随着能源短缺和环境污染问题的日益严重，制造业的生产模式逐步向低碳、环保、节能的方向转变。先进制造领域对轻质高强材料的需求日益增加，装备轻量化已成为现代结构设计中需要重点考虑的因素之一[1-3]。例如，飞机机体减重与飞机的有效商载增加有直接关系，机体减重越多，商载能力增加越多[4]。在汽车领域，由于新能源车的畅销，主流制造厂商开始关注新能源车的动力与续航能力，在全球押注新能源汽车的背景下，新能源汽车逐步取代燃油车成为了未来的主流趋势；相较于动力，续航能力的提升更为重要，因此如何增加续航能力成为了研究重点。车身减重无疑是最好的减重方式，每减重10%，碳排放将减少13%[5-6]。因此，大范围使用轻质合金具有很重要的意义。但由于轻质合金强度较低，不能完全取代结构中的受力部分，所以目前大量使用复合构件，如铝钢复合焊接结构代替纯钢结构[7]。因此，为了促进铝钢复合结构更好地应用到工业领域，实现铝/钢异种材料的焊接接头牢固且稳定具有重要的意义。但由于铝和钢之间的晶体类型、线膨胀系数、熔点和金属活性等差异较大，Al-Fe二元相图显示，采用传统的熔化焊等方法易形成硬而脆的IMC且难以去除，限制了铝/钢焊接接头的应用[8-9]。因此，想要解决铝/钢复合结构的连接问题，就需要一种新型的焊接技术来实现有效的连接。
磁脉冲焊接是一种瞬时固相焊接技术，这种方法可以在极短的时间内完成焊接。磁脉冲焊接技术是一种固态焊接技术，它是利用感应电流所产生的电磁力作为驱动力，使导电强、塑性好的活动金属板与固定的金属件进行高速碰撞，从而得到性能优异的焊接接头[10-12]。由于该方法具备不需要添加焊丝或焊条等任何辅料且绿色环保等优点，在焊接异种金属材料方面具有巨大的潜力[13]。有学者采用磁脉冲焊接的方法实现了铝合金和不锈钢、铝合金和镀锌钢等异种材料的有效连接[14-18]。部分学者从接头力学性能、界面微观组织形貌等方面对不同金属磁脉冲焊接工艺参数进行了研究，研究发现，焊接工艺参数（主要是碰撞速度和碰撞角度）显著决定了焊接强度[19-24]。许多研究也表明，在波浪形界面处往往会形成IMC，对异种金属接头的力学性能产生影响[17]。成形工艺的改变会直接影响接头力学性能，不同材料所对应的成形工艺参数也不同。因此，探究不同成形工艺对接头组织及力学性能的影响十分重要。
基于磁脉冲焊接接头的强度，人们对不同工艺参数进行了大量的研究[22,23]。AA1060铝合金因其良好的导电性、导磁性和塑性而更适合磁脉冲焊接，DP690T钢具有延展性好和初始硬化速率快等特点，在汽车车身中得到广泛应用。因此，本文以AA1060铝合金和DP690T钢为研究对象，以汽车车身常用材料为依托，采用不同放电能量和初始间隙作为变量，研究不同工艺参数对焊接接头力学性能和界面微观组织形貌的影响规律；随后，将工艺参数优化后的AA1060/DP690T和AA1060/镀镍DP690T接头进行对比，深入分析焊接接头的力学性能和微观组织形貌，以期为工业生产中制定合理、高效的磁脉冲焊接工艺提供关键数据支持。
1实验
实验采用重庆普尔萨公司生产的Xtra Pulse75/25磁脉冲焊接设备制备焊接接头，焊接原理如图1a所示。被焊材料采用搭接的方式，AA1060和DP690T的试样尺寸均为80 mm×40 mm，厚度均为1 mm，垫片的厚度根据初始间隙调整，具体的放置位置及尺寸如图1b所示。以AA1060为飞板、DP690T为基板，其化学成分如表1所示。在放电能量为21、24、27、30、33 kJ和初始间隙为1、1.5、2 mm条件下进行磁脉冲焊接。随后，利用最优工艺参数对AA1060/镀镍DP690T进行焊接，获得AA1060/镀镍DP690T焊接接头，实验中所使用的镀镍DP690T为工业成品钢，镍层厚度为3 µm左右。
图1磁脉冲焊接设备与焊件尺寸示意图
Fig.1 Magnetic pulse welding device and schematic diagram of specimen size: a) dimensional schematic of weldment; b) principle of magnetic pulse welding
对每种放电能量和初始间隙组合进行3个重复平行实验。由于接头采用的是搭接的方式，因而使用剪切的测试方法对焊接接头进行力学测试，测试过程如图2所示。
为了观察焊接界面的微观组织，首先将样品沿着垂直于焊缝的方向利用电火花线割机进行切割取样。利用80#—1500#砂纸逐级打磨试样，然后进行抛光，最后在型号为MR5000型金相显微镜下进行观察。通过配备有能谱系统（EDS）的日立SU1510型扫描电子显微镜（SEM）对焊接界面和剪切断口的微观结构进行观察分析。
图2剪切试验设备
Fig.2 Equipment for shear tests
2结果与分析
2.1AA1060/DP690T磁脉冲焊接接头的成形特征
图3为AA1060/DP690T磁脉冲焊接接头的宏观形貌，其中红色实线区域为焊接区。采用袁树春等[24]提出的方法对不同工艺参数下焊接区域焊缝的长边和短边进行统计，结果如表2所示。焊缝长边的变化范围为34~38 mm，焊缝短边的变化范围为10~13 mm。分析发现，随着放电能量的升高，焊缝的长边与短边均增加，长边变形率为6%~9%，短边变形率为4%~8%，这是因为当初始间隙相同时，能量是造成变形的主要原因，能量越大，飞板的动能越大，变形程度也就越大；在放电能量相同的情况下，随着初始间隙的增大，焊缝的长边与短边先增大后减小，当初始间隙为1.5 mm时，长边与短边数值最大，这是因为在放电能量相同的情况下，随着初始间隙的增加，飞板的加速距离也增加，导致撞击时飞板的动能不同，初始间隙过大，飞板在未撞击之前就已经减速，撞击前动能降低，进而导致变形程度减小。
2.2界面微观组织
2.2.1放电能量对界面微观组织的影响
放电能量低于21 kJ的焊接接头在加工时界面极易发生断裂。放电能量为24~33 kJ的焊接接头界面SEM背散射电子图和能谱如图4所示。如图4a、图4b所示，放电能量24 kJ的焊接接头界面处由于开尔文-亥姆霍兹不稳定性而形成了明显的波形形貌，不连续的3 µm的IMC首先在波形形貌的底部出现然后连接成片，当放电能量为27 kJ时，界面的主要成分
图3AA1060/DP690T磁脉冲焊接接头宏观形貌
Fig.3 Macro morphology of AA1060/DP690T MPW joints
为厚度约10 µm的FeAl3。如图4c所示，当放电能量为30 kJ时，界面的波动性变小，IMC逐渐增多且均匀分布，厚度达到15 µm，界面主要成分为FeAl3。如图4d所示，当放电能量为33 kJ时，IMC分布不均，较厚处厚度达到20 µm，并且有气孔和微裂纹等缺陷的产生。与此同时，随着能量的增大，越靠近DP690T附近扩散越明显，IMC厚度越大。
2.2.2初始间隙对界面微观组织的影响
放电能量30 kJ、初始间隙1~2 mm的焊接接头界面SEM背散射电子和能谱图如图5所示。当初始间隙为1 mm时，界面存在波浪形界面，且未见IMC的产生，EDS分析结果表明，在焊接界面区域观察到明显的元素分布梯度，证实了元素扩散的发生，如图5a所示；当初始间隙为1.5 mm时，界面IMC逐渐增多且均匀分布，厚度达到15 µm，界面的波动性变小，界面主要成分为FeAl3，靠近DP690T附近存在元素扩散，如图5b所示，而界面产生的IMC可能是焊接接头力学性能较好的原因。当初始间隙为2 mm时，界面平坦，无波形界面的产生，EDS分析结果表明，焊接界面处存在明显的元素扩散现象，如图5c所示。
图4不同放电能量焊接接头界面微观组织和元素分布
Fig.4 Microstructure and elemental distribution of joints with different discharge energies
图5不同初始间隙的焊接接头界面微观组织和元素分布
Fig.5 Microstructure and elemental distribution of joints with different initial gaps
2.3AA1060/DP690T磁脉冲焊接接头的力学性能
2.3.1剪切性能测试
图6a、图6b为初始间隙1.5 mm，放电能量21、24、27、30、33 kJ时AA1060/DP690T磁脉冲焊接接头的加载力-位移曲线和最大加载力变化图。随着放电能量的增加，焊接接头的最大承载能力先增大后减小。当放电能量为30 kJ时，焊接接头的最大承载能力达到最大，其最大加载力为4.72 kN。当放电能量较小时，焊接接头的最大承载能力随着放电能量的增大而增大，这是由于放电能量增大，虽然不同能量下飞板的初速度相同均为0 m/s，但飞板的初始加速度随着能量的增大而增大，当加速距离相同时，最终飞板与基板的碰撞速度增大，使飞板与基板之间形成良好的焊缝。无论放电能量的大小，焊接接头均在焊接界面处失效。但当能量过大时，焊接接头的最大承载能力反而有所下降。
图6c、图6d为放电能量30 kJ，初始间隙1、1.5、2 mm时焊接接头的加载力-位移曲线和最大加载力变化图。可以看出，随着初始间隙的增加，焊接接头的最大承载能力先增大后减小。在初始间隙为1.5 mm时，焊接接头的最大承载能力达到最大值。在整个过程中，随着间隙之间的压强逐渐增大，飞板首先做加速度逐渐增大的加速运动，方向由飞板指向基板，其次飞板开始做加速度逐渐减小的加速运动，方向依旧是由飞板指向基板；再次飞板开始做加速度逐渐增大的减速运动，这时的加速度方向是由基板指向飞板，最后发生碰撞。通过对成形工艺参数进行研究，以期通过调节工艺参数来保证飞板与基板撞击之前的速度最大。
为了计算焊接接头的剪切强度，对实际焊接面积进行统计。图7a、图7b为不同放电能量和初始间隙下磁脉冲焊接接头的断口形貌。当初始间隙为1.5 mm时，随着能量增大，有效焊接面积由31.43 mm2增大到57.21 mm2，增长了82%，随后降到52.42 mm2，如图7c所示。当放电能量为30 kJ时，随着初始间隙的增大，有效焊接面积先增大后减小。如图7d所示。可以看出，焊接接头的有效焊缝为椭圆形，趋肤效应导致焊接接头的中心区域没有发生有效连接，这是由于中心区域的碰撞角较小，阻碍了射流的完成，导致难以形成良好的焊缝，最终形成椭圆形的焊缝。随着放电能量继续增大，飞板的塑性变形严重，飞板与基板的碰撞速度也越大，有效焊接面积也越大。而初始间隙过大，导致飞板在未撞击基板之前就已经减速，有效焊接面积减小。
不同工艺参数下焊接接头的最大承载能力如表3所示。当板间距一定时，最大承载能力随着能量的增大而增大。当初始间隙为1.5 mm时，随着放电能量的增大，最大承载能力出现了下降的趋势。当放电能量一定时，随着初始间隙的增大，最大承载能力先增强后减弱；较优的工艺参数如下：放电能量为30 kJ，初始间隙为1.5 mm，其加载力为4.72 kN。通过对焊接接头实际有效焊接面积进行统计，得到实际有效焊接面积为57.21 mm2。通过计算可得剪切强度为82.5 MPa，其剪切强度为AA1060铝合金母材的82.5%。
图6不同工艺参数焊接接头力-位移曲线和最大承载能力
Fig.6 Force-displacement curves and max load of MPW joints at different process parameters: a) force-displacement curves under different energy inputs for initial gap of 1.5 mm; b) maximum loading force as a function of input energy for 1.5 mm initial gap; c) force-displacement responses under different initial gaps at discharge energy of 30 kJ; d) maximum loading force as a function of initial gap at discharge energy of 30 kJ
图7不同工艺参数焊接接头断口和面积
Fig.7 Fracture morphology and size of welded joints with different process parameters: a) fracture morphology obtained at different discharge energies for initial gap of 1.5 mm; b) fracture morphology obtained at different initial gaps under a constant discharge energy of 30 kJ); c) effective bonding area versus discharge energy for an initial gap of 1.5 mm; d) effective bonding area versus initial gap at discharge energy of 30 kJ
2.3.2微观结构和硬度
由前面的研究可知，界面过渡区微观结构直接影响了接头的强度与韧性，是调控其力学性能的主要机制。为揭示其连接机制，对最优工艺参数（放电能量30 kJ、初始间隙1.5 mm）下的AA1060/DP690T接头界面进行多尺度表征。
如图8a所示，界面处形成了连续分布的IMC层，其特征表现为平均波长13 µm、波幅9 µm的波状形貌，且层内存在微裂纹。Zhang等[19]也发现了同样的界面形貌。IMC层产生可能有2个原因[25-26]，一个是磁脉冲冲击诱发碰撞点发生剧烈塑性变形，导致局部温升（可达瞬时熔点60%~80%），为Al/Fe原子互扩散提供热力学条件的动态塑性变形效应；另一个是高压（>1 GPa）与浓度梯度共同驱动Al/Fe原子跨越界面迁移，形成化合物型IMC的扩散-反应耦合机制。Hahn等[27]也发现了微裂纹的存在；而熔融区快速冷却过程中的体积收缩应力超过IMC层断裂强度，从而引发裂纹形核（图8a箭头处），这可能是微裂纹的成因。
通过纳米压痕测试（图8c位置1~5）及对应载荷-位移曲线（图8d）量化界面力学梯度，铝母材压深（1 000 nm）>IMC层压深（570 nm）>钢母材压深（420 nm），界面呈现典型异质材料硬度过渡特征；EBSD分析结果（图8b）表明，IMC层平均晶粒尺寸（约0.8 µm）显著小于铝（约15 µm）和钢（约5 µm），其高密度晶界可有效阻碍位错运动（Hall-Petch效应）[28]，钢母材则因固溶Cr等碳化物形成元素，表现出本征高硬度。IMC层的中间硬度特性（介于两母材之间）实现了力学性能梯度过渡，从而缓解了铝/钢热膨胀系数差异引发的残余应力；界面通过细晶结构抑制裂纹扩展，提升了界面结合强度（剪切强度82.5 MPa）。
图8能量30 kJ间隙1.5 mm焊接界面形貌及硬度分布
Fig.8 Interface microstructure and hardness of MPW joints at energy of 30 kJ and distance of 1.5 mm
2.3.3AA1060/DP690T焊接接头断口分析
经过力学性能测试后，焊接接头均发生界面失效。当放电能量低于30 kJ时，接头界面发生韧性断裂；当放电能量为33 kJ时，接头界面发生脆性断裂。为了探究其中的原因，在初始间隙1.5 mm下，对放电能量30 kJ和33 kJ的断口进行分析。
采用SEM分别对断口形貌进行观察，当放电能量为30 kJ时，断口形貌和局部放大图如图9a所示。当放电能量为33 kJ时，断口形貌和局部放大图如图9b所示，图9a的红色区域如图9c所示，图9b的红
色区域如图9d所示；可见AA1060的剪切断面分布着大小不一的韧窝状结构，对图9c进行EDS点扫，结果表明元素为Al，表明在该特定焊接参数下，界面IMC未发生断裂，而是铝侧发生撕裂，焊接接头具有更好的拉伸强度，焊接接头的失效方式是以韧窝为主的韧性断裂。随着放电能量升高到33 kJ，试样表面形貌由韧窝状结构转变为准解理状结构，表明试样的断裂方式由韧性断裂向脆性断裂转变。图9d显示，断裂面分布有小的破碎颗粒，这是由于IMC的韧性和内应力较差导致界面产生了夹杂物。断口表面IMC错乱层片状的分布显示了典型的准解理断裂特征，这种类型的失效是由局部解理裂纹引起的，由于塑性变形和IMC的脆性和延展性差，出现了一些缺陷，因此解理裂纹萌生并沿剪切方向扩展，这有力地证明了断裂由韧性向脆性转变的原因。同时断口存在较大的裂纹，局部区域主裂纹附近出现了二次裂纹，说明在接头受力后，裂纹不仅沿着剪切方向进行扩展，还会向垂直剪切方向扩展。表现为明显的脆性断裂特征，推测该区域由IMC组成，EDS点扫结果表明，IMC为FeAl，但图4d中线扫结果表明，界面元素剧烈变化，说明IMC不是由单一物相组成。因此，当放电能量增加到一定数值之后，界面IMC内部出现的孔隙、物相和微裂纹会导致结合界面处的应力集中和裂纹萌生，从而导致界面失效模式发生改变。
图9不同放电能量焊接接头微观断口形貌
Fig.9 Fracture morphology of joint at different discharge energy: a) fracture morphology of joint at initial gap of 1.5 mm, discharge energy of 30 kJ; b) fracture morphology of joint at initial gap of 1.5 mm, discharge energy of 33 kJ; c) local fracture morphology of joint at initial gap of 1.5 mm, discharge energy of 30 kJ; d) local fracture morphology of joint at initial gap of 1.5 mm, discharge energy of 30 kJ
在磁脉冲焊接过程中，高速撞击导致在铝和钢之间建立了液/固界面，促进了铝和钢之间的快速反应和扩散，从而形成了IMC。IMC中出现孔隙、裂纹等微观缺陷是一个普遍存在的问题，通过了解缺陷形成过程才能控制缺陷的产生。目前，各种缺陷的形成都归结于快速冷却过程。然而，从热力学角度来看，磁脉冲焊接过程为非平衡状态，IMC形成的演化涉及局部高温高压、复杂的应力波和多物质扩散、强烈的搅拌运动甚至产生化学反应[25]。因此，不同类型的缺陷形成是由独立或协同的管理机制共同决定的，这不能简单归因于一个单一的过程。裂纹的形成可能是流体剧烈运动的结果，金属熔体经历了复杂剧烈的搅拌运动，产生的局部拉应力导致金属熔体破裂，进而形成裂纹。而孔隙的产生可能是由于温度快速升高和随后的快速冷却引起了金属熔体收缩[26]。
2.4 基板镀镍对焊接接头力学性能和组织的影响
图10a为2个焊接试样的典型加载力-位移曲线。失效模式均为界面失效。界面失效意味着失效位置位于焊接区域。在AA1060/镀镍DP690T的试样中，最大平均剪切载荷约为3.59 kN，延伸长度为4.78 mm。AA1060/DP690T接头的最大剪切载荷约为4.65 kN，
延伸长度约为3.02 mm。因此，钢板镀镍后接头力学性能降低了22.7%，而延伸长度增加了57.9%。
图10b和图10c分别为AA1060/镀镍DP690T的微观结构和EDS分析结果。在接头界面的IMC中发现了许多白色颗粒。EDS分析结果表明，这些颗粒主要是为由Al和Ni元素组成的Al-Ni共晶组织，其来源主要有两部分：一部分可能是镀镍层在冲击过程中破碎；另一部分可能是Al/Ni原子通过动态再结晶界面迁移。对界面进行EDS分析，线扫描能谱的起始区域是铝区域，铝元素含量为100%。终点为铁区，铁元素含量为100%。在焊接界面，铝、镍和铁之间存在2种或2种以上元素结合的区域，即元素扩散区。对于AA1060与镀镍DP690T的焊接接头，元素扩散区存在Al、Ni、Fe 3种元素，其宽度约为10 μm（较未镀镍试样减少约35%），该区域元素的含量和变化趋势表明镀镍层有效抑制了Fe-Al互扩散。在铝侧过渡到铁侧的元素扩散区中，铝的原子数分数从100%降至约30%，再降至0%，而镍的原子数分数从0%增加到约50%，铁的原子数分数从0%增加到10%左右，并保持不变，最后增加到100%。
因此，镀镍层通过抑制Fe-Al直接反应，从而大大减少脆性IMC生成，但Ni-Al机械混合物硬度较低，导致强度下降而塑性提升。镀镍层使接头从强度主导型转变为韧性主导型，更适用于抗冲击的工程应用之中。
界面断裂的断口形貌如图11a所示，典型的断裂分为2类，如图11b和图11c所示。图11b表现出脆性断裂的特征，在该区域观察到疏松和粗糙的微观结构，这表明断裂发生在Al-Fe焊缝的过渡区。然而，图11c主要以延性断裂为特征，在该区域观察到凹痕，
图10在放电能量为30 kJ、初始距离为1.5 mm时2种焊接接头力学性能和能谱分析
Fig.10 Mechanical properties and energy spectrum analysis of two welded joints at discharge energy of 30 kJ, initial gap of 1.5 mm
图11界面失效模式
Fig.11 Interfacial failure mode
界面中的凹痕主要是剪切凹痕，因为界面断裂主要由剪切载荷引起。EDS显示，该区域元素主要为Ni。对接头断裂的形貌分析得出如下结论：界面失效过程始于如图11b所示区域，然后镀镍层开始剥离，发生失效。由于环焊缝结构，焊缝接头的载荷分布是不均匀的，图11a中白色区域中的镀镍层比其他区域承受了更大的应力，导致该区域出现裂纹。
3结论
1）通过磁脉冲焊接的方法可以有效连接AA1060铝合金和DP690T钢，当放电能量或初始间隙增大时，接头力学性能呈现先增大后减小的趋势；当放电能量为30 kJ和初始间隙为1.5 mm时，接头抗拉强度最优为82.5 MPa，达到母材AA1060的82.5%。
2）IMC层的中间特性（介于两母材之间）实现了力学性能梯度过渡，从而缓解了铝/钢热膨胀系数差异引发的残余应力，增强了接头的连接性能；随着放电能量的增加，界面波幅变小，IMC厚度由3 µm增大到20 µm，与此同时，界面IMC中逐渐出现气孔、微裂纹等缺陷；界面失效模式由界面韧性断裂转变成界面脆性断裂，界面IMC内部出现的孔隙和微裂纹等缺陷导致结合界面处的应力集中和裂纹萌生是造成失效模式转变的主要原因。
3）当放电能量为30 kJ、初始间隙为1.5 mm时，在AA1060/镀镍DP690T的试样中，最大平均剪切载荷约为3.59 kN，接头延伸长度为4.78 mm。AA1060/ DP690T接头的最大剪切载荷约为4.65 kN，延伸长度约为3.02 mm，DP690T板镀镍后接头力学性能降低了22.7%，而延伸长度增加了57.9%，大大提高了接头的塑性能力。
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