7A52鋁合金等離子弧焊接頭鹽霧腐蝕行為研究

呂耀輝，劉玉欣，魏世丞，何東昱，王玉江，梁義，郭蕾

（陸軍裝甲兵學院 裝備再制造技術國防科技重點實驗室，北京 100072）

7A52鋁合金是AL-Zn-Mg-Cu系列合金之一，具有比強度高、可焊接性好、可塑性強等特性，是一種典型的應用于作戰裝備的鋁合金材料[1-3]。為了降低裝備的重量和運輸費用，國內外對7A52鋁合金相繼開展了用焊接結構代替鉚釘連接結構的研究[4-5]。裝備在服役期間，焊接接頭比較容易發生腐蝕，限制了裝備性能的發揮，降低了裝備的服役壽命，并給操作人員帶來安全隱患[6]，因此探索 7A52裝甲鋁合金焊接接頭的腐蝕行為具有重要意義。

目前對 7A52系鋁合金應力腐蝕敏感性及 7A52鋁合金攪拌摩擦焊、激光焊等焊接接頭性能的研究較多[7-13]，然而，對 7A52鋁合金等離子弧焊接接頭腐蝕行為的研究報道卻相對較少。文中利用等離子弧焊技術對7A52鋁合金進行焊接，采用鹽霧加速試驗研究了在一定溫度下時間對7A52鋁合金焊接接頭在鹽霧氣氛環境中的腐蝕影響及腐蝕特征，并對腐蝕產物進行了能譜（EDS）分析，考察了腐蝕坑深度和7A52鋁合金焊接接頭的腐蝕動力學規律，為進一步研究7A52鋁合金焊接接頭的耐蝕性能提供一定的數據支撐。

1 實驗

1.1 材料

試驗材料為國產7A52鋁合金，經測試，其抗拉強度為485 MPa，伸長率可達13.8%。用等離子弧焊將兩塊鋁合金板焊接起來，焊接填充材料為 ER5356焊絲。7A52鋁合金化學成分見表 1，試樣焊縫位置如圖1所示。

表1 7A52的化學成分 %

加速腐蝕試樣切割為20 mm×5 mm×5 mm的尺寸，準備3組平行試驗。試驗前先把試樣浸泡在丙酮溶液中用超聲清洗去除油污，用蒸餾水沖洗后，用水磨砂紙打磨至1200號。然后用w2.5金剛石拋光膏對試樣進行拋光，拋光后用蒸餾水沖洗—脫脂棉蘸無水乙醇擦洗試樣表面—冷風吹干—稱量（精確到0.1 mg）。

1.2 鹽霧試驗

參照GB/T 10125—1997進行中性鹽霧試驗，鹽霧腐蝕試驗箱的型號為 YWX/Q-150，試樣放置方式采用掛片式，鹽霧為3.5%的NaCl溶液，pH為6.0～6.5，鹽霧沉降率為1.2 mL/(80 cm2·h)，試驗溫度35 ℃，試樣與垂直方向成45°，采用連續噴霧方式。設定鹽霧腐蝕的時間分別為4，8，12，24，48 h。試驗結束后，去蒸餾水清洗腐蝕試樣，待自然干燥后，稱量試樣質量，精確到0.1 mg，分析腐蝕質量增量。

1.3 腐蝕特征及其成分

采用型號為Nova Nano SEM 450的掃描電鏡觀察腐蝕產物微觀形貌，并對腐蝕產物進行能譜（EDS）分析。

2 試驗結果與分析

2.1 腐蝕宏觀形貌

在鹽霧加速腐蝕不同時間后，AL-Zn-Mg-Cu系7A52鋁合金焊接接頭的試樣宏觀形貌如圖2所示。由圖2可觀察到，7A52鋁合金試樣腐蝕前呈現銀灰色的金屬光澤，并有明顯的焊接熔合線（圖2a）；在連續加速腐蝕4 h后，焊接接頭分界更加明顯，試樣表面仍具有部分金屬光澤，但熔池區顏色變深，失去金屬光澤（圖2b）；腐蝕8 h后，表面腐蝕加重，熱影響區出現點蝕（圖2c）；腐蝕12 h后，基體金屬和熱影響區表面都出現大量點蝕，熔池區出現腐蝕斑，點蝕零星分布（圖2d）；腐蝕24 h后，腐蝕產物增多，腐蝕斑變大，產物層變厚，點蝕坑增多加深，腐蝕顆粒逐漸變大（圖2e）；腐蝕48 h后，腐蝕產物層變得更加致密，點蝕坑幾乎布滿整個金屬表面（圖 2f）。由圖1可知，在8，12，24 h取樣的試件表面，由于7A52鋁合金焊接接頭組織成分的不均勻，加上鹽霧腐蝕介質和溫度條件的共同作用，誘發了點蝕，使得腐蝕介質由點蝕孔穿過氧化膜與基體發生電化學反應生成腐蝕產物，進而在熔池區出現腐蝕斑[14]。

2.2 腐蝕微觀形貌

在鹽霧加速腐蝕不同時間后，7A52鋁合金焊接接頭試樣表面腐蝕產物的微觀特征如圖3—5所示。可以看出，在實驗初期（腐蝕4 h和8 h），母材區、熱影響區和焊縫區主要表現為點腐蝕特征，并生成點狀腐蝕產物。實驗初期發生點蝕的原因主要是 NaCl液滴最先吸附在試樣表面的活性點，NaCl液滴由表面活性點擴散滲透，破壞試樣表面的氧化膜，導致試樣發生腐蝕[15]。

12 h后，隨著腐蝕時間的增加，活性溶解區逐漸增多，點蝕逐漸長大。24 h后，腐蝕產物凸出在試樣表面，并不斷聚集增多，臨近的點蝕坑相互連接不斷擴展，呈不規則的塊狀，熱影響區尤為明顯（如圖4d所示），并出現明顯的裂紋，腐蝕產物呈菜花狀龜裂。48 h后，點蝕坑被生成的腐蝕產物覆蓋，腐蝕產物開始相互連通，腐蝕產物增多增厚，在母材區和焊縫區試樣表面變得粗糙、疏松多孔，而熱影響區腐蝕產物的裂紋和菜花狀龜裂則更加嚴重。這是由于鹽霧實驗中，腐蝕產物受鹽霧的影響而吸濕，體積膨脹凸出，在金屬內部產生應力，干燥后，腐蝕產物表面體積收縮，在腐蝕產物擠壓應力的作用下，使材料表面產生裂紋，呈菜花狀龜裂。

腐蝕產物上的裂紋在很大程度上影響著鋁合金焊接接頭的耐蝕性，是 NaCl溶液中 Cl－向金屬表面擴散的通道，使腐蝕介質能夠順著裂紋通道擴散到焊接接頭基體金屬表面，并與基體金屬發生電化學反應，而加速基體金屬的腐蝕溶解。

2.3 腐蝕產物分析

對鹽霧試驗48 h后，7A52鋁合金焊接接頭的腐蝕產物進行EDS分析，結果見圖6和表2。明顯看出，除了少量的Mg，Si和Cl外，Al和O為腐蝕產物中的主要元素，說明腐蝕產物主要是鋁的氧化物。熱影響區腐蝕產物層氧的含量最多，焊縫區腐蝕產物中氧含量次之，母材區腐蝕產物含氧量最少，說明在7A52鋁合金焊接接頭熱影響區是腐蝕敏感區。

表2 7A52鋁合金焊接頭腐蝕產物能譜分析

7A52鋁合金焊接接頭在鹽霧環境中主要發生電化學腐蝕，由小陽極大陰極腐蝕微電池引起點蝕。隨著腐蝕時間的延長，點蝕不斷擴展、相互連接，腐蝕產物在試樣表面堆積。在鹽霧加速腐蝕過程中，試樣表面凝聚 NaCl液膜，溶液中的 Cl－一方面具有很強的吸附性，能夠吸附在鋁合金焊接接頭表面，諸如氧化膜不完整、不均勻處等活性位置。隨著腐蝕時間的延長，吸附在 7A52鋁合金焊接接頭表面的 Cl－與氧化膜發生電化學反應，導致氧化膜破裂，基體金屬鋁發生陽極溶解[14,16-18]。另一方面 Cl－的半徑只有0.181 nm，具有極強的穿透性，因此極易穿透氧化膜，導致氧化膜與基體金屬結合不緊密，使氧化膜及基體鋁溶解[19-20]。根據電化學腐蝕基本原理，在7A52鋁合金焊接接頭腐蝕微電池中，Al作為陽極，失去電子，發生溶解反應，生成Al3+進入溶液，電子遷移到陰極區，在NaCl溶液的作用下，陰極區發生吸氧反應。腐蝕過程電極反應為：

陰極主反應：O2+ 2H2O + 4e→4OH－（在中性或堿性環境中） (2)

隨著腐蝕反應的發生，溶液中的Al3+與OH－發生反應，生成中間產物Al(OH)3，并進行二次反應生成Al2O3[15]和AlCl3。因此7A52鋁合金焊接接頭腐蝕產物主要為Al(OH)3，Al2O3和少量的AlCl3，反應過程為[20-22]：由于7A52鋁合金屬于Al-Zn-Mg-Cu系列合金，其中添加的少量合金元素（如Mg，Cu，Zn等）在金屬間固溶或形成不同的合金相，增加了7A52鋁合金材料的腐蝕敏感性。合金元素間的電位差（其中，Al的電位為-1.662 V，Cu的電位為+0.337 V，Al的電位比Cu的電位負，Cu作為陰極促進了Al的溶解腐蝕）形成腐蝕微電池，合金元素和Al基體發生強烈的電偶腐蝕，發生嚴重的局部電化學腐蝕[23]。

3 結論

通過7A52鋁合金焊接接頭加速腐蝕試驗后形貌及腐蝕產物成分分析，得到以下幾點結論。

1）由宏觀形貌得出，7A52鋁合金焊接接頭鹽霧腐蝕初期（8 h），熱影響區首先出現點蝕，隨著腐蝕時間延長（12 h），母材和焊縫發生點蝕，熔池區出現腐蝕斑，腐蝕時間越長，腐蝕產物堆積越多。

2）微觀形貌中，在試驗初期（腐蝕實驗 4 h和8 h），母材區、熱影響區和焊縫區主要表現為點腐蝕特征，并生成點狀腐蝕產物。隨著鹽霧時間延長（24 h），腐蝕產物不斷聚集增多，熱影響區尤為明顯，并出現明顯的裂紋。說明熱影響區比母材和焊縫更容易被腐蝕。

3）腐蝕產物主要是鋁的氧化物，而熱影響區腐蝕產物層氧的含量最多，焊縫區腐蝕產物中氧含量次之，母材區腐蝕產物含氧量最少，說明在7A52鋁合金焊接接頭熱影響區是腐蝕敏感區。

[1]林高用, 張穎, 楊立斌, 等. 時效制度對 LC52鋁合金組織與性能的影響[J]. 金屬熱處理, 2004, 29(10):32-35.

[2]陳康華, 黃蘭萍, 鄭強, 等. 高溫預析出對 7A52合金應力腐蝕性能的影響[J]. 中國有色金屬學報, 2005,15(3): 441-445.

[3]SELYANENKOV V N, STUPACHENKO M G. Measurement of the Pressure of a Welding Arc[J]. Welding Production, 1973, 20(9): 21-24.

[4]AKHTER R, IVANCHEV L, BURGER H P, et al. Effect of Per/Post T6 Heat Treatment on the Mechanical Properties Of Laser Welded SSM Cast A356 Aluminum Alloy[J]. Materials Science and Engineering A, 2007(447):192-196.

[5]SHI Y W, ZHONG F, LI X Y, et al. Efeect of Laser Beam Welding on Tear Toughness of a 1420 Aluminum Alloy Thin Sheet[J]. Materials Science and Engineering A,2007, 465: 153-159.

[6]劉治國, 顏光耀, 呂航. 7B04鋁合金服役環境下點蝕表面損傷特征研究[J]. 環境技術, 2017, 35(5): 46-49.

[7]任廣軍, 趙春英. 鋁合金應力腐蝕裂紋內的電化學行為[J]. 沈陽工業學院學報, 2002, 21(2): 110-113.

[8]鄭強, 陳康華, 黃蘭萍, 等. 高溫預析出和固溶溫度對7A52合金應力腐蝕開裂的影響[J]. 金屬熱處理, 2005,30(7): 14-16.

[9]陳小明, 宋仁國. 7000系鋁合金應力腐蝕開裂的研究進展[J]. 腐蝕科學與防護技術, 2010, 22 (2): 120-123.

[10]LI H Y, GENG J F, DONG X J, et al. Effect of Aging on Fracture Toughness and Stress Corrosion Cracking Resistance of Forged 7475 Aluminum Alloy[J]. Journal of Wuhan University of Technology: Materials Science Edition, 2007, 22(2): 191-195.

[11]劉紅偉, 周琦, 朱軍, 等. 7A52鋁合金厚板攪拌摩擦焊接頭性能研究[J]. 兵器材料科學與工程, 2006, 29(3):58-60.

[12]錢紅麗, 周琦, 陳俐, 等. 7A52鋁合金光纖激光焊接頭組織性能分析[J]. 焊接, 2014(9): 49-52.

[13]張智慧, 董世運, 王玉江, 等. 7A52鋁合金光纖激光焊接接頭組織與性能研究[J]. 應用激光, 2014, 34(6):567-571.

[14]楊朝鐵, 李玲, 王家偉, 等. 3003鋁合金鹽霧加速腐蝕行為[J]. 輕金屬, 2014(2): 54-58.

[15]李濤, 馮海濤, 李小剛, 等. 2A12鋁合金在含 Cl-環境中的腐蝕行為和規律研究[J]. 材料科學與工藝, 2011,19(3): 43-48.

[16]董超芳, 安英輝, 李曉剛, 等. 7A04鋁合金在海洋大氣環境中初期腐蝕的電化學特性[J]. 中國有色金屬學報,2009, 19(2): 346-353.

[17]ELOLA A S, OTERO T F, PORRO A. Evolution of the Pitting of Aluminum Exposed to the Atmosphere[J]. Corrosion, 1992, 48(10): 854-863

[18]李玲, 陳朝鐵, 楊帆, 等. 0359鋁合金海洋性大氣腐蝕行為[J]. 熱加工工藝, 2013, 42(2): 28-31.

[19]ZHOU X, THOMPSON G E, SKELDON P, et al. Film Formation and Detachment during Anodizing of Al-Mg Alloys[J]. Corrosion Science, 1999, 41(8): 1599-1613.

[20]MCCAFFERTY E. Sequence of Steps in the Pitting of Aluminumby Chloride Ions[J]. Corrosion Science, 2003,45(7): 1421-1438.

[21]李濤, 李曉剛, 董超芳, 等. Cl-含量對 2A12鋁合金初期腐蝕行為的影響[J]. 北京科技大學學報, 2009,31(12): 1576-1581.

[22]張平, 李奇, 趙軍軍, 等. 7A52鋁合金電化學局部腐蝕行為[J]. 沈陽工業大學學報, 2012, 34(2): 154-158.

[23]ANDREATTA F, TERRYN H, WIT J H W. Effect of Solution Heat Treatment on Galvanic Coupling between Intermetallics and Matrix in AA7075-T6[J]. Corrosion Science, 2003, 45: 1733-1746.