焊后热处理对6061铝合金搅拌摩擦点焊接头腐蚀行为影响

2021-05-13石端虎夏晓雷陆兴华

轻合金加工技术 2021年2期

韩磊，杨峰,2，石端虎,2，夏晓雷，陆兴华

(1.徐州工程学院机电工程学院，江苏徐州 221018；2.江苏省大型工程装备检测与控制重点实验室，江苏徐州 221018)

Al-Mg-Si系合金作是热处理强化型铝合金，具有较高强度和韧性、好的耐腐蚀性和焊接性。采用传统电阻点焊技术进行焊接，不仅能耗大、电极损耗大，接头还存在气孔、夹杂等缺陷[1]。搅拌摩擦点焊工艺作为一种新型固相连接技术，具有焊接温度低、焊后结构变形小及无污染等特点，广泛应用于航天航空、轨道交通及汽车制造领域[2]。在点焊过程中，塑性变形使得铝合金内部位错数量急剧增加，自由能升高，同时点焊处晶粒会产生回复和动态再结晶[3]。搅拌摩擦点焊因接头不同区域在焊接过程中受到的热和力的作用不同，进而表现出了腐蚀性能的差异。

目前关于铝合金搅拌摩擦点焊研究主要集中于接头力学性能、残余应力分布、塑性流变行为和温度场测量及模拟等方面[4～6]。针对目前国内外对铝合金基体腐蚀行为开展了较多研究工作，候丹丹等对不同温度和时间均匀化处理的T6态6082铝合金进行晶间腐蚀试验，随着均匀化温度升高及均匀化处理时间延长，再结晶晶粒更加细小，抗晶间腐蚀性能均增加[7]。单际强等通过动电位极化曲线和微观腐蚀路径分析，研究了锻造、挤压工艺对6082铝合金电化学腐蚀行为的影响，研究表明在塑性变形流线中分布的第二相颗粒与基体之间的界面产生晶间腐蚀[8]。庄俊杰在硅酸盐电解液体系中对6063铝合金表面进行微弧氧化(MAO)处理，硅酸盐体系的膜层中存在较多Al9Si相，能为铝合金提供较好的防护作用[9]。但在搅拌摩擦点焊接头腐蚀行为方面的研究还未深入开展。本试验研究6061铝合金焊后热处理工艺对点焊接头中显微组织变化及腐蚀性能的影响，找出6061铝合金摩擦搅拌点焊接头腐蚀性能薄弱的区域，为日后进一步提高该合金搅拌摩擦焊接接头的性能提供依据和改进方向。

1 试验材料及方法

焊接所用母材为2 mm厚6061-T6铝合金板材，其主要化学成分(质量分数/%)为： Mg 0.815，Si 0.625，Mn 0.019，Cu 0.272， Fe 0.320，余量Al。搅拌摩擦点焊在SK-004型回填式搅拌摩擦点焊设备上进行，选用的搅拌针直径为5.2 mm，套筒外径为9.0 mm，夹紧环外径为18.0 mm，搅拌套旋转速度2 000 r/min，焊接时间为2.5 s，下压深度1.6 mm。焊后对铝合金焊点进行固溶处理和时效处理，固溶温度为520 ℃，固溶时间2 h，时效温度为150 ℃，时效时间1 h～16 h。

电化学测试在PAR STAT2273电化学工作站进行，采用三电极体系，点焊铝合金为工作电极，饱和甘汞电极 SCE为参比电极，石墨为辅助电极，介质为质量分数3.5% NaCl的水溶液。试样表面经打磨抛光，保留有效工作面积为1 cm2，试样背面点焊引出铜导线，并将非工作面部分采用环氧树脂密封。试验在室温25 ℃条件下进行，待开路电位OCP稳定后，进行电化学阻抗谱EIS测试，频率范围105～10-2Hz，测试时激励信号幅值为10 mV的正弦波，动电位极化曲线扫描范围为-1.5 V(vs SCE)～0.5 V(vs SCE)，扫描速率为10 mV/s。

2 试验结果与讨论

2.1 焊后热处理态搅拌摩擦点焊接头显微组织

根据点焊过程中受热和机械作用影响，接头可分为焊核区(WNZ)、热机影响区(TMAZ)、热影响区(HAZ)等。WNZ位于搅拌针的正下方，在热和变形同时作用下，应变速率高，该区域会产生动态再结晶，晶粒为较小的等轴晶体；TMAZ在焊核区的边缘未受到搅拌针直接作用，仅受到焊核区热塑性材料的温度梯度和应变速度的作用，晶粒被显著拉长，并呈现出流线态分布；HAZ区域材料经过点焊过程中的热循环作用，晶粒均有所长大，其晶粒形态大致与母材相似。

金相显微组织检测表明，随着时效时间的增加，析出相Mg2Si的尺寸、体积分数有所增加，变形的晶粒变化明显，晶界变得更清晰。

2.2 极化曲线

图1为焊核区和母材在w(NaCl)=3.5%的水溶液中极化曲线。可以看出，腐蚀过程中有一个明显的“钝化区”存在，腐蚀电流密度无变化而腐蚀电位增加，目前尚没有一个相对合理、完善的理论用来描述、解释金属腐蚀钝化现象。通常引用成相膜理论来解释铝合金表面钝化现象。由于铝合金表面生成了连续致密的氧化膜，且具有较高的稳定性，氧化膜与铝合金基体热膨胀系数相差不大，使其在温度变化时很难剥落。

图1 不同热处理条件下焊核区和母材在3.5%NaCl水溶液中的极化曲线Fig.1 Tafel polarization curves of the BM and WNZ in 3.5% NaCl aqueous solution under different heat treatment conditions

根据极化曲线拟合出的焊后固溶、时效条件下的6061铝合金焊核区和母材在w(NaCl)=3.5%的NaCl溶液中的腐蚀电位和腐蚀电流密度，如表1所示。通常腐蚀电位越高，在热力学上表现越稳定，不易腐蚀；腐蚀电流密度越大，在动力学上腐蚀速率越大。接头焊核区和母材的极化曲线中自腐蚀电位均出现了不同程度地正向移动或负向移动，因焊接过程中的机械挤压及热输入不同所引起的材料微区化学成分和组织结构变化，使得热力学上的稳定性产生变化[10]。由表1可知，固溶态下的焊点金属自腐蚀电位发生正向移动，腐蚀电流密度最低，此时腐蚀倾向性较低，热力学处于相对稳定状态，具有较好的耐腐蚀性能。随着时效时间延长，腐蚀电流密度增大，说明腐蚀速率加快，动力学处于活跃状态，经8 h～16 h时效后，焊核区及母材腐蚀电位均最低，表明其腐蚀倾向增大，腐蚀最为严重。

表1 不同热处理条件下焊核区和母材在3.5%NaCl溶液中的自腐蚀电位及自腐蚀电流密度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 交流阻抗谱分析

图2为铝合金点焊后的固溶、时效条件下的Nyquist图，交流阻抗谱图由高频容抗弧(10-2Hz～104Hz)、低频容抗弧(10 Hz～100 Hz)和低频Warburg阻抗(小于2.5 Hz)组成。高频容抗弧与试样表面氧化物膜层的阻抗特征相关，低频容抗弧与电解液在孔隙中的扩散相关，从图2可以看出，固溶态下合金的容抗弧半径最大，说明腐蚀反应阻力最大，腐蚀速率最小[11]。随着时效时间的增加，容抗弧半径逐渐减小，钝化膜的阻碍作用降低，腐蚀速率持续增加直至测试结束。

图2 不同热处理条件下焊核区和母材在3.5%NaCl溶液中电化学阻抗谱Fig.2 EIS of the WNZ and BM in 3.5% NaCl aqueous solution under different heat treatment conditions

与母材区相比，焊核区具有较大的容抗弧半径，容抗弧半径增加使得其耐腐蚀性得到了提升，这与焊核区组织发生了动态再结晶相关，研究表明，铝合金点焊过程中的挤压摩擦作用，形成了10 μm以下的细小等轴再结晶晶粒[12]。

图3给出了试样在腐蚀介质中的等效电路，其特点是紧接着容抗弧后存在一个扩散控制体系的Warburg阻抗直线，该等效电路可以拟合得出与试验测试结果相一致，Rsol表示电解液的电阻，Rhf和Chf表示高频电阻和电容，W扩散Warburg阻抗。选用的等效电路，拟合出的Rhf呈现出固溶态的、1 h～4 h时效态的、8 h～16 h时效态的依次减小规律，而Chf则相反顺序排序，说明随着时效时间增加，金属耐腐蚀性能下降。

图3 电化学阻抗谱等效电路Fig.3 Equivalent circuit of EIS

根据Al-Mg-Si合金相图可知，6×××系铝合金由α固溶体和Mg2Si相组成，随着时效时间变长，时效沉淀过程由过饱和α固溶体→G.P.区→β′相→β相(Mg2Si)，析出相成分及分布对铝合金的耐腐蚀性有着直接影响，故热处理后合金析出相的成分和分布尤为重要[12-13]。Al-Mg-Si系铝合金经过长时间(8 h和16 h)时效处理，晶粒内及晶粒边界上析出较小的第二相颗粒，当第二相颗粒在界面处聚集并在晶界处呈连续链状分布，如图4所示。

图4 焊后经固溶、时效处理析出Mg2Si强化相及其分布Fig.4 Precipitation and distribution of Mg2Si strengthening phase after solution and aging treatment after welding

通常铝合金表面在空气中会形成致密Al2O3膜，而在3.5%NaCl水溶液中，Cl-会被吸附到氧化膜表面，导致钝化膜出现溶解，原本致密的Al2O3膜便处于水分子、OH-和 Cl-包围之中，形成可溶性氯化物。随着Al2O3氧化膜的溶解，铝合金基体逐渐与NaCl溶液相接触，铝合金中强化相Mg2Si的腐蚀电位约为-1 300 mV，低于基体铝合金的腐蚀电位，较大的电位差将产生微区电偶腐蚀作用，处在阳极的Mg2Si强化相在腐蚀过程中优先发生腐蚀，并形成点蚀坑，如图5所示[14]。