前言
7075铝合金具有较高的比强度、弹性模量、断裂韧性,广泛应用于制造飞机梁、起落架部件等。随着航空航天技术的兴起,厚板铝合金在航空工业中的应用越来越广泛。1991年发明的搅拌摩擦焊(FSW)它能很好地解决焊缝金属凝固裂纹、热影响区软化、应力集中等常见问题,广泛应用于航空领域。
目前,对于厚板铝合金FSW接头性能的研究主要集中在接头的力学性能上,但厚板铝合金FSW关于接头沿厚度方向的腐蚀行为的报不多。厚板铝合金在FSW当时,板厚方向的温度梯度较大,导致焊缝厚度方向的金属塑化程度和流动行为不同,导致组织结构不同,导致接头沿板厚方向的腐蚀性能不同。
Xu等对14mm厚的2219-O铝合金FSW研究了接头焊核区上、中、下三个位置的点蚀行为,焊核上部区域比下部区域具有更好的耐腐蚀性。胡百晖等对8mm厚的LY12铝合金FSW分层腐蚀焊缝。研究结果表明,焊核区的腐蚀程度在厚度方向下逐渐增加,热机影响区(TMAZ)和热影响区(HAZ)腐蚀程度逐渐降低。
晶间腐蚀是铝合金材料常见的腐蚀形式之一,在腐蚀初期不易发现,给使用这些材料的飞机和船舶带来了严重的安全风险。目前厚板铝合金FSW对焊缝晶间腐蚀的研究较少。
所以这篇文章是20mm厚7075铝合金板是研究对象,沿焊缝厚度方向FSW分层晶间腐蚀接头,研究各层各区域的晶间腐蚀行为,分析厚板7075铝合金的组织结构FSW接头晶间腐蚀的影响。
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实验方法
实验材料为20mm厚的AA7075-T6铝合金板,其化学成分(质量分数,%)为Si0.1,Zn5.43,Mn0.06,Ti0.03,Fe0.36,Cu1.6,Cr0.2,Mg2.7,Al余量。选用自制搅拌摩擦焊设备进行实验。选用搅拌头轴肩36mm,锥形搅拌针端径8mm、根部直径14mm、长19.7mm。FSW工艺参数为:旋转速率235r/min,焊接速率30mm/min,倾斜角度2°,下压量0.5mm。
沿焊件水平面截取金相样品,抛光抛光后使用Keller试剂腐蚀,使用Zeiss Axioscope A1型光学显微镜对接头各区域进行微观组织观察。截取晶间腐蚀试样示意图见图1。
图1 晶间腐蚀样本截取示意图
将切好的50mm×10mm×20mm接头沿厚度方向每隔4次mm切成1个50mm×10mm×4mm共5个样品,从上到下分别标注1#、2#、3#、4#和5#5个样品。打磨抛光样品的上表面,然后按压GBT晶间腐蚀试验采用7998-2005铝合金晶间腐蚀试验。腐蚀介质为57g NaCl 1000mL H2O 10mL H2O2溶液。
各层上表面为腐蚀面,非腐蚀面密封;腐蚀温度为(35±2)℃,腐蚀时间为6h。腐蚀后,取20g CrO和50mL H3PO4加水稀释到1000mL后,加热到80℃,然后将腐蚀样品浸泡5~10min,去除腐蚀性产品。
晶间腐蚀深度采用光学显微镜测量,Canon EOS 50D用单反相机观察样品腐蚀的宏观形状VEGA II LMH扫描电子显微镜(SEM)自带能谱仪(EDS)观察试件各区域的微观腐蚀形态,观察各区域的第二相粒子EDS分析。
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结果与讨论
2.1.腐蚀宏观形态图2为接头横截面宏观图。接头可根据组织特征分为四个区域:焊接区(NZ)、热机影响区(TMAZ)、HAZ轴肩影响区(SAZ)。图中AS为前进边,RS为返回边。本文将NZ和SAZ视为焊缝中心区。
图2 7075铝合金焊接接头横截面宏观
图3是沿板厚方向各层试样上表面晶间腐蚀的宏观形态。从图3和参照图2的位置可以看出,HAZ由于大量腐蚀坑,光的漫反射增强,颜色明显暗,腐蚀程度严重,焊缝中心区域和TMAZ颜色白亮,说明腐蚀程度轻。图3a焊缝上表面SAZ,可见大量腐蚀坑表明其腐蚀程度低于下部NZ严重。
图3 沿板厚方向各层试样上表面晶间腐蚀宏观形貌
2.2腐蚀微观形状图4 3#试样各区晶间腐蚀显微
图4为3#试样各区晶间腐蚀显微。可见,不同的区域表现出不同的腐蚀行为,NZ腐蚀最轻,HAZ腐蚀最严重。
由图4b和c可见,NZ大量点蚀坑分布,晶间腐蚀明显。由图4e可见,HAZ部分地区表面晶粒大量脱落,剥蚀严重。同时,大量腐蚀坑分布在其上,表明HAZ晶间腐蚀不仅发生,还伴有点蚀和剥蚀。由图4f由此可见,晶粒晶界和晶粒内部都遭受了严重的腐蚀,逐渐腐蚀到基体内部。
由图4h可见,TMAZ区内有大量不规则的腐蚀坑,腐蚀坑内仍有未脱落的二相粒子(如图中箭头所示)。由于晶界被腐蚀,可以从图4开始i特征明显的观察TMAZ晶粒组织。因此,TMAZ同时存在内晶间腐蚀和点蚀。
2.三晶间腐蚀深度表1 沿板厚试样各层各区晶间腐蚀深度
表1为沿焊缝厚度方向各层试样各区晶间腐蚀深度的测量值。可以看出,焊缝中心区域SAZ和NZ腐蚀深度最小,HAZ与宏观和微观腐蚀形态相一致,腐蚀深度最大。焊缝中心最大的腐蚀深度出现在1#样品中SAZ,腐蚀深度为23.8μm。图5为3#试样各区晶间腐蚀深度测量图。
图5 3#试样各区晶间腐蚀深度测量图
由图5b可见,TMAZ腐蚀后形状呈波浪状,与TMAZ扭曲变形的组织结构是一致的,腐蚀沿晶间进行。从表1可知,TMAZ的最大腐蚀深度出现在焊缝中部的3#试样上,最大腐蚀深度为68.5μm。结合图5c可知,HAZ最严重的腐蚀倾向,最大的腐蚀深度出现在焊缝顶部的1#样品HAZ上,深度为123.8μm。
2.4接头微观组织和第二相分布图6 1#、3#、5#试样沿焊缝厚度方向水平面不同区域的微试样
图6是沿焊缝厚度方向水平面不同区域的微组织形状。由图6a-c可此可见,焊缝中心区域为小等轴晶,沿焊缝向下晶粒尺寸略大。这是因为焊缝中心上部的金属材料受到轴肩的挤压摩擦和搅拌针的双重摩擦。温度最高,晶粒动态再结晶充分,晶粒最小;沿板厚度下降,温度和搅拌效果逐渐减弱,晶粒动态再结晶程度不如上部充分,晶粒尺寸逐渐增大。
由图6d-f可见,TMAZ组织变形严重,垂直于轧制方向弯曲的长条形,晶粒尺寸沿板厚方向变大后变小。这是因为TMAZ由于上部组织温度高,塑性挤压效果强,部分晶粒再结晶成小等轴晶;TMAZ中部组织具有较强的塑性流动曲长条,晶粒尺寸大;TMAZ下部较窄,紧贴NZ,由搅拌针驱动的塑性金属挤压,晶粒为长条状和不规则块状,晶粒尺寸略小于中间。
由图6g-i可见,HAZ由于沿板厚方向的温度逐渐降低,沿板厚方向的晶粒尺寸逐渐变小,HAZ组织粗化减弱。
图7为1#试样各区第二相分布,表2为第二相粒子成分分析。
图7 1#试样各区第二次分布
表2 二相粒子成分分析
可见三个区域的第二相粒子形状不规则。NZ第二相粒子尺寸最小,分布最均匀,尺寸约为1-10μm;TMAZ第二相粒子分布均匀性差,尺寸约为1-15μm;HAZ第二相粒子分布最不均匀,排列成串,尺寸约为5-20μm。
从表2的粒子成分分析可以确定,这些不规则块的第二相粒子可能是7075铝合金在铸锭凝固过程中形成的FeCrAl7和FeAl三等粗大难溶相和FSW高温沉淀过程共同组成。
根据分析,7075铝合金将在铸锭凝固过程中形成FeCrAl7和FeAl在随后的加工过程中,三等粗大难溶相被破碎,常排列成串。
当厚板7075铝合金FSW当时,由于焊缝中心区搅拌针机械作用强,这些不溶性第二相破碎,尺寸减小,金属塑性流分布均匀,NZ第二相粒子尺寸最小;HAZ第二相粒子只受热循环的影响,因此尺寸最大;TMAZ介于NZ和HAZ同时,它流动金属的挤压,第二相破碎,但效果远弱于NZ因此,该区域的第二相尺寸和分布均匀性介于NZ和HAZ中的之间。
2.5分析与讨论铝合金晶间腐蚀的主要原因是晶体边界存在连续沉淀相和无沉淀带。铝合金中的第二相往往优先于晶体边界,导致晶体边界附近的化学溶质聚集、电位差和电化学反应。
晶粒越大,晶界中的第二相粒子越多,晶界中沿晶体腐蚀的趋势越大,大晶粒有利于腐蚀介质通过连续晶界向金属深度发展。
晶粒越大,晶界中的第二相粒子越多,晶界中沿晶体腐蚀的趋势越大,大晶粒有利于腐蚀介质通过连续晶界向金属深度发展。本研究中的7075铝合金FSW接头、焊缝中心组织为小等轴晶,晶间腐蚀倾向最小,HAZ受热循环影响,组织粗化,晶间腐蚀倾向最大。
当焊缝中心沿板厚度下降时,晶粒尺寸逐渐增大,晶间腐蚀倾向增大。但从表2可以看出,1#样品SAZ晶间腐蚀深度大于焊缝下部3#和5#样品NZ晶间腐蚀深度。这是因为焊缝的上表面SAZ由于搅拌头反复挤压,金属形成周期性弧纹结构。大量的第二相颗粒也周期性地聚集在弧形谷中,这增加了SAZ化学溶质原子的偏析程度SAZ腐蚀程度。
HAZ沿焊缝厚度向下,晶粒尺寸先增大后减小,因此腐蚀深度也表现为中间最大,下部次之,上部最小;HAZ由于热循环的影响,组织粗化,组织粗化程度逐渐降低,因此,HAZ沿板厚方向,晶间腐蚀深度逐渐降低。
另一方面,点蚀通常是晶间腐蚀的开始,第二相粒子是铝合金腐蚀的起源。接头各区域中的大尺寸含Fe难溶相电位偏正,周围Al基体形成微区电偶对,周围形成Al基体作为阳极被腐蚀,最终导致这些二相粒子完全脱落,留下腐蚀坑。
焊缝中心区第二相粒子尺寸小,分布均匀,留下大量均匀的小腐蚀坑,进一步削弱了腐蚀介质向金属的传输。在HAZ第二相粒子尺寸最大,腐蚀脱落后留下较大的腐蚀坑,促进金属内腐蚀,腐蚀介质通过腐蚀缺陷不断腐蚀基底。而且,HAZ的板条状组织的晶粒长宽比较大,为晶间腐蚀提供了一个连续的发展空间,使腐蚀产物连续分布,产生锲形力,易于发生剥落腐蚀。
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结论
17075Al合金FSW焊接接头焊缝中心组织为细等轴晶,第二相分布均匀,晶间腐蚀最轻;HAZ晶粒尺寸最大,第二相分布均匀性最差,晶间腐蚀最严重。
2沿板厚蚀程度沿板厚向下,NZ逐渐变大,TMAZ先增后减,HAZ逐渐变小。
37075厚板铝合金FSW接头沿板厚方向的晶粒尺寸与第二相粒子尺寸和分布的差异是接头沿板厚方向晶间腐蚀程度不同的主要原因。
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