Al-Zn-Mg-(Sc-Zr)合金与Al-Mg-Si合金通过摩擦焊（FSW）焊接形成的异种接头的微观结构特征、力学性能及腐蚀行为

《Journal of Materials Research and Technology》：Microstructural characteristics, mechanical properties, and corrosion behavior of FSW dissimilar joints between Al-Zn-Mg-(Sc-Zr) and Al-Mg-Si alloys

　　范周 | 胡谢 | 黄洪峰 | 尹晓辉 | 施婷芝
安徽工业大学材料科学与工程学院，马鞍山，243032，安徽，中国

**摘要**
采用摩擦搅拌焊接（FSW）技术制备了新型Al-Zn-Mg-Sc-Zr合金与Al-Mg-Si合金之间的异种接头（接头2#）。为了对比，还使用相同的FSW工艺制备了传统Al-Zn-Mg合金与Al-Mg-Si合金之间的异种接头（接头1#）。随后，对比研究了这两种异种FSW接头内部不同区域的力学性能、腐蚀行为和微观结构特征。两种异种FSW接头在Al-Mg-Si侧的 heat-affected zone (HAZ) 处表现出最低的力学强度。在焊核区 (WNZ) 中，主要由体心立方 (BCC) 结构的颗粒状 α-AlFeMnSi 相组成。在盐雾腐蚀试验中，接头1# 和接头2# 的平均重量损失率分别为0.0181 g/(m2·h) 和 0.0124 g/(m2·h)。与接头1# 的Al-Zn-Mg侧的对应区域相比，接头2# 的Al-Zn-Mg-Sc-Zr侧的相应区域具有更好的耐腐蚀性。HAZ 中耐腐蚀性的提高得益于Al3(Sc,Zr)颗粒的钉扎效应，这种效应促进了细分散的亚晶界和亚晶界沉淀物 (SGBPs) 的高密度分布。这种微观结构有效减少了晶界处富锌/镁相的偏聚，从而使合金中的电化学势分布更加均匀。

**1. 引言**
铁路运输领域广泛使用铝合金，因为它们重量轻、比强度高，并且具有良好的塑性和耐腐蚀性[1][2]。其中，Al–Mg–Si合金常用于列车侧壁和地板结构[3][4]；而Al–Zn–Mg合金则因其更高的强度、良好的焊接性能和热稳定性，通常用于承受重载的部件，如车底架和枕梁[5][6][7][8]。在铁路车辆车体的制造过程中，实现Al-Zn-Mg合金与Al-Mg-Si合金之间的异种连接对于减轻结构重量和优化材料利用具有重要意义。使用这种技术可以结合Al-Zn-Mg合金的高强度和Al-Mg-Si合金的耐腐蚀性及成型性，有效克服单一材料系统的局限性，为车身框架和车底架等关键结构部件的整体设计与制造提供了有效途径[9]。Zhu等人[10]研究了使用脉冲气体金属弧焊（PGMAW）制备的Al–Zn–Mg-T4/Al–Mg–Si异种接头的力学性能和微观结构，发现该异种接头的疲劳性能优于Al–Mg–Si homogeneous接头，但略低于Al–Zn–Mg homogeneous接头。由于不同铝合金之间的化学成分差异，传统的熔焊方法需要对填充材料的选择和焊接工艺进行严格控制，且容易产生气孔、热裂等缺陷，HAZ区域还可能因过时效而出现强度下降[11][12][13][14]。

摩擦搅拌焊接（FSW）是一种高效的固态连接技术，最初是为熔点低、难以通过传统熔焊方法连接的铝合金开发的[17][18][19][20]。由于该工艺在基材的熔点以下进行，因此能有效抑制气孔、偏聚和热裂等凝固相关缺陷。这种方法同样适用于高熔点合金的连接，包括铜合金和钢材[19][20][21][22][23]。作为一种固态连接方法，FSW特别适合于异种金属的连接[24][25][26]。因此，FSW的固有特性使其成为克服铝合金异种焊接挑战的有效手段[27][28]。此外，摩擦搅拌处理后的铝材料最终微观结构对热输入和工具几何形状非常敏感，这些因素共同影响晶粒细化、材料流动和纹理演变[29][30]。Rana等人[31]研究了FSW和钨惰性气体（TIG）焊接的Al-Zn-Mg/Al-Mg-Si异种接头，并重点分析了其微观结构和力学性能。FSW接头的力学性能显著优于TIG接头，其极限抗拉强度和焊核区硬度分别达到233 MPa和128 HV，远高于TIG接头的195 MPa和108 HV。Dong等人[32]通过FSW制备了7003/6060异种铝合金接头，发现接头成形良好且无可见缺陷，接头效率达到78.3%。Ren等人[33]研究了后续热处理对Al-Zn-Mg/Al-Mg-Si异种摩擦搅拌焊接接头的影响，重点关注其力学性能和微观结构变化。他们的结果表明，经过热处理后，FSW接头的极限抗拉强度提高了40.1%（达到290 MPa），接头效率达到94%。

目前，高速列车车体的主要承重结构部件，如端梁、车底架和底座，主要由7N01挤压型材制成。然而，随着时速400公里的新型高速列车的发展，传统的7N01合金已无法完全满足先进车体的性能要求。此外，7N01合金的应力腐蚀抵抗力较差。因此，用含Sc的Al–Zn–Mg–Sc–Zr合金替代传统7N01合金成为下一代高速列车的重要发展方向[34][35]。例如，Xu等人[36]研究表明，在Al-Zn-Mg合金中添加0.1% Sc和0.1% Zr可使屈服强度提高15%，极限抗拉强度提高6%；Li等人[37]发现，当Sc/Zr比例优化为0.2% Sc和0.4% Zr时，经过120°C下时效24小时后，Al-Zn-Mg合金的屈服强度高达627 MPa，极限抗拉强度达到667 MPa，表现出显著的强化效果。尽管Al-Zn-Mg-Sc-Zr合金在轨道交通领域具有广泛的应用前景，但在实际工程结构中通常需要将其与Al-Mg-Si合金连接。然而，关于此类异种摩擦搅拌焊接接头的研究仍然非常有限，Sc-Zr微合金化对异种接头微观结构演变的影响尚不完全清楚。

高速列车在复杂的服务环境中运行，沿海地区的咸空气和湿气容易腐蚀车体，从而影响运行安全。因此，研究异种接头的盐雾腐蚀行为具有重要的工程意义，可以为下一代高速列车的服役提供实际数据支持。对于异种铝合金FSW接头而言，不同区域的微观结构、沉淀物分布和电化学性质的显著差异容易导致电化学不均匀性，从而增加局部腐蚀的敏感性[38][39]。先前的研究表明，异种铝合金FSW接头的腐蚀行为与焊接区域的微观结构特性密切相关[40][41][42]。Lu等人[43]研究了AA7050/AA2024异种FSW接头，认为焊核区较差的耐腐蚀性主要归因于其较高的晶界密度和晶界沉淀物（GBPs）密度。Raturi等人[44]系统地分析了AA7075-T6/AA6061-T6双面异种FSW接头的腐蚀行为，发现其耐腐蚀性介于两种基材之间，这与晶粒细化、晶界密度增加以及焊接过程中易腐蚀沉淀物的溶解有关。尽管在理解异种铝合金FSW接头的腐蚀行为方面已取得进展，但仍缺乏关于Al–Zn–Mg–Sc–Zr/Al–Mg–Si异种FSW接头盐雾腐蚀行为的系统研究，特别是Sc–Zr微合金化对其耐腐蚀性的影响尚未进行系统比较。

本研究采用FSW技术将新型Al-Zn-Mg-Sc-Zr合金与Al-Mg-Si合金连接起来，这种合金组合在高速列车中有潜在应用前景。作为对比，在相同的摩擦搅拌焊接条件下也制备了传统Al-Zn-Mg合金与Al-Mg-Si合金之间的异种接头。本研究首次系统地比较了传统Al-Zn-Mg合金与Sc-Zr改性的Al-Zn-Mg合金在异种FSW接头中的微观结构、耐腐蚀性和力学性能差异。结果发现，Sc-Zr引起的亚晶界和SGBPs的高密度减少了Al-Zn-Mg基材晶界处的Zn/Mg偏聚，将最初集中的高电位差区域分散为多个离散的、低振幅的微电化学电池，从而实现了“电位均质化”的耐腐蚀机制。这一发现为轨道交通领域异种FSW应用中的材料选择提供了实验依据和微观结构支持。

**2. 实验**
**2.1 材料和焊接工艺**
本研究使用了厚度为2.5毫米的T6回火Al-Zn-Mg、Al-Zn-Mg-Sc-Zr和Al-Mg-Si合金板材。表1列出了三种合金的化学成分。图1（g-i）分别展示了Al-Zn-Mg、Al-Zn-Mg-Sc-Zr和Al-Mg-Si基材板材的光学显微镜（OM）图像。Al-Zn-Mg板材具有再结晶晶粒结构，而Al-Zn-Mg-Sc-Zr板材则保持了变形的纤维状微观结构。通过FSW工艺制备了两个异种接头：Al–Zn–Mg/Al–Mg–Si（接头1#）和Al–Zn–Mg–Sc–Zr/Al–Mg–Si（接头2#）。焊接前，使用砂纸和不锈钢钢丝刷去除板材表面的氧化层，然后用丙酮脱脂并干燥。在FSW设备中，较软的Al-Mg-Si合金放置在退行侧（RS），强度较高的Al-Zn-Mg(-Sc-Zr)合金放置在前进侧（AS）。这种配置有助于焊核区内的材料流动，从而形成完整无缺陷的接头[45]。图1(a)展示了FSW工艺示意图及相应的取样位置。FSW过程中使用的针具直径为2.3毫米，根部直径为10毫米，肩部直径为28毫米，螺纹为右旋螺纹（螺距约1.0毫米），倾斜角度为2.5°，肩部插入深度为0.2毫米。焊接参数是根据本研究的初步实验及相关文献选定的，旋转速度为1000转/分钟，行进速度为40毫米/分钟。焊接方向与板材的滚压方向一致。图1(d)示意性地展示了FSW工艺，图1(e)和(f)分别展示了制成的接头1#和接头2#的宏观图像。

表1. Al-Zn-Mg-Sc-Zr、Al-Zn-Mg和Al-Mg-Si板材的化学成分（wt.%）
| 合金 | Al | Zn | Mg | Cu | Mn | Sc | Zr | Fe | Si |
|--------------|------|------|------|------|------|------|------|------|
| Al-Zn-Mg | 5.7 | 2.0 | 7.0 | 0.3 | 0.3 | 0.3 | ?0.08 | 0.03 |
| Al-Zn-Mg-Sc-Zr | 5.7 | 2.1 | 1.0 | 0.35 | 0.36 | 0.12 | 0.08 | 0.04 |
| Al-Mg-Si | 5.7 | 2.0 | 0.7 | 0.02 | 0.59 | ?0.38 | 0.89 |

**2.2 性能评估**
使用微硬度测试仪（载荷0.5 kgf，保持时间10秒，压痕间距2毫米）测量接头截面的微硬度。采用电子万能试验机按照GB/T16865-2013标准对焊接接头进行拉伸试验，拉伸速率为2毫米/分钟。所有测试数据基于三个平行样品得出。为了建立对比基准，也对方三种基材（Al-Zn-Mg-Sc-Zr、Al-Zn-Mg和Al-Mg-Si）进行了拉伸试验。拉伸试样的标距为50毫米，平行部分宽度为6毫米，厚度为2.5毫米。图1(c)展示了所有拉伸试样的尺寸。

按照GB/T 10125-2021标准，使用可编程试验箱进行了中性盐雾腐蚀试验。每个焊接接头（接头1#和接头2#）准备了三个平行试样。测试前，所有试样均用1000#金相砂纸打磨至表面光滑平整，以减少表面地形对电解质保持的影响，然后用丙酮和乙醇清洗并干燥，反复称重。试样在（35 ± 1）°C的试验箱中暴露于3.5 wt% NaCl溶液中连续喷雾600小时，测试表面与垂直方向呈20°角。用于去除腐蚀产物的清洗溶液由20克三氧化铬（CrO3）和50毫升磷酸（H3PO4）稀释至1升的去离子水组成，试样在90°C下浸泡6分钟。此溶液比例和操作条件严格符合GB/T 16545-2015（附录A，表A.1）中规定的要求，用于去除铝合金表面的腐蚀产物。在冲洗和干燥步骤之后，再次称量样品以确定其最终质量。三次重复测量的平均值被报告为每个接头的腐蚀重量损失。使用电火花线切割机从基材（BM）、热机械影响区（HAZ）和焊接膨胀区（WNZ）切割出尺寸为10毫米×10毫米的区域电化学阻抗谱（EIS）样品。将一根铜线连接到非测试侧，然后将样品封装在聚乙烯管中的环氧树脂中，仅露出测试表面。固化后，使用1.5微米金刚石抛光膏将暴露的表面抛光至光滑平整。在配备标准三电极电池的工作台上对焊接接头截面的不同区域进行电化学测试。工作电极为焊接接头样品，暴露面积为10毫米×10毫米；参比电极为饱和甘汞电极（SCE）；对电极为铂片。每次扫描前将开路电位稳定20分钟。电解质为自然充气的3.5重量百分比NaCl溶液。应用了自动IR-drop补偿。EIS测量在10^5到10^-2赫兹的频率范围内进行，信号幅度为5毫伏。获得的数据随后使用ZView软件进行拟合。在?1.5到?0.5伏的电位范围内以1毫伏·秒^-1的速率进行电位动力学极化。通过从Ecorr ? 60毫伏到Ecorr ? 120毫伏的阴极分支和从Ecorr + 60毫伏到Ecorr + 120毫伏的阳极分支，使用Tafel外推法获得腐蚀电位（Ecorr）和腐蚀电流密度（Icorr）。所有拟合的优度（R2）均超过0.99。

2.3. 微观结构表征
使用Leica DM6000M光学显微镜观察了两种不同接头的每个区域的微观结构。使用配备能量分散X射线光谱（EDS）的ZEISS Sigma 300扫描电子显微镜（SEM）对焊接接头和腐蚀样品中每个区域的微观结构和腐蚀形态进行了表征。SEM样品沿焊接接头截面切割，然后研磨、抛光、清洗并干燥，没有进行表面蚀刻。该设备还用于电子背散射衍射（EBSD）分析。EBSD样品首先研磨和抛光，然后在15% HClO4和85% CH3OH的溶液中以15伏电压电抛光5-10秒。在Tecnai G2 F20 TEM（200 kV）上进行透射电子显微镜（TEM）-EDS分析，该TEM配备Bruker Super-X EDS系统（0.9弧秒立体角，能量分辨率≤136电子伏）。随后使用ImageJ软件对晶界（GBPs）和细晶界（SGBPs）进行定量分析。TEM样品使用防水砂纸研磨至80微米厚，冲压成3毫米圆盘，然后使用MTP-1双喷式电抛光机进行减薄。电解质由70% CH3OH和30% HNO3组成，电压为15-17伏，电流为60-70毫安，温度为-30°C至-20°C。

3. 结果与讨论
3.1. 光学显微镜观察
图2展示了焊接接头1#和接头2#的光学显微镜（OM）图像，其中（a）和（b）分别对应其宏观结构和微观结构。金相检查证实两种接头中的合金片之间有良好的结合，未检测到孔隙或缺乏熔合等宏观缺陷。WNZ、热机械影响区（TMAZ）和HAZ之间的界面可以清晰区分（图2（a）和（b））。图中的虚线表示显微硬度测试的位置。在Al–Zn–Mg(–Sc–Zr)一侧，接头1#的HAZ显示出粗大的再结晶晶粒（a1），而接头2#则显示未再结晶的纤维状结构（b1）。同样，在Al–Mg–Si一侧的接头1#的HAZ中也观察到粗大的再结晶晶粒（a4）。由于强烈的热机械耦合，两个接头中的WNZ都经历了明显的动态再结晶，形成了细小的等轴晶粒（a2, b2）。值得注意的是，接头2#的WNZ显示出更细小、更均匀的晶粒分布。TMAZ的特征是晶粒沿工具搅拌方向拉长，并伴有细小的等轴晶粒（a3, b4）；特别是，接头2#的TMAZ显示出更高的细小等轴晶粒密度（b3）。

3.2. FSW接头的机械性能
图3展示了横向于焊接方向的接头1#和接头2#的截面积微硬度分布。硬度分布显示出特征性的阶梯状轮廓，左侧为硬度较高的Al–Zn–Mg(–Sc–Zr)侧，右侧为硬度较低的Al–Mg–Si侧。从Al–Zn–Mg(–Sc–Zr)基材向焊接中心靠近时，微硬度逐渐降低。过渡到Al–Mg–Si侧时，硬度急剧下降到最低点，然后随着距离WNZ中心的增加而逐渐恢复到基材水平。分析表明，两个接头的最低硬度区（软化区）均位于Al–Mg–Si HAZ的起始处，距离WNZ中心约8毫米。这两个接头的最低硬度值基本相当，分别为58 HV和56 HV。此外，接头2#在整个Al–Zn–Mg–Sc–Zr区域的硬度始终优于相应的Al–Zn–Mg区域。

图4显示了不同FSW接头及其对应基材（BM）的拉伸性能。拉伸试验得到的屈服强度（σ0.2）、抗拉强度（σb）和伸长率（δ5）分别为：接头1#为191 MPa、229 MPa和4.1%；接头2#为197 MPa、232 MPa和4.3%。在拉伸测试过程中，两个接头都在Al-Mg-Si侧的HAZ处断裂，如图4（b）所示。这一断裂位置与微硬度分布（图3）一致，最低硬度值记录在同一区域，表明发生了局部软化。与两侧的基材相比，FSW接头的拉伸性能显著降低，这主要归因于Al-Mg-Si侧HAZ中较粗的沉淀物，在相对较高的热输入下导致强化效果较差[46]，[47]。

图5（a）展示了两种接头在中性盐雾测试600小时后的平均腐蚀速率。表2汇总了测量的重量损失（WL）和相应的腐蚀速率（CR）。经过600小时的中性盐雾测试后，接头1#的平均腐蚀速率（ACR）为0.0181克/（平方米·小时），接头2#的平均腐蚀速率为0.0124克/（平方米·小时）。与接头1#相比，接头2#表现出较低的腐蚀速率和更好的耐腐蚀性。

图5（b）展示了两种接头在中性盐雾测试600小时后的宏观腐蚀形态演变。在整个腐蚀过程中，腐蚀主要发生在焊接接头的Al–Zn–Mg(–Sc–Zr)侧，而Al–Mg–Si侧仅有轻微的腐蚀。暴露24小时后，两个接头的所有区域都观察到了金属光泽的丧失，但没有形成明显的坑洞。240小时后，Al–Zn–Mg(–Sc–Zr)侧的HAZ中出现了可见的坑洞。随着暴露时间的延长，这些坑洞进一步增大。600小时后，接头1#的HAZ中的坑洞融合成大面积区域，并伴有表面起泡，表明发生了严重的局部腐蚀。相比之下，接头2#的HAZ中的坑洞保持孤立，没有形成广泛的腐蚀区域，表面保持了更好的完整性。

图6展示了在中性盐雾腐蚀600小时后的接头1#和接头2#各区域的SEM图像，去除了腐蚀产物。在Al-Zn-Mg侧的基材（接头1#）上观察到了相对密集的坑洞（图6（b））。相比之下，Al-Zn-Mg-Sc-Zr侧的基材（接头2#）的坑洞密度明显较低（图6（c）），表明其具有更好的耐腐蚀性。Al-Mg-Si合金的基材也出现了坑洞，但坑洞数量较少且分布更广（图6（a）），表明腐蚀程度较轻。在WNZ内，两个接头的腐蚀形态与其相应的基材相似，主要以坑洞为主。坑洞沿搅拌方向分布。值得注意的是，接头1#的WNZ显示出更高的坑洞密度（图6（g）），表明其具有更好的耐腐蚀性。与基材和WNZ相比，两个焊接接头的HAZ都受到了更严重的腐蚀损伤。接头1#的Al-Zn–Mg侧的HAZ表现出典型的剥落腐蚀特征，坑洞深且表面有泥裂现象（图6（e）。相反，接头2#的Al-Zn–Mg-Sc-Zr侧的HAZ表现出较小的坑洞数量和较少的表面裂纹（图6（f）），反映了其更好的耐腐蚀性能。Lin等人的研究[48]表明，腐蚀环境不仅显著降低了Al–Mg–Si合金FSW接头的拉伸性能，还加速了应力腐蚀裂纹的形成，同时将断裂模式从韧性晶间断裂转变为韧性晶内断裂。图5（b）中的盐雾腐蚀形态同样证明了腐蚀介质对合金材料的显著侵蚀作用。因此，腐蚀后的拉伸性能可以成为未来研究的重点。

图7展示了中性盐雾暴露600小时后接头1#和接头2#各区域的微观结构特征。在基材（BM）中，接头1#的Al–Zn–Mg侧的BM（图7（c）显示出典型的晶间腐蚀形态，腐蚀深度为12.3微米。相比之下，接头2#的Al–Zn–Mg–Sc–Zr侧的BM（图7（d）没有明显的腐蚀裂纹，腐蚀深度为5.8微米，显示出更好的耐腐蚀性。此外，接头1#的Al–Mg–Si侧的BM（图7（a）显示出最轻微的腐蚀损伤，腐蚀深度仅为4.2微米。与基材（BM）相比，焊接区（WNZ）经历了更严重的腐蚀，其中1#接头处的WNZ测量深度为15.4 μm（图7(g)），2#接头处的WNZ测量深度为8.8 μm（图7(h)）。在所有焊接区域中，热影区（HAZ）的腐蚀渗透最为严重。Al–Mg–Si和Al–Zn–Mg(–Sc–Zr)的热影区均表现出特征的晶间腐蚀（IGC）特征，尽管腐蚀深度存在显著差异。具体来说，1#接头处的Al–Mg–Si热影区腐蚀深度达到了8.4 μm（图7(b)）。值得注意的是，1#接头处的Al–Zn–Mg侧的HAZ腐蚀更为严重，腐蚀深度上升至21.1 μm。相比之下，2#接头处的Al–Zn–Mg–Sc–Zr热影区腐蚀深度明显较浅，为10.5 μm。对横截面轮廓的比较评估表明，2#接头在对应区域的腐蚀深度始终较低，这凸显了其优异的局部抗腐蚀性能。

3.4 电化学测试
图8显示了在3.5 wt.% NaCl溶液中测量的各种焊接区域的极化曲线。所有曲线形状相似，表明具有典型的钝化（点蚀）特征。在阴极区域，电流密度在施加的电位范围内基本保持稳定，表明腐蚀速率较低。当电位接近腐蚀电位（Ecorr, V）时，电流密度达到最小值，这标志着钝化膜的破裂，随后开始活跃溶解。表3列出了通过Tafel外推得到的相应腐蚀参数，包括Ecorr和腐蚀电流密度（Icorr, μA/cm2）。

表3. 来自Tafel外推的Al–Zn–Mg(–Sc–Zr)/Al–Mg–Si不同焊接区域电化学参数
区域 Ecorr(V) Icorr (μA/cm2)
BM 1# Al-Mg-Si 0.747 0.534*10-6
1# Al-Zn-Mg 0.869 2.835*10-6
2# Al-Zn-Mg-Sc-Zr 0.866 0.958*10-6
HAZ 1# Al-Mg-Si 0.795 0.990*10-6
1# Al-Zn-Mg 0.949 9.243*10-6
2# Al-Zn-Mg-Sc-Zr 0.904 6.740*10-6
WNZ 1# -0.884 7.968*10-6
2# -0.878 5.189*10-6

表3中的数据表明，Al-Mg-Si侧的BM和HAZ显示更正的Ecorr值和更低的Icorr值。在Al-Zn-Mg(-Sc-Zr)/Al-Mg-Si不同焊接接头腐蚀过程中，两种合金之间形成了电偶效应，其中Al-Zn-Mg(-Sc-Zr)侧作为阳极优先溶解，而Al-Mg-Si侧作为阴极，腐蚀相对较轻[49]。此外，与1#接头处的Al-Zn-Mg侧的BM和HAZ相比，2#接头处的Al-Zn-Mg-Sc-Zr侧相应区域的Ecorr值更正，Icorr值更低。关于WNZ，1#接头的Ecorr和Icorr分别为-0.884 V和7.968 * 10-6 A/cm2，而2#接头分别为-0.878 V和5.189 * 10-6 A/cm2。在腐蚀评估中，更负的Ecorr值表示更高的热力学腐蚀倾向，更高的Icorr值与加速的腐蚀速率相关[50],[51]。因此，极化曲线结果表明2#接头的耐腐蚀性能优于1#接头，这与腐蚀深度的观察结果一致。

图9显示了从两个焊接区域获得的EIS数据，包括奈奎斯特图（Nyquist plots）、波特图（Bode plots）以及用于数据拟合的等效电路模型。所有样品的奈奎斯特图都特征为单一容性环，表明过程受电荷转移控制，可能与点蚀或钝化溶解有关[52]。相应地，波特图仅显示一个时间常数，通过相位角的单个峰值和阻抗模量的恒定斜率得到证实，这证实了单一电化学反应的主导地位。相位角峰值的高度和宽度的减小表明电荷转移电阻（Rct）的降低。

与Al-Zn-Mg(-Sc-Zr)侧的焊接接头相比，Al-Mg-Si侧的BM和HAZ表现出更大的电容弧半径和更高的、更宽的相位角。对于2#接头处的Al-Zn-Mg-Sc-Zr侧，所有区域的电容弧半径、相位角高度和宽度都显著大于1#接头处Al-Zn-Mg侧的相应区域。此外，2#接头的WNZ显示出更强的阻抗特性，表现为更大的电容弧半径、更高的相位角峰值和更宽的相位角宽度。使用ZView软件，EIS数据用等效电路模型进行了拟合（图9g），所得参数总结在表4中。在所提出的等效电路中，Rs对应于溶液电阻，Rct模拟电荷转移电阻，CPE表示恒定相位元素。拟合结果显示，1#接头Al-Zn-Mg侧的BM、HAZ和WNZ的Rct值分别为15314 Ω·cm2、7226 Ω·cm2和11186 Ω·cm2。相比之下，2#接头Al-Zn-Mg-Sc-Zr侧的相应区域显示出更高的Rct值，分别为16019 Ω·cm2、9181 Ω·cm2和11701 Ω·cm2。此外，Al-Mg-Si侧的BM和HAZ的Rct值显著更高，分别为57293 Ω·cm2和52717 Ω·cm2。CPE指数n反映了表面异质性，在不同区域有所不同（表4）。两种接头HAZ的n值最高（>0.88）。然而，这些区域也显示出最低的Rct值和最严重的点蚀。这种表面上的不一致性可以通过n主要反映微观尺度上的表面形态，而Rct代表整体电荷转移电阻并且受到微观结构异质性（如粗大的晶界（GBPs）和T相）的强烈影响来解释。因此，n和Rct的结合分析提供了比单一参数更全面的腐蚀性能评估。

表4. 从EIS光谱分析获得的电化学阻抗参数
区域 Rs /Ω·cm2 CPE1-T /F·cm2 CPE1-n Rct /Ω·cm2
BM 1# Al-Mg-Si 4.685 1.114 3*10-5 0.807
1# Al-Zn-Mg 2.439 1.903 5*10-5 0.810
2# Al-Zn-Mg-Sc-Zr 2.649 1.423 5*10-5 0.845
HAZ 1# Al-Mg-Si 4.494 1.185 2*10-5 0.819
1# Al-Zn-Mg 3.837 1.198 6*10-5 0.888
2# Al-Zn-Mg-Sc-Zr 4.587 1.260 1*10-5 0.884
WNZ 1# 4.082 0.849 9*10-5 0.847
2# Al-Zn-Mg-Sc-Zr 5.010 1.314 4*10-5 0.881

根据文献，更大的电容弧半径表示更强的耐腐蚀性。同时，最大相位角幅度的减小及其峰值宽度的减小也反映了腐蚀性能的下降[53]。作为表征界面腐蚀反应动力学阻力的关键参数，Rct与Icorr直接相关；较大的Rct值对应于材料的较低腐蚀速率。Al–Mg–Si侧的腐蚀性能明显优于Al–Zn–Mg(-Sc–Zr)侧，这通过EIS和等效电路建模得到证实。此外，2#接头处的Al–Zn–Mg–Sc–Zr侧的腐蚀性能优于1#接头处的Al–Zn–Mg侧。关于Al–Zn–Mg(-Sc–Zr)侧的区域腐蚀性能，BM具有最高的抵抗力，其次是WNZ，而HAZ最易受腐蚀。这些EIS结果与之前的极化曲线测量结果一致，并与关于腐蚀深度和形态的观察结果相符。

图10显示了焊接接头Al-Mg-Si侧BM和HAZ的背散射电子（BSE）图像及相应的EDS分析结果。结果表明，Al-Mg-Si侧BM和HAZ的内部微观结构变化很小。基体特征是存在未溶解在基体中并沿轧制方向排列的粗大二次相颗粒。这些颗粒大多呈短棒状、块状或不规则形状，尺寸范围从4到20 μm不等。EDS分析确定这些颗粒为AlFeMnSi相。

图11显示了焊接接头Al–Zn–Mg(-Sc–Zr)侧不同微观区域的BSE图像及相应的EDS分析结果。在1#接头Al–Zn–Mg侧的BM（图11(a)）和2#接头Al–Zn–Mg–Sc–Zr侧的BM（图11(b)）中，都观察到少量白色块状相（直径0.5–5 μm），这些相沿轧制方向排列。点EDS分析显示这些相是不溶解的残余杂质，富含Fe、Mn和Si。与BM相比，HAZ不仅含有类似的Fe/Mn/Si富集杂质相（图11(c)和(d)），还含有富含Zn和Mg的细小颗粒相（直径约0.2 μm）（图11(e)和(f)），文献将其鉴定为T（Mg32(Al, Zn)49）相[54]。在WNZ中，1#接头（图11(g)）和2#接头（图11(h)）的WNZ中，二次相颗粒沿工具的搅拌方向分布。EDS分析显示这些白色块状颗粒也是不溶解的Fe/Mn/Si富集残余杂质。

图12显示了2#接头Al–Zn–Mg–Sc–Zr侧不同区域的SEM形态及相应的EDS分析结果。与Al-Zn-Mg(-Sc-Zr)侧的焊接接头相比，Al-Mg-Si侧的BM和HAZ表现出更大的电容弧半径和更高的、更宽的相位角。对于2#接头Al-Zn-Mg-Sc-Zr侧，所有区域的电容弧半径、相位角高度和宽度均显著大于1#接头Al-Zn-Mg侧的相应区域。此外，2#接头的WNZ显示出更强的阻抗特性，表现为更大的电容弧半径、更高的相位角峰值和更宽的相位角宽度。使用ZView软件，EIS数据用等效电路模型进行了拟合（图9g），所得参数总结在表4中。在提出的等效电路中，Rs对应于溶液电阻，Rct模拟电荷转移电阻，CPE表示恒定相位元素。拟合结果显示，1#接头Al-Zn-Mg侧的BM、HAZ和WNZ的Rct值分别为15314 Ω·cm2、7226 Ω·cm2和11186 Ω·cm2。相比之下，2#接头Al-Zn–Mg–Sc–Zr侧的相应区域显示出更高的Rct值，分别为16019 Ω·cm2、9181 Ω·cm2和11701 Ω·cm2。此外，Al-Mg-Si侧的BM和HAZ的Rct值也显著更高，分别为57293 Ω·cm2和52717 Ω·cm2。CPE指数n反映了表面异质性，在不同区域有所不同（表4）。两个接头HAZ的n值最高（>0.88）。然而，这些区域也显示出最低的Rct值和最严重的点蚀。这种表面上的不一致性可以解释为n主要反映微观尺度的表面形态，而Rct代表整体电荷转移电阻，并受微观结构异质性的强烈影响，如粗大的晶界和T相。因此，n和Rct的联合分析提供了比单独参数更全面的腐蚀性能评估。

3.5 SEM观察
图10显示了焊接接头Al-Mg-Si侧BM和HAZ的背散射电子（BSE）图像及相应的EDS分析结果。结果表明，Al-Mg-Si侧BM和HAZ的内部微观结构变化很小。基体特征是存在未溶解在基体中并沿轧制方向排列的粗大二次相颗粒。这些颗粒大多呈短棒状、块状或不规则形状，大小从4到20 μm不等。EDS分析鉴定这些颗粒为AlFeMnSi相。

图11显示了焊接接头Al–Zn–Mg(-Sc–Zr)侧不同微观区域的BSE图像及相应的EDS分析结果。在1#接头Al–Zn–Mg侧的BM（图11(a)）和2#接头Al–Zn–Mg–Sc–Zr侧的BM（图11(b)中，都观察到少量白色块状相（直径0.5–5 μm），这些相沿轧制方向排列。点EDS分析显示这些相是不溶解的残余杂质，富含Fe、Mn和Si。与BM相比，HAZ不仅含有类似的Fe/Mn/Si富集杂质相（图11(c)和(d)），还含有富含Zn和Mg的细小颗粒相（直径约0.2 μm）（图11(e)和(f)），文献将其鉴定为T（Mg32(Al, Zn)49）相[54]。在1#接头（图11(g)）和2#接头（图11(h)的WNZ中，二次相颗粒沿工具的搅拌方向分布。EDS分析显示这些白色块状颗粒也是不溶解的Fe/Mn/Si富集残余杂质。

图12显示了2#接头Al–Zn–Mg–Sc–Zr侧HAZ在8小时中性盐雾暴露后的SEM形态及相应的EDS分析结果。在腐蚀的初期阶段，腐蚀主要发生在二次相颗粒周围，可以看到明显的腐蚀产物，而铝基体没有明显的腐蚀迹象（图12(a)）。基于点分析结果（图12(b)和(c)），对T相和Fe/Fn富集杂质相进行了EDS映射。映射显示了不同的氧分布模式：T相表面显示出显著的氧富集，而相邻的凹陷区域氧贫乏（图12(b5)）。这表明腐蚀主要发生在T相上，T相作为阳极经历了选择性溶解。相比之下，Fe/Mn富集相表面本身氧贫乏。氧富集主要出现在该相周围的腐蚀产物中（图12(c3)），表明腐蚀主要发生在相邻的基体中。这里，Fe/Mn富集相作为阴极，与基体形成电偶，促进了其局部腐蚀[55]。与Al基体（-0.82 V）相比，Fe/Mn富集相具有更正的电极电位，表现为阴极（-0.55 V），而T相具有更负的电位，表现为阳极（-1.03 V）[56]。图12中的实验结果清楚地显示了焊接接头中T相和Fe/Mn富集相在腐蚀过程中的腐蚀行为差异。与BM和WNZ相比，其中通常存在Fe/Mn富集相，HAZ也包含一定量的阳极T相。这导致了该区域腐蚀性能的下降。3.6. EBSD观察图13显示了焊接接头1#和接头2#不同区域的EBSD取向图，相应的再结晶分数在图14中进行了统计总结。两个接头之间观察到了明显的微观结构差异。在接头1#的Al–Zn–Mg侧，由沿焊接方向排列的粗大再结晶颗粒（14.1 μm）组成，其再结晶分数高达83.8%（图14(b)）。相反，接头2#的Al–Zn–Mg–Sc–Zr侧的BM保持了细长的纤维状晶粒结构，平均尺寸仅为2.6 μm，再结晶分数仅为15.6%（图14(c)）。此外，Al–Mg–Si BM展现出平均尺寸约为15.4 μm的粗大再结晶颗粒，再结晶分数为92.7%（图14a）。在HAZ内，焊接热循环导致接头1#的Al–Zn–Mg侧晶粒长大，平均晶粒尺寸为14.7 μm（图13e），相应的再结晶分数达到85.5%（图14e），相对于BM有所增加。与之相反，接头2#的Al–Zn–Mg–Sc–Zr侧的HAZ保持了特征性的纤维状亚晶粒结构（图13f），而平均晶粒尺寸仅略有增加至约3.5 μm。再结晶分数为17.7%（图14f），这也略高于BM。同时，Al–Mg–Si侧的HAZ表现出平均尺寸为17.7 μm的粗化再结晶颗粒，再结晶分数同样高达92.6%（图14d）。在两个接头的WNZ中都观察到了细小的等轴晶粒（图13(g)和(h)）。然而，接头2#的WNZ显示出明显更细（3.1 μm）且分布更均匀的晶粒，而接头1#的WNZ的晶粒尺寸为5.7 μm（图13(g)）。Jha等人[57]分析了AA6061-T6/AA7075-T6不同FSW接头的极图（PFs）和取向分布函数（ODFs），并报告称WNZ中的再结晶机制主要是连续动态再结晶（CDRX）。他们的结果显示，接头的底部区域主要由再结晶颗粒组成，只有少量亚结构和变形颗粒残留。这一观察结果与本研究的实验结果相当一致。下载：下载高分辨率图像（4MB）下载：下载全尺寸图像图13. FSW接头不同区域的IPF：(a) 接头1#的Al–Mg–Si侧的BM；(b) 接头1#的Al–Zn–Mg侧的BM；(c) 接头2#的Al–Zn–Mg–Sc–Zr侧的BM；(d) 接头1#的Al–Zn–Mg–Si侧的HAZ；(e) 接头1#的Al–Zn–Mg侧的HAZ；(f) 接头2#的Al–Zn–Mg–Sc–Zr侧的HAZ；(g) 接头1#的WNZ；(h) 接头2#的WNZ；(i) 对应于晶体学取向的颜色代码。下载：下载高分辨率图像（3MB）下载：下载全尺寸图像图14. FSW接头不同区域的相应再结晶统计：(a) 接头1#的Al–Mg–Si侧的BM；(b) 接头1#的Al–Zn–Mg侧的BM；(c) 接头2#的Al–Zn–Mg–Sc–Zr侧的BM；(d) 接头1#的Al–Mg–Si侧的HAZ；(e) 接头1#的Al–Zn–Mg侧的HAZ；(f) 接头2#的Al–Zn–Mg–Sc–Zr侧的HAZ；(g) 接头1#的WNZ；(h) 接头2#的WNZ。图15展示了图14所示相应区域的晶界错位分布。Al–Zn–Mg侧（接头1#）的BM、HAZ和WNZ中的高角晶界（HAGBs）比例分别为85.7%、84.9%和67.1%。相比之下，Al–Zn–Mg–Sc–Zr侧（接头2#）的相应区域HAGBs比例显著较低，分别为22.5%、23.9%和49.0%。此外，Al-Mg–Si侧的HAGBs比例也相当：BM为75.3%，HAZ为71.3%。总之，Al–Zn–Mg–Sc–Zr侧（接头2#）表现出显著精细的晶粒尺寸、有效的再结晶抑制以及较低的平均错位角度， compared to Al–Zn–Mg侧（接头1#）。下载：下载高分辨率图像（1MB）下载：下载全尺寸图像图15. FSW接头不同区域的错位角度分布：(a) 接头1#的Al–Mg–Si侧的BM；(b) 接头1#的Al–Zn–Mg侧的BM；(c) 接头2#的Al–Zn–Mg–Sc–Zr侧的BM；(d) 接头1#的Al–Mg–Si侧的HAZ；(e) 接头1#的Al–Zn–Mg侧的HAZ；(f) 接头2#的Al–Zn–Mg–Sc–Zr侧的HAZ；(g) 接头1#的WNZ；(h) 接头2#的WNZ。3.7. TEM观察在焊接接头的Al–Mg–Si侧，图16显示了BM和HAZ之间纳米级沉淀物的数密度、尺寸分布和形态。在BM中（图16(a)），许多直径约为3–4 nm、长度为10–30 nm的细小针状沉淀物均匀分布在晶粒内，沿()Al和()Al方向排列。沿Al区轴选取的选区衍射（SAD）图案（图16(a)中的插图）在()Al反射附近显示出弱的“交叉”条纹，确定了这些沉淀物为β″相[58]。此外，还可以看到许多直径约为2–3 nm的点状沉淀物，对应于与电子束平行的针状沉淀物的横截面。图16(b)显示了这种点状沉淀物的高分辨率透射电子显微镜（HRTEM）图像及其对应的快速傅里叶变换（FFT）结果。晶格参数测量值为a = 1.288 nm和b = 0.306 nm，确认了其单斜晶系结构。相比之下，HAZ中的沉淀物明显粗化（图16(c)），呈现出直径约为5–10 nm、长度约为80–100 nm的棒状形态。这种微观结构的变化，加上数密度的显著减少，表明BM中存在的增强β″相在焊接热循环过程中转变为β′相[59]。下载：下载高分辨率图像（1MB）下载：下载全尺寸图像图16. TEM显微图：(a) 接头1#的Al–Mg–Si侧的BM；(b) 沿[]Al区轴获取的β″沉淀物的HRTEM图像及其对应的FFT图案；(c) 接头1#的Al–Mg–Si侧的HAZ；(d) Al–Mg–Si HAZ中β′沉淀物的尺寸统计。在Al–Mg–Si合金中，β″相是主要的增强沉淀物。在HAZ内，β″向β′的转变伴随着粗化和数密度的减少，降低了沉淀物的增强效果，导致HAZ成为焊接接头中最薄弱的区域。在FSW过程中，HAZ的峰值温度超过了时效温度，促进了β″相向粗化β′沉淀物的转变。沉淀物粗化、晶粒生长和位错湮灭的综合作用显著降低了HAZ的局部强度。因此，拉伸应变在这个软化区域局部集中，导致提前断裂和伸长率降低。图16d展示了图16c中β′沉淀物的尺寸统计结果，平均长度为434 nm。张等人[60]系统研究了6082-T6合金在金属惰性气体焊接（MIG）过程中HAZ中的沉淀物演变，也发现HAZ软化主要是由于β″的溶解和粗化及其向β′和其他相的转变，而晶粒生长对强度损失的贡献可以忽略不计。然而，在本研究中，HAZ中的沉淀物尺寸（434 nm）明显大于张等人报告的β′尺寸（68-332 nm），表明粗化程度更严重，因此软化效应更强，表现为局部硬度降低和伸长率显著减少。图17(a)和(b)分别显示了接头1#的Al–Zn–Mg侧和接头2#的Al–Zn–Mg–Sc–Zr侧的BM的明场TEM图像，揭示了不同的微观结构差异。接头1#的Al–Zn–Mg侧的BM由含有高密度晶内时效沉淀物的再结晶晶粒组成，晶界上分布有不连续的短棒状沉淀物（图17(a)）。相比之下，接头2#的Al–Zn–Mg–Sc–Zr侧的BM呈现出竹节状的亚晶粒结构（图17(b)）。这种结构包含许多晶内时效沉淀物以及通过Ashby-Brown对比法识别的连贯Al3(Sc,Zr)颗粒。在更高放大倍率下，接头1#的Al–Zn–Mg侧的BM明场TEM图像显示基体中分布均匀的细小时效沉淀物，以及晶界处宽约34 nm的明显无沉淀物区域（PFZs）（图17(c)）。图17(d)显示了这些沉淀物的HRTEM图像，它们呈现出约4 nm宽、15 nm长的棒状形态。沿Al区轴获得的相应FFT图案在1/3()Al和2/3()Al位置显示出衍射斑点，确认它们为亚稳态的η′相[61]。对于接头2#的Al-Zn-Mg-Sc-Zr侧的BM，图17(e)和(f)分别展示了明场和暗场TEM图像。沿亚晶界和位错线观察到大量细分散的Al3(Sc,Zr)颗粒。这些颗粒通过有效地固定亚晶界和位错，在抑制再结晶中起关键作用。相应的SAD图案（图17(e)中的插图）进一步证实了Al3(Sc,Zr)颗粒和亚稳态η′相的共存。高分辨率TEM分析显示，Al3(Sc,Zr)颗粒具有近似球形的形态，平均直径约为16 nm（图17(g)）。根据文献，这种形态和尺寸的颗粒被识别为次级Al3(Sc,Zr)颗粒[54]。HRTEM图像的FFT分析进一步阐明了这些颗粒与Al基体之间的晶体学取向关系：() Al3(Sc,Zr)//()Al和()Al3(Sc,Zr)//()Al。下载：下载高分辨率图像（2MB）下载：下载全尺寸图像图17. TEM显微图：(a, c) 接头1#的Al–Zn–Mg侧的BM；(b) 接头2#的Al–Zn–Mg–Sc–Zr侧的BM；(d) 沿Al方向获取的η′沉淀物的HRTEM图像及其对应的FFT图案；(e, f) 接头2#的BM的更高放大倍率明场TEM图像（带SAD插图）及其对应的暗场图像；(g) 沿Al区轴获取的Al3(Sc,Zr)颗粒的HRTEM图像及其对应的FFT图案。对于所研究的接头，TEM样品来自WNZ的中心区域，该区域由Al–Zn–Mg(-Sc–Zr)合金组成。图18(a)和(b)分别显示了接头1#和接头2#的WNZ的明场TEM图像。基于三接头形态，接头2#的Al–Zn–Mg–Sc–Zr侧的WNZ晶粒尺寸比接头1#的Al–Zn–Mg侧的WNZ更细。此外，与BM和HAZ相比，WNZ的沉淀物数量显著较少，主要包含颗粒状不溶相。对这些不溶成分相进行了详细表征。图18(c)显示了从图18(b)选定的区域的扫描透射电子显微镜（STEM）图像。相应的EDS元素图和点分析结果（图18(d)）显示出这些颗粒中Al、Fe、Mn和Si的显著富集。从代表性颗粒获得的SAD图案（图18(e)）被索引为BCC结构。结合EDS和衍射结果，确认该颗粒可识别为α-AlFeMnSi相。下载：下载高分辨率图像（2MB）下载：下载全尺寸图像图18.通过TEM对WNZ进行了表征：(a) 第1号接头的WNZ；(b) 第2号接头的WNZ；(c–c4) 选定区域的STEM图像及其对应的EDS元素图；(d, e) 选定颗粒的EDS点扫描光谱和SAD图案；(f) α-AlFeMnSi颗粒的HRTEM图像及其对应分析：(f1) SAD图案，(f2) IFFT图像，(f3) 晶格常数测量，(f4, f5) 从HRTEM图像衍生的沿[]和[]方向的GPA应变图，(f6) 相应的应变-距离分布；(g) 第2号接头WNZ的高倍率明场TEM图像。Dong等人[32]也观察到在不同AA7003-T4/AA6060-T4 FSW接头中的WNZ中存在暗对比度的颗粒相，通过EDS鉴定为α-AlFeMnSi相。在当前这种不同的Al–Zn–Mg(–Sc–Zr)/Al–Mg–Si接头中，FSW过程中工具搅拌引起的高应变率剪切变形使原本粗糙的α-AlFeMnSi颗粒从基体中机械分离，形成了更细小的颗粒分散在整个WNZ中。在焊接热循环过程中，一些破碎的颗粒（特别是那些成分不均匀或尺寸较小的颗粒）发生部分溶解，而基体中的Fe、Mn和Si溶质原子也部分溶解并发生强制扩散。在随后的快速冷却过程中，由于Al基体的过饱和状态，这些元素重新沉淀为更细小且更分散的α-AlFeMnSi相，主要出现在动态再结晶的晶界和位错缠结处[62]。WNZ中的快速冷却条件显著抑制了长距离原子扩散，从而阻碍了需要特定原子排列的复杂金属间相的形成。相比之下，α-AlFeMnSi相具有相对简单的BCC晶体结构。与单斜结构的β-AlFeSi相相比，α-AlFeMnSi与Al基体的晶格失配度较低，这降低了FSW过程中的成核能障碍。这使得它能够在非平衡凝固条件下更容易从过饱和固溶体中成核并生长[63]。此外，Mn的存在降低了固溶体界面能，使得α-AlFeMnSi的形成在热力学上更为有利[64]。因此，本研究中的不同铝合金接头的WNZ主要由具有BCC结构的α-AlFeMnSi颗粒组成（图18(b)）。这些球形颗粒的直径约为30–80纳米（图18(b)）。与板状或条状的β-AlFeSi相不同，它们不会产生尖锐的应力集中，从而降低了裂纹敏感性。此外，细小的破碎α-AlFeMnSi颗粒被认为是异质成核位点，有助于焊接接头的动态再结晶和晶粒细化[65]。图18(f)显示了α-AlFeMnSi相的HRTEM图像。图像显示α-AlFeMnSi颗粒与Al基体之间有明显的但连续的界面。相应的逆FFT图像（图18(f2)）表明界面是不连续的，其中错位主要集中在Al基体中。α-AlFeMnSi相的晶格常数测量值为1.256纳米，如图18(f3)所示。图18(f4)和(f5)展示了通过几何相位分析（GPA）获得的界面区域的对应应变图，分别表示沿[]方向的εXX和沿[]方向的εYY。颜色刻度表示-20%到+20%的应变范围。此外，还从界面法线方向提取了从点A到点B的线性应变分布，并以应变-距离曲线形式展示。结果显示界面法线方向上存在明显的压缩应变集中，最大值为19.3%。这种应变主要集中于Al基体内部，而α-AlFeMnSi颗粒内部的应变水平相对较低。含Fe和Mn的金属间化合物通常具有比铝基体更低的热膨胀系数。在焊接冷却过程中，刚性较高且热收缩较小的α-AlFeMnSi颗粒倾向于约束严重收缩的铝基体，并对周围基体施加径向 compressive 应力场。这一现象解释了图18(f)中观察到的铝基体中的 compressive 应力。这种 compressive 应力可以抑制界面处微裂纹的产生和扩展，从而降低焊接接头的裂纹敏感性。在第2号接头的WNZ中观察到少量Al3(Sc,Zr)颗粒（约35纳米），它们来源于Al-Zn-Mg-Sc-Zr一侧（图18(g)）。根据先前的研究，Al3(Sc,Zr)颗粒具有较高的热稳定性和抗粗化能力。即使在FSW过程中，它们也能与基体保持一致性，从而有效抑制再结晶[66]。如图18(g)所示，Al3(Sc,Zr)颗粒分布在亚晶界和位错上，钉扎这些缺陷，有效抑制了WNZ中的再结晶过程。因此，与第1号接头的WNZ相比，第2号接头的WNZ显示出更细小的等轴晶粒，并且再结晶程度较低。图19(a)显示了第1号接头Al–Zn–Mg侧的HAZ的明场TEM图像，其中选定区域在图19(a1)中以更高的放大倍数显示。HAZ由再结晶晶粒组成。与基体相比，该区域的晶内时效沉淀物明显粗化且数量减少。此外，HAZ中的晶界（GBPs）显著粗化，&PFZs宽度增加到约290纳米（图19(a)）。图19(a2)显示了时效沉淀物的HRTEM图像，其形态为宽度约18纳米、长度约34纳米的短棒状。沿Al区域轴获得的相应快速FFT图案在2/3 Al位置显示衍射斑点，鉴定该沉淀物为平衡态η相[67]。下载：下载高分辨率图像（1001KB）下载：下载全尺寸图像图19. TEM显微图：(a, a1) 第1号接头Al–Zn–Mg侧的HAZ；(a2) 沿Al区域轴拍摄的η沉淀物的HRTEM图像；(a3) (a2)的相应FFT图案；(b, b1) 第2号接头Al–Zn–Mg–Sc–Zr侧的HAZ；(b2) (b1)的相应SAD图案；(b3) 沿Al区域轴拍摄的Al3(Sc,Zr)颗粒的HRTEM图像及其相应的FFT图案。第2号接头Al–Zn–Mg–Sc–Zr侧的HAZ具有类似竹节的亚晶粒结构，并保留了与基体相似的变形亚结构（图19(b)）。更高倍率的观察（图19(b1)）进一步显示该区域Al基体中存在高密度的细小分散的短棒状沉淀物和Al3(Sc,Zr)颗粒。与基体相比，短棒状沉淀物明显粗化，数量也减少。HAZ中的Al3(Sc,Zr)颗粒也略微粗化；然而，明场图像中的Ashby-Brown对比度表明它们与铝基体保持一致的关系[68]。这些细小分散的Al3(Sc,Zr)颗粒对亚晶界和位错施加了强烈的钉扎力，从而显著限制了HAZ内的再结晶过程。为了进一步表征这些Al3(Sc,Zr)颗粒，使用了SAD和HRTEM。相应的SAD图案（图19(b2)）显示了Al3(Sc,Zr)颗粒在()和()位置的超晶格衍射斑点，以及η相沉淀物的衍射斑点。HRTEM成像表明Al3(Sc,Zr)颗粒保持球形形态。相应的FFT图案揭示了Al3(Sc,Zr)颗粒与Al基体之间的晶体取向关系：Al3(Sc,Zr)// Al 和 Al3(Sc,Zr)// Al。此外，HRTEM成像显示HAZ中的Al3(Sc,Zr)颗粒平均直径约为33纳米（图19(b3)）。尽管这些颗粒与基体中的相比有所粗化，但它们仍保持了有效的钉扎能力。这种持续的钉扎效应对于保持第2号接头HAZ内的变形亚结构至关重要，该HAZ主要由大量的纤维状亚晶粒组成。上述TEM观察揭示了两个接头之间的明显微观结构差异。第1号接头Al-Zn–Mg侧的基体（图17(a)）和HAZ（图19(a)）表现出典型的粗化再结晶晶粒微观结构。相比之下，第1号接头Al-Zn–Mg-Sc-Zr侧的基体（图17(b)）和HAZ（图19(b)）显示出由许多细小纤维状亚晶粒组成的“竹节状”微观结构。这种显著差异主要是由于Al–Zn–Mg–Sc–Zr合金中存在高密度的纳米级二次Al3(Sc,Zr)颗粒。图17(e)和19(b1)中显示的颗粒作为位错和晶界的有效钉扎点，减缓了位错运动和晶界迁移，从而显著抑制了再结晶。这种抑制效果通过Zener钉扎力来量化，表达式如下：(1)在方程(1)中，表示Zener钉扎力，表示颗粒体积分数，表示颗粒尺寸，表示晶核与变形基体之间的特定晶界能。据文献报道，该值约为0.32 J·m-3[69]。通过将测量到的Al3(Sc,Zr)颗粒尺寸代入计算，确定第2号接头Al–Zn–Mg–Sc–Zr侧的基体和HAZ中的钉扎力分别为145.3 kJ·m-3和125.9 kJ·m-3。这些计算表明，HAZ中的颗粒粗化降低了相对于基体的钉扎力。传统理论认为，在晶粒生长过程中，再结晶驱动力受晶界能控制[70]。再结晶驱动力的表达式为：(2)在方程(2)中，表示再结晶驱动力，A是一个常数，R表示晶粒半径。将晶粒尺寸数据代入计算后，得到基体和HAZ的再结晶驱动力分别为123.1 kJ·m-3和91.4 kJ·m-3。可以观察到，与基体相比，HAZ中的晶粒粗化导致再结晶驱动力降低。计算结果表明，即使在Al–Zn–Mg–Sc–Zr侧的不同摩擦搅拌焊接接头中，Al3(Sc,Zr)颗粒仍能提供足够的Zener钉扎力，有效抑制该区域的再结晶。Deng等人[71]研究了不同退火温度对Al-Zn-Mg-Sc-Zr合金再结晶行为的影响。他们的结果表明，在退火温度高达550°C时，Al-Zn-Mg-Sc-Zr合金的再结晶被有效抑制。这是由于Al3(Sc,Zr)颗粒钉扎位错和亚晶界，促进了高密度亚晶结构的形成。然而，当退火温度达到600°C时，Al3(Sc,Zr)颗粒明显粗化，导致Zener钉扎力大幅降低，并形成了大量再结晶晶粒。同样，Bakr等人的工作[72]表明，在575°C退火后，Al3(Sc,Zr)颗粒仍能有效钉扎晶界和位错，使得Al-0.19Sc-0.15Zr合金保持变形的亚结构。在Al-Zn-Mg系列合金的FSW过程中，峰值温度通常不超过475°C[73]，这明显低于上述研究中报道的再结晶温度。因此，Al3(Sc,Zr)颗粒在整个过程中仍能有效钉扎亚晶界和位错，从而有效抑制再结晶。TEM和EBSD分析表明，两个合金侧面HAZ的主要微观结构差异在于其不同的晶界特性。第1号接头Al-Zn–Mg侧的基体（图17(a)）和HAZ（图19(a)）显示出典型的粗化再结晶晶粒微观结构。相比之下，第1号接头Al-Zn–Mg-Sc-Zr侧的基体（图17(b)）和HAZ（图19(b)）显示出由众多细小纤维状亚晶粒组成的“竹节状”微观结构。这种显著差异主要是由于Al–Zn–Mg–Sc–Zr合金中存在高密度的纳米级二次Al3(Sc,Zr)颗粒。图17(e)和19(b1)中显示的颗粒作为位错和晶界的有效钉扎点，减缓了位错运动和晶界迁移，从而显著抑制了再结晶。这种抑制效果的有效性通过Zener钉扎力来量化，表达式如下：(1)在方程(1)中，表示Zener钉扎力，表示颗粒体积分数，表示颗粒尺寸，表示晶核与变形基体之间的特定晶界能。文献报道，该值约为0.32 J·m-3[69]。通过将测量到的Al3(Sc,Zr)颗粒尺寸代入计算，确定第2号接头Al–Zn–Mg–Sc–Zr侧的基体和HAZ中的钉扎力分别为145.3 kJ·m-3和125.9 kJ·m-3。这些计算表明，HAZ中的颗粒粗化降低了相对于基体的钉扎力。传统理论认为，在晶粒生长过程中，再结晶驱动力受晶界能控制[70]。再结晶驱动力的表达式为：(2)在方程(2)中，表示再结晶驱动力，A是一个常数，R表示晶粒半径。将晶粒尺寸数据代入计算后，得到基体和HAZ的再结晶驱动力分别为123.1 kJ·m-3和91.4 kJ·m-3。可以观察到，与基体相比，HAZ中的晶粒粗化导致再结晶驱动力降低。计算结果表明，即使在Al–Zn–Mg–Sc–Zr侧的不同摩擦搅拌焊接接头中，Al3(Sc,Zr)颗粒仍能提供足够的Zener钉扎力，有效抑制了该区域的再结晶。Deng等人[71]研究了不同退火温度对Al-Zn-Mg-Sc-Zr合金再结晶行为的影响。他们的结果表明，在退火温度高达550°C时，Al-Zn-Mg-Sc-Zr合金的再结晶被有效抑制。这是由于Al3(Sc,Zr)颗粒钉扎位错和亚晶界，促进了高密度亚晶结构的形成。然而，当退火温度达到600°C时，Al3(Sc,Zr)颗粒明显粗化，导致Zener钉扎力大幅降低，并形成了大量再结晶晶粒。类似地，Bakr等人的工作[72]表明，在575°C退火后，Al3(Sc,Zr)颗粒仍能有效钉扎晶界和位错，使得Al-0.19Sc-0.15Zr合金保持变形的亚结构。在Al-Zn-Mg系列合金的FSW过程中，峰值温度通常不超过475°C[73]，这明显低于上述研究中报道的再结晶温度。因此，Al3(Sc,Zr)颗粒在整个过程中仍能有效钉扎亚晶界和位错，从而有效抑制再结晶。TEM和EBSD分析表明，两个合金侧面HAZ的主要微观结构差异在于其不同的晶界特性。第1号接头Al-Zn–Mg侧的HAZ主要表现为由HAGBs主导的再结晶微观结构。相比之下，第2号接头Al-Zn–Mg-Sc–Zr侧的HAZ保留了变形的亚结构，主要由高密度的变形诱导的低角度亚晶界组成。这种晶界类型和分布的根本差异是导致两侧腐蚀行为不同的关键原因。由于TEM技术的物理特性，TEM视野内观察到的绝大多数晶界是低角度晶界（LAGBs）。在本研究中，使用微束衍射来定位HAGBs。基于这种定位，分析了HAGBs和亚晶界上的沉淀物，并从数量、大小和化学成分方面进行比较，以阐明晶界类型对腐蚀行为的影响。图20(a)显示了图19(b)中第2号接头Al–Zn–Mg-Sc–Zr侧HAZ选定区域的STEM图像，箭头指示了定位的HAGB。图20(b)是一个示意图，说明了微束衍射方法的原理：颗粒A沿着[某个轴]方向排列，而颗粒B沿着[另一个轴]方向排列。两个颗粒之间的错位角约为35.3°，这证实了它们之间的边界是一个高位错边界（HAGB）。下载：下载高分辨率图像（2MB）；下载全尺寸图像。图20。(a) 2#接头Al-Zn-Mg-Sc-Zr侧的HAZ的STEM图像；(b) 颗粒A和B的微束衍射图样和晶体取向示意图；(c) 2#接头（Al-Zn-Mg-Sc-Zr侧）HAZ中GBPs和SGBPs的统计尺寸分布；(d) 1#接头（Al-Zn-Mg侧）HAZ中GBPs的统计尺寸分布；(e, f) 分别显示2#接头Al-Zn-Mg-Sc-Zr侧HAZ中的亚晶界和晶界的区域；(g, h) GBPs和SGBPs的STEM-EDS线扫描分析结果；(i) 1#接头（Al-Zn-Mg侧）和(j) 2#接头（Al-Zn-Mg-Sc-Zr侧）HAZ的潜在分布示意图。对图20(a)中识别的GBPs和SGBPs进行了统计分析，结果如图20(c)所示。GBPs和SGBPs的平均直径分别为98.6 ± 22.6 nm和60.8 ± 19.1 nm，表明SGBPs明显小于GBPs。如图20(e)和(f)所示，分别对GBPs和SGBPs进行了EDS线扫描分析，以进一步表征它们的化学差异。图20(g)和(h)展示了相应的EDS分析结果。为了保证统计结果的可靠性，表5总结了8组独立GBPs和PFZ的成分分析。EDS分析和统计数据表明，SGBPs处的Zn/Mg富集程度显著低于GBPs处。此外，还量化了1#接头（Al-Zn-Mg侧）HAZ中GBPs的大小。统计结果显示，与2#接头Al-Zn-Mg-Sc-Zr侧HAZ中的GBPs相比，这些GBPs的平均尺寸显著更大，为190.1 ± 29.8 nm（图20(d)）。表5. HAGB和LAGB的成分（重量百分比）（每组8个数据点）。空白单元 AlZnMgCu HAGBP 67.13±2.38 23.73±2.16 6.06±0.41 3.09±0.19 HAGB PFZ 96.44±0.29 2.09±0.04 0.74±0.37 0.75±0.15 LAGB 78.50±8.62 13.87±5.78 4.35±2.08 2.10±0.59 LAGB PFZ 95.95±0.56 1.82±0.56 1.38±0.08 0.86±0.03 Al–Zn–Mg合金的腐蚀行为主要受沿晶界和亚晶界分布的Zn/Mg富集沉淀物与相邻PFZ之间的电位差控制。与晶体内分散的η/η′沉淀物相比，Zn/Mg富集的晶界沉淀物通常更粗大，并且溶质富集程度更高，因此相对于周围的PFZ具有更强的阳极性。在腐蚀性介质中，这些阳极相的优先溶解会促进连续腐蚀通道的形成，这是决定整体耐腐蚀性的关键因素。最明显的微观结构差异体现在HAZ上：2#接头（Al-Zn-Mg-Sc-Zr侧）展示了广泛的变形亚晶结构，并在晶界处有沉淀物分布，而1#接头（Al-Zn-Mg侧）则没有。根据成核理论[74]，η相的形成需要克服能量障碍。晶体缺陷，包括晶界、亚晶界和位错，作为异质成核的有利位点，因为它们降低了界面能。在1#接头（Al-Zn-Mg侧）的HAZ中，再结晶过程中形成的HAGBs作为主要成核位点，导致η相在这些边界处集中。相比之下，在2#接头（Al-Zn-Mg-Sc-Zr侧），HAZ中的Al3(Sc,Zr)颗粒通过固定亚晶界迁移来抑制再结晶，从而稳定了高密度的亚晶网络。高密度的亚晶界提供了丰富的额外异质成核位点，促进了η相在晶界和亚晶界的沉淀。这种分布相应减少了η相在基体中的偏聚。同时，亚晶界的成核会阻止Zn/Mg溶质原子向HAGBs扩散，从而降低了原始HAGBs处的平均溶质浓度[75]，导致这些边界处形成的η相更小、更分散（图20(d)）。尽管SGBPs的Zn/Mg富集程度和尺寸低于GBPs，但它们的数密度显著更高（图20(a)）。图20(c)显示了图20(a)区域中GBPs和SGBPs的统计结果。这些结果表明，在观察到的区域内，SGBPs的数量密度明显高于GBPs，且尺寸显著更小。因此，这些细小且分布密集的SGBPs成为基体中的主要边界沉淀物。此外，还观察到PFZs位于亚晶界附近。这些PFZ的元素统计特性与晶界PFZs基本一致（表5），表明沿亚晶界发生的沉淀同样耗尽了周围的Zn和Mg。因此可以推断，SGBPs与其相邻的PFZs之间存在显著的电位差，使这些位点容易发生腐蚀。TEM观察表明，大量Zn/Mg富集相沿亚晶界沉淀。这促进了Zn/Mg富集相在整个基体中的均匀分布，而不是在晶界处的优先积累，从而减轻了这些阳极相的偏聚。Liang等人[76]研究了Sc添加对7050铝合金腐蚀行为的影响。他们的结果表明，与原始7050合金相比，7050-Sc变体的亚结构更加变形，再结晶程度显著降低，低角度晶界的比例增加。他们进一步使用Kelvin探针力显微镜（KPFM）测量了两种合金晶界的电位波动。结果显示，7050合金的电位波动显著，晶界与基体之间的电位差高达60 mV，而7050-Sc合金的电位波动仅15 mV。这些测量证实，7050-Sc合金中的广泛亚晶结构有助于减小晶界电位差，从而提高了其耐腐蚀性。合金表面电位的波动与主要Zn/Mg富集沉淀物的偏聚密切相关。在本研究中，由于Al3(Sc,Zr)颗粒的有效固定，HAZ中形成了高密度的亚晶界网络。这一网络将最初集中在少数晶界处的显著高电位差分散为许多低幅度的离散微电偶。因此，整体电位分布变得更加均匀，显著降低了局部电化学驱动力和腐蚀敏感性。图20(i)示意性地说明了这种微观电位均匀化的机制。如图所示，与1#接头（Al–Zn–Mg侧）的HAZ相比，2#接头（Al–Zn–Mg–Sc–Zr侧）的HAZ中的阳极Zn/Mg富集相在晶界和亚晶界处同时成核和沉淀。因此，阳极沉淀物的数量更多、分布更分散，尺寸更细。这将最初仅集中在晶界处的较高电位差转化为整个合金区域的较低电位差。2#接头（Al–Zn–Mg–Sc–Zr侧）HAZ中的GBPs平均尺寸减小了约一半。腐蚀电化学研究表明，较低的阳极相体积分数加上更分散的分布，有效地扩大了每单位体积中的界面面积，从而降低了局部阳极电流密度，有效地减少了腐蚀速率[77]。此外，截面腐蚀深度测量显示，2#接头（Al–Zn–Mg–Sc–Zr侧）的WNZ腐蚀深度（8.8 μm）明显低于1#接头（Al–Zn–Mg侧）的WNZ腐蚀深度（15.4 μm），表明其耐腐蚀性更强（图13(h)和(i)）。铝合金的晶粒大小被认为是影响其耐腐蚀性的关键微观结构因素。例如，Ralston等人[78]发现纯铝中晶粒大小与腐蚀速率呈负相关：在100至2000 μm范围内，晶粒越细，腐蚀速率越低。Yue等人[79]对合金进行了表面机械磨损处理（SMAT）并研究了其对晶粒细化和腐蚀行为的影响。结果表明，SMAT显著细化了晶粒并增加了晶界密度。这种微观结构细化阻碍了腐蚀裂纹的传播路径，从而降低了裂纹生长速率并提高了合金的总体耐腐蚀性。EBSD结果显示，2#接头的WNZ平均晶粒大小为3.1 μm，而1#接头为5.7 μm。因此，更细的晶粒大小和更高的晶界密度是其卓越耐腐蚀性的原因。这是通过复杂化裂纹路径并减缓其传播来实现的。4. 结论系统地研究和比较了两种不同FSW接头各区域的机械性能、腐蚀行为和微观结构。主要发现总结如下：(1) 两种不同FSW接头的断裂都发生在Al–Mg–Si侧的HAZ中，主要是由于焊接过程中β″相转变为β′相，从而降低了沉淀强化效果。(2) 在盐雾测试中，1#接头和2#接头的平均失重率分别为0.0181 g/(m2·h)和0.0124 g/(m2·h)，表明2#接头的耐腐蚀性更好。腐蚀主要集中在Al–Zn–Mg(-Sc–Zr)侧，不同接头区域的耐腐蚀性依次降低：BM > WNZ > HAZ。值得注意的是，Al–Zn–Mg–Sc–Zr侧的所有区域的腐蚀程度都低于Al–Zn–Mg侧，这与极化和EIS结果一致。(3) SEM结果显示，在所有焊接接头的区域中，Fe/Mn/Si富集的杂质相是主要的第二相，而Al–Zn–Mg(-Sc–Zr)侧HAZ中还存在微米级的T相。与Al–Zn–Mg侧相比，Al–Zn–Mg–Sc–Zr侧HAZ由于Al3(Sc,Zr)的固定作用，亚晶界密度较高，这抑制了Zn/Mg富集相在晶界的偏聚。这种机制将原本局部化的较大电位差转化为许多电位差较小的离散微电偶，从而均匀了电位差并提高了耐腐蚀性。(4) 在WNZ中，主要相是晶粒状的BCC α-AlFeMnSi，晶格参数为1.256 nm，会在Al基体中产生压缩应力。与Al–Zn–Mg侧相比，Al–Zn–Mg–Sc–Zr侧的WNZ具有更细的晶粒和更好的耐腐蚀性，这归因于Al3(Sc,Zr)颗粒的位错固定效应。引用的参考文献[15]、[16]。作者贡献：Fan Zhou：撰写-初稿、实验、概念化、数据管理；Hu Xie：撰写-审稿与编辑、方法论、数据管理、概念化、资金获取；Hongfeng Huang：实验、概念化、方法论、数据管理；Xiaohui Yin：概念化、资源管理、方法论；Tingzhi Si：调查、数据管理、方法论。数据可用性声明：目前无法分享重现这些发现所需的原始/处理数据，因为这些数据也是正在进行的研究的一部分。