rct，Rf和W的總和進行了計算，確定不同材料的總電阻，由總電阻大到小的排列順序為鋁合金、鋁/鋼(4043)、鋁/鋼(5183)、鋼，總電阻越高表明接頭的耐腐蝕性能越好，這與極化曲線測得的腐蝕電流密度結(jié)果一致.

圖9 不同材料的擬合等效電路圖Fig.9 Fitting equivalent circuit diagram for different materials.(a) Al alloy;(b) steel;(c) aluminum/steel composite structure

表7 使用不同焊絲的鋁/鋼結(jié)構(gòu)EIS 數(shù)據(jù)擬合結(jié)果Table 7 Fitting results of EIS data for aluminum-steel structures using different welding wires

表8 鋁合金和鋼的EIS 數(shù)據(jù)擬合結(jié)果Table 8 Fitting results of EIS data for aluminum and steel base materials

2.3.3 腐蝕后界面層組織

圖10 為EIS 測量后鋁/鋼復(fù)合結(jié)構(gòu)的微觀組織.復(fù)合結(jié)構(gòu)的鋁側(cè)均為點蝕，遠離界面層的鋼側(cè)為晶間腐蝕和全面腐蝕，界面層附近的鋼側(cè)幾乎沒有腐蝕，這是由于界面層附近鋁合金對鋼形成了保護，界面層附近的鋁腐蝕明顯加重，發(fā)生了全面腐蝕和晶間腐蝕.其中，鋁/鋼(5183)比鋁/鋼(4043)在鋁/鋼界面層附近腐蝕明顯加重，這是由于大量的金屬間化合物和鋁基體之間形成了電偶腐蝕，進一步加速了鋁基體的腐蝕.

圖10 EIS 測量后鋁/鋼復(fù)合結(jié)構(gòu)的微觀組織Fig.10 Microstructure of aluminum/steel composite structure after EIS measurement.(a) Al alloy interface;(b) steel interface;(c) aluminum/steel(4043) interface; (d) aluminum/steel(5183)interface

3 結(jié)論

(1)采用“電弧+攪拌摩擦”復(fù)合增材制造的方式，獲得了成形良好的鋁/鋼復(fù)合結(jié)構(gòu)，既控制了鋁/鋼電弧增材制造界面層的厚度，又避免了鋁/鋼攪拌摩擦增材過程中攪拌針的磨損.

(2)與使用Al-Mg 焊絲相比，使用Al-Si 焊絲鋁/鋼復(fù)合結(jié)構(gòu)具有更薄的金屬間化合物層，這歸因于高熔點的Si 偏聚在鋁/鋼界面層附近，阻止了Fe，Al 元素的相互擴散，降低了界面金屬間化合物層厚度.

(3)腐蝕的極化曲線和電化學阻抗譜表明，與使用Al-Mg 焊絲相比，使用Al-Si 焊絲的鋁/鋼復(fù)合結(jié)構(gòu)腐蝕電位更高，腐蝕電流更低，總電阻更高，表明Al-Si 焊絲具有更好的耐腐蝕性能，這是因為界面層金屬間化合物會和基體發(fā)生電偶腐蝕，加速鋁/鋼結(jié)構(gòu)腐蝕速率，并優(yōu)先腐蝕鋁基體.