許 冰 歐 航 柳泉瀟瀟 徐志丹 李光耀，2 崔俊佳，2

1.湖南大學汽車車身先進設計制造國家重點實驗室，長沙，410082 2.同濟大學智能型新能源汽車協(xié)同創(chuàng)新中心，上海，201804 3.上汽通用五菱汽車股份有限公司，柳州，545000

0 引言

汽車輕量化技術是減少能耗、降低排放的主要對策[1]。HAHN等[2]認為，合理的輕量化應當表現(xiàn)為“合適的材料用在合適的部位”，并據此提出了能充分發(fā)揮高強鋼和輕金屬各自性能優(yōu)勢的多元材料混用策略。鋁合金與高強鋼的化學成分不同，導致它們在物理性能(熔點、比熱容、熱導率、電導率、線膨脹系數(shù)等)上存在顯著的差異，多材料混用對現(xiàn)有車身連接工藝提出了巨大的挑戰(zhàn)。

磁脈沖焊接[3](magnetic pulse welding，MPW)利用電磁力驅動焊接結構中的動件與靜件高速碰撞，從而達到冶金焊接效果。文獻[4-6]的研究表明，MPW能使熔點相差很大的異質金屬焊接接頭的強度超過軟弱母材的強度。因此，本文采用MPW工藝實現(xiàn)5052鋁合金板件和HC420LA高強鋼板件的焊接。

汽車的鋁-鋼焊接結構經常服役在大氣環(huán)境中，不可避免地受到腐蝕破壞，因此有必要對鋁-鋼焊接接頭的腐蝕性能進行研究。WLOKA等[7]用激光焊方法對鋁-鍍鋅鋼進行焊接，研究了焊接接頭的腐蝕行為，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。SHI等[8]使用脈沖雙電極金屬電弧釬焊的方法進行鋁與鍍鋅鋼板的搭接焊，發(fā)現(xiàn)采用Al-Si焊絲的焊接件腐蝕速率大于采用Al-Mg焊絲的焊接件，這表明焊接接頭的富鋅區(qū)域更易于腐蝕。顧玉芬等[9]采用Al-Si焊絲和脈沖旁路耦合電弧熔釬焊的方法進行1060鋁合金和鍍鋅鋼板的搭接焊，腐蝕試驗表明，鋁-鋼熔釬焊焊接接頭發(fā)生了電偶腐蝕，界面反應層金屬間化合物對接頭的耐腐蝕性能是不利的。于海平等[10]研究發(fā)現(xiàn)，進行Al-Cu連接時，任何直接的熔化連接不可避免地會出現(xiàn)易脆的中間相，應用磁脈沖連接技術對Al-Cu進行焊接可能完全或大幅度減小易裂微觀結構中的金屬間相。

目前，異種材料焊接結構腐蝕性能的研究主要基于傳統(tǒng)焊接工藝，對MPW工藝下的鋁-鋼接頭的耐腐蝕性能的研究較少?；诖?，筆者根據5052鋁合金和HC420LA高強鋼的磁脈沖焊接件在室溫下的準靜態(tài)拉伸試驗結果，選擇焊接性能良好的磁脈沖焊接鋁-鋼接頭，進行鹽霧腐蝕環(huán)境的模擬試驗，對于發(fā)生失效的焊接件，運用光學顯微鏡、掃描電子顯微鏡和能譜儀對焊接接頭形貌和組織成分進行分析，探究鹽霧腐蝕環(huán)境對焊接界面的影響，通過斷口分析討論磁脈沖焊接接頭的失效機理。

1 試驗材料及方法

1.1 試驗材料及制備

焊接試驗中，5052鋁合金板為動件，HC420LA高強鋼為靜件。兩種材料試件的尺寸一致，長度為90 mm，寬度為34 mm，厚度為1.5 mm。

焊接試驗的設備為PST公司的PS48-16電磁脈沖焊接系統(tǒng)，該系統(tǒng)主要由電控柜、電容柜、高壓電纜等組成。焊接工裝為自行設計的板板焊接平臺，焊接線圈內置于平臺。為提高磁脈沖焊接設備的能量利用率[11]，焊接平臺與焊接設備的連接通過6根同軸電纜來實現(xiàn)，以降低放電回路的電感，如圖1所示。

圖1 磁脈沖焊接平臺Fig.1 MPW platform

焊接試驗前，將動件和靜件表面清洗干凈后置于自行設計的工裝內，焊接間隙通過添加不同厚度的墊片進行調整，然后通過計算機輸入指令到控制系統(tǒng)?？刂葡到y(tǒng)對電容充電，充電電壓達到設定值后高壓開關閉合，電容中儲存的電量通過同軸電纜傳遞至線圈，使線圈周圍產生感生電場，進而使高頻磁場中的動件產生感應渦流，其方向與線圈中的電流方向相反，產生排斥力。動件上背離線圈的電磁力驅動動件向靜件高速沖擊，完成焊接，如圖2a所示。磁脈沖焊接件(圖2b)的總體尺寸約為150 mm×34 mm，焊縫區(qū)域尺寸為30 mm×34 mm。兩板件焊合區(qū)域靠近線圈，近似為橢圓形，中部區(qū)域平直，寬度約10 mm是線圈寬度4 mm的2.5倍。

(a)原理示意圖

(b)樣件及焊縫圖2 磁脈沖焊接原理示意圖及樣件Fig.2 Schematic diagram of MPW and specimen

調整放電能量、焊接間距這兩個工藝參數(shù)，對比不同工藝參數(shù)組合下的焊接件性能，找到使焊縫強度高于母材鋁強度的最優(yōu)參數(shù)組合。焊接件為搭接結構，如圖3所示，因此在拉伸試件的夾持區(qū)必須添加墊片以避免出現(xiàn)偏載。本文選取放電能量為30 kJ、間距為1.4 mm的焊接接頭進行鹽霧腐蝕試驗。

(a)焊接件拉伸示意圖 (b)斷裂樣件 圖3 焊接件拉伸試驗Fig.3 Tensile test of welded specimen

運用配有X射線能譜儀(EDS)裝置的FEI QuANTA200場發(fā)射電子掃描顯微鏡對焊接接頭進行顯微組織形貌的觀察和微區(qū)成分分析。圖4a中，黑色區(qū)域為鋁基體，白色區(qū)域為鋼基體，結合區(qū)主要包括波形界面和灰色過渡區(qū)。通過EDS對鋁-鋼焊接界面過渡區(qū)進行元素分析(圖4b)，發(fā)現(xiàn)在接頭過渡區(qū)內沒有出現(xiàn)原子分布平臺，說明過渡區(qū)僅僅發(fā)生了元素擴散，焊接接頭的性能較好。

(a)焊接界面 (b)微區(qū)元素質量比圖4 焊接界面微觀分析Fig.4 Microanalysis of welding interface

1.2 試驗方法

中性鹽霧試驗是應用最廣的加速腐蝕方法之一。根據GB/T 10125-2012[12]，中性鹽霧試驗的試驗條件列于表1。試驗在Q-FOG CCT-1100鹽霧環(huán)境箱中進行，焊接件通過載物臺懸空放置在環(huán)境箱內，焊接件相對載物臺水平面呈60°傾斜放置。

表1 中性鹽霧試驗條件

2 結果與討論

2.1 鹽霧腐蝕試驗后接頭的力學性能

筆者用鹽霧腐蝕后的焊接件的拉伸承載力和失重比對磁脈沖焊接接頭的性能退化進行表征。

中性鹽霧試驗后的拉伸試驗結果表明焊接件斷裂位置均為焊縫，如圖5所示。隨著鹽霧試驗時間的延長，耐腐蝕性更差的鋼側表面紅褐色的腐蝕產物增多，并出現(xiàn)了能反映鹽霧液滴沉降和流動方式的條狀腐蝕痕跡。耐腐蝕性較好的鋁側表面在靠近焊縫處發(fā)生了一定程度的剝蝕，出現(xiàn)白色的腐蝕產物，并且隨著試驗時間的延長，腐蝕程度加深；鋁側表面除焊縫外的其他部位腐蝕程度較小。

圖5 鹽霧腐蝕后的失效焊接件Fig.5 Failed welded specimens after salt fog test

腐蝕6 h后，發(fā)現(xiàn)斷口受到的影響較小，除焊縫外圈形成了少量的腐蝕外，焊道和焊縫內圈部分未發(fā)現(xiàn)明顯腐蝕現(xiàn)象。隨著時間的延長，Cl-的穿透作用加快，致密性差的兩側尖端被腐蝕液侵入。鹽霧腐蝕12 h后，焊縫兩側尖端出現(xiàn)了明顯的腐蝕痕跡。

鹽霧腐蝕后，焊接接頭斷裂試件的力學性能見表2，失重比(表征腐蝕速率)和性能退化的曲線見圖6。從圖6中可直觀得到，6～18 h的失重比增加較快，18～36 h的失重比增加緩慢，腐蝕速率較低；從36 h開始，失重比快速提高，腐蝕速率大幅提高。6～18 h階段，鋼側基體開始發(fā)生腐蝕，腐蝕速率較低。隨著腐蝕時間的延長，腐蝕產物覆蓋在鋼基體表面，對腐蝕液的流入起到阻礙作用，對基體起到了一定的保護作用，這是18～36 h階段焊接件失重比增加緩慢的原因之一；腐蝕時間超過36 h后，由于沉積溶液的蒸發(fā)，Cl-濃度上升，而鋁合金在中性鹽霧環(huán)境下為鈍化態(tài)，其電化學電位比鋼的電化學電位高，因此在腐蝕電池的作用下，鋁-鋼焊接件的鋼材腐蝕速度大幅提高。

表2 鹽霧腐蝕后鋁-鋼焊接件力學性能

(a)載荷均值-時間曲線

(b)失重比-時間曲線圖6 鹽霧試驗后的鋁-鋼焊接件性能退化曲線Fig.6 Performance degradation of Al-Fe welded specimens after salt fog tests

圖6中的曲線展示了鋁-鋼焊接件在鹽霧環(huán)境下的性能退化規(guī)律。隨著腐蝕時間的延長，接頭強度下降，48 h后的焊接接頭強度已下降到原來的20%。焊接接頭變形區(qū)的縫隙對液體具有引導作用，腐蝕液體更易進入焊縫區(qū)域。退化曲線顯著的下降斜率說明鋁-鋼焊接接頭對腐蝕環(huán)境很敏感。

2.2 中性鹽霧下的焊接接頭腐蝕行為

48 h的中性鹽霧腐蝕后，焊接接頭強度已經嚴重下降，為研究鋁-鋼磁脈沖焊接的腐蝕行為，對該腐蝕條件下焊接件的斷口采用微觀手段進行分析。鋁側腐蝕斷口如圖7所示，區(qū)域1～3分別表示焊接尖端、母材縫隙、焊縫兩側。由圖7可看出，焊接尖端(區(qū)域1)已嚴重腐蝕，而焊縫兩側區(qū)域仍基本完好。因此可得到如下結論，腐蝕首先在致密程度較差的兩側尖端發(fā)生，靠近中心的區(qū)域焊接質量較好，故致密性良好。

圖7 鋁側腐蝕斷口圖Fig.7 Corrosion fracture in Aluminum side

隨后，還對該腐蝕區(qū)域進行了微觀分析。由圖8所示的腐蝕形貌可以看到，基體上附著大塊疏松、破碎的腐蝕產物與二次產物，其原因在于，長時間的鹽霧腐蝕后，腐蝕產物面積不斷增大，形成堆積和分層。腐蝕產物的堆疊呈比較疏松的狀態(tài)，故腐蝕液能夠穿過腐蝕產物到達基體。這使得腐蝕產物間的相互作用力增大，出現(xiàn)龜裂現(xiàn)象。元素分析結果表明腐蝕產物為鋁的氧化物、鐵的氧化物的混合體。圖8特征點A～D的元素含量被測量與統(tǒng)計見表3。A點的元素主要是鐵，是兩種焊接材料發(fā)生冶金結合時產生的，并受其他腐蝕產物(已去除)的保護。B點和C點的氧含量很高，這兩點所在區(qū)域是為腐蝕嚴重區(qū)。D點的元素主要是鋁，未發(fā)現(xiàn)腐蝕產物。

(a)區(qū)域1 (b)區(qū)域2圖8 鋁側腐蝕斷口微觀分析Fig.8 Microanalysis of corrosion fracture in Aluminum side

圖9所示為鋼側斷口的腐蝕情況，區(qū)域4表示母材與鋁側斷口大致相同，不同的是由于耐蝕性較差，鋼基體也發(fā)生了腐蝕。母材縫隙處的腐蝕較嚴重且十分均勻，鋼基體由于遠離焊縫，所以腐蝕程度相對較輕，且出現(xiàn)了豎直的花紋，這是因為焊接件與水平面呈一定角度擺放。

從微觀分析結果可以看到，鋼側基體上的腐蝕產物以點狀和局部破碎的形式呈現(xiàn)。點狀腐蝕產物是鋼發(fā)生點蝕而形成的；隨著腐蝕時間的延長，腐蝕產物從最初的點狀逐漸擴大；隨后，腐蝕產物發(fā)生堆積層疊，并在內應力的作用下產生裂紋。圖10特征點的元素分析結果見表4，結果顯示Al、Fe、O為腐蝕產物中的主要成分。

表3 點A、B、C、D的元素含量

圖9 鋼側腐蝕斷口圖Fig.9 Corrosion fracture in Fe side

2.3 中性鹽霧下的焊接接頭腐蝕機理

基于對焊接件的退化規(guī)律和斷口的微觀分析，本節(jié)對腐蝕機理提出假設。圖11a所示為接頭焊縫與母材變形結合區(qū)。焊縫處，動件材料獲得較大電磁力而產生較大變形，與靜件結合緊密；焊縫兩側區(qū)域的墊片使動件材料變形相對較小，未實現(xiàn)兩種母材的焊接，腐蝕溶液進入并沉積在該區(qū)域時，異質材料的焊接件與腐蝕液形成電偶腐蝕，該階段為腐蝕過程1(圖11b)。鋁的耐腐蝕性較好，且電位高于鐵，因此鋼側材料先發(fā)生腐蝕，初期產物為Fe(OH)2[12]，腐蝕過程2如圖11c所示。鋼側材料腐蝕加重，腐蝕產物堆積形成一個狹窄縫隙(圖11d)，起到阻礙外部氧氣進入的作用，而焊縫區(qū)域致密性較好，因此縫隙內的氧含量不斷降低，與縫隙外部形成氧濃差電池，縫隙內部金屬成為陽極，腐蝕速度大大提升。腐蝕產物增加造成Fe2+無法遷移出去，進而發(fā)生水解反應。而后，H+又導致縫隙內溶液的pH值下降，達到鋁基體表面氧化膜的耐受臨界值時，鋁側母材發(fā)生腐蝕，該階段為腐蝕過程3(圖11d)。上述腐蝕過程表現(xiàn)為循環(huán)往復、相互促進的狀態(tài)，使得整個腐蝕過程具有自催化的作用[13]。

(a)區(qū)域1 (b)區(qū)域2圖10 鋼側腐蝕斷口微觀分析Fig.10 Microanalysis of corrosion fracture in Fe side

表4 點E、F、G、H的元素含量

(a)焊接接頭剖視圖 (b)腐蝕過程1

(c)腐蝕過程2 (d)腐蝕過程3圖11 鋁-鋼磁脈沖焊接接頭縫隙腐蝕Fig.11 Crevice corrosion of Al-Fe MPW joint

3 結論

(1)腐蝕6 h的焊縫斷口受到的影響較小，僅在焊縫外圈形成了少量的腐蝕；隨著腐蝕時間的延長，Cl-的穿透作用加快，兩側尖端作為焊接接頭上結合較弱的區(qū)域，被腐蝕液侵入，進而致使整個焊縫出現(xiàn)腐蝕現(xiàn)象。

(2)以載荷均值表征的焊接件性能退化曲線近似線性變化，且下降幅度大。腐蝕時間達到48 h時，焊接接頭強度已下降為原來的20%。

(3)基于對鋁-鋼磁脈沖焊接焊接接頭的腐蝕行為分析，得出如下結論，焊接接頭的腐蝕可視為具有自催化效應的腐蝕電池效應、氧濃差腐蝕電池效應、閉塞腐蝕電池效應的腐蝕。