陳樹君,

隨著航空、航天、交通運輸、國防等工業技術的發展，鋁合金代替傳統鋼鐵材料可達到結構輕量化的目的，鋁合金/不銹鋼焊接構件使用比例逐漸增高。由于鋁合金與不銹鋼的物理、化學性能存在差異，傳統熔焊工藝極易在焊接界面處產生大量脆性金屬間化合物[1]，使接頭無法可靠連接，這對鋁合金/不銹鋼的焊接工藝提出了重大考驗。

隨著新的焊接技術使用和復合熱源[2]及填充金屬的優化，實現了鋁合金/不銹鋼結構的焊接。石玗等[3]采用旁路耦合電弧熔釬焊的方法，通過調節旁路電弧電流的大小來控制焊接熱輸入并保持穩定的熔滴自由過渡，實現了成形良好無缺陷的鋁合金不銹鋼堆焊接頭，界面金屬間化合物厚度小于臨界厚度10 μm。呂世雄等[4]通過熱浸鍍工藝實現了不銹鋼/鋁合金的高頻感應釬焊，通過在0Cr18Ni9不銹鋼表面熱浸鍍一層純Al后與LF21鋁合金進行釬焊，接頭的抗拉強度達到167 MPa，比未熱浸鍍接頭強度提高了約64%。電磁脈沖焊接(magnetic pulse welding，MPW)[5]是一種新型的固相焊接工藝，MPW焊接過程利用工件相互之間的碰撞，無明顯溫升，在鋁/鋼異種焊接材料應用中有較明顯的技術優勢。于海平等[6]采用低電感線圈MPW裝置，實現了3A21鋁合金和20#鋼管的搭接，接頭界面呈小波紋狀的冶金結合，結合區域存在寬度不等的基體元素互擴散過渡區，界面兩側發生了劇烈的塑性變形和晶粒細化。攪拌摩擦焊[7]由于其工藝特點，在異種材料的焊接中有著較大的應用前景[8]。通過調整工藝參數[9]調控脆性金屬間化合物的產量及分布，從而提高鋁/鋼異種金屬接頭的結合強度。除以上方法外，還可以使用電阻點焊[10]、爆炸焊[11,12]、擴散焊[13]和激光焊接[14]等方法實現鋁/不銹鋼結構的焊接，但以上方法在生產中仍存在著生產成本高、接頭可靠性低和工藝普適性差等多方面的問題。

氣化沖擊[15,16,17](vaporizing foil actuator，VFA)技術是在電磁成形技術基礎上發展而來的一種新的高速脈沖成形技術。其原理與爆炸成形[18,19]相似，利用儲存在高壓電容中的脈沖能量，使低熔點的箔或絲在脈沖高壓(3~5 kV)、大電流(50~300 kA)的能量作用下短時間內(小于5 μs)從固態轉變為氣態，靠近箔或絲的工件在氣化產生能量的巨大沖擊力作用下，使材料出現塑性變形。VFA技術在金屬加工中有著非常廣泛的應用前景，在同等的能量輸入條件下，工件在氣化沖擊作用下可以比電磁脈沖成形獲得更高的壓力，相比于爆炸成形可控性和安全性更好。VFA技術的核心因素是氣化箔或絲，為了使更多的能量聚集在一個區域，可以在箔或絲上設計一個狹窄或者漸變的工作區域，從而使這個工作區域出現氣化。由于氣化沖擊成形過程速率快，具有減少回彈、斷面毛刺少等優點，該方法可以應用于焊接、沖壓、校形、壓花等成形工藝[15]。

氣化沖擊焊接(vaporizing foil actuator welding，VFAW)是一種氣化沖擊成形應用前景最廣泛的一個分支。鋁箔氣化后形成的等離子體驅動工件高速撞向另一工件，從而達到焊接的目的，其原理與電磁脈沖焊接和爆炸焊類似，焊接過程不需要外部熱量的輸入、不需要填充金屬和保護氣，依賴于工件之間的高速傾斜撞擊，碰撞區域局部出現高溫使部分區域出現熔化冶金反應或在高溫作用下由于原子間的相互擴散而形成可靠的接頭。該工藝具有過程簡單、效率高、接頭無熱影響區和易于實現自動化等特點，可廣泛應用于Al、Mg、Ti、Cu[20,21,22,23,24]等有色金屬與鋼鐵材料的平板搭接。5A06鋁合金和0Cr18Ni10Ti的焊接結構在航空航天、化工行業中有著廣泛的應用前景。通過前期工藝研究發現，5A06鋁合金和0Cr18Ni10Ti不銹鋼復合結構采用VFAW工藝無法實現可靠的焊接。本工作采用引入中間層的方法對VFAW異種金屬焊接工藝進行優化，采用3003鋁合金作為中間層，研究5A06鋁合金和0Cr18Ni10Ti不銹鋼的VFAW工藝可行性，分析在一定的碰撞角度下，能量輸入對基于中間層的5A06/0Cr18Ni10TiV FAW工藝過程中碰撞速率、接頭界面形貌和力學性能的影響，從而達到優化氣化沖擊焊接工藝適應性的目的。

1實驗方法

實驗所用鋁箔形狀示意圖如圖1a所示，其材料為1100純Al，厚度為0.076 mm。實驗裝置示意圖如圖1b和c所示。鋁箔放置在貼有耐高溫、高壓絕緣層的金屬固定座上，鋁箔兩側與電容器兩端相連，通過放電開關控制電容器的充放電過程。飛板放置在鋁箔上側，鋁箔與飛板使用柔性絕緣層隔離，飛板與中間層、中間層與靶板采用玻璃纖維塑料板隔開，飛板在鋁箔爆炸產生的高速等離子體氣流沖擊作用下撞向中間層后繼續飛行，最終與靶板碰撞從而完成焊接。

圖1

圖1鋁箔形狀示意圖及實驗裝置

Fig.1Schematics of aluminum foil (unit: mm) (a) and experimental equipment (b, c)

實驗所用飛板、靶板和中間層分別為5A06鋁合金、0Cr18Ni10Ti不銹鋼和3003鋁合金。材料尺寸分別為70 mm×140 mm×2 mm (飛板)、70 mm×140 mm×4 mm (靶板)、70 mm×70 mm×1 mm (中間層)，材料化學成分如表1所示。碰撞角度和碰撞速率[25]是決定VFAW接頭質量的關鍵參數。本工作在前期研究的基礎上，研究在固定的碰撞角度下，能量輸入對基于中間層的5A06與0Cr18Ni10Ti接頭力學性能和界面形貌影響規律，飛板5A06鋁合金與中間層3003鋁合金間距固定為3 mm，碰撞角度約為7°；中間層3003鋁合金與靶板0Cr18Ni10Ti間距固定為1.5 mm，即碰撞角度約3.5°。實驗設備為MAGNEFORM-16電磁脈沖成形機，實驗中能量輸入分別采用5、7和9 kJ，設備電容為426 μF，最大充電能量為16 kJ，短路電流上升時間12 μs。

表1材料化學成分

Table 1Chemical compositions of workpieces

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1.1信號采集和性能測試

放電電流、電壓和撞擊速率信號采集系統示意圖如圖2所示。VFAW焊接過程中，采用50 kA∶1 V羅氏感應線圈和1000 V∶1 V的高壓探頭來檢測鋁箔兩端放電過程中電流和電壓變化情況。飛板和中間層撞擊靶板的速率測量采用光子多普勒測速(photonic Doppler velocimetry，PDV)系統。電壓、電流和PDV信號由4通道、2 GHz帶寬、采樣率為20 GS/s的示波器采集后，利用MATLAB軟件分析VFAW過程中鋁箔兩端的電壓、電流和飛板與中間層的飛行速率隨時間的變化情況。

圖2

圖2信號采集系統與光子多普勒測速(PDV)原理圖

Fig.2Schematics of signal collecting system (a) and photonic Doppler velocimetry (PDV) system (b)

1.2力學性能及金相分析

采用2種測試方法來衡量接頭的力學性能。接頭的抗拉和抗剪性能測試示意圖如圖3所示。抗拉測試試樣采用圖1c形式制備得到后按圖3a進行抗拉測試，得到試樣的最大抗拉力。抗剪性能測試時，采用圖1c形式，將飛板長端與靶板長端放置于同一側，制備得到焊接試樣后將飛板向上彎曲，同時在靶板上加工直徑為8 mm的固定孔，固定于如圖3b的夾具進行測試。抗拉和抗剪測試在MTS C45-105電子萬能試驗機進行，加載速率1 mm/min，每組工藝參數測3個樣品，取平均值。界面形貌觀測試樣選取焊接接頭中間區域，沿縱向截面使用線切割工藝將接頭截取長度為20 mm、厚度為5 mm后采用砂紙打磨至2000號，然后采用機械拋光至0.5 μm。利用DMi8光學顯微鏡(OM)分析5A06/3003界面的形貌，利用Ultra55掃描電鏡(SEM)分析3003/0Cr18Ni10Ti界面形貌，利用SEM自帶能譜儀(EDS)分析3003/0Cr18Ni10Ti界面金屬間化合物的元素擴散情況。

圖3

圖3抗拉和抗剪性能測試示意圖

Fig.3Schematics of peak tensile test (a) and lap-shear test (b)

2實驗結果及分析

2.1放電電流、電壓和飛板及中間層碰撞速率

圖4為在能量輸入為7 kJ時，鋁箔的放電電流、電壓和飛板及中間層的撞擊速率隨時間變化示意圖。可以看出，信號采集系統工作20 μs后鋁箔兩端開始出現脈沖電流。當脈沖電流作用于鋁箔約13 μs后，鋁箔在峰值為160 kA的脈沖電流作用下發生氣化，電壓出現一個跳動，電流隨之下降。由飛板的飛行速率曲線可以看出，鋁箔在脈沖電流作用5 μs后，飛板受電磁力作用下出現了一個較小的加速，在脈沖電流作用10 μs后在鋁箔氣化能量的巨大沖擊力作用下加速度瞬間增大撞向中間層，速率達到423 m/s時出現一個降低，在鋁箔持續氣化的能量作用下，飛板與中間層碰撞后以約540 m/s的速率共同撞向靶板。

圖4

圖4能量輸入為7 kJ時鋁箔的電流、電壓和飛板及中間層的撞擊速率

Fig.4Current and voltage of aluminum foil vaporized and the impact velocity of flyer and interlayer at 7 kJ energy input

圖5為鋁箔氣化瞬間電流、氣化時間和中間層與靶板最終碰撞速率隨能量輸入變化。可見，隨著能量輸入的增大，鋁箔氣化所需要的時間從17 μs減小到13 μs，最終碰撞速率從423 m/s增長到635 m/s，氣化瞬間電流從123 kA增長到180 kA。能量輸入增加80%，氣化瞬間電流增加了約46%，最終碰撞速率增加50%，與飛板碰撞速率與能量輸入的影響規律結果一致。在VFAW工藝過程中，一定厚度的鋁箔存在最佳工作能量范圍，當輸入能量超過該范圍后，能量輸入的增大并不會提高最終碰撞速率。

圖5

圖5鋁箔的電流、氣化時間和碰撞速率隨能量輸入變化

Fig.5Current and burst time of aluminum foil vaporized and the impact velocity of flyer at different energy inputs

2.2力學性能分析

VFAW接頭抗拉性能測試結果顯示，接頭失效位置均為中間層與靶板結合處，在能量輸入為5、7和9 kJ的情況下，接頭的最大抗拉力分別為29.9、34.9和44.0 kN。通過對比焊接區域的直徑發現，接頭的抗拉強度與中間層3003鋁合金的抗拉強度基本接近。由于VFAW工藝的特點，工件需要在一個合理的碰撞速率及碰撞角度的范圍內，才能形成可靠的焊接。基于中間層的VFAW工藝過程，中間層和飛板、靶板的焊接時刻不同，中間層與飛板的連接區域和中間層與靶板的連接區域不重疊，導致了基于中間層的VFAW接頭呈環形，中間層的厚度及力學性能是決定基于中間層的VFAW接頭抗拉性能的核心因素。

圖6為基于中間層的VFAW接頭抗剪力與行程的示意圖。圖7為不同能量輸入下VFAW接頭抗拉測試后斷面的外觀形貌。由圖可知，隨著能量的增大，接頭最大抗剪力逐漸增大，失效區域的截面直徑從19.4 mm增加到29.7 mm。當輸入能量為9 kJ時，接頭抗剪性能最佳，最大抗剪力約為2.1 kN，行程約3 mm，能量輸入為5和7 kJ時，最大抗剪力約1.6 kN，均在行程約4 mm處出現破壞。由抗拉和抗剪測試的結果可以看出，隨著能量輸入的增大，接頭抗拉性能增加較明顯，而抗剪性能在能量輸入為5和7 kJ時區別不大，能量輸入增加到9 kJ時，抗剪性能顯著提高，且出現2次抗剪力驟降的過程，造成這種現象的原因是接頭的連接區域面積隨著能量輸入的增大而增大，同時撞擊速率的增大使中間層與飛板和靶板的焊接區域出現局部的重疊。

圖6

圖6不同能量輸入下抗剪測試結果

Fig.6Lap-shear test with different energy inputs

圖7

圖7不同能量輸入下氣化沖擊焊接(VFAW)接頭抗拉失效試樣斷面的外觀形貌

Fig.7Fracture surface images of vaporizing foil actuator welding (VFAW) joints after peak tensile test with energy inputs of 5 kJ (a), 7 kJ (b) and 9 kJ (c)

2.3界面形貌及產物

基于中間過渡層的氣化沖擊焊接界面形貌受材料間的強度、塑性差異的影響。強度、塑性差異較小的3003/5A06鋁合金界面主要呈沿中心對稱的波狀結合，性能差異較大的3003鋁合金/0Cr18Ni10Ti不銹鋼界面的結合區域主要由不規格的緊密結合區和金屬間化合物結合區組成。不同能量輸入下3003/5A06界面形貌如圖8所示。可見，在3003/5A06界面處，在距離中心區域約5 mm處形成了對稱分布的波狀結合局域，波峰高度分別為96、116和120 μm，兩波間隔分別為332、358和471 μm。隨著能量輸入的增大，波峰高度和兩波間隔也隨著增大，波狀結合區域距中心的距離也增大。結合接頭的最大拉伸力和拉伸斷面形貌可以看出，拉伸斷面面積增長的幅度明顯大于中間層與飛板的波狀結合區域。

圖8

圖8不同能量輸入下5A06/3003界面形貌OM像

Fig.8OM images of 5A06/3003 interface with energy inputs of 5 kJ (a), 7 kJ (b) and 9 kJ (c)

能量輸入為7 kJ時，3003/0Cr18Ni10Ti界面形貌由中心向外分布如圖9所示。可以看出，3003/0Cr18Ni10Ti界面結合區域主要由未連接區、金屬間化合物焊接區及緊密結合區3部分組成。界面處的金屬間化合物連接區域的長度隨著能量輸入的增大而增大，金屬間化合物結合區域在能量輸入為7 kJ時，厚度最大，約為50 μm，長度約300 μm。當能量輸入增加到9 kJ時，界面厚度減小到30 μm，單側長約2 mm的連續分布金屬間化合物結合區域。中間層與靶板結合區域較中間層與飛板的結合區域長度更長。在VFAW工藝過程中，碰撞角度隨著距離中心位置的增大而增大，位于波狀結合區域靠近中心側的碰撞角度小于外側，該區域的連接效果較外側更差。隨著能量輸入的增大，金屬間化合物區的厚度先增大后減小，當能量輸入達到9 kJ時，3003/0Cr18Ni10Ti界面處金屬間化合物結合區域的長度較能量輸入為5和7 kJ時明顯增大。從抗剪及抗拉性能測試后試樣失效區域可以看出，3003/0Cr18Ni10Ti界面的結合區域明顯大于3003/5A06界面，且3003/0Cr18Ni10Ti界面的結合區域外側強度高于中心側，所有接頭失效區域均位于3003/0Cr18Ni10Ti中心區域，這是由于在VFAW工藝過程中，在鋁箔氣化能量作用驅動下，中間區域的碰撞角度基本為零，使得該區域的連接效果差，飛板5A06首先與中間層3003發生碰撞，然后兩者一起撞向靶板，從而造成了中間層與靶板的焊接完成后中間層與飛板才具有一定的相對碰撞速率，從而使3003/0Cr18Ni10Ti的焊接區域明顯大于3003/5A06。

圖9

圖9能量輸入7 kJ時3003/0Cr18Ni10Ti界面形貌的SEM像

Fig.9SEM images of 3003/0Cr18Ni10Ti interface with 7 kJ energy input

(a) unwelded area

(b) intermetallic compound bonding area showed by rectangle areas

(c) element diffusion bonding area

圖10為圖9b和c中3003/0Cr18Ni10Ti界面處進行元素線掃描結果。可以看出，在3003/0Cr18Ni10Ti界面焊接區域，靠近接頭中心區域的3003/0Cr18Ni10Ti界面處，2種金屬緊密結合在一起，未發生明顯的元素擴散現象。

圖10

圖10圖9b和c中3003/0Cr18Ni10Ti界面不同位置元素線分布

Fig.10Element distributions of the 3003/0Cr18Ni10Ti interface at different areas along line 1 in Fig.9b (a) and line 2 in Fig.9c (b)

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當距離中心一定距離后，中間層與靶板的碰撞距離增大，2者主要以金屬間化合物結合為主，強度較中心區域明顯增大，結合抗拉、抗剪測試的結果可以看出，基于中間層的5A06/0Cr18Ni10Ti VFAW工藝，中間層與靶板的焊接區域是決定接頭強度的核心因素。由接頭的力學性能測試結合界面形貌可以看出，中間層與靶板的焊接效果是決定基于中間層5A06/0Cr18Ni10Ti的VFAW接頭力學性能的核心因素。當能量輸入達到一定值后，可以通過嘗試改變鋁箔的形狀來調控能量密度，改善中間層與飛板和靶板結合區域錯位的問題，從而提高接頭的力學性能。

3結論

(1) 通過加入中間層3003鋁合金，可以制備5A06/0Cr18Ni10Ti性能良好的VFAW焊接接頭。基于中間層的5A06/0Cr18Ni10TiVFAW工藝過程中，能量輸入的增大可以使鋁箔氣化的時間減短，提高飛板和中間層與靶板的碰撞速率，從而使中間層和飛板與靶板的焊接區域面積增大。

(2) 基于中間層的VFAW接頭抗拉性能主要由中間層的性能決定，抗剪性能由中間層與靶板的焊接區域的金屬間化合物性能決定。接頭的抗拉與抗剪性能良好，失效區域都位于3003/0Cr18Ni10Ti界面處。當能量輸入為9 kJ時，接頭最大抗拉力為44.0 kN，最大抗剪力為2.1 kN。

(3) 基于中間層的5A06/0Cr18Ni10Ti接頭的焊接區域呈圓環狀。焊接結合區域的面積隨能量輸入的增大而增大，5A06/3003界面呈波狀結合，該區域距中心的距離隨能量的增大而減小，能量輸入大小對波狀結合區的長度與波峰的高度影響不大。3003/0Cr18Ni10Ti界面處以金屬間化合物連接。

來源--金屬學報