摘要

使用力學(xué)性能測(cè)試、軸向力加載疲勞測(cè)試、掃描電子顯微鏡、電化學(xué)測(cè)試等手段，研究了模擬工業(yè)大氣環(huán)境中Al-Mg-Si合金母材及其焊接接頭的腐蝕疲勞特征。結(jié)果表明：Al-Mg-Si合金對(duì)接焊接接頭的力學(xué)性能低于母材，而且在模擬工業(yè)大氣環(huán)境中更易腐蝕。焊接接頭的腐蝕疲勞敏感性更高，原因是其焊接缺陷處容易成為腐蝕疲勞裂紋優(yōu)先萌生的區(qū)域，最終導(dǎo)致試樣在焊縫區(qū)域發(fā)生疲勞斷裂。

關(guān)鍵詞： Al-Mg-Si合金 ; 焊接接頭 ; 腐蝕疲勞特征 ; 模擬工業(yè)大氣

隨著科技與經(jīng)濟(jì)水平的不斷進(jìn)步，高速鐵路由于其速度快、效率高等優(yōu)勢(shì)成為了當(dāng)今世界鐵路發(fā)展的潮流。鋁合金因其比重輕、塑性好、比強(qiáng)度高、耐腐蝕能力強(qiáng)等優(yōu)點(diǎn)[1,2]應(yīng)用于高鐵車體結(jié)構(gòu)中[3-5]。雖然鋁合金具有良好的性能，但高鐵車體構(gòu)件材料在交變載荷和跨地域的多變大氣環(huán)境共同作用下極易發(fā)生腐蝕疲勞破壞，其中焊接接頭部位由于接頭軟化及焊接缺陷的存在，如氣孔、熱裂紋、殘余應(yīng)力等，其發(fā)生疲勞斷裂的現(xiàn)象尤為突出，常引起突發(fā)性、災(zāi)難性事故[6-8]。車體結(jié)構(gòu)的腐蝕疲勞問(wèn)題將是制約高鐵安全服役的重要技術(shù)瓶頸之一。

目前，國(guó)內(nèi)外針對(duì)鋁合金及其焊接接頭的腐蝕疲勞問(wèn)題已經(jīng)進(jìn)行了一些研究。Genel[9]對(duì)AA7075-T6鋁合金進(jìn)行了彎曲疲勞實(shí)驗(yàn)，表明由于腐蝕坑的存在，疲勞強(qiáng)度降低了約60%。Pao等[10]研究了高強(qiáng)鋁合金7075-T7451攪拌摩擦焊接頭在應(yīng)力比為0.1時(shí)的腐蝕疲勞性能，表明焊接接頭各區(qū)域呈現(xiàn)的腐蝕疲勞性能差異明顯，原因是裂紋閉合效應(yīng)使得熱影響區(qū)的疲勞裂紋擴(kuò)展速率低于母材及焊核區(qū)域。Czhchowski等[11]研究了5083-H321形變強(qiáng)化鋁合金在3.5%NaCl腐蝕溶液中的疲勞性能，結(jié)果表明，攪拌摩擦焊焊接接頭在鹽溶液中裂紋萌生點(diǎn)較空氣增多，且溶液中的陽(yáng)極溶解導(dǎo)致裂紋擴(kuò)展加速，因此腐蝕疲勞壽命大大縮短。Fonda等[12]研究了5456-H116鋁合金焊接接頭不同區(qū)域的腐蝕疲勞行為，結(jié)果表明，熱影響區(qū)表現(xiàn)出高于母材和焊核的腐蝕疲勞門檻應(yīng)力值和較低的裂紋擴(kuò)展速率，該研究結(jié)果與Pao等[10]的一致。Sabelkin等[13]通過(guò)研究得到了高強(qiáng)度7075-T6鋁合金在疲勞載荷下腐蝕坑向裂紋的轉(zhuǎn)變過(guò)程。Chanyathunyaroj等[14]研究了6061鋁合金在3.5%NaCl環(huán)境下的疲勞特性，表明3.5%NaCl環(huán)境會(huì)引發(fā)點(diǎn)蝕，導(dǎo)致裂紋萌生，從而顯著降低6061鋁合金的疲勞壽命。Cui等[15]針對(duì)7B04-T6鋁合金也得出了相似的結(jié)論。雖然已經(jīng)對(duì)鋁合金及其焊接接頭的腐蝕疲勞進(jìn)行了較多研究，但嚴(yán)酷大氣腐蝕環(huán)境和高鐵動(dòng)載荷條件耦合下鋁合金的腐蝕疲勞失效領(lǐng)域仍存在諸多問(wèn)題有待研究。因此，開(kāi)展鋁合金及其焊接接頭在嚴(yán)酷環(huán)境下的腐蝕疲勞實(shí)驗(yàn)和數(shù)據(jù)積累具有重要意義。

本文以高鐵用Al-Mg-Si合金母材及其對(duì)接焊接接頭為研究對(duì)象，針對(duì)其在模擬工業(yè)大氣環(huán)境中的腐蝕疲勞特征進(jìn)行了研究，以期為相關(guān)高速鐵路裝備的安全服役和設(shè)計(jì)準(zhǔn)則制定提供理論依據(jù)與數(shù)據(jù)支撐。

1 實(shí)驗(yàn)方法

實(shí)驗(yàn)材料為高鐵用Al-Mg-Si合金及其對(duì)接焊接接頭，供貨狀態(tài)為T6，其化學(xué)成分 (質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%) 為：Si 0.64，Mn 0.23，Mg 0.58，Cu 0.081，Ti 0.034，F(xiàn)e 0.18，Cr 0.17，Zn 0.11，Al余量。在Al-Mg-Si合金焊接接頭的焊縫區(qū)域截取試樣，用SiC砂紙逐級(jí)打磨至2000#后，拋光至1 μm粗糙度，用酒精清洗并冷風(fēng)吹干，用Keller侵蝕液 (2.5 mL HNO3+1.5 mL HCl+1 mL HF+95 mL H2O) 將拋光過(guò)的表面侵蝕60s后，使用VHX-2000超景深三維顯微系統(tǒng)觀察其宏觀形貌。

力學(xué)性能測(cè)試與腐蝕疲勞實(shí)驗(yàn)均在MTS Landmark 730型液壓伺服疲勞試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，力學(xué)性能測(cè)試所用拉伸速率為10-3 s-1。實(shí)驗(yàn)前將試樣工作段用SiC砂紙逐級(jí)打磨至3000#，最終打磨方向與試樣軸向平行。實(shí)驗(yàn)溫度為室溫，腐蝕介質(zhì)為0.01 mol/L的NaHSO3水溶液，pH4.4。實(shí)驗(yàn)加載載荷種類為軸向力拉伸，波形為正弦波，應(yīng)力比 (σmin/σmax) 為0.1，頻率為5 Hz。疲勞實(shí)驗(yàn)結(jié)束后，截取試樣工作段，用去離子水清洗，并用除銹液 (HNO3，ρ=1.42 g/ml) 超聲去除表面腐蝕產(chǎn)物，最后用酒精進(jìn)行超聲清洗。處理完畢后，在Quanta 250掃描電子顯微鏡 (SEM) 下結(jié)合能譜儀 (EDS) 對(duì)試樣的疲勞斷口形貌進(jìn)行觀察分析。

電化學(xué)測(cè)試在VersaSTAT3型電化學(xué)工作站上進(jìn)行。將Al-Mg-Si合金母材及焊接接頭分別加工為10 mm×10 mm×3 mm的塊狀電化學(xué)試樣。將其表面的油污清洗后吹干，在非工作面焊接銅導(dǎo)線后，用環(huán)氧樹(shù)脂密封，只留出1 cm2的工作面積。每次測(cè)試前預(yù)先用SiC砂紙將封好的樣品逐級(jí)打磨至2000#，隨后用去離子水將工作面沖洗干凈，再用無(wú)水乙醇除去殘留水分、冷風(fēng)吹干后放入干燥皿中待用。采用三電極體系進(jìn)行電化學(xué)測(cè)試，其中Al-Mg-Si合金母材及焊接接頭的電化學(xué)試樣為工作電極，飽和甘汞電極 (SCE) 為參比電極，輔助電極為20 mm×20 mm×0.1 mm的鉑片。電化學(xué)測(cè)試均在室溫下完成。測(cè)試時(shí)開(kāi)路電位在10 min內(nèi)變化小于10 mV視為穩(wěn)定，穩(wěn)定后進(jìn)行電化學(xué)阻抗譜測(cè)試 (EIS) 和動(dòng)電位極化測(cè)試。EIS的交流正弦波幅為10 mV，測(cè)試頻率為105~10-2 Hz。動(dòng)電位極化測(cè)試的初始電位為-1.2 V (vs SCE)，以0.33 mV/s的速率進(jìn)行正向掃描。每組均進(jìn)行3次或以上的測(cè)試，從而確保實(shí)驗(yàn)的準(zhǔn)確性。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 焊接接頭整體形貌

圖1為進(jìn)行拋光、侵蝕后的未經(jīng)實(shí)驗(yàn)的Al-Mg-Si合金焊接接頭處的整體形貌。由圖可知，未經(jīng)實(shí)驗(yàn)的焊接接頭試樣在拋光侵蝕后，在焊縫區(qū)能觀察到明顯的焊接缺陷，這些缺陷往往會(huì)成為腐蝕疲勞裂紋優(yōu)先萌生的位置，從而導(dǎo)致疲勞開(kāi)裂。

圖1   Al-Mg-Si合金焊接接頭宏觀形貌

2.2 力學(xué)性能

Al-Mg-Si合金母材和焊接接頭的拉伸力學(xué)性能如圖2所示。從圖中可知Al-Mg-Si合金母材有明顯的屈服點(diǎn)，其屈服強(qiáng)度為290 MPa，抗拉強(qiáng)度為315 MPa，延伸率為28.85%。與母材相比，Al-Mg-Si合金焊接接頭無(wú)明顯的屈服現(xiàn)象，其條件屈服強(qiáng)度為129 MPa，抗拉強(qiáng)度為209 MPa，延伸率為8.03%。從圖中可以看出，焊接接頭的力學(xué)性能較母材明顯降低，其屈服強(qiáng)度僅為母材的44.58%，抗拉強(qiáng)度為母材的66.33%。這是因?yàn)樵诤附舆^(guò)程中，焊接接頭區(qū)域產(chǎn)生的焊接缺陷會(huì)減小材料承載橫截面的有效面積和產(chǎn)生應(yīng)力集中。而且，焊接接頭區(qū)域本就存在較大的殘余應(yīng)力。這些因素都會(huì)降低焊接接頭的力學(xué)性能，從而對(duì)其腐蝕疲勞性能產(chǎn)生一定的影響。

圖2   Al-Mg-Si合金母材及焊接接頭的應(yīng)力-應(yīng)變拉伸曲線

2.3 電化學(xué)測(cè)試

圖3為Al-Mg-Si合金母材及焊接接頭在模擬工業(yè)大氣環(huán)境中的極化曲線和電化學(xué)阻抗譜測(cè)試結(jié)果，從圖3a中可以看出，對(duì)比母材，焊接接頭的腐蝕電流顯著增加。從Nyquist圖 (圖3b) 中可知，焊接接頭的容抗弧半徑較母材有明顯下降。容抗弧反映了電極反應(yīng)阻力的大小，容抗弧越大，電極反應(yīng)阻力越大，反之越小。故焊接接頭在模擬工業(yè)大氣環(huán)境中的電極反應(yīng)阻力小于母材，與極化曲線的結(jié)果相符。而且，能夠明顯看到阻抗譜低頻區(qū)存在明顯的感抗弧，這可能與試樣表面的吸附現(xiàn)象有關(guān)。為了進(jìn)一步比較兩者的耐蝕性，對(duì)極化曲線的相關(guān)數(shù)據(jù)進(jìn)行了統(tǒng)計(jì)，并對(duì)阻抗譜結(jié)果進(jìn)行了擬合，擬合所采用的等效電路如圖4所示，并將相關(guān)電化學(xué)腐蝕參數(shù)統(tǒng)計(jì)于表1中。圖4中各電路參數(shù)的物理意義如下：Rs為溶液電阻，Qf為試樣表面膜層電容，Rf為試樣表面膜層電阻，Qdl為界面雙電層電容，Rct為界面電荷轉(zhuǎn)移電阻，RL和L為與吸附過(guò)程相關(guān)的電阻和電感。由表1可知，Al-Mg-Si合金焊接接頭的腐蝕電位Ecorr略低于母材，維鈍電流密度Ip高于母材，說(shuō)明它在模擬工業(yè)大氣中相較母材更易腐蝕。并且其電荷轉(zhuǎn)移電阻Rct比母材要低，說(shuō)明界面電化學(xué)反應(yīng)更加活潑。而母材的表面膜層電阻Rf大于焊接接頭，表明其表面形成的腐蝕產(chǎn)物膜更加穩(wěn)定。這些結(jié)果均表明，在模擬工業(yè)大氣環(huán)境中，Al-Mg-Si合金焊接接頭的腐蝕敏感性比母材要高。

圖3   Al-Mg-Si合金母材及焊接接頭的極化曲線和電化學(xué)阻抗譜

圖4   Al-Mg-Si合金母材及焊接接頭電化學(xué)阻抗譜的擬合電路圖

表1   Al-Mg-Si合金母材及焊接接頭的電化學(xué)腐蝕參數(shù)

2.4 腐蝕疲勞行為

對(duì)Al-Mg-Si合金及焊接接頭進(jìn)行了腐蝕疲勞實(shí)驗(yàn)，結(jié)果如圖5a所示。在腐蝕環(huán)境中一般規(guī)定腐蝕疲勞壽命達(dá)到106時(shí)即視為不會(huì)發(fā)生斷裂[16]，由圖可知，Al-Mg-Si合金母材在模擬工業(yè)大氣環(huán)境中的疲勞性能要明顯優(yōu)于焊接接頭，在峰值應(yīng)力同為100 MPa時(shí)，Al-Mg-Si合金母材在模擬工業(yè)大氣環(huán)境下不會(huì)發(fā)生斷裂，遠(yuǎn)高于同峰值應(yīng)力下Al-Mg-Si合金焊接接頭的疲勞周次。由于二者的性能差異較大，為了更直觀的對(duì)兩者的疲勞性能進(jìn)行比較，將橫坐標(biāo)更換為施加的峰值應(yīng)力與自身屈服強(qiáng)度的比值，并用柱狀圖進(jìn)行了表示，結(jié)果如圖5b所示。從圖中可以明顯看出，在施加的峰值應(yīng)力與屈服強(qiáng)度的比值相同時(shí)，Al-Mg-Si合金母材的疲勞周次遠(yuǎn)遠(yuǎn)高于Al-Mg-Si合金焊接接頭。故Al-Mg-Si合金焊接接頭在模擬工業(yè)大氣環(huán)境中的腐蝕疲勞性能是低于母材的。

圖5   Al-Mg-Si合金母材及焊接接頭在模擬工業(yè)大氣中的疲勞周次-峰值應(yīng)力柱狀圖

2.5 腐蝕疲勞宏觀形貌

圖6為Al-Mg-Si合金母材及焊接接頭在模擬工業(yè)大氣環(huán)境中發(fā)生腐蝕疲勞斷裂后的宏觀形貌圖。從圖中可以看出，母材的腐蝕疲勞斷裂位置位于平行段，而焊接接頭的斷裂位置為焊縫區(qū)域，表明焊接接頭可能是由于焊縫區(qū)域焊接缺陷的存在及焊接殘余應(yīng)力等因素影響導(dǎo)致焊縫區(qū)域優(yōu)先發(fā)生腐蝕疲勞裂紋萌生和擴(kuò)展，最終造成開(kāi)裂。

圖6   Al-Mg-Si合金母材及焊接接頭試樣在模擬工業(yè)大氣中腐蝕疲勞實(shí)驗(yàn)后的宏觀形貌

2.6 腐蝕疲勞微觀形貌

通過(guò)選取不同峰值應(yīng)力條件下的鋁合金母材及焊接接頭腐蝕疲勞斷口形貌來(lái)進(jìn)一步研究其腐蝕疲勞行為，如圖7所示。從圖7a~c中可以看出，Al-Mg-Si合金母材腐蝕疲勞斷口特征明顯，包括裂紋源、裂紋擴(kuò)展區(qū)及瞬斷區(qū)3部分。對(duì)斷口的整體微觀形貌進(jìn)行觀察可知 (圖7a)，腐蝕疲勞裂紋優(yōu)先萌生于邊界處，這是由于邊角位置表層處于自由表面，該區(qū)域晶粒受到來(lái)自周圍晶粒的約束很少，當(dāng)鋁合金構(gòu)件在腐蝕性環(huán)境中受到疲勞載荷作用時(shí)，晶粒很容易產(chǎn)生滑移，應(yīng)力集中增強(qiáng)，導(dǎo)致邊角位置成為主裂紋源。而且可以看到疲勞裂紋優(yōu)先萌生于點(diǎn)蝕坑底部，表明陽(yáng)極溶解作用在腐蝕疲勞裂紋萌生過(guò)程中占據(jù)重要的作用，一般來(lái)說(shuō)，腐蝕坑一方面會(huì)造成應(yīng)力集中，另一方面也會(huì)破壞局部材料的晶粒排列而造成材料力學(xué)性能下降[17]。對(duì)裂紋擴(kuò)展區(qū)進(jìn)行放大觀察 (圖7c)，能夠看到腐蝕疲勞裂紋擴(kuò)展平臺(tái)為典型的放射狀花樣，表明腐蝕疲勞裂紋是以解理方式進(jìn)行。

圖7   Al-Mg-Si合金母材及焊接接頭在150和80 MPa下模擬工業(yè)大氣環(huán)境中腐蝕疲勞斷口的微觀形貌

圖7d~f為Al-Mg-Si合金對(duì)接接頭在模擬工業(yè)大氣環(huán)境中峰值應(yīng)力80 MPa下的腐蝕疲勞斷口微觀形貌,斷口同樣包括裂紋源、裂紋擴(kuò)展區(qū)及瞬斷區(qū)3部分。由圖可知，腐蝕疲勞裂紋也萌生于邊部區(qū)域，且萌生區(qū)附近有較多焊接缺陷存在。對(duì)裂紋源附近區(qū)域進(jìn)行進(jìn)一步觀察 (圖7e)，可以看到此區(qū)域存在較多缺陷如孔洞等。這些缺陷的存在會(huì)導(dǎo)致應(yīng)力集中，從而可能會(huì)造成其附近區(qū)域在交變載荷作用下塑性形變積累嚴(yán)重，從而形成腐蝕疲勞裂紋并擴(kuò)展。而且，在裂紋源的焊接缺陷附近可以明顯觀察到陽(yáng)極溶解的痕跡，表明焊接缺陷更易被腐蝕介質(zhì)影響，從而作為陽(yáng)極優(yōu)先溶解。通過(guò)對(duì)裂紋擴(kuò)展區(qū)域觀察可見(jiàn) (圖7f)，擴(kuò)展區(qū)域仍有較多孔洞，這些都表明焊接質(zhì)量對(duì)腐蝕疲勞性能具有較大的影響。

圖8為焊接接頭疲勞試樣斷口的側(cè)面SEM形貌圖和EDS分析。圖8a為峰值應(yīng)力為80 MPa時(shí)腐蝕疲勞斷口的側(cè)面形貌，由圖可知，該處存在許多焊接缺陷，且由于缺陷的存在產(chǎn)生了微裂紋。一般情況下，焊縫表面不可避免地會(huì)存在著一些材料缺陷，如氣孔、夾雜物、粗大的二次相等[7]。而這些缺陷一般情況下會(huì)顯著增加焊接接頭的腐蝕疲勞敏感性[8,18]。許多研究已經(jīng)表明這些焊接缺陷會(huì)成為腐蝕疲勞裂紋的優(yōu)先萌生點(diǎn)，從而導(dǎo)致焊接接頭的腐蝕疲勞壽命相較于母材降低[19,20]。Shahri等[21]用有限元方法模擬了Al-Mg-Si合金焊接接頭疲勞裂紋的萌生和擴(kuò)展，發(fā)現(xiàn)焊縫是整個(gè)接頭的薄弱環(huán)節(jié)。Liu等[6]也可見(jiàn)由于焊接缺陷的存在，焊接區(qū)是整個(gè)接頭中最薄弱的區(qū)域，且缺陷附近的應(yīng)力集中被認(rèn)為是微裂紋產(chǎn)生的主要原因。而且，由于點(diǎn)蝕一般萌生于金屬表面化學(xué)性質(zhì)與物理性質(zhì)的不均勻處，如第二相沉淀、非金屬夾雜等缺陷部位，所以存在焊接缺陷的區(qū)域很容易發(fā)生點(diǎn)蝕，從而引起應(yīng)力集中最終導(dǎo)致疲勞裂紋萌生。由EDS分析 (如圖8d和e) 可知，夾雜物為鋁合金中較為常見(jiàn)的Al2O3和MgO夾雜物，主要為Al2O3。并且于圖8b和c中可以明顯地看到，在夾雜物的邊緣出現(xiàn)了裂紋萌生的趨勢(shì)。由于夾雜物與基體有很大差異，它的存在破壞了材料本身的連續(xù)性，如同在材料上預(yù)制的小缺口一樣。而且這些氧化夾雜物一般都較為脆硬，與基體的硬度差別較大，所以在承受疲勞載荷時(shí)，裂紋會(huì)優(yōu)先在此形核，形成裂紋源，從而縮短材料的疲勞壽命。已有研究[22]表明，Al2O3夾雜物的存在會(huì)使其周圍出現(xiàn)微裂紋和高密度的晶格畸變區(qū)域，而且由于腐蝕離子會(huì)在縫隙中逐漸累積，縫隙中的逐漸酸化會(huì)加速腐蝕的發(fā)生，從而腐蝕坑逐漸加深，產(chǎn)生應(yīng)力集中導(dǎo)致疲勞裂紋的萌生和擴(kuò)展。

圖8   Al-Mg-Si合金焊接接頭在模擬工業(yè)大氣中80 MPa下的腐蝕疲勞斷口側(cè)面形貌及EDS譜

3 討論

在空氣中，Al-Mg-Si合金表面會(huì)產(chǎn)生一層鈍化膜，其主要成分為Al(OH)3。從動(dòng)電位極化曲線結(jié)果可知 (圖3a)，Al-Mg-Si合金在模擬工業(yè)大氣環(huán)境中的電化學(xué)行為包括陽(yáng)極鈍化過(guò)程和陰極吸氧過(guò)程。其中，陽(yáng)極反應(yīng)為：

陰極反應(yīng)為：

但是，由于模擬工業(yè)大氣環(huán)境為酸性環(huán)境和HSO3-的存在，材料的腐蝕過(guò)程必然會(huì)受到影響，有研究證明，HSO3-的存在會(huì)促進(jìn)陰極過(guò)程，而且可以將陰極過(guò)程由氧擴(kuò)散控制轉(zhuǎn)變?yōu)槲鹾臀鰵浠旌峡刂频哪Ｊ絒23]。模擬工業(yè)大氣環(huán)境中的電化學(xué)過(guò)程反應(yīng)式如下：

由腐蝕疲勞壽命結(jié)果 (圖5) 可知，Al-Mg-Si合金母材和焊接接頭在模擬工業(yè)大氣環(huán)境中均具有比較高的腐蝕疲勞敏感性，且焊接接頭的敏感性遠(yuǎn)大于母材。母材的腐蝕疲勞是由鈍化膜破裂后的陽(yáng)極溶解引起的。Al-Mg-Si合金存在一層致密的鈍化膜，這層膜相對(duì)基體為陰極，由于疲勞產(chǎn)生的滑移臺(tái)階的擠出或侵入，覆蓋的鈍化膜遭到破壞，于是暴露的滑移面相對(duì)于大面積作為陰極的氧化膜就成了小陽(yáng)極，從而就形成了腐蝕電池，膜破裂處不斷溶解，形成微裂紋并最終導(dǎo)致疲勞裂紋的萌生。而Al-Mg-Si合金焊接接頭的腐蝕疲勞則是主要?dú)w因于焊接工藝，由于焊接的質(zhì)量問(wèn)題，焊縫區(qū)存在著大量的孔洞和夾雜物，其中大部分是Al2O3夾雜物 (圖8)，在循環(huán)載荷作用下，含夾雜物區(qū)域的氧化膜不僅要受到疲勞產(chǎn)生的滑移臺(tái)階的侵入，還會(huì)因?yàn)閵A雜物產(chǎn)生的應(yīng)力集中而破裂，從而使基體更多的暴露在腐蝕介質(zhì)中并發(fā)生溶解。前文已經(jīng)提到，Al2O3夾雜物周圍會(huì)存在高密度的晶格畸變區(qū)域，它會(huì)與未畸變區(qū)形成腐蝕電池，并作為陽(yáng)極優(yōu)先溶解，形成腐蝕坑。故Al2O3夾雜物的存在促進(jìn)了焊接接頭的陽(yáng)極反應(yīng)，這也是電化學(xué)測(cè)試中焊接接頭的腐蝕電流要大于母材的原因。隨著腐蝕時(shí)間的增長(zhǎng)，腐蝕坑深度不斷增加，腐蝕疲勞微裂紋也會(huì)在這些區(qū)域形核。同時(shí)，HSO3-等腐蝕介質(zhì)會(huì)在腐蝕坑底部形成酸性的封閉環(huán)境，從而加速局部陽(yáng)極溶解，最終導(dǎo)致腐蝕疲勞開(kāi)裂。除此之外，由前文的力學(xué)性能測(cè)試可知，這些焊接缺陷的存在產(chǎn)生的殘余應(yīng)力，導(dǎo)致焊縫區(qū)的力學(xué)性能相比母材較差，從而焊縫區(qū)結(jié)合力較弱，也會(huì)使斷裂優(yōu)先在焊縫區(qū)發(fā)生。

綜上所述，焊接過(guò)程中引入的大量焊接缺陷是Al-Mg-Si合金焊接接頭腐蝕疲勞性能低于母材的主要原因。因此，在實(shí)際生產(chǎn)中應(yīng)優(yōu)化成形工藝和焊接工藝，控制焊接缺陷和夾雜物的數(shù)量，從而提高材料的腐蝕疲勞性能。

4 結(jié)論

(1) Al-Mg-Si合金焊接接頭的焊縫區(qū)域存在較多焊接缺陷，這些缺陷產(chǎn)生的殘余應(yīng)力會(huì)降低焊縫區(qū)域的結(jié)合力，導(dǎo)致焊縫區(qū)的力學(xué)性能相比母材較差，且疲勞斷裂會(huì)優(yōu)先發(fā)生于焊縫區(qū)，從而降低焊接接頭的腐蝕疲勞性能。

(2) Al-Mg-Si合金焊接接頭在模擬工業(yè)大氣環(huán)境中比母材具有更高的腐蝕疲勞敏感性。母材的腐蝕疲勞裂紋萌生于邊界處的腐蝕坑，而焊接接頭的疲勞裂紋萌生于邊部焊接缺陷及夾雜物較多的區(qū)域。焊接過(guò)程中引入的大量焊接缺陷是Al-Mg-Si合金焊接接頭腐蝕疲勞性能低于母材的主要原因。

參考文獻(xiàn)

1 Winter L, Hockauf K, Lampke T. High cycle fatigue behavior of the severely plastically deformed 6082 aluminum alloy with an anodic and plasma electrolytic oxide coating [J]. Surf. Coat. Technol., 2018, 349: 576

2 Xu X C, Liu D X, Zhang X H, et al. Mechanical and corrosion fatigue behaviors of gradient structured 7B50-T7751 aluminum alloy processed via ultrasonic surface rolling [J]. J. Mater. Sci. Technol., 2020, 40: 88

3 Costa J D M, Jesus J S, Loureiro A, et al. Fatigue life improvement of MIG welded aluminium T-joints by friction stir processing [J]. Int. J. Fatigue, 2014, 61: 244

4 Dong P, Sun D Q, Li H M. Natural aging behaviour of friction stir welded 6005A-T6 aluminium alloy [J]. Mater. Sci. Eng., 2013, A576: 29

5 Svenningsen G, Lein J E, Bj?rgum A, et al. Effect of low copper content and heat treatment on intergranular corrosion of model AlMgSi alloys [J]. Corros. Sci., 2006, 48: 226

6 Liu H B, Yang S L, Xie C J, et al. Microstructure characterization and mechanism of fatigue crack initiation near pores for 6005A CMT welded joint [J]. Mater. Sci. Eng., 2017, A707: 22

7 Liu F Y, Tan C W, Wu L J, et al. Influence of waveforms on Laser-MIG hybrid welding characteristics of 5052 aluminum alloy assisted by magnetic field [J]. Opt. Laser Technol., 2020, 132: 106508

8 Qiao J N, Lu J X, Wu S K. Fatigue cracking characteristics of fiber Laser-VPTIG hybrid butt welded 7N01P-T4 aluminum alloy [J]. Int. J. Fatigue, 2017, 98: 32

9 Genel K. The effect of pitting on the bending fatigue performance of high-strength aluminum alloy [J]. Scr. Mater., 2007, 57: 297

10 Pao P S, Gill S J, Feng C R, et al. Corrosion-fatigue crack growth in friction stir welded Al 7050 [J]. Scr. Mater., 2001, 45: 605

11 Czechowski M. Low-cycle fatigue of friction stir welded Al-Mg alloys [J]. J. Mater. Process. Technol., 2005, 164/165: 1001

12 Fonda R W, Pao P S, Jones H N, et al. Microstructure, mechanical properties, and corrosion of friction stir welded Al 5456 [J]. Mater. Sci. Eng., 2009, A519: 1

13 Sabelkin V, Mall S, Misak H. Investigation into corrosion pit-to-fatigue crack transition in 7075-T6 aluminum alloy [J]. J. Mater. Eng. Perform., 2017, 26: 2535

14 Chanyathunyaroj K, Phetchcrai S, Laungsopapun G, et al. Fatigue characteristics of 6061 aluminum alloy subject to 3.5%NaCl environment [J]. Int. J. Fatigue, 2020, 133: 105420

15 Cui T F, Liu D X, Cai J, et al. Effect of pre-corrosion and corrosion/fatigue alternation frequency on the fatigue life of 7B04-T6 aluminum alloy [J]. J. Mater. Res., 2016, 31: 3869

16 Xu X X, Liu Z Y, Zhao T L, et al. Corrosion fatigue behavior of Fe-16Mn-0.6C-1.68Al twinning-induced plasticity steel in simulated seawater [J]. Corros. Sci., 2021, 182: 109282

17 Li X D, Mu Z T, Su W G, et al. Corrosion fatigue fracture analysis of 6A02 aluminum alloy [J]. J. Qingdao Univ. Sci. Technol. (Nat. Sci. Ed.), 2013, 34: 285

17 李旭東, 穆志韜, 蘇維國(guó)等. 6A02鋁合金腐蝕疲勞斷口分析 [J]. 青島科技大學(xué)學(xué)報(bào) (自然科學(xué)版), 2013, 34: 285

18 Dickerson T L, Przydatek J. Fatigue of friction stir welds in aluminium alloys that contain root flaws [J]. Int. J. Fatigue, 2003, 25: 1399

19 Costa J D, Ferreira J A M, Borrego L P, et al. Fatigue behaviour of AA6082 friction stir welds under variable loadings [J]. Int. J. Fatigue, 2012, 37: 8

20 Talemi R. A numerical study on effects of randomly distributed subsurface hydrogen pores on fretting fatigue behaviour of aluminium AlSi10Mg [J]. Tribol. Int., 2020, 142: 105997

21 Shahri M M, Sandstr?m R. Fatigue analysis of friction stir welded aluminium profile using critical distance [J]. Int. J. Fatigue, 2010, 32: 302

22 Liu C, Revilla R I, Zhang D W, et al. Role of Al2O3 inclusions on the localized corrosion of Q460NH weathering steel in marine environment [J]. Corros. Sci., 2018, 138: 96

23 Wu W, Liu Z Y, Wang Q Y, et al. Improving the resistance of high-strength steel to SCC in a SO2-polluted marine atmosphere through Nb and Sb microalloying [J]. Corros. Sci., 2020, 170: 108693