敏化溫度對(duì)5083-H112雙面攪拌摩擦焊接頭各區(qū)晶間腐蝕性能的影響

王 松，董蕊楓，李 建，孫 博，李芳草，何長(zhǎng)樹

(1.中車青島四方機(jī)車車輛股份有限公司 國(guó)家工程研究中心，山東 青島 266111;2.東北大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，遼寧 沈陽(yáng) 110819;3.東北大學(xué) 材料各向異性與織構(gòu)教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，遼寧 沈陽(yáng) 110819)

Al-Mg合金因具備較高的比強(qiáng)度、良好的耐蝕性和可焊性，廣泛應(yīng)用于船舶和汽車等領(lǐng)域[1-2]。然而，當(dāng)Mg含量大于3.5% (質(zhì)量分?jǐn)?shù))且長(zhǎng)時(shí)間暴露在高溫下時(shí)，Al-Mg合金的晶間腐蝕(IGC)傾向性增大[3]，這種現(xiàn)象被稱為敏化[4]。敏化行為造成Al-Mg合金性能下降，嚴(yán)重影響材料的使用壽命，給實(shí)際工程應(yīng)用帶來(lái)很大危害[5-6]。根據(jù)以往的研究，IGC傾向性與沿晶連續(xù)分布的β相(Al3Mg2)有關(guān)。當(dāng)Al-Mg合金暴露在海水或其它腐蝕性環(huán)境中時(shí)，在晶界處析出的β相(Al3Mg2)充當(dāng)陽(yáng)極，與基體之間的電位差形成原電池，發(fā)生晶間腐蝕[7-9]。目前，評(píng)價(jià)晶間腐蝕傾向性的方法有質(zhì)量損失法和腐蝕深度觀察法，質(zhì)量損失法通過(guò)測(cè)量試樣單位面積上的質(zhì)量損失(DoS值)來(lái)衡量合金的晶間腐蝕敏感性[10]，是評(píng)價(jià)晶間腐蝕最簡(jiǎn)單的方法。

敏化溫度和敏化時(shí)間影響了Al-Mg合金中β相的形態(tài)和分布，從而影響晶間腐蝕傾向性。Zhang等人[11-13]對(duì)AA5083-H131鋁合金在450 ℃溫度下固溶1 h，然后在80～200 ℃溫度下敏化處理不同時(shí)間，發(fā)現(xiàn)DoS值隨溫度的升高呈現(xiàn)先升高后降低的趨勢(shì)，揭示了β相析出程度與晶間腐蝕敏感性的關(guān)系；同時(shí)發(fā)現(xiàn)敏化溫度影響晶界β相的寬度，在不同敏化溫度下，β相均呈連續(xù)網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，且β相寬度隨著溫度的降低而減小。北京科技大學(xué)張迪研究組[14-15]對(duì)高強(qiáng)度Al-Mg合金進(jìn)行不同溫度的敏化處理，當(dāng)敏化溫度低于250 ℃時(shí)，β相沿晶界連續(xù)析出，耐晶間腐蝕性較差；而在250 ℃和275 ℃溫度下進(jìn)行敏化后，β相部分溶解，在晶界處呈不連續(xù)的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，晶間腐蝕抗性得到提高。Oguocha[16]等人研究了敏化溫度對(duì)AA5083-H116合金耐蝕性的影響，結(jié)果發(fā)現(xiàn)隨著敏化溫度的增加，沿晶界析出的富Mg相增加，合金的耐蝕性下降。目前，關(guān)于敏化溫度對(duì)5083鋁合金晶間腐蝕性能影響的研究主要集中在板材和型材上，但并未針對(duì)5083鋁合金焊接接頭作出詳細(xì)報(bào)道。

近年來(lái)，由于大型鑄錠和擠壓型材在生產(chǎn)及應(yīng)用過(guò)程中面臨著制備及運(yùn)輸?shù)葐?wèn)題，因此迫切需要一種高效、環(huán)保、優(yōu)質(zhì)的材料連接技術(shù)，將普通型材連接制造成寬幅型材。上世紀(jì)90年代由英國(guó)焊接研究所(TWI)發(fā)明的攪拌摩擦焊(FSW)作為一種新型固相連接技術(shù)，多運(yùn)用于航天航空、船舶工業(yè)及交通運(yùn)輸?shù)阮I(lǐng)域[17-19]。對(duì)于中厚鋁板的焊接，雙面攪拌摩擦焊作為可采取的焊接方法之一，能夠很好的解決單面FSW根部未焊合及弱連接缺陷問(wèn)題，同時(shí)降低攪拌頭和設(shè)備剛度的需求。對(duì)厚板進(jìn)行雙面焊接時(shí)，焊縫金屬沿板厚方向經(jīng)歷了上下高、中間低的溫度梯度和塑形變形程度，使接頭在橫向和板厚方向均經(jīng)歷了不同程度的熱循環(huán)和塑性變形過(guò)程，致使接頭各區(qū)的微觀組織及力學(xué)性能均存在明顯的差異性[20-21]。大量研究發(fā)現(xiàn)，鋁合金攪拌摩擦焊接接頭各微區(qū)的微觀組織差異是導(dǎo)致晶間腐蝕性能不同的主要原因[22]。敏化溫度對(duì)接頭的晶間腐蝕性能的影響也會(huì)變得更為復(fù)雜，給實(shí)際應(yīng)用帶來(lái)很大危害[23]。本文研究了16 mm厚5083-H112鋁合金型材雙面攪拌摩擦焊接頭在不同敏化溫度下的晶間腐蝕性能，并結(jié)合FSW接頭各微區(qū)微觀組織、析出相特征和晶間腐蝕后硝酸損失質(zhì)量，揭示了FSW接頭各微區(qū)的敏化行為，為Al-Mg合金FSW接頭以及焊接結(jié)構(gòu)安全性評(píng)估提供實(shí)驗(yàn)支持和理論依據(jù)。

1 試驗(yàn)材料及方法

本研究所用材料為5083-H112鋁合金擠壓型材，型材尺寸為500 mm×150 mm×16 mm，主要化學(xué)成分如表1所示。焊接采用雙面焊接工藝，平行于試板擠壓方向?qū)υ嚢暹M(jìn)行水平對(duì)焊。焊接前，檢查待焊試樣的平整度，打磨試板表面氧化膜，用丙酮清洗油污和雜質(zhì)。具體焊接工藝參數(shù)如表2所示。

表1 母材區(qū)化學(xué)成分 wt.%

表2 焊接工藝參數(shù)

焊接完成后，在FSW焊接試板上切取晶間腐蝕和微觀組織試樣，由于兩側(cè)母材區(qū)受到的熱、機(jī)械作用相似，故僅在焊縫一側(cè)切取試樣進(jìn)行測(cè)試與分析。晶間腐蝕試樣包括焊態(tài)(未進(jìn)行敏化處理)以及敏化處理后的試樣。敏化處理?xiàng)l件分別為100 ℃、150 ℃和200 ℃油浴24 h后進(jìn)行空冷。晶間腐蝕實(shí)驗(yàn)參照GB/T 26491-2011《5XXX系鋁合金晶間腐蝕試驗(yàn)方法(質(zhì)量損失法)》標(biāo)準(zhǔn)。為精確確定接頭各微區(qū)的敏化程度，分別在接頭攪拌區(qū)(NZ)、熱影響區(qū)(HAZ)和母材區(qū)(BM)切取尺寸為25 mm×16 mm×9 mm的試樣進(jìn)行不同溫度的敏化處理(如圖1所示)；在敏化處理后，打磨試樣表面，然后將試樣浸入80 ℃、濃度為50 g/L的NaOH溶液1 min，再浸入濃度為59%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))的HNO3溶液中30 s，以去除表面氧化膜；測(cè)量試樣尺寸，計(jì)算其總表面積，稱量其質(zhì)量；最后浸入30 ℃、濃度為68%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))的硝酸溶液中保溫24 h(試驗(yàn)溶液體積與總表面積之比至少為3 mL/cm2)，取出試樣，清除表面微粒，烘干試樣后多次稱量其重量；計(jì)算單位面積腐蝕失重(DoS)進(jìn)而評(píng)價(jià)試樣的晶間腐蝕傾向性。根據(jù)ASTM G67-18《用硝酸中腐蝕后的質(zhì)量損失來(lái)測(cè)定5系鋁合金晶間腐蝕敏感性的試驗(yàn)方法(NAMLT)》標(biāo)準(zhǔn)，當(dāng)DoS值<25 mg/cm2，則表示合金晶間腐蝕不明顯，未發(fā)生敏化；若DoS值≥25 mg/cm2，則說(shuō)明合金發(fā)生晶間腐蝕，敏化傾向性較高。由于試樣在30 ℃、濃度為68%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))的硝酸溶液中浸蝕24 h后，試樣腐蝕嚴(yán)重，表層金屬均被腐蝕掉，無(wú)法進(jìn)一步觀察試樣的晶間腐蝕特征，因此，將試樣浸蝕時(shí)間縮短至3 h，然后采用激光共聚焦顯微鏡對(duì)試樣的晶間腐蝕特征進(jìn)行觀察。

圖1 晶間腐蝕試樣取樣示意圖

為了探究影響FSW接頭敏化行為的組織原因，采用JEOL-JSM6501型掃描電鏡對(duì)焊態(tài)及敏化處理后的接頭母材區(qū)和攪拌區(qū)進(jìn)行微觀組織觀察。將拋光處理后的試樣在濃度為56%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))的磷酸溶液中腐蝕90 s，再在掃描電鏡下觀察晶界、晶內(nèi)結(jié)晶相粒子以及β相粒子的組態(tài)特征。為了進(jìn)一步研究β相的析出行為，采用JEM-2100F型場(chǎng)發(fā)射透射電子顯微鏡對(duì)樣品進(jìn)行進(jìn)一步觀察，并采用STEM成像模式對(duì)富鎂相進(jìn)行觀察，同時(shí)使用透射電子顯微鏡裝備的X射線能譜儀(EDS)進(jìn)行成分分析。透射樣品尺寸及取樣位置如圖2所示。采用型號(hào)為TenuPol-5電解雙噴減薄儀，選用濃度比為3∶7的硝酸甲醇溶液，在溫度為-30～-20 ℃、電壓為14～16 V條件下進(jìn)行電解雙噴減薄。

圖2 透射樣品尺寸及取樣位置/mm

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 FSW焊接接頭敏化后的晶間腐蝕性能

圖3為不同敏化處理?xiàng)l件下，5083鋁合金FSW接頭的晶間腐蝕形貌及各區(qū)(BM、HAZ和NZ)的DoS值。由圖3(a)和圖3(b)可知，F(xiàn)SW接頭的晶間腐蝕程度由高到低排序?yàn)?50 ℃>200 ℃>100 ℃>焊態(tài)。在150 ℃和200 ℃敏化處理?xiàng)l件下，F(xiàn)SW接頭的晶間腐蝕傾向性較高，耐蝕性較差。圖3(b)為接頭各區(qū)DoS值測(cè)試結(jié)果，DoS值可直觀反映出不同狀態(tài)FSW接頭各區(qū)的敏化程度。隨著敏化溫度的升高，接頭各區(qū)DoS值均呈先升高再降低的趨勢(shì)，其中，150 ℃敏化處理后的接頭各區(qū)DoS值最高，敏化程度最高。150 ℃敏化接頭BM和NZ的DoS值分別為151 mg/cm2和170 mg/cm2，200 ℃敏化接頭BM和NZ的DoS值分別為60 mg/cm2和34 mg/cm2。根據(jù)ASTM G67-18標(biāo)準(zhǔn)，150 ℃和200 ℃時(shí)接頭各區(qū)DoS值>25 mg/cm2，表明試樣的晶間腐蝕傾向性較高；而焊態(tài)和100 ℃敏化處理的接頭各區(qū)DoS值<25 mg/cm2，故試樣的晶間腐蝕傾向性較低。敏化溫度以及接頭各區(qū)顯微組織差異是造成各區(qū)晶間腐蝕程度不同的主要原因。因此，對(duì)不同敏化溫度接頭各區(qū)的微觀組織進(jìn)行研究，分析影響接頭各區(qū)晶間腐蝕性能的組織原因。

圖3 不同敏化溫度FSW接頭晶間腐蝕形貌及接頭各區(qū)的DoS值

圖4為焊態(tài)和150 ℃敏化處理后的FSW接頭各區(qū)(BM、HAZ、TMAZ和NZ)的晶間腐蝕金相觀察結(jié)果。由圖4(a)～圖4(d)可知，焊態(tài)接頭各區(qū)表面未發(fā)現(xiàn)明顯的晶間腐蝕裂紋，試樣橫斷面彌散分布著黑色和灰色過(guò)剩Al-Mn相。由圖4(e)～圖4(h)可知，150 ℃敏化處理后的接頭各區(qū)表面均觀察到明顯的晶間腐蝕裂紋。但試樣表面由于腐蝕出現(xiàn)局部脫落現(xiàn)象，因此不能僅通過(guò)金相觀察結(jié)果比較各區(qū)晶間腐蝕程度。

圖4 FSW接頭不同區(qū)域晶間腐蝕金相觀察結(jié)果

圖5 FSW接頭BM和NZ在不同敏化溫度下的SEM觀察結(jié)果

2.2 β相的行為變化分析

圖5為FSW接頭BM和NZ在不同敏化溫度(焊態(tài)、150 ℃及200 ℃)處理后的SEM觀察結(jié)果。焊態(tài)接頭的BM晶內(nèi)存在灰色塊狀A(yù)l6(FeSi)相(如圖5(a)中白色虛線框所示)，經(jīng)磷酸腐蝕后形成點(diǎn)蝕坑，在晶界上析出少量的富鎂相；150 ℃敏化處理后的BM在磷酸腐蝕作用下，能明顯觀察到晶界上連續(xù)分布著大量含鎂相(如圖5(b)白色箭頭所示)；200 ℃敏化處理的BM在腐蝕后能觀察到部分晶界，沿晶斷續(xù)分布的含鎂相明顯少于150 ℃敏化處理后的BM(如圖5(c)所示)。由圖5(d)可見，焊態(tài)接頭的NZ中并未觀察到明顯的腐蝕痕跡；150 ℃敏化處理的NZ晶界比較明顯，有大量點(diǎn)蝕坑，晶界周圍分布著大量的含鎂相(如圖5(e)所示)；由圖5(f)可知，200 ℃敏化處理的NZ在腐蝕后可觀察到部分晶界，含鎂相在晶界斷續(xù)分布。根據(jù)文獻(xiàn)可知[1,5,7,9]，5083鋁合金在敏化處理過(guò)程中，Mg原子在晶界上富集形成β相(Al3Mg2相)。150 ℃敏化處理的BM與200 ℃敏化處理的BM相比，β相沿晶界析出更密集，敏化較嚴(yán)重，耐蝕性較差；150 ℃敏化處理的NZ與200 ℃敏化處理的NZ相比，晶界β相富集程度較大，敏化程度較嚴(yán)重，晶間腐蝕傾向性高，耐蝕性差，這與之前的晶間腐蝕試驗(yàn)結(jié)果相對(duì)應(yīng)。對(duì)比分析磷酸腐蝕后敏化接頭BM和NZ微觀組織可知，焊態(tài)接頭的BM和NZ未觀察到明顯腐蝕特征，而150 ℃和200 ℃敏化接頭的BM和NZ晶界發(fā)生明顯腐蝕。由于磷酸對(duì)β相的優(yōu)先腐蝕性，可以推斷β相在150 ℃和200 ℃敏化處理后沿晶界析出富集，敏化試樣按照β相在晶界的連續(xù)析出程度可表示為：150 ℃敏化處理的NZ >150 ℃敏化處理的BM>200 ℃敏化處理的BM>200 ℃敏化處理的NZ。結(jié)合晶間腐蝕結(jié)果可知,β相在晶界處的析出行為是影響晶間腐蝕傾向性的重要因素，β相析出越密集，其晶間腐蝕傾向性越大。

敏化過(guò)程主要與Mg原子的活躍度和β相的析出行為有關(guān)，為了進(jìn)一步探究β相的形成機(jī)制，對(duì)敏化試樣進(jìn)行TEM觀察。圖6為150 ℃敏化溫度條件下的BM和NZ的TEM觀察結(jié)果及成分分析面分布圖。由圖6(a)和圖6(d)可知，晶界上存在尺寸約為500 nm的塊狀第二相粒子，利用STEM-EDS分析發(fā)現(xiàn)該相含有Mn、Fe及Cr元素，結(jié)合文獻(xiàn)[10]可判斷這些塊狀第二相粒子為Al6(MnFeCr)相。此外，在該相周圍還發(fā)現(xiàn)有Mg元素的富集，由此可推斷β相可附于Al6(MnFeCr)相形核。由圖6(b)、圖6(c)、圖6(e)和圖6(f)結(jié)果可知，150 ℃敏化處理的BM和NZ中，Mg元素在晶界上富集，形成薄膜狀連續(xù)分布的β相。β相沿晶析出特征是影響晶間腐蝕傾向性和敏化程度的重要因素。當(dāng)β相在晶界上連續(xù)分布時(shí)，易發(fā)生晶間腐蝕，DoS值相對(duì)較大，敏化程度也相對(duì)較高。由于NZ發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶形成細(xì)小的等軸晶，相比于晶粒尺寸較大的BM，晶界密度較高，150 ℃敏化處理后β相沿晶分布密度較高，NZ的晶間腐蝕傾向性因此高于BM。

圖6 150 ℃敏化溫度下的母材區(qū)和攪拌區(qū)顯微組織的TEM觀察結(jié)果及元素分布

3 結(jié) 論

(1)5083-H112鋁合金FSW接頭試樣的敏化程度(DoS值)隨敏化溫度的升高呈先升高后降低的趨勢(shì)，晶間腐蝕程度由高到低排序?yàn)?50 ℃>200 ℃>100 ℃>焊態(tài)。經(jīng)過(guò)150 ℃敏化處理后，接頭各區(qū)敏化程度最大，晶間腐蝕最嚴(yán)重，NZ的DoS值高于BM和HAZ的DoS值。

(2)沿晶分布的β相特征(尺寸、數(shù)量及分布特征)是影響接頭各區(qū)敏化行為和晶間腐蝕傾向性的主要因素。經(jīng)過(guò)150 ℃敏化處理后，β相在BM和NZ晶界上呈薄膜狀連續(xù)分布，而經(jīng)過(guò)200 ℃敏化處理后，β相呈斷續(xù)分布，這是150 ℃敏化處理接頭各區(qū)晶間腐蝕傾向性高于200 ℃敏化處理接頭晶間腐蝕傾向性的根本原因。此外，接頭各區(qū)晶內(nèi)及晶界上的Al6(MnFeCr)富錳相易作為β相的形核質(zhì)點(diǎn)，進(jìn)而促進(jìn)接頭各區(qū)的敏化行為。

(3)相比于晶粒尺寸較大的BM，具有細(xì)小等軸晶組織的NZ在150 ℃敏化處理后,β相沿晶分布密度較高，晶間腐蝕傾向性較高。