前言
7075鋁合金具有較高的比強(qiáng)度、彈性模量、斷裂韌性，廣泛應(yīng)用于制造飛機(jī)梁、起落架部件等。隨著航空航天技術(shù)的興起，厚板鋁合金在航空工業(yè)中的應(yīng)用越來(lái)越廣泛。1991年發(fā)明的攪拌摩擦焊（FSW）它能很好地解決焊縫金屬凝固裂紋、熱影響區(qū)軟化、應(yīng)力集中等常見(jiàn)問(wèn)題，廣泛應(yīng)用于航空領(lǐng)域。
目前，對(duì)于厚板鋁合金FSW接頭性能的研究主要集中在接頭的力學(xué)性能上，但厚板鋁合金FSW關(guān)于接頭沿厚度方向的腐蝕行為的報(bào)不多。厚板鋁合金在FSW當(dāng)時(shí)，板厚方向的溫度梯度較大，導(dǎo)致焊縫厚度方向的金屬塑化程度和流動(dòng)行為不同，導(dǎo)致組織結(jié)構(gòu)不同，導(dǎo)致接頭沿板厚方向的腐蝕性能不同。
Xu等對(duì)14mm厚的2219-O鋁合金FSW研究了接頭焊核區(qū)上、中、下三個(gè)位置的點(diǎn)蝕行為，焊核上部區(qū)域比下部區(qū)域具有更好的耐腐蝕性。胡百暉等對(duì)8mm厚的LY12鋁合金FSW分層腐蝕焊縫。研究結(jié)果表明，焊核區(qū)的腐蝕程度在厚度方向下逐漸增加，熱機(jī)影響區(qū)（TMAZ）和熱影響區(qū)（HAZ）腐蝕程度逐漸降低。
晶間腐蝕是鋁合金材料常見(jiàn)的腐蝕形式之一，在腐蝕初期不易發(fā)現(xiàn)，給使用這些材料的飛機(jī)和船舶帶來(lái)了嚴(yán)重的安全風(fēng)險(xiǎn)。目前厚板鋁合金FSW對(duì)焊縫晶間腐蝕的研究較少。
所以這篇文章是20mm厚7075鋁合金板是研究對(duì)象，沿焊縫厚度方向FSW分層晶間腐蝕接頭，研究各層各區(qū)域的晶間腐蝕行為，分析厚板7075鋁合金的組織結(jié)構(gòu)FSW接頭晶間腐蝕的影響。
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實(shí)驗(yàn)方法
實(shí)驗(yàn)材料為20mm厚的AA7075-T6鋁合金板，其化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為Si0.1，Zn5.43，Mn0.06，Ti0.03，F(xiàn)e0.36，Cu1.6，Cr0.2，Mg2.7，Al余量。選用自制攪拌摩擦焊設(shè)備進(jìn)行實(shí)驗(yàn)。選用攪拌頭軸肩36mm，錐形攪拌針端徑8mm、根部直徑14mm、長(zhǎng)19.7mm。FSW工藝參數(shù)為：旋轉(zhuǎn)速率235r/min，焊接速率30mm/min，傾斜角度2°，下壓量0.5mm。
沿焊件水平面截取金相樣品，拋光拋光后使用Keller試劑腐蝕，使用Zeiss Axioscope A1型光學(xué)顯微鏡對(duì)接頭各區(qū)域進(jìn)行微觀組織觀察。截取晶間腐蝕試樣示意圖見(jiàn)圖1。
圖1 晶間腐蝕樣本截取示意圖
將切好的50mm×10mm×20mm接頭沿厚度方向每隔4次mm切成1個(gè)50mm×10mm×4mm共5個(gè)樣品，從上到下分別標(biāo)注1#、2#、3#、4#和5#5個(gè)樣品。打磨拋光樣品的上表面，然后按壓GBT晶間腐蝕試驗(yàn)采用7998-2005鋁合金晶間腐蝕試驗(yàn)。腐蝕介質(zhì)為57g NaCl 1000mL H2O 10mL H2O2溶液。
各層上表面為腐蝕面，非腐蝕面密封；腐蝕溫度為(35±2）℃，腐蝕時(shí)間為6h。腐蝕后，取20g CrO和50mL H3PO4加水稀釋到1000mL后，加熱到80℃，然后將腐蝕樣品浸泡5~10min，去除腐蝕性產(chǎn)品。
晶間腐蝕深度采用光學(xué)顯微鏡測(cè)量，Canon EOS 50D用單反相機(jī)觀察樣品腐蝕的宏觀形狀VEGA II LMH掃描電子顯微鏡（SEM）自帶能譜儀（EDS）觀察試件各區(qū)域的微觀腐蝕形態(tài)，觀察各區(qū)域的第二相粒子EDS分析。
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結(jié)果與討論
2.1.腐蝕宏觀形態(tài)圖2為接頭橫截面宏觀圖。接頭可根據(jù)組織特征分為四個(gè)區(qū)域：焊接區(qū)（NZ）、熱機(jī)影響區(qū)（TMAZ）、HAZ軸肩影響區(qū)（SAZ）。圖中AS為前進(jìn)邊，RS為返回邊。本文將NZ和SAZ視為焊縫中心區(qū)。
圖2 7075鋁合金焊接接頭橫截面宏觀
圖3是沿板厚方向各層試樣上表面晶間腐蝕的宏觀形態(tài)。從圖3和參照?qǐng)D2的位置可以看出，HAZ由于大量腐蝕坑，光的漫反射增強(qiáng)，顏色明顯暗，腐蝕程度嚴(yán)重，焊縫中心區(qū)域和TMAZ顏色白亮，說(shuō)明腐蝕程度輕。圖3a焊縫上表面SAZ，可見(jiàn)大量腐蝕坑表明其腐蝕程度低于下部NZ嚴(yán)重。
圖3 沿板厚方向各層試樣上表面晶間腐蝕宏觀形貌
2.2腐蝕微觀形狀圖4 3#試樣各區(qū)晶間腐蝕顯微
圖4為3#試樣各區(qū)晶間腐蝕顯微?？梢?jiàn)，不同的區(qū)域表現(xiàn)出不同的腐蝕行為，NZ腐蝕最輕，HAZ腐蝕最嚴(yán)重。
由圖4b和c可見(jiàn)，NZ大量點(diǎn)蝕坑分布，晶間腐蝕明顯。由圖4e可見(jiàn)，HAZ部分地區(qū)表面晶粒大量脫落，剝蝕嚴(yán)重。同時(shí)，大量腐蝕坑分布在其上，表明HAZ晶間腐蝕不僅發(fā)生，還伴有點(diǎn)蝕和剝蝕。由圖4f由此可見(jiàn)，晶粒晶界和晶粒內(nèi)部都遭受了嚴(yán)重的腐蝕，逐漸腐蝕到基體內(nèi)部。
由圖4h可見(jiàn)，TMAZ區(qū)內(nèi)有大量不規(guī)則的腐蝕坑，腐蝕坑內(nèi)仍有未脫落的二相粒子(如圖中箭頭所示)。由于晶界被腐蝕，可以從圖4開(kāi)始i特征明顯的觀察TMAZ晶粒組織。因此，TMAZ同時(shí)存在內(nèi)晶間腐蝕和點(diǎn)蝕。
2.三晶間腐蝕深度表1 沿板厚試樣各層各區(qū)晶間腐蝕深度
表1為沿焊縫厚度方向各層試樣各區(qū)晶間腐蝕深度的測(cè)量值?？梢钥闯觯缚p中心區(qū)域SAZ和NZ腐蝕深度最小，HAZ與宏觀和微觀腐蝕形態(tài)相一致，腐蝕深度最大。焊縫中心最大的腐蝕深度出現(xiàn)在1#樣品中SAZ，腐蝕深度為23.8μm。圖5為3#試樣各區(qū)晶間腐蝕深度測(cè)量圖。
圖5 3#試樣各區(qū)晶間腐蝕深度測(cè)量圖
由圖5b可見(jiàn)，TMAZ腐蝕后形狀呈波浪狀，與TMAZ扭曲變形的組織結(jié)構(gòu)是一致的，腐蝕沿晶間進(jìn)行。從表1可知，TMAZ的最大腐蝕深度出現(xiàn)在焊縫中部的3#試樣上，最大腐蝕深度為68.5μm。結(jié)合圖5c可知，HAZ最嚴(yán)重的腐蝕傾向，最大的腐蝕深度出現(xiàn)在焊縫頂部的1#樣品HAZ上，深度為123.8μm。
2.4接頭微觀組織和第二相分布圖6 1#、3#、5#試樣沿焊縫厚度方向水平面不同區(qū)域的微試樣
圖6是沿焊縫厚度方向水平面不同區(qū)域的微組織形狀。由圖6a-c可此可見(jiàn)，焊縫中心區(qū)域?yàn)樾〉容S晶，沿焊縫向下晶粒尺寸略大。這是因?yàn)楹缚p中心上部的金屬材料受到軸肩的擠壓摩擦和攪拌針的雙重摩擦。溫度最高，晶粒動(dòng)態(tài)再結(jié)晶充分，晶粒最??；沿板厚度下降，溫度和攪拌效果逐漸減弱，晶粒動(dòng)態(tài)再結(jié)晶程度不如上部充分，晶粒尺寸逐漸增大。
由圖6d-f可見(jiàn)，TMAZ組織變形嚴(yán)重，垂直于軋制方向彎曲的長(zhǎng)條形，晶粒尺寸沿板厚方向變大后變小。這是因?yàn)門MAZ由于上部組織溫度高，塑性擠壓效果強(qiáng)，部分晶粒再結(jié)晶成小等軸晶；TMAZ中部組織具有較強(qiáng)的塑性流動(dòng)曲長(zhǎng)條，晶粒尺寸大；TMAZ下部較窄，緊貼NZ，由攪拌針驅(qū)動(dòng)的塑性金屬擠壓，晶粒為長(zhǎng)條狀和不規(guī)則塊狀，晶粒尺寸略小于中間。
由圖6g-i可見(jiàn)，HAZ由于沿板厚方向的溫度逐漸降低，沿板厚方向的晶粒尺寸逐漸變小，HAZ組織粗化減弱。
圖7為1#試樣各區(qū)第二相分布，表2為第二相粒子成分分析。
圖7 1#試樣各區(qū)第二次分布
表2 二相粒子成分分析
可見(jiàn)三個(gè)區(qū)域的第二相粒子形狀不規(guī)則。NZ第二相粒子尺寸最小，分布最均勻，尺寸約為1-10μm；TMAZ第二相粒子分布均勻性差，尺寸約為1-15μm；HAZ第二相粒子分布最不均勻，排列成串，尺寸約為5-20μm。
從表2的粒子成分分析可以確定，這些不規(guī)則塊的第二相粒子可能是7075鋁合金在鑄錠凝固過(guò)程中形成的FeCrAl7和FeAl三等粗大難溶相和FSW高溫沉淀過(guò)程共同組成。
根據(jù)分析，7075鋁合金將在鑄錠凝固過(guò)程中形成FeCrAl7和FeAl在隨后的加工過(guò)程中，三等粗大難溶相被破碎，常排列成串。
當(dāng)厚板7075鋁合金FSW當(dāng)時(shí)，由于焊縫中心區(qū)攪拌針機(jī)械作用強(qiáng)，這些不溶性第二相破碎，尺寸減小，金屬塑性流分布均勻，NZ第二相粒子尺寸最?。籋AZ第二相粒子只受熱循環(huán)的影響，因此尺寸最大；TMAZ介于NZ和HAZ同時(shí)，它流動(dòng)金屬的擠壓，第二相破碎，但效果遠(yuǎn)弱于NZ因此，該區(qū)域的第二相尺寸和分布均勻性介于NZ和HAZ中的之間。
2.5分析與討論鋁合金晶間腐蝕的主要原因是晶體邊界存在連續(xù)沉淀相和無(wú)沉淀帶。鋁合金中的第二相往往優(yōu)先于晶體邊界，導(dǎo)致晶體邊界附近的化學(xué)溶質(zhì)聚集、電位差和電化學(xué)反應(yīng)。
晶粒越大，晶界中的第二相粒子越多，晶界中沿晶體腐蝕的趨勢(shì)越大，大晶粒有利于腐蝕介質(zhì)通過(guò)連續(xù)晶界向金屬深度發(fā)展。
晶粒越大，晶界中的第二相粒子越多，晶界中沿晶體腐蝕的趨勢(shì)越大，大晶粒有利于腐蝕介質(zhì)通過(guò)連續(xù)晶界向金屬深度發(fā)展。本研究中的7075鋁合金FSW接頭、焊縫中心組織為小等軸晶，晶間腐蝕傾向最小，HAZ受熱循環(huán)影響，組織粗化，晶間腐蝕傾向最大。
當(dāng)焊縫中心沿板厚度下降時(shí)，晶粒尺寸逐漸增大，晶間腐蝕傾向增大。但從表2可以看出，1#樣品SAZ晶間腐蝕深度大于焊縫下部3#和5#樣品NZ晶間腐蝕深度。這是因?yàn)楹缚p的上表面SAZ由于攪拌頭反復(fù)擠壓，金屬形成周期性弧紋結(jié)構(gòu)。大量的第二相顆粒也周期性地聚集在弧形谷中，這增加了SAZ化學(xué)溶質(zhì)原子的偏析程度SAZ腐蝕程度。
HAZ沿焊縫厚度向下，晶粒尺寸先增大后減小，因此腐蝕深度也表現(xiàn)為中間最大，下部次之，上部最小；HAZ由于熱循環(huán)的影響，組織粗化，組織粗化程度逐漸降低，因此，HAZ沿板厚方向，晶間腐蝕深度逐漸降低。
另一方面，點(diǎn)蝕通常是晶間腐蝕的開(kāi)始，第二相粒子是鋁合金腐蝕的起源。接頭各區(qū)域中的大尺寸含F(xiàn)e難溶相電位偏正，周圍Al基體形成微區(qū)電偶對(duì)，周圍形成Al基體作為陽(yáng)極被腐蝕，最終導(dǎo)致這些二相粒子完全脫落，留下腐蝕坑。
焊縫中心區(qū)第二相粒子尺寸小，分布均勻，留下大量均勻的小腐蝕坑，進(jìn)一步削弱了腐蝕介質(zhì)向金屬的傳輸。在HAZ第二相粒子尺寸最大，腐蝕脫落后留下較大的腐蝕坑，促進(jìn)金屬內(nèi)腐蝕，腐蝕介質(zhì)通過(guò)腐蝕缺陷不斷腐蝕基底。而且，HAZ的板條狀組織的晶粒長(zhǎng)寬比較大，為晶間腐蝕提供了一個(gè)連續(xù)的發(fā)展空間，使腐蝕產(chǎn)物連續(xù)分布，產(chǎn)生鍥形力，易于發(fā)生剝落腐蝕。
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結(jié)論
17075Al合金FSW焊接接頭焊縫中心組織為細(xì)等軸晶，第二相分布均勻，晶間腐蝕最輕；HAZ晶粒尺寸最大，第二相分布均勻性最差，晶間腐蝕最嚴(yán)重。
2沿板厚蝕程度沿板厚向下，NZ逐漸變大，TMAZ先增后減，HAZ逐漸變小。
37075厚板鋁合金FSW接頭沿板厚方向的晶粒尺寸與第二相粒子尺寸和分布的差異是接頭沿板厚方向晶間腐蝕程度不同的主要原因。
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