許 冰 歐 航 柳泉瀟瀟 徐志丹 李光耀，2 崔俊佳，2

1.湖南大學(xué)汽車車身先進(jìn)設(shè)計(jì)制造國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，長(zhǎng)沙，410082 2.同濟(jì)大學(xué)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(shù)是減少能耗、降低排放的主要對(duì)策[1]。HAHN等[2]認(rèn)為，合理的輕量化應(yīng)當(dāng)表現(xiàn)為“合適的材料用在合適的部位”，并據(jù)此提出了能充分發(fā)揮高強(qiáng)鋼和輕金屬各自性能優(yōu)勢(shì)的多元材料混用策略。鋁合金與高強(qiáng)鋼的化學(xué)成分不同，導(dǎo)致它們?cè)谖锢硇阅?熔點(diǎn)、比熱容、熱導(dǎo)率、電導(dǎo)率、線膨脹系數(shù)等)上存在顯著的差異，多材料混用對(duì)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(qū)動(dòng)焊接結(jié)構(gòu)中的動(dòng)件與靜件高速碰撞，從而達(dá)到冶金焊接效果。文獻(xiàn)[4-6]的研究表明，MPW能使熔點(diǎn)相差很大的異質(zhì)金屬焊接接頭的強(qiáng)度超過(guò)軟弱母材的強(qiáng)度。因此，本文采用MPW工藝實(shí)現(xiàn)5052鋁合金板件和HC420LA高強(qiáng)鋼板件的焊接。

汽車的鋁-鋼焊接結(jié)構(gòu)經(jīng)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(duì)鋁-鋼焊接接頭的腐蝕性能進(jìn)行研究。WLOKA等[7]用激光焊方法對(duì)鋁-鍍鋅鋼進(jìn)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(jìn)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(jìn)行1060鋁合金和鍍鋅鋼板的搭接焊，腐蝕試驗(yàn)表明，鋁-鋼熔釬焊焊接接頭發(fā)生了電偶腐蝕，界面反應(yīng)層金屬間化合物對(duì)接頭的耐腐蝕性能是不利的。于海平等[10]研究發(fā)現(xiàn)，進(jìn)行Al-Cu連接時(shí)，任何直接的熔化連接不可避免地會(huì)出現(xiàn)易脆的中間相，應(yīng)用磁脈沖連接技術(shù)對(duì)Al-Cu進(jìn)行焊接可能完全或大幅度減小易裂微觀結(jié)構(gòu)中的金屬間相。

目前，異種材料焊接結(jié)構(gòu)腐蝕性能的研究主要基于傳統(tǒng)焊接工藝，對(duì)MPW工藝下的鋁-鋼接頭的耐腐蝕性能的研究較少?；诖耍P者根據(jù)5052鋁合金和HC420LA高強(qiáng)鋼的磁脈沖焊接件在室溫下的準(zhǔn)靜態(tài)拉伸試驗(yàn)結(jié)果，選擇焊接性能良好的磁脈沖焊接鋁-鋼接頭，進(jìn)行鹽霧腐蝕環(huán)境的模擬試驗(yàn)，對(duì)于發(fā)生失效的焊接件，運(yùn)用光學(xué)顯微鏡、掃描電子顯微鏡和能譜儀對(duì)焊接接頭形貌和組織成分進(jìn)行分析，探究鹽霧腐蝕環(huán)境對(duì)焊接界面的影響，通過(guò)斷口分析討論磁脈沖焊接接頭的失效機(jī)理。

1 試驗(yàn)材料及方法

1.1 試驗(yàn)材料及制備

焊接試驗(yàn)中，5052鋁合金板為動(dòng)件，HC420LA高強(qiáng)鋼為靜件。兩種材料試件的尺寸一致，長(zhǎng)度為90 mm，寬度為34 mm，厚度為1.5 mm。

焊接試驗(yàn)的設(shè)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(shè)計(jì)的板板焊接平臺(tái)，焊接線圈內(nèi)置于平臺(tái)。為提高磁脈沖焊接設(shè)備的能量利用率[11]，焊接平臺(tái)與焊接設(shè)備的連接通過(guò)6根同軸電纜來(lái)實(shí)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(tái)Fig.1 MPW platform

焊接試驗(yàn)前，將動(dòng)件和靜件表面清洗干凈后置于自行設(shè)計(jì)的工裝內(nèi)，焊接間隙通過(guò)添加不同厚度的墊片進(jìn)行調(diào)整，然后通過(guò)計(jì)算機(jī)輸入指令到控制系統(tǒng)。控制系統(tǒng)對(duì)電容充電，充電電壓達(dá)到設(shè)定值后高壓開(kāi)關(guān)閉合，電容中儲(chǔ)存的電量通過(guò)同軸電纜傳遞至線圈，使線圈周圍產(chǎn)生感生電場(chǎng)，進(jìn)而使高頻磁場(chǎng)中的動(dòng)件產(chǎn)生感應(yīng)渦流，其方向與線圈中的電流方向相反，產(chǎn)生排斥力。動(dòng)件上背離線圈的電磁力驅(qū)動(dòng)動(dòng)件向靜件高速?zèng)_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(diào)整放電能量、焊接間距這兩個(gè)工藝參數(shù)，對(duì)比不同工藝參數(shù)組合下的焊接件性能，找到使焊縫強(qiáng)度高于母材鋁強(qiáng)度的最優(yōu)參數(shù)組合。焊接件為搭接結(jié)構(gòu)，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(jìn)行鹽霧腐蝕試驗(yàn)。

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

運(yùn)用配有X射線能譜儀(EDS)裝置的FEI QuANTA200場(chǎng)發(fā)射電子掃描顯微鏡對(duì)焊接接頭進(jìn)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?yàn)殇X基體，白色區(qū)域?yàn)殇摶w，結(jié)合區(qū)主要包括波形界面和灰色過(guò)渡區(qū)。通過(guò)EDS對(duì)鋁-鋼焊接界面過(guò)渡區(qū)進(jìn)行元素分析(圖4b)，發(fā)現(xiàn)在接頭過(guò)渡區(qū)內(nèi)沒(méi)有出現(xiàn)原子分布平臺(tái)，說(shuō)明過(guò)渡區(qū)僅僅發(fā)生了元素?cái)U(kuò)散，焊接接頭的性能較好。

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

1.2 試驗(yàn)方法

中性鹽霧試驗(yàn)是應(yīng)用最廣的加速腐蝕方法之一。根據(jù)GB/T 10125-2012[12]，中性鹽霧試驗(yàn)的試驗(yàn)條件列于表1。試驗(yàn)在Q-FOG CCT-1100鹽霧環(huán)境箱中進(jìn)行，焊接件通過(guò)載物臺(tái)懸空放置在環(huán)境箱內(nèi)，焊接件相對(duì)載物臺(tái)水平面呈60°傾斜放置。

表1 中性鹽霧試驗(yàn)條件

2 結(jié)果與討論

2.1 鹽霧腐蝕試驗(yàn)后接頭的力學(xué)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(duì)磁脈沖焊接接頭的性能退化進(jìn)行表征。

中性鹽霧試驗(yàn)后的拉伸試驗(yàn)結(jié)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(yàn)時(shí)間的延長(zhǎng)，耐腐蝕性更差的鋼側(cè)表面紅褐色的腐蝕產(chǎn)物增多，并出現(xiàn)了能反映鹽霧液滴沉降和流動(dòng)方式的條狀腐蝕痕跡。耐腐蝕性較好的鋁側(cè)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(chǎn)物，并且隨著試驗(yàn)時(shí)間的延長(zhǎng)，腐蝕程度加深；鋁側(cè)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(nèi)圈部分未發(fā)現(xiàn)明顯腐蝕現(xiàn)象。隨著時(shí)間的延長(zhǎng)，Cl-的穿透作用加快，致密性差的兩側(cè)尖端被腐蝕液侵入。鹽霧腐蝕12 h后，焊縫兩側(cè)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(xué)性能見(jiàn)表2，失重比(表征腐蝕速率)和性能退化的曲線見(jiàn)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(kāi)始，失重比快速提高，腐蝕速率大幅提高。6～18 h階段，鋼側(cè)基體開(kāi)始發(fā)生腐蝕，腐蝕速率較低。隨著腐蝕時(shí)間的延長(zhǎng)，腐蝕產(chǎn)物覆蓋在鋼基體表面，對(duì)腐蝕液的流入起到阻礙作用，對(duì)基體起到了一定的保護(hù)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(shí)間超過(guò)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(xué)電位比鋼的電化學(xué)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(xué)性能

(a)載荷均值-時(shí)間曲線

(b)失重比-時(shí)間曲線圖6 鹽霧試驗(yàn)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(shí)間的延長(zhǎng)，接頭強(qiáng)度下降，48 h后的焊接接頭強(qiáng)度已下降到原來(lái)的20%。焊接接頭變形區(qū)的縫隙對(duì)液體具有引導(dǎo)作用，腐蝕液體更易進(jìn)入焊縫區(qū)域。退化曲線顯著的下降斜率說(shuō)明鋁-鋼焊接接頭對(duì)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(qiáng)度已經(jīng)嚴(yán)重下降，為研究鋁-鋼磁脈沖焊接的腐蝕行為，對(duì)該腐蝕條件下焊接件的斷口采用微觀手段進(jìn)行分析。鋁側(cè)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(cè)。由圖7可看出，焊接尖端(區(qū)域1)已嚴(yán)重腐蝕，而焊縫兩側(cè)區(qū)域仍基本完好。因此可得到如下結(jié)論，腐蝕首先在致密程度較差的兩側(cè)尖端發(fā)生，靠近中心的區(qū)域焊接質(zhì)量較好，故致密性良好。

圖7 鋁側(cè)腐蝕斷口圖Fig.7 Corrosion fracture in Aluminum side

隨后，還對(duì)該腐蝕區(qū)域進(jìn)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(chǎn)物與二次產(chǎn)物，其原因在于，長(zhǎng)時(shí)間的鹽霧腐蝕后，腐蝕產(chǎn)物面積不斷增大，形成堆積和分層。腐蝕產(chǎn)物的堆疊呈比較疏松的狀態(tài)，故腐蝕液能夠穿過(guò)腐蝕產(chǎn)物到達(dá)基體。這使得腐蝕產(chǎn)物間的相互作用力增大，出現(xiàn)龜裂現(xiàn)象。元素分析結(jié)果表明腐蝕產(chǎn)物為鋁的氧化物、鐵的氧化物的混合體。圖8特征點(diǎn)A～D的元素含量被測(cè)量與統(tǒng)計(jì)見(jiàn)表3。A點(diǎn)的元素主要是鐵，是兩種焊接材料發(fā)生冶金結(jié)合時(shí)產(chǎn)生的，并受其他腐蝕產(chǎn)物(已去除)的保護(hù)。B點(diǎn)和C點(diǎn)的氧含量很高，這兩點(diǎn)所在區(qū)域是為腐蝕嚴(yán)重區(qū)。D點(diǎn)的元素主要是鋁，未發(fā)現(xiàn)腐蝕產(chǎn)物。

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

圖9所示為鋼側(cè)斷口的腐蝕情況，區(qū)域4表示母材與鋁側(cè)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(yán)重且十分均勻，鋼基體由于遠(yuǎn)離焊縫，所以腐蝕程度相對(duì)較輕，且出現(xiàn)了豎直的花紋，這是因?yàn)楹附蛹c水平面呈一定角度擺放。

從微觀分析結(jié)果可以看到，鋼側(cè)基體上的腐蝕產(chǎn)物以點(diǎn)狀和局部破碎的形式呈現(xiàn)。點(diǎn)狀腐蝕產(chǎn)物是鋼發(fā)生點(diǎn)蝕而形成的；隨著腐蝕時(shí)間的延長(zhǎng)，腐蝕產(chǎn)物從最初的點(diǎn)狀逐漸擴(kuò)大；隨后，腐蝕產(chǎn)物發(fā)生堆積層疊，并在內(nèi)應(yīng)力的作用下產(chǎn)生裂紋。圖10特征點(diǎn)的元素分析結(jié)果見(jiàn)表4，結(jié)果顯示Al、Fe、O為腐蝕產(chǎn)物中的主要成分。

表3 點(diǎn)A、B、C、D的元素含量

圖9 鋼側(cè)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(jī)理

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

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

表4 點(diǎn)E、F、G、H的元素含量

(a)焊接接頭剖視圖 (b)腐蝕過(guò)程1

(c)腐蝕過(guò)程2 (d)腐蝕過(guò)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(jié)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(shí)間的延長(zhǎng)，Cl-的穿透作用加快，兩側(cè)尖端作為焊接接頭上結(jié)合較弱的區(qū)域，被腐蝕液侵入，進(jìn)而致使整個(gè)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(shí)間達(dá)到48 h時(shí)，焊接接頭強(qiáng)度已下降為原來(lái)的20%。

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