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电磁脉冲焊接(electromagnetic pulse welding，EMPW)是一种利用脉冲电流产生瞬时强磁场使复板高速撞击基板完成焊接的新型压焊方法，具有焊接时间短、无需助焊剂及无热影响区等优点，特别适合异种金属焊接. Lu等人[1]利用电磁脉冲焊接方法获得了铝钢焊接接头，结果表明，铝钢接头实现冶金结合. 这为实现汽车轻量化、降低能源消耗、缓解环境污染及提升汽车性能有着重要的发展意义[2].孟正华等人[3]采用电磁脉冲焊接技术实现了铝钢传动轴焊接，结果表明，铝钢界面为冶金连接，但是，由于铝与钢存在较大的物理和化学性能差异，在铝钢传动轴服役环境受酸性液体侵蚀时，焊接界面存在原电池的电偶腐蚀，降低了接头性能，直接影响车辆驱动性能.根据电磁脉冲焊接过程特殊性，铝板瞬时高速冲击钢板的动能被消耗并通过塑性变形导致界面温度升高，甚至局部熔化等，从而影响极薄界面材料连接性能.结合前期研究[4]，电磁脉冲焊接时产生高速金属粒子具有冲击金属表面并去除氧化物的作用，这与传统焊接方法获得的接头连接过程存在较大不同，熔钎焊时，钎料会降低接头耐腐蚀性[5]，摩擦焊的材料连接界面存在热、机械耦合作用不均匀的问题，导致耐腐蚀性较差[6]，采用爆炸焊接时，界面存在较多的金属熔化[7].陈俊明等人[8]对铝钢金属间化合物在氯化钠介质中的腐蚀和电化学性质进行研究，结果表明，金属和金属间化合物均不容易钝化. 赵嘉莹等人[9]对铝/铝/钢3层复合结构进行盐雾介质腐蚀行为研究，结果发现，最先失效的位置是在钎焊层.因此，铝钢焊接接头的腐蚀行为因焊接方法的不同，腐蚀机理存在较大的差异，研究铝钢电磁脉冲焊接接头腐蚀过程及机理显得尤为重要.
鉴于目前研究主要集中在焊接工艺对铝钢电磁脉冲焊接接头腐蚀性能的影响，如，Wang等人[10]研究对比铝/非镀锌钢、铝/镀锌钢的磁脉冲焊接(magnetic pulse welding, MPW)接头腐蚀性，结果表明，腐蚀电流密度分别为1.4602 × 10−5和8.9458 × 10−6 A/ cm2，锌镀层的添加降低了焊接接头的电化学腐蚀速率.许冰等人[11]对5052铝合金/HC420LA高强钢电磁脉冲焊接接头进行了盐雾腐蚀试验，结果表明，腐蚀周期2天后，焊接接头抗剪强度仅为原始的20%，再随着腐蚀周期增长，接头性能快速失效.
目前，铝钢焊接极薄界面腐蚀产物、金属粒子冲击金属表面对腐蚀过程的研究还较少.因此，文中对6061铝合金/304不锈钢电磁脉冲焊接接头进行中性盐雾腐蚀试验，并进行剪切试验、扫描电子显微镜(scanning electron microscope, SEM)及能谱仪(energy dispersive spectrometer, EDS)测试，结合光滑粒子流体动力学(smoothed particle hydrodynamics, SPH)粒子运动轨迹模拟，分析铝钢电磁脉冲焊接极薄界面腐蚀形貌、腐蚀产物及腐蚀过程等特征. 该研究结果为铝钢电磁脉冲焊接接头极薄界面腐蚀机理提供理论支持.
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试验用6061铝合金板为复板，304不锈钢板为基板，其化学成分如表1所示，焊接用平板几何尺寸为120 mm × 50 mm × 1 mm. 焊前，对6061铝板进行软化处理，在520 ℃下保温2 h后水冷.图1为铝钢电磁脉冲焊接原理.将洁净的铝板和不锈钢置于电磁脉冲焊接夹具平台，如图1a所示，先将铝板待焊处置于线圈中梁上方，再将不锈钢板放于铝板上方，并预留一定的间隙，借助垫片调整搭接间隙.焊接时，线圈周围产生瞬间强磁场，复板产生感应涡流，其方向与线圈中的电流方向相反，产生斥力，复板在斥力作用下高速撞击基板，实现焊接[12]. 因此，铝板/钢板电磁脉冲焊接采用搭接形式，通过铝板撞击钢板瞬间在两金属表面产生的粒子流，如图1b所示，去除金属表面氧化物，露出清洁金属表面为实现材料冶金结合创造条件，实现焊接，获得椭圆型焊缝，如图2所示，图中厚度尺寸放大7倍进行表示.
表 1 6061铝合金和304不锈钢化学成分(质量分数，%)
Table 1. Chemical compositions of 6061 aluminum alloy and 304 stainless steel
材料 Cr Mn Mg Ni Si Zn Fe Al 6061 0.04 ~ 0.35 0.15 0.8 ~ 1.2 — 0.4 ~ 0.8 0.25 0.7 余量 304 0.4 ~ 0.8 ≤ 2.0 — 8.0 ~ 11.0 0.4 ~ 0.8 — 余量 — 
图 1 铝钢电磁脉冲焊接原理
Figure 1. Principle of electromagnetic pulse welding with aluminum to steel. (a) impacting process with aluminum plate to steel plate; (b) particles flow at the collision moment
图 2 焊件尺寸(mm)
Figure 2. Dimensions of weldment
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采用中性盐雾腐蚀试验模拟大气环境研究铝钢电磁脉冲焊接接头腐蚀性能.试验前，使用塑料夹将焊件固定在Q-FOG CCT-1100型盐雾试验箱中载物台的悬空位置，通过调整塑料夹使焊接构件表面与垂直方向呈30°角，如图3所示，采用连续喷雾的方式使盐雾充分沉降在焊接接头上. 试验条件为5%NaCl溶液，酸碱pH值6.5 ~ 7.2，盐雾平均沉降速率1.5 mL/h ± 0.5 mL/h，腐蚀介质温度35 ℃ ± 2 ℃，测试周期1，3，5，7，9，11天.
图 3 盐雾腐蚀介质中焊件和腐蚀试样
Figure 3. Weldments and corroded specimens in medium salt spray
经过盐雾腐蚀的试样在室温环境自然晾干后，根据标准GB/T 16545—2015《金属和合金的腐蚀 腐蚀试样上腐蚀产物的清除》对腐蚀产物清洗溶剂，去除腐蚀产物，不锈钢表面腐蚀产物使用0.7 g六次甲基四胺(乌洛托品)、100 mL盐酸和100 mL去离子水的溶液，在超声清洗机内清洗5 min；铝合金表面腐蚀产物使用14.4 g三氧化铬、36 mL磷酸、去离子水配置的溶液清洗，再用80 ℃超声清洗至腐蚀产物完全去除.腐蚀速率计算公式为
$$ { K}=\frac{{W}_{0}-W}{S t} $$ (1) 式中：K为腐蚀速率，g/(m2·h)；W0为焊接试样腐蚀前的质量，g；W为焊接试样腐蚀后清除掉腐蚀产物后的质量，g；S为焊接试样的表面积，m2；t为腐蚀时间，h.
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利用CMT5605型60T电子万能试验机对铝/钢焊接接头进行剪切试验，由于铝/钢焊接接头为搭接形式，试样参考GB/T 26957—2011《金属材料焊缝破坏性试验 十字接头和搭接接头拉伸试验方法》和AWS-D17-3-2010《航空航天用铝合金搅拌摩擦焊接工艺规范》的要求，使搭接部分位于剪切试样中部，通过在焊件两端夹持部位补偿与母材同种材料同厚度的垫片，削弱单向力在焊缝产生较大扭矩作用，使焊缝受载后简化为纯剪切应力.由于椭圆焊缝存在中心O对称的4个区域，因此，采用带有能谱分析的蔡司ΣIGMA HD型扫描电子显微镜观察焊缝断面任一个区域1的形貌，如图4所示.
图 4 盐雾腐蚀试样焊缝断面SEM观察区域
Figure 4. SEM observation zone of weld section of salt spray corrosion sample
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图5为铝钢焊接接头腐蚀后铝侧断口形貌. 铝、钢焊缝断口表面均产生白色腐蚀产物，其中，当腐蚀周期1天时，焊缝外围存在少量白色腐蚀产物，焊缝形状清晰可见，焊缝内部未焊区也未发现明显的腐蚀产物；当腐蚀周期3天时，平直焊缝上存留白色腐蚀产物，椭圆焊缝处腐蚀产物较少；当腐蚀周期5天时，大部分焊缝被腐蚀，亮白色腐蚀产物增多；当腐蚀周期7天时，亮白色腐蚀产物几乎覆盖整条焊缝表面，导致焊缝完全失效.
图 5 不同腐蚀周期下焊缝断口形貌
Figure 5. Fracture morphology of weld under different corrosion periods. (a) aluminum plate; (b) steel plate
图6为焊件盐雾腐蚀性能变化情况. 图6a为铝钢焊接接头盐雾腐蚀后抗剪强度，当腐蚀周期1天时，由原态74 MPa下降为60 MPa；当腐蚀周期3天时，抗剪强度为33 MPa；随着腐蚀周期的延长，抗剪强度快速降低；当腐蚀周期5天时，抗剪强度下降为8 MPa；当腐蚀周期7天时，抗剪强度降为0 MPa，焊接接头腐蚀完全失效.这与许冰等人[11]对5052铝合金/HC420LA钢电磁脉冲焊接接头的抗剪强度变化规律基本一致，但是，其焊接接头抗剪强度仅在腐蚀周期2天后就降为原始20%，而该试验铝钢焊接接头耐腐蚀性更好. 图6b为铝钢焊接接头腐蚀速率和失重量的退化曲线，随着腐蚀周期延长，试件腐蚀的失重量总体呈抛物线上升，说明随着腐蚀周期的延长，试件的腐蚀程度越来越严重，对应的腐蚀速率变化也很明显. 随着腐蚀周期的延长，腐蚀速率呈近似线性下降趋势，而且，在腐蚀初期的失重量及腐蚀速率变化都比较大，这是由于Cl−具有较强的侵蚀穿透能力，焊接接头初期很快被侵蚀，但是随着腐蚀周期的延长，焊缝表面腐蚀产物堆积，阻碍Cl−穿过腐蚀层侵蚀入基体，导致后期腐蚀速率降低、失重量变化趋于平缓.因此，有必要对铝钢电磁脉冲焊接接头腐蚀产物及腐蚀机理进行较为深入的研究.
图 6 焊件盐雾腐蚀性能变化情况
Figure 6. Properties variation of salt spray corrosion of weldment. (a) shear strength; (b) corrosion rate and corrosion weight loss
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在氯化钠介质中，铝相比不锈钢的耐腐蚀性差，因此，观察不同腐蚀周期下铝侧焊缝断口微观形貌，如图7所示. 当腐蚀周期为1天时，断口表面无明显腐蚀现象；当腐蚀周期为3天时，焊缝外侧表面存在较少的腐蚀坑，并向焊缝延伸；当腐蚀周期为5天时，焊缝外侧不同位置的腐蚀坑连结在一起，导致腐蚀面积增大，且逐渐向焊缝方向腐蚀；当腐蚀周期为7天时，焊缝连接区的腐蚀坑存在扩展现象；当腐蚀周期为9天时，焊缝冶金连接区出现了大面积腐蚀坑，整条焊缝几乎完全被腐蚀；当腐蚀周期为11天时，焊缝连接区腐蚀坑向着铝基体深层发展，形成沟壑和坑洞，腐蚀最为严重，焊接接头完全失效.由此可以推断，铝钢电磁脉冲焊接接头盐雾腐蚀过程为：在腐蚀初期，焊缝外侧首先产生腐蚀坑，随着腐蚀周期增长，腐蚀坑逐渐增多，并连在一起，形成氧化膜下腐蚀液流动腐蚀特征，逐渐向焊缝连接区扩展，氧化膜或焊缝被抬起而破碎；当焊缝完全被腐蚀后，向着铝基体深层逐渐延伸腐蚀.
图 7 不同腐蚀周期下铝侧焊缝腐蚀形貌
Figure 7. Corrosion morphology of aluminum weld under different corrosion periods
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试验铝钢电磁脉冲焊接接头中性盐雾腐蚀周期7天后，基本失效，因此，观察腐蚀周期7天后铝板焊缝上的腐蚀产物及元素分布特征，如图8和图9所示. 焊缝腐蚀后呈现碎片状、堆积状态，露出内层金属A点原子分数为95.24%Al和4.76%Fe，碎片状焊缝B点原子分数为75.18%Al和24.82%Fe，结合Fe-Al二元相图，推断为FeAl3相. Mihalkovic等人[13]指出，铝钢金属间化合物形成时Fe元素的含量范围，当23% ~ 26%Fe时，为FeAl3相；当27% ~ 30%Fe时，为Fe2Al5相；当33% ~ 34%Fe时，为FeAl2相；当45% ~ 77%Fe时，为FeAl相，由此推断铝钢电磁脉冲焊缝上的金属间相主要为FeAl3.石玗等人[14]发现界面不同金属间化合物(intermetallic compounds, IMCs)种类及分布对接头性能影响较大，Li 等人[15]借助第一性原理计算证明了不同的Fe/Al金属间相的物理性能存在较大的不同. 闫飞等人[16]从金属间相的热力学形成条件说明了铝钢界面可能存在FeAl，FeAl2，且富铝相IMCs具有较大的脆性，造成接头失效.因此，基于第一性原理计算了Fe/Al金属间相的电子功函数以表征其腐蚀性由弱至强为FeAl2，FeAl3，Fe2Al5，FeAl，且从焊缝外侧到焊缝中部，金属间相从FeAl逐渐转变为FeAl2，再到Fe2Al5，最后至FeAl3.因此可推断，铝钢电磁脉冲焊接接头的腐蚀方向先由焊缝外侧向内侧延伸，再沿着焊缝横向存在FeAl3相的大面积被破碎，同时，裸露的铝造成接头耐腐蚀性变差，所以，随着腐蚀周期增长，裸露的铝增多，导致接头快速失效，如图7腐蚀周期11天后，焊缝上产生较多且深的沟壑和坑洞.
图 8 焊缝的腐蚀方向
Figure 8. Corrosion direction of the weld
观察铝板焊缝在结束位置的腐蚀产物及元素分布特征，如图10所示，在焊缝边缘处附着大量块状的腐蚀产物，主要由Al，Na及O元素组成，结合点扫描结果(即14.9%Al，15.32%Na，45.21%O)，推断腐蚀产物主要为NaAlO2. 由此说明，在焊缝外侧金属与NaCl溶液发生化学反应，生成大量块状的盐类腐蚀产物.
图 10 焊缝腐蚀产物及元素分布
Figure 10. Corrosion products and element distribution of weld
由Qi等人[17]研究可知，当复板高速撞击基板时，碰撞位置的金属因瞬间冲击力产生较大塑性变形，表面金属产生大量粒子流. 毕志雄等人[18]研究发现钢侧晶粒呈流线状，金属被击碎为颗粒状，并以粒子流的形态运动.根据铝板撞击钢板的粒子流速度限[4]，采用SPH数值模拟方法，铝板以运动速度236 m/s撞击钢板时产生的金属粒子，如图11所示. 1号铝板和2号钢板表面金属受冲击后，表面金属粒子瞬间被加速约1 500 m/s左右脱离金属板，并沿着焊接方向向前运动，直至焊接结束，落于焊缝外侧的金属表面.由此可以说明，在焊缝结束的位置，铝板表面金属被粒子流冲击为凹坑，纯铝在盐雾环境中容易发生电偶腐蚀形成偏铝酸钠.
图 11 碰撞瞬时金属表面的粒子特征
Figure 11. Particles characteristics at the instantaneous impact metal surface. (a) particles of surface metal; (b) moving velocity of particles
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图12为焊缝结束位置金属粒子分布特征. 结合铝钢电磁脉冲焊接接头的铝侧焊缝外侧形貌特征，如图12a所示，在距离焊缝结束位置1.3 mm的铝合金表面，由于金属粒子流的冲击作用，破坏了表面氧化膜而露出亮白色铝金属，表面产生大量凹坑.图12b为不锈钢侧焊缝结束位置的表面形貌. 在距焊缝结束位置500 μm处，高速软态铝粒子高速撞击钢板，并以片状形态滞留表面.由此可以说明，铝板冲击钢板过程存在金属粒子流，对金属表面具有去除氧化物的能力，且沿着焊接方向运动，在焊接结束位置的前方落于金属表面，铝板表面呈现凹坑，钢板表面为嵌入片状铝金属.
图 12 焊缝结束位置金属粒子分布特征
Figure 12. Distribution characteristics of metal particles at the end of weld. (a) weld at aluminum side; (b) weld at steel side
图13为铝钢电磁脉冲焊接接头在盐雾腐蚀环境下的腐蚀机理. 在铝板焊缝结束位置存在大量无氧化膜包覆的撞击坑，造成NaCl溶液在凹坑处堆积，Al通过溶液中的Cl−和Na + 的导电作用形成原电池，发生电偶腐蚀.因此，铝钢焊接接头在金属粒子撞击凹坑处与NaCl最先发生反应，并形成点蚀坑，其中，Al和(OH)−和H2O反应生成白色腐蚀产物Al(OH)3. 钢板焊缝在结束位置的金属表面因为存在不规则的嵌入式薄片铝金属，当受到氯离子对嵌入铝的腐蚀时，便形成的白色腐蚀产物堆积在钢板表面. 随着腐蚀周期的延长，焊缝的腐蚀面积逐渐增大，且腐蚀坑以互相连通的形式扩展，并向焊缝中部的方向侵蚀，如图13b所示.铝侧焊缝表面生成的点蚀坑随着腐蚀周期的延长，腐蚀面积逐渐扩大，腐蚀周期3天后，大量点蚀坑连结在一起，焊缝逐渐被侵蚀为碎块状，腐蚀周期7天后，焊缝大面积被腐蚀，主要为白色Al(OH)3，焊缝外侧为粒状偏铝酸钠.因此，铝钢焊接接头腐蚀过程的主要化学反应为
图 13 铝钢电磁脉冲焊接接头腐蚀机理
Figure 13. Corrosion mechanism of welded joint by electromagnetic pulse with aluminum to steel. (a) initial corrosion position of welded joint; (b) corrosion failure process of the weld
$$ \mathrm{Al}-3 \mathrm{e}^{-} \longrightarrow \mathrm{Al}^{3+}$$ (2) $$ \mathrm{O}_2+4 \mathrm{e}^{-}+2 \mathrm{H}_2 \mathrm{O}=4 \mathrm{OH}^{-}$$ (3) $$ \mathrm{Al}^{3+}+3 \mathrm{OH}^{-}=\mathrm{Al}(\mathrm{OH})_3$$ (4) $$ \mathrm{Al}_2 \mathrm{O}_3+2 \mathrm{OH}^-=2 (\mathrm{AlO}_2)^{-}+\mathrm{H}_2 \mathrm{O}$$ (5) $$ \mathrm{Na}^{+}+\mathrm{AlO}_2^{-}=\mathrm{NaAlO}_2$$ (6) -
(1)由NaCl盐雾腐蚀试验可知，铝钢电磁脉冲焊接接头腐蚀周期3天时，抗剪强度由原态74 MPa降为33 MPa；当腐蚀周期7天时，焊接接头完全失效. 腐蚀初期，焊接接头的腐蚀速率呈近似线性下降，失重量呈抛物线上升；腐蚀后期，腐蚀速率降低，失重量趋于平缓.
(2)由剪切断口SEM观察可知，在直缝连接区域外侧的金属粒子滞留位置最先被腐蚀，并在金属表层下向焊缝连接区扩展，焊缝被完全腐蚀后，向着铝基体深层延伸腐蚀，形成多而深的沟壑或凹坑.
(3)由剪切断口EDS测试可知，氧化膜脱落形成NaAlO2，焊缝FeAl3破碎生成Al(OH)3，腐蚀产物从直缝区外围向焊缝中部及椭圆焊缝处增加.因此，可借助优化焊接参数控制粒子流滞落金属表面的状态可提高铝钢电磁脉冲焊接接头耐腐蚀性.
Corrosion behavior of joints by electromagnetic pulse welding with aluminum to steel in neutral salt spray
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摘要: 为了获得铝钢电磁脉冲焊接接头中性盐雾介质的腐蚀过程及机理，对5%NaCl腐蚀后的焊接接头进行拉剪试验，并采用带能谱的扫描电子显微镜进行断口微观形貌分析. 结果表明，铝钢电磁脉冲焊接接头中性盐雾腐蚀3天后的抗剪强度由原态74 MPa降为33 MPa，为原态的44.6%，腐蚀周期7天时，焊缝完全失效；在焊缝外围，粒子流击碎铝板表面氧化物生成粒状腐蚀物NaAlO2，焊缝上FeAl3破碎，露出铝被快速腐蚀为Al(OH)3；在铝板表面撞击产生凹坑和嵌入钢板表面片状铝的位置最先被腐蚀，NaCl液体堆积并在表层金属下流动腐蚀，且沿着腐蚀坑互连方向扩展，再向焊缝存在FeAl3相的连接区延伸；当氧化膜或焊缝被NaCl介质腐蚀抬起且破碎后，向着铝基体深层腐蚀，形成多而深的沟壑或凹坑，这成为接头快速失效的主要腐蚀机理.Abstract: In order to obtain the corrosion process and mechanism of joints by electromagnetic pulse(EMP) welded with aluminum to steel in neutral salt spray medium of 5%NaCl, shear test was performed and the shear fracture morphologies were analyzed by scanning electron microscopy. The results showed that the shear strength of the welded joint decreased from 74 MPa to 33 MPa after 3 days in the neutral salt spray corrosion, which was 44.6% of the original shear strength, and the weld failed completely after 7 days in corrosion. At the periphery of the weld, particle flow impacted the oxides at the surface of the aluminum plate to form granular corrosion NaAlO2, and FeAl3 at the weld was broken, exposing the aluminum to be rapidly corroded into Al(OH)3. Where the impact pits at the surface of the aluminum plate and the embedded aluminum metal at the surface of the steel plate was the place first to be corroded, NaCl liquids accumulated and flowed under the metal surface for corrosion, and expanded along the direction of corrosion pits interconnection, and then extended to the joint zone where FeAl3 phase existed in the weld. When the oxide or the weld was corroded by NaCl liquids and lifted and broken, it would be deeply corroded towards the aluminum matrix, and formed many and deep gullies or pits, which became the main corrosion mechanism of rapid joint failure.
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图 1 铝钢电磁脉冲焊接原理
Figure 1. Principle of electromagnetic pulse welding with aluminum to steel. (a) impacting process with aluminum plate to steel plate; (b) particles flow at the collision moment
图 4 盐雾腐蚀试样焊缝断面SEM观察区域
Figure 4. SEM observation zone of weld section of salt spray corrosion sample
图 5 不同腐蚀周期下焊缝断口形貌
Figure 5. Fracture morphology of weld under different corrosion periods. (a) aluminum plate; (b) steel plate
图 6 焊件盐雾腐蚀性能变化情况
Figure 6. Properties variation of salt spray corrosion of weldment. (a) shear strength; (b) corrosion rate and corrosion weight loss
图 7 不同腐蚀周期下铝侧焊缝腐蚀形貌
Figure 7. Corrosion morphology of aluminum weld under different corrosion periods
图 11 碰撞瞬时金属表面的粒子特征
Figure 11. Particles characteristics at the instantaneous impact metal surface. (a) particles of surface metal; (b) moving velocity of particles
图 12 焊缝结束位置金属粒子分布特征
Figure 12. Distribution characteristics of metal particles at the end of weld. (a) weld at aluminum side; (b) weld at steel side
图 13 铝钢电磁脉冲焊接接头腐蚀机理
Figure 13. Corrosion mechanism of welded joint by electromagnetic pulse with aluminum to steel. (a) initial corrosion position of welded joint; (b) corrosion failure process of the weld
表 1 6061铝合金和304不锈钢化学成分(质量分数，%)
Table 1. Chemical compositions of 6061 aluminum alloy and 304 stainless steel
材料 Cr Mn Mg Ni Si Zn Fe Al 6061 0.04 ~ 0.35 0.15 0.8 ~ 1.2 — 0.4 ~ 0.8 0.25 0.7 余量 304 0.4 ~ 0.8 ≤ 2.0 — 8.0 ~ 11.0 0.4 ~ 0.8 — 余量 — 
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