熱帶海洋大氣條件下2195鋁鋰合金攪拌摩擦焊接頭腐蝕行為

胡啟達(dá)， 張華， 王彩妹， 程?hào)|海

(北京石油化工學(xué)院，北京 102617)

0 前言

2195鋁鋰合金具有高比強(qiáng)度，良好的韌性和延展性，在航空航天領(lǐng)域結(jié)構(gòu)件的制造得到了廣泛的應(yīng)用[1-4]。但由于鋁鋰合金中鋰元素活潑，在焊接過(guò)程中極易發(fā)生燒損，攪拌摩擦焊是一種純固相連接技術(shù)，可以有效避免鋰元素的燒損。

隨著國(guó)內(nèi)航空航天在熱帶海洋大氣條件下的運(yùn)用強(qiáng)度不斷加大，研究2195鋁鋰合金在熱帶海洋大氣條件下的腐蝕性為顯得極為必要[5-7]。

當(dāng)前，國(guó)內(nèi)外對(duì)于2195鋁鋰合金的攪拌摩擦焊腐蝕研究較少[8-11],且多采用試驗(yàn)室加速腐蝕的方法，由于真實(shí)環(huán)境下季節(jié)變化、光照、空氣流動(dòng)的存在使得試驗(yàn)室加速腐蝕的研究方法和真實(shí)條件下的腐蝕存在較大差異，現(xiàn)有的真實(shí)環(huán)境下的研究多集中在腐蝕行為，腐蝕機(jī)理的分析，沒(méi)有關(guān)于力學(xué)性能的研究[12-20]。文中研究了2195鋁鋰合金在真實(shí)熱帶海洋大氣條件下的腐蝕行為，討論了腐蝕機(jī)理，并研究了接頭在不同腐蝕周期的力學(xué)性能，為2195鋁鋰合金攪拌摩擦焊在熱帶海洋大氣條件下的長(zhǎng)期服役提供參考。

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)材料為2195鋁鋰合金攪拌摩擦焊接件，T8熱處理，板材厚度為8 mm，其化學(xué)組分見(jiàn)表1。使用攪拌摩擦焊接方法，具體焊接工藝參數(shù)見(jiàn)表2。焊接完成后，將焊件切割為100 mm×50 mm的長(zhǎng)方體塊，焊縫位于中心位置，以上表面作為暴露面，其余面使用可剝漆密封，如圖1所示。

表1 2195-T8鋁鋰合金化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

表2 2195-T8鋁鋰合金板材攪拌摩擦焊工藝參數(shù)

圖1 樣品示意圖

將試樣統(tǒng)一寄送至海南三亞氣象實(shí)驗(yàn)站，進(jìn)行為期1年、4個(gè)取樣周期的熱帶海洋大氣暴露試驗(yàn)，取樣周期分別為3個(gè)月、6個(gè)月、9個(gè)月、12個(gè)月。暴露時(shí)間為2018年12月至2019年12月，試驗(yàn)完成后，分批寄回試樣。

腐蝕試驗(yàn)完成后，對(duì)試樣進(jìn)行清洗，吹干，按照ASTMG1-03-2017《Standard practice for preparing, cleaning, and evaluating corrosion test specimens》，去除表面腐蝕產(chǎn)物，再使用去離子水清洗，并吹干，使用線切割沿垂直于焊縫方向截取拉伸試樣。使用日立S-4800，3D數(shù)字顯微鏡對(duì)腐蝕形貌進(jìn)行采集分析，使用萬(wàn)能拉伸機(jī)按照GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗(yàn) 第1部分:室溫試驗(yàn)方法》對(duì)保持原有腐蝕狀態(tài)的焊件進(jìn)行力學(xué)性能測(cè)試。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 腐蝕形貌演變過(guò)程

焊接后接頭的整體形貌及各區(qū)金相組織如圖2所示。母材(BM)未受到熱力影響，為板條狀晶粒組織(圖2b);熱影響區(qū)(HAZ)只受到熱循環(huán)作用，未受到機(jī)械攪拌作用，組織發(fā)生回復(fù)，稍顯粗化(圖2c)；熱力影響區(qū)(TMAZ)同時(shí)受到焊接熱影響及機(jī)械攪拌作用，使得晶粒組織被拉長(zhǎng)，靠近焊核區(qū)出現(xiàn)回復(fù)(圖2d)；焊核區(qū)(WNZ)受到了強(qiáng)烈的熱循環(huán)和機(jī)械攪拌作用，晶粒被完全打碎，變?yōu)榧?xì)小的等軸晶組織(圖2e)。

圖2 接頭宏觀形貌及金相組織

對(duì)接頭的熱影響區(qū)(包含HAZ和TMAZ)使用TEM觀察，結(jié)果如圖3所示，δ′(Al3Li)和T1(Al2CuLi)是存在于熱影響區(qū)的主要第二相，這主要是由于在焊接中，部分片狀的T1相轉(zhuǎn)變?yōu)棣摹湎啵源嬖诖罅縏1相后者較前者電化學(xué)穩(wěn)定。

圖3 熱影響區(qū)TEM圖

焊核區(qū)TEM如圖4所示，焊核區(qū)出現(xiàn)了δ′(Al3Li)相析出(圖4a)，同時(shí)焊核區(qū)存在大量位錯(cuò)(圖 4b)，這是由于焊核區(qū)在焊接過(guò)程中遭受強(qiáng)烈熱力和機(jī)械作用，這也導(dǎo)致了T1相的完全溶解，T1相的電化學(xué)活性大于δ′，θ′相，導(dǎo)致熱影響區(qū)電化學(xué)活性強(qiáng)于焊核區(qū)。

圖4 焊核區(qū)TEM圖

熱帶海洋大氣暴露腐蝕不同時(shí)間宏觀形貌如圖5所示。在暴露3個(gè)月后，氯離子發(fā)生了與Al2O3中O2-爭(zhēng)奪Al3+的競(jìng)爭(zhēng)反應(yīng)，使得Al2O3氧化膜遭到破壞溶解，焊件表面出現(xiàn)不完全剝落，發(fā)生起皮現(xiàn)象。在暴露6個(gè)月后，此時(shí)金屬表面氧化膜已遭到完全破壞，氯離子在腐蝕坑中聚集，與基體金屬發(fā)生式(1)，式(2)的反應(yīng)，造成金屬的剝落,生成腐蝕產(chǎn)物Al(OH)3，此時(shí)腐蝕坑面積擴(kuò)大，剝離更多，相互連接成腐蝕帶。9個(gè)月后，氯離子與前期生成的腐蝕產(chǎn)物發(fā)生式3反應(yīng)，此時(shí)金屬基體進(jìn)一步被溶解，腐蝕坑面積進(jìn)一步擴(kuò)大，腐蝕向深度方向擴(kuò)展。12個(gè)月后，反應(yīng)進(jìn)一步進(jìn)行，發(fā)生大面積剝落腐蝕，腐蝕坑變深。

圖5 焊件熱帶海洋大氣腐蝕不同周期的焊縫表面宏觀形貌

Al → Al3++3e-

(1)

O2+2H2O+4e-→ 4OH-

(2)

Al(OH)3+3Cl-→ AlCl3+3OH-

(3)

通過(guò)SEM對(duì)熱帶海洋大氣暴露時(shí)間為3個(gè)月、6個(gè)月、9個(gè)月、12個(gè)月腐蝕試樣熱影響區(qū)和焊縫區(qū)進(jìn)行觀察，結(jié)果如圖6所示。3個(gè)月后，熱影響區(qū)與焊縫區(qū)氧化膜遭到破壞，基體金屬發(fā)生腐蝕反應(yīng)，出現(xiàn)微小腐蝕坑。暴露時(shí)間6個(gè)月，熱影響區(qū)由于氯離子在腐蝕坑內(nèi)聚集，坑內(nèi)發(fā)生進(jìn)一步腐蝕反應(yīng)，腐蝕坑面積擴(kuò)大，相互連接成腐蝕帶，焊縫區(qū)未出現(xiàn)腐蝕帶，這是由于熱影響區(qū)存在第二相Al2CuLi，而焊縫區(qū)不存在第二相Al2CuLi，因此熱影響區(qū)電化學(xué)性質(zhì)更加活潑，化學(xué)反應(yīng)更加劇烈。9個(gè)月后和12個(gè)月后，同樣由于上述原因?qū)е聼嵊绊憛^(qū)腐蝕較焊縫區(qū)更加劇烈，同時(shí)由于腐蝕坑的延伸擴(kuò)展并加深，使得焊接件的力學(xué)性能下降。

圖6 試樣不同暴露時(shí)間HAZ和焊縫的腐蝕形貌

通過(guò)測(cè)量取坑深度平均值來(lái)定量分析腐蝕坑深度變化過(guò)程，如圖7，圖8所示。由圖知，腐蝕坑的變深過(guò)程是勻速的，為5 μm/月左右，12個(gè)月后腐蝕平均深度達(dá)到19.85 μm。這是因?yàn)樵诮饘俦砻嫜趸け宦入x子被破壞后，焊縫區(qū)第二相Al3Li與基體材料形成電偶腐蝕，第二相電位高于基體金屬，作為陽(yáng)極，基體金屬作為陰極，使得腐蝕坑不斷向深度方向擴(kuò)展，由于原電池腐蝕過(guò)程中，電極及腐蝕各因素保持穩(wěn)定，使得腐蝕速率保持穩(wěn)定。

圖7 腐蝕坑深度隨時(shí)間的變化

圖8 腐蝕坑加深速率

2.2 接頭力學(xué)性能變化過(guò)程

保持腐蝕原有狀態(tài)，對(duì)在4種暴露時(shí)長(zhǎng)下的接頭按照GB/T 228.1—2010分別進(jìn)行3組拉伸試驗(yàn)，取平均值，對(duì)拉伸數(shù)據(jù)進(jìn)行整理，得到應(yīng)力-應(yīng)變曲線如圖9所示。由圖可知，熱帶海洋大氣暴露3個(gè)月，6個(gè)月后的2195鋁鋰合金攪拌摩擦焊件拉伸曲線光滑，拉伸過(guò)程不存在屈服階段，這是由于腐蝕坑深度較淺，未連接成為腐蝕帶，此時(shí)對(duì)于焊件強(qiáng)度影響較小，暴露時(shí)間為9個(gè)月、12個(gè)月后，拉伸曲線在接近斷裂處出現(xiàn)明顯波動(dòng)，出現(xiàn)屈服階段，這是由于9個(gè)月后腐蝕帶相互連接形成腐蝕帶，腐蝕坑深度變大，腐蝕坑不斷向深處擴(kuò)展，導(dǎo)致基體金屬不斷流失，改變了接頭的力學(xué)性能。隨著暴露時(shí)間的不斷延長(zhǎng)，接頭的抗拉強(qiáng)度不斷下降，由暴露3個(gè)月的449.45 MPa下降到12個(gè)月的373.25 MPa，同時(shí)，接頭的伸長(zhǎng)率不斷降低由3個(gè)月的11.254%下降到7.756%，如圖10，圖11所示。在6個(gè)月～9個(gè)月時(shí)抗拉強(qiáng)度基本不變，但斷后伸長(zhǎng)率下降較大，這是由于6個(gè)月后腐蝕坑相互連接成為腐蝕帶 ，說(shuō)明腐蝕帶的形成對(duì)于接頭的力學(xué)性能有較大影響，使接頭出現(xiàn)了屈服階段，由塑性斷裂向脆性斷裂轉(zhuǎn)變，同時(shí)也說(shuō)明腐蝕坑深度的變化對(duì)于接頭抗拉強(qiáng)度有較大影響，腐蝕面積的擴(kuò)大對(duì)于斷后伸長(zhǎng)率有較大影響。

圖9 暴露不同時(shí)長(zhǎng)的應(yīng)力-應(yīng)變曲線

圖10 抗拉強(qiáng)度隨時(shí)間的變化

圖11 斷后伸長(zhǎng)率隨時(shí)間的變化

3 結(jié)論

(1)焊件暴露3個(gè)月后，焊件出現(xiàn)起皮現(xiàn)象，3個(gè)月～6個(gè)月主要發(fā)生腐蝕坑面積的不斷擴(kuò)大，6個(gè)月后相互連接形成腐蝕帶，6個(gè)月～9個(gè)月腐蝕坑主要向深度方向發(fā)展。

(2)熱影響區(qū)腐蝕較焊核區(qū)強(qiáng)烈，是由于熱影響區(qū)存在T1相，而焊核區(qū)由于強(qiáng)力的機(jī)械攪拌和熱影響作用，不存在T1相，T1相電化學(xué)性質(zhì)最為活潑。

(3)焊縫最深處的腐蝕坑的深度隨時(shí)間變化加深，隨時(shí)間的變化大致呈線性，腐蝕坑的加深速率保持穩(wěn)定，速度為5 μm/月左右。

(4)接頭的力學(xué)性能隨暴露時(shí)間的延長(zhǎng)不斷下降，9個(gè)月后接頭斷裂由塑性斷裂變化為脆性斷裂，暴露12個(gè)月后接頭的抗拉強(qiáng)度下降到373.25 MPa，斷后伸長(zhǎng)率下降到7.756%，這與腐蝕坑面積擴(kuò)大及腐蝕坑向深度方向發(fā)展有關(guān)。