顧玉芬， 李 杰，石 玗，黃健康，樊 ?。? 蘭州理工大學(xué) 省部共建有色金屬先進(jìn)加工與再利用國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，蘭州 730050；. 西安航空職業(yè)技術(shù)學(xué)院 航空材料工程學(xué)院，西安 70089）

鋁/鋼異種金屬電弧熔釬焊焊接接頭的腐蝕性能

顧玉芬1， 李 杰2，石 玗1，黃健康1，樊 丁1
（1. 蘭州理工大學(xué) 省部共建有色金屬先進(jìn)加工與再利用國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，蘭州 730050；2. 西安航空職業(yè)技術(shù)學(xué)院 航空材料工程學(xué)院，西安 710089）

采用脈沖旁路耦合電弧MIG熔釬焊方法用4043鋁合金焊絲對(duì)1060鋁合金/鍍鋅鋼異種金屬進(jìn)行搭接焊；350 ℃下對(duì)鋁/鋼焊接接頭進(jìn)行退火處理，通過(guò)面掃描對(duì)退火前后焊接接頭焊縫中合金元素的分布進(jìn)行對(duì)比分析，用浸泡法和電化學(xué)法對(duì)退火前后焊接接頭的腐蝕行為進(jìn)行研究，分析焊接接頭不同區(qū)域的腐蝕行為及退火熱處理對(duì)焊接接頭腐蝕性能的影響。結(jié)果表明：焊接接頭退火熱處理后，其焊縫中的合金元素Si發(fā)生均勻化擴(kuò)散，同時(shí)，富鋅區(qū)界面反應(yīng)層的金屬間化合物Fe2Al5Zn0.4明顯變厚；腐蝕試驗(yàn)表明鋁/鋼熔釬焊焊接接頭發(fā)生電偶腐蝕，其鋼側(cè)被嚴(yán)重腐蝕，而焊縫側(cè)僅發(fā)生輕微的腐蝕，界面反應(yīng)層金屬間化合物的存在對(duì)接頭的腐蝕性能是不利的；除此之外還發(fā)現(xiàn)焊接接頭富鋅區(qū)的腐蝕電位較低，最易發(fā)生腐蝕；在此基礎(chǔ)上通過(guò)面掃描對(duì)富鋅區(qū)的腐蝕行為進(jìn)行進(jìn)一步的分析。

鋁/鋼熔釬焊；電偶腐蝕；金屬間化合物；富鋅區(qū)

汽車(chē)輕量化等工業(yè)發(fā)展的要求使得既能降低汽車(chē)質(zhì)量又能滿(mǎn)足結(jié)構(gòu)性能要求的鋁/鋼異種金屬焊接結(jié)構(gòu)得到了越來(lái)越廣泛的應(yīng)用。當(dāng)前，國(guó)內(nèi)外學(xué)者就鋁/鋼異種金屬的焊接開(kāi)展了大量研究，將激光焊、電阻焊、冷金屬過(guò)渡和激光+MIG復(fù)合焊等［1?5］不同的焊接方法用于鋁/鋼異種金屬的焊接，且通過(guò)這些焊接方法已獲得了力學(xué)性能優(yōu)良的鋁/鋼焊接接頭，但關(guān)于鋁/鋼異種金屬焊接接頭腐蝕性能研究的報(bào)道甚少。王玲等［6］研究了鋁合金/碳鋼偶接件在強(qiáng)化自然環(huán)境條件下的腐蝕特性，研究發(fā)現(xiàn)電偶腐蝕和縫隙腐蝕并存是鋁合金偶接部位腐蝕嚴(yán)重的主要原因。SUN［7］研究了合金元素Al和Mg的添加對(duì)鍍鋁鋼腐蝕性能的影響，研究結(jié)果表明在液態(tài)鋁中添加Mg可顯著地增加鍍鋁鋼的耐腐蝕性。WLOKA等［8］用激光焊方法對(duì)鋁/鍍鋅鋼進(jìn)行了焊接，研究了焊接接頭的腐蝕行為并發(fā)現(xiàn)鋁/鋼連接區(qū)域的腐蝕電位最低，該區(qū)域最先發(fā)生腐蝕?，F(xiàn)有的相關(guān)工作多數(shù)都是針對(duì)鍍鋁鋼腐蝕性能的研究，很少對(duì)鋁/鋼焊接接頭本身的腐蝕行為進(jìn)行研究。作為結(jié)構(gòu)件的鋁/鋼焊接結(jié)構(gòu)經(jīng)常服役在潮濕的大氣環(huán)境中，不可避免地受到腐蝕破壞，因此有必要對(duì)鋁/鋼焊接接頭的腐蝕性能進(jìn)行研究。

本文作者采用Al-Si焊絲用脈沖旁路耦合電弧熔釬焊（Pulsed DE-GMAW）的方法進(jìn)行1060鋁合金和鍍鋅鋼板的搭接焊，研究退火熱處理對(duì)焊接接頭焊縫組織的影響，采用浸泡試驗(yàn)和電化學(xué)腐蝕試驗(yàn)對(duì)鋁/鋼焊接接頭的腐蝕性能進(jìn)行研究，分析焊接頭不同區(qū)域組織的腐蝕行為，在此基礎(chǔ)上還研究退火工藝對(duì)焊接接頭腐蝕性能的影響。

1 實(shí)驗(yàn)

采用脈沖旁路耦合電弧MIG熔釬焊［9?10］的方法進(jìn)行了鋁/鍍鋅鋼異種金屬的搭接焊，獲得了成型良好的鋁/鋼搭接接頭，焊縫形貌如圖 1所示。試驗(yàn)?zāi)覆臑?060鋁合金和鍍鋅鋼板，母材規(guī)格均為200 mm×80 mm×1 mm。填充焊絲為直徑1.2 mm的Al-Si鋁合金焊絲。本試驗(yàn)中采用鋁板在上、鍍鋅鋼板在下的搭接形式，搭接寬度為10 mm。焊接過(guò)程中用氬氣作為保護(hù)氣，主路氬氣流量為20 L/min，旁路氬氣流量為5 L/min。焊接主路平均電流35 A，旁路平均電流27 A，旁路、主路采用同步脈沖，脈沖頻率80 Hz，焊接速度0.8 m/min。采用真空管式爐對(duì)鋁/鋼焊接接頭進(jìn)行了退火處理，退火溫度為350 ℃，退火保溫時(shí)間為2 h。采用掃描電鏡（SEM）對(duì)焊接接頭退火前后的組織及合金元素的擴(kuò)散情況進(jìn)行了分析，并分別對(duì)退火前后鋁/鋼焊接接頭的腐蝕性能進(jìn)行了研究。

圖1 鋁/鍍鋅鋼板熔釬焊焊縫形貌Fig. 1 Weld seam morphology of aluminum and galvanized steel welding-brazing

沿著垂直于鋁/鋼焊接接頭焊縫的方向截取試驗(yàn)試樣，試樣截面形貌如圖2所示。鋁/鋼焊接接頭的浸泡腐蝕試驗(yàn)在 EXCO 溶液（234 g/L NaCl+50 g/L KNO3+6.5 mL/L HNO3）中進(jìn)行，采用掃描電鏡對(duì)腐蝕形貌進(jìn)行表征。選用CHI600D型電化學(xué)分析儀對(duì)焊接接頭進(jìn)行了電化學(xué)腐蝕試驗(yàn)，腐蝕液為 0.2 mol/L NaHSO3+0.6 mol/L NaCl溶液。電極采用常規(guī)的三電極體系，參比電極為飽和甘汞電極，輔助電極為鉑電極，試驗(yàn)在室溫下進(jìn)行。試驗(yàn)前將試樣在溶液中浸泡20 min，以使腐蝕溶液均勻、穩(wěn)定地浸入試樣被測(cè)表面。

圖2 腐蝕試驗(yàn)試樣截面Fig. 2 Cross section of specimen for corrosion test

2 結(jié)果與分析

2.1 退火前后焊接接頭的組織分析

采用掃描電鏡對(duì)鋁/鋼異種金屬電弧熔釬焊焊接接頭宏觀形貌進(jìn)行了觀察，其形貌如圖3所示。整個(gè)焊接接頭主要由鋁熔合區(qū)、焊縫、界面反應(yīng)區(qū)、鍍鋅鋼板及富鋅區(qū)組成。研究表明：焊接接頭界面反應(yīng)層的物相為Al-Fe金屬間化合物，該金屬間化合物層由靠近鋼側(cè)的 Fe2Al5和靠近焊縫側(cè)的金屬間化合物 FeAl3組成，焊接接頭富鋅區(qū)的組織為Al-Zn固溶體，富鋅區(qū)界面反應(yīng)層的金屬間化合物為Fe2Al5Zn0.4［11?12］。

圖3 鋁/鋼脈沖旁路耦合電弧MIG熔釬焊焊縫宏觀形貌Fig. 3 Macrostructures of cross-section of aluminum and steel by pulsed DE-GMAW welding-brazing

對(duì)鋁/鋼焊接接頭進(jìn)行了焊后退火熱處理，退火溫度為350 ℃，退火保溫時(shí)間為2 h。為了研究退火工藝對(duì)鋁/鋼焊接接頭不同區(qū)域組織的影響，對(duì)焊接接頭不同區(qū)域進(jìn)行了面掃描。圖4（a1）～（a4）所示為未退火焊接接頭界面反應(yīng)區(qū)附近的形貌及元素面掃描分析圖，圖4（b1）～（b4）所示為已退火焊接接頭界面反應(yīng)區(qū)附近的形貌及元素面掃描分析圖。從圖4可以發(fā)現(xiàn)，在鍍鋅鋼與焊縫的界面處生成了一層厚約6 μm的鋁鐵硅過(guò)渡層，該過(guò)渡層即是Al-Fe金屬間化合物層，同時(shí)，合金元素Si在該金屬間化合物層中有明顯富集現(xiàn)象。鋁/鋼焊接時(shí)所用的填充金屬為 Al-Si合金絲，根據(jù)Al-Si二元合金相圖，焊接凝固后會(huì)在焊縫中形成Al-Si共晶體且該組織沿著晶界分布［11］（見(jiàn)圖 4（a）～（a4））。對(duì)比退火前后焊接接頭金屬間化合物層，發(fā)現(xiàn)其厚度沒(méi)有明顯的變化，但合金元素的分布發(fā)生了變化，未退火焊接接頭焊縫中僅分布有微量的Fe，退火后焊接接頭焊縫側(cè)Fe的分布明顯增多，這說(shuō)明退火過(guò)程中合金元素Fe向焊縫側(cè)發(fā)生了擴(kuò)散。通過(guò)對(duì)比退火前后合金元素Si的分布發(fā)現(xiàn)退火后焊縫中Si沿晶界聚集分布的現(xiàn)象變得不太顯著，這說(shuō)明退火熱處理過(guò)程中焊縫中的Si元素發(fā)生了體擴(kuò)散使得Si在焊縫中的分布變得比較均勻。

圖 5（a1）～（a4）所示為未退火焊接接頭富鋅區(qū)形貌及元素面掃描分析圖，圖 5（b1）～（b4）所示為已退火焊接接頭富鋅區(qū)形貌及元素面掃描分析結(jié)果。已有研究［11， 13］表明，鋁/鋼電弧熔釬焊焊接接頭富鋅區(qū)焊縫側(cè)的組織為α（Al）和Al-Zn固溶體，界面反應(yīng)層的組織為Fe2Al5Zn0.4。由圖5（b1）～（b4）發(fā)現(xiàn)，富鋅區(qū)界面反應(yīng)區(qū)有一個(gè)明顯的過(guò)渡層，該過(guò)渡層的組織即為Fe2Al5Zn0.4。通過(guò)對(duì)比退火前后富鋅區(qū)的面掃描圖片發(fā)現(xiàn)，退火后該區(qū)域界面反應(yīng)區(qū)過(guò)渡層的厚度明顯變厚，即在退火熱處理過(guò)程中鋁鐵鋅原子發(fā)生了反應(yīng)擴(kuò)散生成了更多的Fe2Al5Zn0.4的金屬間化合物。同時(shí)，還發(fā)現(xiàn)退火后富鋅區(qū)焊縫側(cè)Al的分布變得更均勻，這是由于退火過(guò)程中Al原子發(fā)生體擴(kuò)散造成的。

圖4 鋁/鋼焊接接頭組織形貌及元素面掃描分布結(jié)果Fig. 4 Microstructures（（a1）， （b1）） and element map scanning distribution of aluminum and steel welding joint: （a1）?（a4） Before annealing treatment； （b1）?（b4） After annealing treatment

圖5 鋁/鋼焊接接頭富鋅區(qū)形貌及元素面掃描分析結(jié)果Fig. 5 Microstructures（（a1）， （b1） and element map scanning distribution of zinc-rich region by aluminum and steel welded joint；（a1）?（a4） Before annealing treatment； （b1）?（b4） After annealing treatment

2.2 浸泡腐蝕試驗(yàn)

為了研究焊接接頭不同區(qū)域的腐蝕行為，將鋁鋼焊接接頭浸入了EXCO溶液中進(jìn)行浸泡腐蝕試驗(yàn)。圖6所示為鋁/鋼焊接接頭浸泡腐蝕48 h后的腐蝕形貌，焊接接頭表面的腐蝕產(chǎn)物被預(yù)先清除。通過(guò)腐蝕形貌可以看出，在焊縫與鋼母材的界面反應(yīng)區(qū)存在一個(gè)明顯的過(guò)渡層，即Al-Fe金屬間化合物層。通過(guò)觀察焊接接頭表面不同區(qū)域的腐蝕形貌發(fā)現(xiàn)，整個(gè)焊接接頭鋼側(cè)表面發(fā)生了明顯的溶解，焊接接頭鋼側(cè)呈現(xiàn)出一個(gè)全面腐蝕，但焊縫金屬的溶解相對(duì)輕微，幾乎沒(méi)有發(fā)生腐蝕。這是由于焊接接頭焊縫與鋼基體之間形成了電偶腐蝕，腐蝕電位較低的鋼基體對(duì)焊縫有一定的保護(hù)作用。除此之外，還發(fā)現(xiàn)界面反應(yīng)區(qū)金屬間化合物層附近焊縫金屬的腐蝕溶解也很顯著。這是由于焊縫與鋼母材以及金屬間化合物層之間產(chǎn)生了強(qiáng)烈的電偶腐蝕所造成的。由此可以發(fā)現(xiàn)，界面反應(yīng)層金屬間化合物會(huì)加速鄰近金屬間化合物處焊縫材料的腐蝕，因此，應(yīng)盡量減少界面反應(yīng)層金屬間化合物的形成［14?15］。

圖6 鋁/鋼焊接接頭浸泡腐蝕48 h后的腐蝕形貌Fig. 6 Corrosion morphology of welding joint between aluminum and steel after corrosion for 48 h

2.3 電化學(xué)腐蝕試驗(yàn)

為了進(jìn)一步對(duì)鋁/鋼焊接接頭的腐蝕行為進(jìn)行研究，分別對(duì)鋁合金、鍍鋅鋼板、退火前后鋁/鋼焊接接頭進(jìn)行電化學(xué)腐蝕試驗(yàn)，極化曲線(xiàn)如圖7所示。在此基礎(chǔ)上得到了各個(gè)試樣的腐蝕電位和腐蝕電流密度如表1所列。由圖7和表1可知，鋁板的腐蝕電位最高，鍍鋅鋼板的腐蝕電位最低，鋁/鋼焊接接頭的腐蝕電位介于兩者之間。由此可見(jiàn)，鋁和鋼的腐蝕電位相差較大，這進(jìn)一步證實(shí)鋁和鋼組成焊接接頭時(shí)會(huì)發(fā)生顯著的電偶腐蝕，使得鍍鋅鋼板的腐蝕速率變快，鋁的腐蝕速率變慢。但腐蝕電位是個(gè)熱力學(xué)參數(shù)，它僅僅反映了金屬腐蝕傾向的大小，并不是腐蝕速度大小的度量。為此對(duì)比分析了各個(gè)試樣的腐蝕電流密度，如表1所列，其中鋁的腐蝕電流密度最小，即在腐蝕溶液中鋁的耐腐蝕性能最好。通過(guò)對(duì)比退火前后鋁/鋼焊接接頭的腐蝕電流密度發(fā)現(xiàn)，在350 ℃退火后鋁/鋼焊接接頭的腐蝕電流密度大于未退火焊接接頭的腐蝕電流密度，這說(shuō)明退火熱處理后焊接接頭的腐蝕性能有所下降。通過(guò)對(duì)比退火前后焊接接頭的組織變化發(fā)現(xiàn)，退火后焊縫中合金元素的富集變得不太顯著發(fā)生了均勻化擴(kuò)散，這會(huì)使焊接接頭焊縫金屬腐蝕電位變得穩(wěn)定，引起焊接接頭電偶腐蝕效應(yīng)更顯著，從而使鋼的腐蝕速率變快。除此之外還發(fā)現(xiàn)，退火處理后焊接接頭富鋅區(qū)界面反應(yīng)層金屬間化合物的厚度明顯變厚，這樣在金屬間化合物與焊縫金屬及鍍鋅鋼板之間同樣會(huì)產(chǎn)生強(qiáng)烈的電偶腐蝕，使焊接接頭的腐蝕性能下降。

圖7 各試樣的極化曲線(xiàn)Fig. 7 Polarization curves of various samples

表1 不同試樣腐蝕電位及腐蝕電流密度Table 1 Corrosion potential φcorrand corrosion current density Jcorrof different specimens

2.4 焊接接頭富鋅區(qū)中腐蝕行為

在鋁/鋼異種金屬電弧焊熔釬焊過(guò)程中，由于電弧中心區(qū)域溫度較高，邊緣區(qū)域溫度較低，所以電弧中心鋁/鋼界面反應(yīng)層金屬間化合物的厚度相對(duì)較厚，同時(shí)電弧對(duì)該區(qū)域組織的熱作用更強(qiáng)烈。焊接接頭富鋅區(qū)處在焊趾位置即電弧的邊緣區(qū)域，因此，焊接電弧對(duì)富鋅區(qū)組織的熱作用較弱。但浸泡試驗(yàn)和電化學(xué)腐蝕試驗(yàn)均發(fā)現(xiàn)焊接接頭焊趾處是一個(gè)腐蝕薄弱區(qū)，接頭焊趾處最易發(fā)生腐蝕。這說(shuō)明焊接接頭焊趾處組織α（Al）和Al-Zn固溶體是造成該區(qū)域易被腐蝕的重要原因，與焊接接頭其他區(qū)域組織相比，該組織的腐蝕電位較負(fù)。

圖8所示為焊接接頭富鋅區(qū)電化學(xué)腐蝕后的腐蝕形貌和元素掃描分析。研究發(fā)現(xiàn)沿著晶界的區(qū)域出現(xiàn)了大量的腐蝕坑其腐蝕是最嚴(yán)重的。面掃描結(jié)果表明（見(jiàn)圖 8（b）和（c）），在焊趾處腐蝕最嚴(yán)重的區(qū)域即晶界處 Al原子較少，有較多的 Zn原子分布，其他區(qū)域Al原子的分布較多，Zn原子的分布相對(duì)較少。這說(shuō)明在電化學(xué)腐蝕過(guò)程中沿晶界分布的富鋅相最易發(fā)生腐蝕，而富鋁相的腐蝕則相對(duì)輕微。由此可以看出，鋁/鍍鋅鋼異種金屬熔釬焊富鋅區(qū)的存在對(duì)接頭的腐蝕性能是不利的。

圖 8 鋁/鋼焊接接頭富鋅區(qū)電化學(xué)腐蝕后的腐蝕形貌和元素面掃描分析Fig. 8 Surface morphology and element map scanning distribution of zinc-rich region by aluminum and steel welded joint after galvanic corrosion: （a） Surface morphology； （b）Element Al； （c） Element Zn

3 結(jié)論

1） 鋁/鋼焊接接頭在 350 ℃退火處理后，焊縫中的合金元素 Si發(fā)生均勻化擴(kuò)散其沿著晶界的富集變得不太顯著，接頭富鋅區(qū)界面反應(yīng)層的金屬間化合物Fe2Al5Zn0.4明顯變厚。

2） 鋁/鋼熔釬焊焊接接頭發(fā)生了電偶腐蝕，焊接接頭鋼基體被嚴(yán)重腐蝕，接頭界面處的金屬間化合物層會(huì)引起鄰近焊縫材料的溶解，降低焊接接頭的腐蝕抗力，金屬間化合物層的形成應(yīng)盡量避免。

3） 鋁/鋼熔釬焊焊接接頭富鋅區(qū)的自腐蝕電位較低耐腐蝕性較差，在進(jìn)行腐蝕試驗(yàn)時(shí)該區(qū)域最易發(fā)生腐蝕且富鋅區(qū)富鋅相的腐蝕最為嚴(yán)重。

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（編輯 龍懷中）

Corrosion property of arc welding brazed joint between aluminum and steel

GU Yu-fen1， LI Jie2， SHI Yu1， HUANG Jian-kang1， FAN Ding1
（1. State Key Laboratory of Advanced Processing and Recycling of Nonferrous Metals，Lanzhou University of Technology， Lanzhou 730050， China；2. School of Aeronautical Materials Engineering， Xi'an Aeronautical Polytechnic Institute， Xi'an 710089， China）

The dissimilar metals of 1060 aluminum alloy and galvanized steel were joined with lap joint by pulsed double electrode gas metal arc welding-brazing with 4043 aluminum filler metal. The welding joints of aluminum and steel were then annealed at 350 ℃. The distribution of alloy elements in the welding joint different zones before and after annealing treatment was analyzed by map scanning， and the corrosion behavior of the welding joints was investigated by immersion corrosion tests and electrochemical corrosion tests， the corrosion behavior of the welding joints different zones and the effects of annealing treatment on corrosion property of welding joint were analyzed. The results show that the homogenization diffusion of Si elements in weld seam occurs after annealing treatment， meanwhile， the thickness of Fe2Al5Zn0.4of zinc-rich zone increases significantly. In addition， the galvanic corrosion occurs when the samples are immersed in corrosive media， the whole steel of welding joint is corroded drastically and displays a homogeneous corrosion， however， the dissolution of weld seam is slight. The intermetallic phases at the interface reduces the corrosion property of welding joints. Further， the results indicate that zinc-rich zone of weld joints is most prone to corrosion. The corrosion behavior of zinc-rich zone was analyzed by map scanning on the basis of the test results.

aluminum-steel welding-brazing； galvanic corrosion； intermetallic compounds； zinc-rich zone

Project（2014CB660810） supported by the National Basic Research Development Program of China；Project（51165023） supported by the National Natural Science Foundation of China； Project （SKLAB02014008） supported by the State Key Laboratory of Advanced Processing and Recycling of Non-ferrous Metals， China； Project（J201201） supported by the Hongliu Outstanding Talent Fund of Lanzhou University of Technology， China

date： 2015-05-06； Accepted date： 2015-11-05

GU Yu-fen； Tel: +86-931-2972765；E-mail: guyf@lut.cn， lutlijie@gmail.com

TG401

A

1004-0609（2016）-04-0758-08

國(guó)家基礎(chǔ)研究發(fā)展計(jì)劃資助項(xiàng)目（2014CB660810）；國(guó)家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目（51165023）；省部共建有色金屬先進(jìn)加工與再利用國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室開(kāi)放基金資助項(xiàng)目（SKLAB02014008）；蘭州理工大學(xué)紅柳杰出人才培養(yǎng)計(jì)劃項(xiàng)目（J201201）

2015-05-06；

2015-11-05

顧玉芬，副教授；電話(huà)：0931-2972765；E-mail: guyf@lut.cn， lutlijie@gmail.com