张 亮，董松浩，王 军

（1.河北科技大学 材料科学与工程学院，河北 石家庄 050018；2.河北科技大学河北省材料近净成形技术重点实验室，河北 石家庄 050018；3.河北科技大学河北省航空轻质复合材料与加工技术工程实验室，河北 石家庄 050018）

0 前言

随着能源匮乏和环境污染日益严重，在航空航天、汽车、高铁等领域，结构轻量化成为今后发展的主要趋势。2A12-T42铝合金具有质量轻、比强度高等优点，广泛应用于通用航空制造业中的蒙皮、隔框、仪表板等构件的生产[1]。采用传统的熔化焊焊接该合金，接头易产生气孔、裂纹等缺陷，力学性能较低[2]，目前在航空结构件的生产中主要采用铆接，但铆接存在表面损伤、应力集中等缺陷，且铆接易增加结构质量，降低飞机的燃油经济性。

回填式搅拌摩擦点焊（Refill Friction Stir Spot Wedling，RFSSW）是在搅拌摩擦焊基础上发明的一种新型固相点焊连接技术，具有结合强度高、焊接变形小、残余应力小、绿色节能等优点[3]，有望在航空航天领域取代铆接工艺。在RFSSW焊接过程中，焊点各区域由于受到的机械力作用和热输入量不同，导致微观组织结构存在较大差异，微观组织结构会对焊点的力学性能和耐蚀性产生较大影响[4]，从而对焊点在实际应用过程中服役状态提出考验，因此对RFSSW焊点的腐蚀性能进行研究尤为重要。

铝合金材料的晶格本体、析出相和溶质贫化区之间的电化学行为相差很大，导致晶界比晶粒内部更易腐蚀，点蚀或缝隙腐蚀会发展为晶间腐蚀，甚至发展成剥蚀，对材料性能及使用安全性产生巨大影响[5-9]。本文主要研究飞机机身壁板材料2A12-T42铝合金回填式搅拌摩擦点焊焊点的腐蚀行为，对RFSSW焊点合金金相组织与焊点的剥蚀行为进行了观察，探究2A12-T42铝合金RFSSW焊点表面的腐蚀行为及腐蚀机理，为RFSSW工艺制造飞机壁板的防腐设计提供理论依据。

1 试验材料及方法

1.1 试验材料

试验母材为1.0 mm厚的2A12-T42铝合金，其化学成分如表1所示，属于Al-Cu系中的高强度热处理铝合金，材料经固溶处理后，再经自然时效至稳定状态。试验之前，先去除铝合金表层的包铝层，然后用丙酮试剂去除表面油污，再进行焊接试验。

表1 2A12-T42铝合金化学成分 %Table 1 Chemical composition content of 2A12-T42 alloy

1.2 焊接方法

采用RPS-100型回填式搅拌摩擦焊机，试件采用搭接形式，搭接尺寸40 mm×40 mm；搅拌工具由压紧环、套筒和搅拌针三部分组成，套筒直径9 mm，搅拌针直径6 mm。

采用套筒下扎和搅拌针回填的方式进行焊接，通过控制套筒和搅拌针转动和相对运动，对焊接试件焊点实现下扎和回填两个过程，焊接完成后形成平整、无退出孔的RFSSW焊点，焊接过程如图1所示。

分别采用体式显微镜观察焊点表面成形，采用Keller试剂侵蚀试样，使用金相显微镜观察点焊接头不同区域的微观组织及析出相，腐蚀试验参照HB 5455-1990《铝合金剥层腐蚀试验方法》标准，腐蚀溶液采用EXCO溶液，温度25±1℃，溶液体积与试样面积之比保持在10～30 mL/cm2，腐蚀过程浸泡96 h，定期观察试样表面变化，对比分析焊点表面不同区域的耐腐蚀性。

图1 RFSSW原理Fig.1 Schematic diagram of RFSSW

2 试验结果与分析

2.1 焊点表面微观组织

根据焊接过程中RFSSW焊点表面不同区域所受热输入、机械力作用的差异，将焊点表面分为搅拌针作用区（PAZ）、轴肩作用区（SAZ）、热机械影响区（TMAZ）、热影响区（HAZ）以及母材（BM），其位置如图2所示。可以看出在搅拌针和套筒作用下，RFSSW焊点成形过程复杂，不同区域的金属因机械力和热循环过程的差异导致金属组织及析出相存在较大差别。

图2 RFSSW焊点表面宏观Fig.2 Appearance of RFSSW joint

RFSSW焊点表面不同区域的微观组织如图3所示。焊核区（PAZ和SAZ）在搅拌针和套筒共同搅拌摩擦作用下，金属组织发生动态再结晶，由于受到搅拌工具的直接搅拌作用，晶粒在热作用下并未长大，而是直接被打碎，形成细小均匀的等轴晶，析出相也在搅拌工具作用下被打碎，均匀细小地分布在基体中。从图3可以看出，由于试验采取轴套下扎的方式，SAZ的晶粒搅拌破碎程度较PAZ更为彻底，因此SAZ的晶粒与析出相的尺寸均略小于PAZ。热机影响区（TMAZ）位于焊核区外边缘，虽然未发生金属搅拌，但受到套筒搅拌的影响，在摩擦热和搅拌力的双重作用下，金属发生塑性变形，晶粒在沿着材料流动方向上被拉长，较其他区域明显呈细长条状分布。热影响区（HAZ）的晶粒尺寸是焊点区域最粗大的，虽位于焊点外侧，但未受到搅拌工具的直接搅拌作用，反而在摩擦热作用下晶粒急剧长大。母材（BM）区域因未受搅拌工具的影响，晶粒仍为原始轧制组织，呈沿轧制方向排列的等轴晶，析出相均匀地分布在基体中，晶粒和析出相尺寸均小于HAZ。

析出相对铝合金的耐蚀性影响较大，腐蚀的发生常常依附于晶界处的析出相，这是因为析出相与铝合金基体之间存在较大的电位差，析出相导致阳极金属首先发生溶解，形成腐蚀[10－11]，根据Al-Cu-Mg系合金富铝角相图[12]以及表1中Cu和Mg的质量分数，判定该铝合金的主要析出相为S相（Al2CuMg）。RFSSW在焊接过程中不仅会改变焊点表面的晶粒组织结构，而且会改变析出相的尺寸、形貌和分布，图3中黑色为焊点表面金属的析出相，BM的析出相分布较为均匀，HAZ的析出相分布与母材相近，但尺寸有所增加，主要是HAZ在较大的焊接热输入影响下，晶界上的析出相发生粗化和聚集。TMAZ受到套筒高速旋转下的剪力作用，析出相也在摩擦热与机械力作用下被打碎，尺寸较BM有所减小，并呈一定的方向分布状态。焊核区SAZ和PAZ在搅拌工具的剧烈搅拌作用下，析出相回溶，并均匀分布于基体中，但由于SAZ区域的搅拌作用更为剧烈，导致相比PAZ，其析出相尺寸更为细小，分布也更加均匀。

图3 焊点表面不同区域的微观组织形貌Fig.3 Microstructure morphology on top surface of RFSSW joint in the different regions

2.2 剥蚀形貌观察

焊点表面腐蚀的发生与基体材料中的析出相密切相关。2A12-T42中的析出相主要是S相（Al2CuMg），在溶液浸泡过程中S相与基体材料形成原电池，导致S相中的Mg元素作为阳极优先发生溶解[13-14]，发生如下反应：

S相中的Cu元素和Al元素以及基体材料作为阴极，发生吸氧反应：

由于Mg元素含量较少，焊点在EXCO溶液中继续浸泡一段时间，导致晶界处的Mg元素完全溶解，腐蚀产物开始从焊点表面剥落，此时腐蚀反应继续发生，由于S相中Mg元素的溶解，导致Cu元素富集，Cu元素的电极电位较高，相对于基体材料作为阴极，导致基体材料作为阳极发生溶解，发生如下反应：

于是，由于原电池反应，腐蚀优先在晶界上腐蚀，导致在晶界处发生连续的阳极溶解通道，随着腐蚀的继续进行，发生较短时间的晶间腐蚀。在晶间腐蚀过程中，腐蚀产物增加，体积膨胀，由于楔入效应而产生一定的张力，从而使表面金属发生层状开裂和剥落，发生剥蚀[15-17]。

RFSSW焊点在EXCO溶液中浸泡0～96 h的宏观表面形貌如图4所示，焊点各个区域的腐蚀行为存在较大差异。

图4 焊点表面不同区域的腐蚀形貌Fig.4 Corrosion morphology on top surface of RFSSW joint in the different regions

在浸泡2 h后焊点各个区域宏观无明显变化，当浸泡腐蚀5 h后腐蚀区域增加，Mg元素首先发生溶解，造成析出相的边缘发生轻微的局部腐蚀，由于Mg元素溶解后的析出相中含有Cu元素，其腐蚀电位高于铝合金基体，因此析出相周围铝合金基体金属发生溶解，形成点蚀坑，随着腐蚀时间的增加，腐蚀程度逐渐加剧，因而产生晶间腐蚀。当腐蚀时间增至24 h后，随着析出相周围铝合金溶解，析出相从焊点表面区域脱落。由于焊核区SAZ和PAZ的析出相尺寸较小，点蚀坑相对于焊点其他三个区域较小，但在HAZ发生严重的晶间腐蚀，腐蚀液进入RFSSW焊点内部，内部金属腐蚀加剧，导致腐蚀电化学反应在焊点次表层进行，随着腐蚀产物的生成，表层金属逐步被掀起，即出现剥蚀现象。随着析出相尺寸的增加，金属表面出现剥蚀的现象越加明显，腐蚀96 h后，HAZ、TMAZ、BM和PAZ均出现不同程度的剥蚀现象，而析出相尺寸最小的SAZ未见明显的剥蚀现象。

采用静态失重试验进行RFSSW焊点腐蚀速率的定量分析。将RFSSW焊点与母材分别在EXCO溶液中浸泡96 h，称量试样，结果如表2所示，焊点平均腐蚀速率为5.63 g/（m2·h），而母材平均腐蚀速率为3.42 g/（m2·h），RFSSW焊点的平均腐蚀速率大于母材的，主要原因是焊点的HAZ范围相对较大且耐腐蚀性能下降较多，导致焊点的耐腐蚀能力下降，2A12-T42铝合金母材的耐腐蚀性能优于RFSSW焊点。

表2 焊点静态失重试验数据Table 2 Data of static weight loss test of RFSSW joint

2.3 极化曲线测试

针对RFSSW焊点不同的腐蚀行为进行极化曲线测试分析，主要测试PAZ、SAZ和HAZ的极化曲线（因TMAZ区域宽度过于窄小，将其与HAZ合并），并与BM进行对比。研究表明，腐蚀电位越高，在热力学上金属越稳定，而腐蚀电流值越大，在动力学上金属腐蚀速度越大[6]。试验测得各个区域极化曲线如图5所示，由于RFSSW焊点各个区域生成的组织和析出相尺寸有所差异，造成金属腐蚀行为产生差异，导致焊点各个区域的腐蚀电位也存在差异。

图5 焊点不同区域的极化曲线Fig.5 Potentiodynamic polarization curve of RFSSW joint in the different regions

由图5可知，HAZ的自腐蚀电位最低，为-0.383V；母材的自腐蚀电位最高，为-0.336 V；SAZ和PAZ的自腐蚀电位介于两者之间，分别为-0.361V和-0.353V；说明HAZ在腐蚀溶液中的化学稳定性最低，而母材的稳定性最高。根据极化曲线换算求出焊点不同区域的自腐蚀电流，结果如表3所示。HAZ的自腐蚀电流密度最大，为2.5 μA/cm2，说明此区域腐蚀倾向最大，腐蚀速率最高；母材的自腐蚀电流密度达到1.18 μA/cm2，说明母材的腐蚀速率低于HAZ；而SAZ和PAZ的自腐蚀电流密度低于以上两个区域，PAZ的自腐蚀电流密度为0.67 μA/cm2，较SAZ的更大，表明SAZ的耐腐蚀性优于PAZ。因此，焊点各区域的耐蚀性由好到差依次为：SAZ、PAZ、BM、HAZ/TMAZ。从极化曲线测试结果可以看出，RFSSW焊点不同区域的耐腐蚀性能与剥蚀试验结果相符。

表3 焊点不同区域电化学参数Table 3 Electrochemical data for different regions of RFSSW joint

3 结论

（1）2A12-T4铝合金RFSSW焊点金属组织与析出相形态有差异性，SAZ与PAZ在搅拌工具直接搅拌下晶粒细小，TMAZ受到搅拌工具热力作用，金属组织与析出相呈一定方向分布，HAZ在较大焊接热输入影响下，晶粒长大，析出相粗化聚集。

（2）2A12-T42铝合金RFSSW焊点表面各区域的耐蚀性存在差异，HAZ耐腐蚀能力最低，首先出现点蚀并发展成为剥蚀，SAZ耐腐蚀能力最高。RFSSW焊点的耐腐蚀能力低于母材。

（3）极化曲线测试表明，RFSSW焊点不同区域耐蚀性由好到差依次为：SAZ、PAZ、BM、HAZ/TMAZ。