李鵬 馬超群 李艷光 董紅剛

摘要：研究了5052鋁合金/304不銹鋼旋轉(zhuǎn)摩擦焊接頭熱處理前后徑向不同位置處的微觀組織和腐蝕性能。結(jié)果表明：焊態(tài)下，接頭因界面產(chǎn)熱和壓力分布不均勻，導(dǎo)致徑向不同位置處金屬間化合物分布特征不同，中心位置處（Center）無金屬間化合物分布，0.25R、0.5R、0.75R處金屬間化合物呈連續(xù)分布。接頭徑向不同區(qū)域存在腐蝕性能不均勻性，耐腐蝕性能順序?yàn)椋?.75R>0.5R>Center>0.25R。經(jīng)過250 ℃/20 min焊后熱處理，接頭殘余應(yīng)力得到釋放，微觀組織均勻化，腐蝕性能徑向不均勻性消失。

關(guān)鍵詞：鋁/鋼異種金屬接頭;旋轉(zhuǎn)摩擦焊;微觀組織;腐蝕性能;不均勻性

中圖分類號：TG457.1? ? ? ? ? ? 文獻(xiàn)標(biāo)志碼：A? ? ? ? ? ?文章編號：1001-2003（2020）09-0060-09

DOI：10.7512/j.issn.1001-2303.2020.09.06

0? ? 前言

鋁/鋼異種金屬焊接構(gòu)件兼具鋁合金輕質(zhì)、高比強(qiáng)度和高不銹鋼強(qiáng)度、低成本的優(yōu)勢，在車輛、壓力容器和航空航天等領(lǐng)域有著廣闊的應(yīng)用前景[1]。鋁和鋼的熱物理性能差異較大，且鐵在鋁中的固溶度極低，采用傳統(tǒng)熔化焊方法對鋁/鋼異種金屬進(jìn)行焊接時(shí)，接頭焊縫中易形成大量金屬間化合物，從而降低接頭力學(xué)性能。為了實(shí)現(xiàn)鋁和鋼的可靠連接，通常需要對鋼的表面進(jìn)行特殊處理，或者在鋁和鋼之間放置過渡層材料。然而，這些方法不僅增加了焊接工序和成本，而且連接的可靠性得不到保證。

旋轉(zhuǎn)摩擦焊作為一種優(yōu)質(zhì)、高效、綠色節(jié)能的固相焊方法，是制備鋁/鋼異種金屬回轉(zhuǎn)體復(fù)合構(gòu)件最為理想的焊接方法之一[2]。但旋轉(zhuǎn)摩擦焊獨(dú)特的回轉(zhuǎn)運(yùn)動形式會導(dǎo)致徑向產(chǎn)熱不均，引起接頭微觀組織與性能沿徑向分布的不均勻性，進(jìn)而會影響到接頭服役性能的可靠性。李鵬等[3]研究了旋轉(zhuǎn)摩擦焊界面產(chǎn)熱沿徑向的不均勻性，結(jié)果表明大致在1/3R～2/3R處溫度達(dá)到峰值。Fukumoto等[4]對5052鋁合金/304不銹鋼旋轉(zhuǎn)摩擦焊接頭微觀組織與性能進(jìn)行了研究，發(fā)現(xiàn)接頭界面金屬間化合物厚度沿徑向先增加后減小，在2/3R處最厚。Li等[5]報(bào)道了TC4鈦合金/316L不銹鋼旋轉(zhuǎn)摩擦焊接頭界面結(jié)構(gòu)與力學(xué)性能沿徑向分布的不均勻性，從接頭中心到邊緣位置，界面金屬間化合物厚度先增加后降低，而接頭抗拉強(qiáng)度則逐漸降低。Dong等[6]研究了5052鋁合金/304不銹鋼旋轉(zhuǎn)摩擦焊接頭的微觀組織及力學(xué)性能，發(fā)現(xiàn)接頭力學(xué)性能在中心位置達(dá)到最優(yōu)。

可以看出，國內(nèi)外學(xué)者已對旋轉(zhuǎn)摩擦焊接頭微觀組織和力學(xué)性能方面開展了大量研究工作。然而，對于鋁/鋼異種金屬接頭而言，耐腐蝕性能同樣是保障接頭工程化可靠應(yīng)用的重要因素[7]。顧玉芬等[8-9]研究了鋁/鋼電弧熔釬焊接頭的腐蝕性能，發(fā)現(xiàn)接頭中存在明顯的電偶腐蝕，耐腐蝕性能最差的區(qū)域?yàn)楦讳\區(qū)。Sravanthi等[10]比較了熔釬焊和冷金屬過渡焊鋁/鋼焊接接頭的腐蝕行為，發(fā)現(xiàn)焊縫中Al-Fe-Si金屬間化合物增大了接頭電偶腐蝕和晶間腐蝕的速率，惡化了接頭的耐腐蝕性能。Anaman等[11]對鋁/鋼攪拌摩擦焊接接頭腐蝕性能進(jìn)行了研究，發(fā)現(xiàn)接頭上、中、下層不同的微觀組織特征可引起電偶腐蝕。而對于旋轉(zhuǎn)摩擦焊接頭，其微觀組織的徑向不均勻性同樣會導(dǎo)致不同位置的腐蝕性能出現(xiàn)差異，但目前尚未有相關(guān)研究報(bào)道。因此，文中以5052鋁合金/304不銹鋼旋轉(zhuǎn)摩擦焊接頭為研究對象，重點(diǎn)研究接頭微觀組織與腐蝕性能沿徑向的不均勻性，并探索焊后熱處理對接頭腐蝕性能的影響規(guī)律。

1 試驗(yàn)方法

采用直徑φ25 mm的5052鋁合金（AA5052）和304不銹鋼（304SS）棒材為試驗(yàn)?zāi)覆?，其化學(xué)成分如表1所示。母材金相組織如圖1所示，5052鋁合金為軋制態(tài)，其金相組織呈流線型，304不銹鋼組織為尺寸相近的等軸晶。

焊接試驗(yàn)采用HSMZ-20型旋轉(zhuǎn)摩擦焊機(jī)（哈爾濱焊接研究所）? ?完成。焊前用砂紙逐級打磨待焊工件端面，然后進(jìn)行超聲清洗，去除油污和氧化膜。優(yōu)化后的焊接參數(shù)為：轉(zhuǎn)速1 500 r/min，摩擦壓力90 MPa，摩擦縮短量1 mm，頂鍛壓力250 MPa。為了研究焊后熱處理（PWHT）對鋁/鋼旋轉(zhuǎn)摩擦焊接頭耐蝕性能的影響，采用KSL-1200X型箱式電阻爐（合肥科晶材料技術(shù)有限公司）對接頭進(jìn)行熱處理，溫度為250 ℃，保溫時(shí)間為20 min，加熱速率為10 ℃/min，保溫結(jié)束后試樣隨爐冷卻至室溫。

采用光學(xué)顯微鏡（OM，LEICA MEF4A）觀察接頭金相組織特征，并用電子探針設(shè)備（EPMA，JXA-8350F Plus）對接頭不同區(qū)域（沿徑向分為Center、0.25R、0.5R、0.75R四個(gè)區(qū)域）金屬間化合物成分和元素分布進(jìn)行表征。采用電化學(xué)測試方法和浸泡腐蝕實(shí)驗(yàn)對拋光后的接頭截面進(jìn)行腐蝕性能測試，首先將試樣完全浸泡在3.5%NaCl溶液中并進(jìn)行水浴加熱，溫度設(shè)定為25±2 ℃，浸泡時(shí)間分別為2 h、8 h、20 h、48 h。浸泡腐蝕結(jié)束后，使用去離子水除去接頭表面的腐蝕產(chǎn)物，并用場發(fā)射掃描電子顯微鏡（SEM，ZEISS-SUPRA55）觀察接頭各區(qū)域的腐蝕形貌。采用CS310H型電化學(xué)工作站（武漢科思特儀器股份有限公司）對接頭不同區(qū)域進(jìn)行電化學(xué)測試，非工作區(qū)域用環(huán)氧樹脂密封，露出9 mm2的研究區(qū)域作為工作電極與3.5%NaCl溶液接觸，飽和甘汞（SCE）為參比電極，鉑網(wǎng)為輔助電極。先測試開路電位（OCP），開路電位穩(wěn)定之后測試極化曲線。動電位掃描速率為1 mV/s，初始電位為-200 mV，終止電位為+200 mV。

2 結(jié)果與討論

2.1 接頭微觀組織的不均勻性

接頭截面微觀組織如圖2所示。可以看出，鋁合金側(cè)可分為四個(gè)區(qū)域：動態(tài)再結(jié)晶區(qū)（DRZ）、熱機(jī)影響區(qū)（TMAZ）、熱影響區(qū)（HAZ）和母材（BM），各區(qū)域范圍沿徑向呈現(xiàn)出不均勻性分布，在0.25R～0.75R位置處最大，造成這一現(xiàn)象的原因是界面產(chǎn)熱不均。因旋轉(zhuǎn)摩擦焊具有繞中心軸回轉(zhuǎn)運(yùn)動的特點(diǎn)，此過程中摩擦熱為實(shí)現(xiàn)鋁/鋼焊接的熱量來源，界面處摩擦產(chǎn)熱可由式（1）描述：

dq=2πPμωr2dr? ? ? ? ? ? ? ? ? ?（1）

式中 q為摩擦產(chǎn)熱功率（單位：W）;P為摩擦壓力（單位：MPa）;μ為摩擦系數(shù)（常量）;r為徑向距離（單位：mm）;ω為角速度（單位：rad/s）。由式（1）可知，影響界面摩擦產(chǎn)熱的主要因素是徑向距離和摩擦壓力。當(dāng)摩擦壓力一定時(shí)，界面摩擦產(chǎn)熱隨徑向距離增大而增加，表現(xiàn)為中心位置摩擦產(chǎn)熱最低，邊緣處產(chǎn)熱較多。然而，在摩擦焊過程中，摩擦壓力不能被視為常數(shù)，不僅不同時(shí)刻的摩擦壓力不同，而且沿徑向不同位置的摩擦壓力也不盡相同。中心位置的摩擦產(chǎn)熱較少，界面溫度低，5052鋁合金材料的變形抗力較大，越靠近邊緣位置，摩擦產(chǎn)熱越多，界面溫度迅速升高，導(dǎo)致材料的變形抗力降低，使得摩擦壓力的徑向分布也是不均勻的，表現(xiàn)為中心高、邊緣低的類拋物線分布。綜上，在0.25R～0.75R位置，摩擦產(chǎn)熱功率和組織受熱影響的區(qū)域范圍均為最大。

焊態(tài)（As-welded）及熱處理（PWHTed）條件下接頭界面金屬間化合物沿徑向的分布特征如圖3所示。可以看出，焊態(tài)接頭中心位置幾乎無金屬間化合物產(chǎn)生，而在0.25R、0.5R、0.75R位置存在連續(xù)分布的金屬間化合物層。這是因?yàn)榻宇^在中心位置摩擦產(chǎn)熱較少，界面溫度低，接頭冶金反應(yīng)不充分，所以幾乎沒有金屬間化合物生成;摩擦產(chǎn)熱0.5R～0.75R處達(dá)到最大值，界面溫度較高，摩擦階段接頭冶金反應(yīng)較充分，金屬間化合物較厚。頂鍛階段，在較大的頂鍛壓力作用下，0.5R～0.75R處的部分金屬間化合物在擠壓作用下沿徑向發(fā)生遷移，進(jìn)一步增加了界面處金屬間化合物沿徑向分布的不均勻性。同時(shí)，界面不同位置的產(chǎn)熱不均導(dǎo)致界面處殘余應(yīng)力沿徑向不均勻分布，從接頭中心向邊緣位置逐漸降低。

經(jīng)過250 ℃/20 min熱處理之后，接頭界面金屬間化合物沿徑向的分布特征與焊態(tài)接頭一致，且金屬間化合物層厚度無明顯變化。這是因?yàn)榈蜏責(zé)崽幚聿蛔阋源龠M(jìn)界面層金屬間化合物的形核與生長。但250 ℃高于鋁合金的動態(tài)再結(jié)晶溫度，一方面可以消除焊接接頭中的殘余應(yīng)力及其徑向不均勻性;另一方面，接頭在該溫度下可進(jìn)一步發(fā)生回復(fù)和再結(jié)晶，使各區(qū)域的組織均勻化。

接頭0.5R位置處元素分布情況如圖4所示，可以看出金屬間化合物層呈現(xiàn)分層特征。線掃及面掃分析結(jié)果表明金屬間化合物層的主要合金元素為Fe和Al元素，Mg、Cr、Ni元素含量較少，而且Fe和Al元素沿軸向均呈現(xiàn)出分層現(xiàn)象，Mg、Cr和Ni元素分布較為均勻。為進(jìn)一步獲得金屬間化合物層的具體組分，對點(diǎn)1及點(diǎn)2進(jìn)行元素含量及物相分析，結(jié)果如表2所示。Dybkov等[12]在18Cr-10Ni不銹鋼與液態(tài)鋁的冶金反應(yīng)中發(fā)現(xiàn)有Fe2Al5、FeAl3兩層金屬間化合物的生成，Cr和Ni固溶在Fe-Al金屬間化合物中。Shi等[13]采用Al-Mg焊絲焊接鋁合金與鍍鋅鋼，發(fā)現(xiàn)Mg不影響Fe-Al金屬間化合物的形成。因此，推測界面金屬間化合物層主要由靠近304SS側(cè)的Fe2Al5相與靠近AA5052側(cè)Fe4Al13相組成，Mg、Cr和Ni三種元素以溶質(zhì)原子形式存在這兩種金屬間化合物中。

2.2? 焊態(tài)條件下接頭徑向不同區(qū)域的耐腐蝕性能

接頭截面經(jīng)2 h、8 h、20 h、48 h浸泡后的腐蝕形貌如圖5所示。浸泡時(shí)間為2 h時(shí)，不銹鋼側(cè)及鋁合金側(cè)徑向各區(qū)域均未觀察到明顯的腐蝕現(xiàn)象;浸泡時(shí)間為8 h時(shí)，靠近界面的鋁合金母材開始發(fā)生腐蝕，界面形成腐蝕溝槽，遠(yuǎn)離界面的鋁合金母材則出現(xiàn)細(xì)小的腐蝕裂紋;浸泡時(shí)間為20 h時(shí)，腐蝕溝槽進(jìn)一步加寬，且鋁合金母材側(cè)出現(xiàn)腐蝕裂紋的區(qū)域增多;當(dāng)浸泡時(shí)間達(dá)到48 h時(shí)，發(fā)現(xiàn)鋁/鋼旋轉(zhuǎn)摩擦焊接頭的主要腐蝕區(qū)域是界面處的鋁合金母材，不銹鋼側(cè)基本不發(fā)生腐蝕，界面處金屬間化合物周圍的鋁合金母材發(fā)生溶解，形成一定寬度的腐蝕溝槽，腐蝕裂紋沿著晶界向鋁合金母材擴(kuò)展，腐蝕特征以晶間腐蝕為主。

48 h下徑向不同區(qū)域的腐蝕形貌如圖6所示?？梢钥闯觯g裂紋相互接觸，裂紋尖端向遠(yuǎn)離界面區(qū)擴(kuò)展。且當(dāng)近界面處的裂紋已經(jīng)接觸時(shí)，遠(yuǎn)離界面處的裂紋才開始擴(kuò)展。這一現(xiàn)象表明，靠近界面區(qū)域的腐蝕速率大于遠(yuǎn)離界面區(qū)域的腐蝕速率。而且接頭徑向不同區(qū)域界面處腐蝕溝槽的寬度明顯不同，發(fā)生晶間腐蝕的區(qū)域面積也不盡相同。以焊接界面為起始點(diǎn)，Center、0.25R、0.5R區(qū)域腐蝕裂紋擴(kuò)展距離要大于0.75R區(qū)域，具體表現(xiàn)為：0.25R>Center>0.5R>0.75R。這說明鋁/鋼旋轉(zhuǎn)摩擦焊接頭腐蝕性能存在徑向不均勻性，其中Center、0.25R、0.5R位置腐蝕較為嚴(yán)重，0.75R處腐蝕較輕。

對于鋁/鋼異種金屬接頭，由于5052鋁合金和304不銹鋼存在電位差異，兩者之間構(gòu)成腐蝕原電池，電位較負(fù)的鋁合金充當(dāng)陽極，靠近界面區(qū)域優(yōu)先腐蝕。與此同時(shí)，界面處的Fe-Al金屬間化合物同樣作為陰極與鋁合金母材形成電偶腐蝕，腐蝕速率加快，導(dǎo)致靠近界面的鋁合金腐蝕嚴(yán)重，形成腐蝕溝槽。而遠(yuǎn)離界面處出現(xiàn)微小的腐蝕裂紋，這是因?yàn)?052鋁合金中主要形成的是Al6（Fe， Mn）金屬間化合物和β相（Mg2Al3），Al6（Fe， Mn）金屬間化合物的電位約為-700 mV（vs SCE）[14]略高于基體電位（-800 mV），充當(dāng)陰極相，使其周圍金屬被腐蝕，形成微小的腐蝕裂紋。β相（Mg2Al3）電位（-920 mV）略低于基體電位，充當(dāng)陽極相[14-16]，而且β相（Mg2Al3）往往在晶界析出[17]，因此較低電位的晶界與較高電位的晶粒內(nèi)部形成了原電池，使鋁合金母材發(fā)生晶間腐蝕。此外有研究表明，不均勻的殘余應(yīng)力增加了腐蝕裂紋尖端的電化學(xué)活性，加速陽極腐蝕速率，腐蝕程度明顯增大[18]。旋轉(zhuǎn)摩擦焊接頭Center、0.25R、0.5R位置處殘余應(yīng)力要大于0.75R處殘余應(yīng)力[2]，遠(yuǎn)離界面的微小腐蝕裂紋在殘余應(yīng)力作用下會加速擴(kuò)展，惡化接頭Center、0.25R、0.5R位置的腐蝕性能。

焊態(tài)條件下接頭沿徑向不同區(qū)域的動電位極化曲線如圖7所示。測試過程中并未出現(xiàn)鈍化現(xiàn)象，徑向各區(qū)域腐蝕電位Ecorr的大小順序?yàn)椋?.75R>0.25R>0.5R>Center。腐蝕電位Ecorr是熱力學(xué)參數(shù)，反映的是腐蝕發(fā)生的傾向性，從腐蝕電位數(shù)值大小來看，0.75R處不容易發(fā)生腐蝕，0.5R、0.25R、Center處更容易腐蝕，這與圖5、圖6的腐蝕形貌基本吻合。對極化曲線擬合分析，其相應(yīng)的電化學(xué)參數(shù)如表3所示。腐蝕電流密度Icorr是動力學(xué)參數(shù)，反映腐蝕速率的快慢，可以直接用來比較耐蝕性，Icorr越大腐蝕速率越快，耐腐蝕性越差。0.25R處的腐蝕電流密度最大，Center處腐蝕電流密度次之，這說明0.25R和Center位置腐蝕速率更快。綜合考慮，得出徑向不同區(qū)域耐蝕性順序?yàn)椋?.75R>0.5R>Center>0.25R。

2.3 熱處理狀態(tài)下接頭徑向不同區(qū)域耐腐蝕性能

熱處理態(tài)接頭經(jīng)2 h、8 h、20 h、48 h浸泡后的腐蝕形貌如圖8所示。浸泡時(shí)間為2 h時(shí)，不銹鋼側(cè)及鋁合金側(cè)徑向各區(qū)域均未觀察到明顯的腐蝕現(xiàn)象;隨著浸泡時(shí)間的延長，熱處理態(tài)接頭的腐蝕過程與焊態(tài)接頭相同。近界面的鋁合金母材率先開始腐蝕，母材中電位較高的第二相充當(dāng)陰極相，其周圍的材料受電偶腐蝕的作用，形成微小裂紋，裂紋沿晶界擴(kuò)展，呈現(xiàn)晶間腐蝕的特征。浸泡48 h后，接頭徑向各位置的腐蝕形貌如圖9所示。以焊接界面為起始點(diǎn)，Center、0.25R、0.5R、0.75R四個(gè)區(qū)域腐蝕裂紋尺寸和擴(kuò)展距離基本相同，這說明接頭經(jīng)250 ℃/20 min熱處理后，徑向不同位置的腐蝕性能呈現(xiàn)均勻化趨勢。

熱處理?xiàng)l件下接頭沿徑向不同區(qū)域的動電位極化曲線如圖10所示。對曲線進(jìn)行擬合，得到的電化學(xué)參數(shù)如表4所示。Center、0.25R、0.5R、0.75R四個(gè)區(qū)域腐蝕電位均在-0.710 V左右，可以認(rèn)為四個(gè)區(qū)域的腐蝕傾向性基本一致。從熱力學(xué)角度說明熱處理態(tài)接頭不同區(qū)域腐蝕性能沒有差異，這與圖9基本吻合。經(jīng)過250 ℃/20 min的焊后熱處理，接頭徑向不同金屬間化合物層厚度并未發(fā)生變化，但腐蝕性能不均勻性得到明顯改善。因此可以判定金屬間化合物層厚度的徑向不均勻性對腐蝕性能的徑向不均勻性基本沒有影響。而經(jīng)熱處理后接頭不同區(qū)域的腐蝕電流密度均變小，說明接頭耐蝕性能提高，這主要是因?yàn)椋阂环矫娼宇^中的殘余應(yīng)力得到釋放，另一方面接頭不同區(qū)域的組織呈現(xiàn)均勻化趨勢[8，19]，這兩方面都有利于改善接頭的腐蝕不均勻性。

3 結(jié)論

（1）5052鋁合金/304不銹鋼旋轉(zhuǎn)摩擦焊接頭因徑向界面產(chǎn)熱及壓力分布不均，導(dǎo)致接頭界面金屬間化合物厚度存在不均勻性，中心處幾乎無金屬間化合物分布，而在0.25R、0.5R、0.75R處金屬間化合物呈連續(xù)分布。

（2）焊態(tài)接頭鋁合金側(cè)發(fā)生嚴(yán)重腐蝕，不銹鋼側(cè)基本不腐蝕。靠近界面區(qū)域的腐蝕速率大于遠(yuǎn)離界面區(qū)域的腐蝕速率，呈現(xiàn)晶間腐蝕特征。接頭存在腐蝕性能不均勻性，徑向耐腐蝕性能順序?yàn)椋?.75R>0.5R>Center>0.25R。

（3）經(jīng)250 ℃/20 min熱處理之后，接頭殘余應(yīng)力得到釋放，微觀組織發(fā)生均勻化;徑向各區(qū)域腐蝕電流密度變小，耐蝕性能提高，腐蝕性能不均勻性消失。

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Inhomogeneous microstructure and corrosion resistance

of aluminum/steel rotary friction welded joints

LI Peng， MA Chaoqun， LI Yanguang， DONG Honggang*

（School of Materials Science and Engineering， Dalian University of technology， Dalian 116024， China）

Abstract： The microstructure and corrosion resistance of AA5052/304SS rotary friction welded joints before and after heat treatment was studied. The results show that the distribution characteristics of intermetallic compounds along the radial direction in the as-welded joint were different， due to the inhomogeneity of heat generation and pressure at the interface. No intermetallic compound formed at the center but distributed continuously at 0.25R， 0.5R， and 0.75R. Inhomogeneity of corrosion resistance in different areas of the joint was observed， and the corrosion resistance was ranked as： 0.75R>0.5R>Center>0.25R. After heat treatment at 250 ℃/20 min， the residual stress in the joint was released， the microstructure was homogenized， and the radial inhomogeneity of the corrosion resistance disappeared.

Keywords：? aluminum/steel dissimilar joint; rotary friction welding; microstructure; corrosion resistance; inhomogeneity