随着航空、航天、交通运输、国防等工业技术的发展，铝合金代替传统钢铁材料可达到结构轻量化的目的，铝合金/不锈钢焊接构件使用比例逐渐增高。由于铝合金与不锈钢的物理、化学性能存在差异，传统熔焊工艺极易在焊接界面处产生大量脆性金属间化合物^[1]，使接头无法可靠连接，这对铝合金/不锈钢的焊接工艺提出了重大考验。

随着新的焊接技术使用和复合热源^[2]及填充金属的优化，实现了铝合金/不锈钢结构的焊接。石玗等^[3]采用旁路耦合电弧熔钎焊的方法，通过调节旁路电弧电流的大小来控制焊接热输入并保持稳定的熔滴自由过渡，实现了成形良好无缺陷的铝合金不锈钢堆焊接头，界面金属间化合物厚度小于临界厚度10 μm。吕世雄等^[4]通过热浸镀工艺实现了不锈钢/铝合金的高频感应钎焊，通过在0Cr18Ni9不锈钢表面热浸镀一层纯Al后与LF21铝合金进行钎焊，接头的抗拉强度达到167 MPa，比未热浸镀接头强度提高了约64%。电磁脉冲焊接(magnetic pulse welding，MPW)^[5]是一种新型的固相焊接工艺，MPW焊接过程利用工件相互之间的碰撞，无明显温升，在铝/钢异种焊接材料应用中有较明显的技术优势。于海平等^[6]采用低电感线圈MPW装置，实现了3A21铝合金和20#钢管的搭接，接头界面呈小波纹状的冶金结合，结合区域存在宽度不等的基体元素互扩散过渡区，界面两侧发生了剧烈的塑性变形和晶粒细化。搅拌摩擦焊^[7]由于其工艺特点，在异种材料的焊接中有着较大的应用前景^[8]。通过调整工艺参数^[9]调控脆性金属间化合物的产量及分布，从而提高铝/钢异种金属接头的结合强度。除以上方法外，还可以使用电阻点焊^[10]、爆炸焊^[11,12]、扩散焊^[13]和激光焊接^[14]等方法实现铝/不锈钢结构的焊接，但以上方法在生产中仍存在着生产成本高、接头可靠性低和工艺普适性差等多方面的问题。

气化冲击^[15,16,17](vaporizing foil actuator，VFA)技术是在电磁成形技术基础上发展而来的一种新的高速脉冲成形技术。其原理与爆炸成形^[18,19]相似，利用储存在高压电容中的脉冲能量，使低熔点的箔或丝在脉冲高压(3~5 kV)、大电流(50~300 kA)的能量作用下短时间内(小于5 μs)从固态转变为气态，靠近箔或丝的工件在气化产生能量的巨大冲击力作用下，使材料出现塑性变形。VFA技术在金属加工中有着非常广泛的应用前景，在同等的能量输入条件下，工件在气化冲击作用下可以比电磁脉冲成形获得更高的压力，相比于爆炸成形可控性和安全性更好。VFA技术的核心因素是气化箔或丝，为了使更多的能量聚集在一个区域，可以在箔或丝上设计一个狭窄或者渐变的工作区域，从而使这个工作区域出现气化。由于气化冲击成形过程速率快，具有减少回弹、断面毛刺少等优点，该方法可以应用于焊接、冲压、校形、压花等成形工艺^[15]。

气化冲击焊接(vaporizing foil actuator welding，VFAW)是一种气化冲击成形应用前景最广泛的一个分支。铝箔气化后形成的等离子体驱动工件高速撞向另一工件，从而达到焊接的目的，其原理与电磁脉冲焊接和爆炸焊类似，焊接过程不需要外部热量的输入、不需要填充金属和保护气，依赖于工件之间的高速倾斜撞击，碰撞区域局部出现高温使部分区域出现熔化冶金反应或在高温作用下由于原子间的相互扩散而形成可靠的接头。该工艺具有过程简单、效率高、接头无热影响区和易于实现自动化等特点，可广泛应用于Al、Mg、Ti、Cu^{[20,21,22,23,24]}等有色金属与钢铁材料的平板搭接。5A06铝合金和0Cr18Ni10Ti的焊接结构在航空航天、化工行业中有着广泛的应用前景。通过前期工艺研究发现，5A06铝合金和0Cr18Ni10Ti不锈钢复合结构采用VFAW工艺无法实现可靠的焊接。本工作采用引入中间层的方法对VFAW异种金属焊接工艺进行优化，采用3003铝合金作为中间层，研究5A06铝合金和0Cr18Ni10Ti不锈钢的VFAW工艺可行性，分析在一定的碰撞角度下，能量输入对基于中间层的5A06/0Cr18Ni10TiV FAW工艺过程中碰撞速率、接头界面形貌和力学性能的影响，从而达到优化气化冲击焊接工艺适应性的目的。

实验所用铝箔形状示意图如图1a所示，其材料为1100纯Al，厚度为0.076 mm。实验装置示意图如图1b和c所示。铝箔放置在贴有耐高温、高压绝缘层的金属固定座上，铝箔两侧与电容器两端相连，通过放电开关控制电容器的充放电过程。飞板放置在铝箔上侧，铝箔与飞板使用柔性绝缘层隔离，飞板与中间层、中间层与靶板采用玻璃纤维塑料板隔开，飞板在铝箔爆炸产生的高速等离子体气流冲击作用下撞向中间层后继续飞行，最终与靶板碰撞从而完成焊接。

实验所用飞板、靶板和中间层分别为5A06铝合金、0Cr18Ni10Ti不锈钢和3003铝合金。材料尺寸分别为70 mm×140 mm×2 mm (飞板)、70 mm×140 mm×4 mm (靶板)、70 mm×70 mm×1 mm (中间层)，材料化学成分如表1所示。碰撞角度和碰撞速率^[25]是决定VFAW接头质量的关键参数。本工作在前期研究的基础上，研究在固定的碰撞角度下，能量输入对基于中间层的5A06与0Cr18Ni10Ti接头力学性能和界面形貌影响规律，飞板5A06铝合金与中间层3003铝合金间距固定为3 mm，碰撞角度约为7°；中间层3003铝合金与靶板0Cr18Ni10Ti间距固定为1.5 mm，即碰撞角度约3.5°。实验设备为MAGNEFORM-16电磁脉冲成形机，实验中能量输入分别采用5、7和9 kJ，设备电容为426 μF，最大充电能量为16 kJ，短路电流上升时间12 μs。

放电电流、电压和撞击速率信号采集系统示意图如图2所示。VFAW焊接过程中，采用50 kA∶1 V罗氏感应线圈和1000 V∶1 V的高压探头来检测铝箔两端放电过程中电流和电压变化情况。飞板和中间层撞击靶板的速率测量采用光子多普勒测速(photonic Doppler velocimetry，PDV)系统。电压、电流和PDV信号由4通道、2 GHz带宽、采样率为20 GS/s的示波器采集后，利用MATLAB软件分析VFAW过程中铝箔两端的电压、电流和飞板与中间层的飞行速率随时间的变化情况。

采用2种测试方法来衡量接头的力学性能。接头的抗拉和抗剪性能测试示意图如图3所示。抗拉测试试样采用图1c形式制备得到后按图3a进行抗拉测试，得到试样的最大抗拉力。抗剪性能测试时，采用图1c形式，将飞板长端与靶板长端放置于同一侧，制备得到焊接试样后将飞板向上弯曲，同时在靶板上加工直径为8 mm的固定孔，固定于如图3b的夹具进行测试。抗拉和抗剪测试在MTS C45-105电子万能试验机进行，加载速率1 mm/min，每组工艺参数测3个样品，取平均值。界面形貌观测试样选取焊接接头中间区域，沿纵向截面使用线切割工艺将接头截取长度为20 mm、厚度为5 mm后采用砂纸打磨至2000号，然后采用机械抛光至0.5 μm。利用DMi8光学显微镜(OM)分析5A06/3003界面的形貌，利用Ultra55扫描电镜(SEM)分析3003/0Cr18Ni10Ti界面形貌，利用SEM自带能谱仪(EDS)分析3003/0Cr18Ni10Ti界面金属间化合物的元素扩散情况。

图4为在能量输入为7 kJ时，铝箔的放电电流、电压和飞板及中间层的撞击速率随时间变化示意图。可以看出，信号采集系统工作20 μs后铝箔两端开始出现脉冲电流。当脉冲电流作用于铝箔约13 μs后，铝箔在峰值为160 kA的脉冲电流作用下发生气化，电压出现一个跳动，电流随之下降。由飞板的飞行速率曲线可以看出，铝箔在脉冲电流作用5 μs后，飞板受电磁力作用下出现了一个较小的加速，在脉冲电流作用10 μs后在铝箔气化能量的巨大冲击力作用下加速度瞬间增大撞向中间层，速率达到423 m/s时出现一个降低，在铝箔持续气化的能量作用下，飞板与中间层碰撞后以约540 m/s的速率共同撞向靶板。

图5为铝箔气化瞬间电流、气化时间和中间层与靶板最终碰撞速率随能量输入变化。可见，随着能量输入的增大，铝箔气化所需要的时间从17 μs减小到13 μs，最终碰撞速率从423 m/s增长到635 m/s，气化瞬间电流从123 kA增长到180 kA。能量输入增加80%，气化瞬间电流增加了约46%，最终碰撞速率增加50%，与飞板碰撞速率与能量输入的影响规律结果一致。在VFAW工艺过程中，一定厚度的铝箔存在最佳工作能量范围，当输入能量超过该范围后，能量输入的增大并不会提高最终碰撞速率。

VFAW接头抗拉性能测试结果显示，接头失效位置均为中间层与靶板结合处，在能量输入为5、7和9 kJ的情况下，接头的最大抗拉力分别为29.9、34.9和44.0 kN。通过对比焊接区域的直径发现，接头的抗拉强度与中间层3003铝合金的抗拉强度基本接近。由于VFAW工艺的特点，工件需要在一个合理的碰撞速率及碰撞角度的范围内，才能形成可靠的焊接。基于中间层的VFAW工艺过程，中间层和飞板、靶板的焊接时刻不同，中间层与飞板的连接区域和中间层与靶板的连接区域不重叠，导致了基于中间层的VFAW接头呈环形，中间层的厚度及力学性能是决定基于中间层的VFAW接头抗拉性能的核心因素。

图6为基于中间层的VFAW接头抗剪力与行程的示意图。图7为不同能量输入下VFAW接头抗拉测试后断面的外观形貌。由图可知，随着能量的增大，接头最大抗剪力逐渐增大，失效区域的截面直径从19.4 mm增加到29.7 mm。当输入能量为9 kJ时，接头抗剪性能最佳，最大抗剪力约为2.1 kN，行程约3 mm，能量输入为5和7 kJ时，最大抗剪力约1.6 kN，均在行程约4 mm处出现破坏。由抗拉和抗剪测试的结果可以看出，随着能量输入的增大，接头抗拉性能增加较明显，而抗剪性能在能量输入为5和7 kJ时区别不大，能量输入增加到9 kJ时，抗剪性能显著提高，且出现2次抗剪力骤降的过程，造成这种现象的原因是接头的连接区域面积随着能量输入的增大而增大，同时撞击速率的增大使中间层与飞板和靶板的焊接区域出现局部的重叠。

基于中间过渡层的气化冲击焊接界面形貌受材料间的强度、塑性差异的影响。强度、塑性差异较小的3003/5A06铝合金界面主要呈沿中心对称的波状结合，性能差异较大的3003铝合金/0Cr18Ni10Ti不锈钢界面的结合区域主要由不规格的紧密结合区和金属间化合物结合区组成。不同能量输入下3003/5A06界面形貌如图8所示。可见，在3003/5A06界面处，在距离中心区域约5 mm处形成了对称分布的波状结合局域，波峰高度分别为96、116和120 μm，两波间隔分别为332、358和471 μm。随着能量输入的增大，波峰高度和两波间隔也随着增大，波状结合区域距中心的距离也增大。结合接头的最大拉伸力和拉伸断面形貌可以看出，拉伸断面面积增长的幅度明显大于中间层与飞板的波状结合区域。

能量输入为7 kJ时，3003/0Cr18Ni10Ti界面形貌由中心向外分布如图9所示。可以看出，3003/0Cr18Ni10Ti界面结合区域主要由未连接区、金属间化合物焊接区及紧密结合区3部分组成。界面处的金属间化合物连接区域的长度随着能量输入的增大而增大，金属间化合物结合区域在能量输入为7 kJ时，厚度最大，约为50 μm，长度约300 μm。当能量输入增加到9 kJ时，界面厚度减小到30 μm，单侧长约2 mm的连续分布金属间化合物结合区域。中间层与靶板结合区域较中间层与飞板的结合区域长度更长。在VFAW工艺过程中，碰撞角度随着距离中心位置的增大而增大，位于波状结合区域靠近中心侧的碰撞角度小于外侧，该区域的连接效果较外侧更差。随着能量输入的增大，金属间化合物区的厚度先增大后减小，当能量输入达到9 kJ时，3003/0Cr18Ni10Ti界面处金属间化合物结合区域的长度较能量输入为5和7 kJ时明显增大。从抗剪及抗拉性能测试后试样失效区域可以看出，3003/0Cr18Ni10Ti界面的结合区域明显大于3003/5A06界面，且3003/0Cr18Ni10Ti界面的结合区域外侧强度高于中心侧，所有接头失效区域均位于3003/0Cr18Ni10Ti中心区域，这是由于在VFAW工艺过程中，在铝箔气化能量作用驱动下，中间区域的碰撞角度基本为零，使得该区域的连接效果差，飞板5A06首先与中间层3003发生碰撞，然后两者一起撞向靶板，从而造成了中间层与靶板的焊接完成后中间层与飞板才具有一定的相对碰撞速率，从而使3003/0Cr18Ni10Ti的焊接区域明显大于3003/5A06。

图10为图9b和c中3003/0Cr18Ni10Ti界面处进行元素线扫描结果。可以看出，在3003/0Cr18Ni10Ti界面焊接区域，靠近接头中心区域的3003/0Cr18Ni10Ti界面处，2种金属紧密结合在一起，未发生明显的元素扩散现象。

当距离中心一定距离后，中间层与靶板的碰撞距离增大，2者主要以金属间化合物结合为主，强度较中心区域明显增大，结合抗拉、抗剪测试的结果可以看出，基于中间层的5A06/0Cr18Ni10Ti VFAW工艺，中间层与靶板的焊接区域是决定接头强度的核心因素。由接头的力学性能测试结合界面形貌可以看出，中间层与靶板的焊接效果是决定基于中间层5A06/0Cr18Ni10Ti的VFAW接头力学性能的核心因素。当能量输入达到一定值后，可以通过尝试改变铝箔的形状来调控能量密度，改善中间层与飞板和靶板结合区域错位的问题，从而提高接头的力学性能。

(1) 通过加入中间层3003铝合金，可以制备5A06/0Cr18Ni10Ti性能良好的VFAW焊接接头。基于中间层的5A06/0Cr18Ni10TiVFAW工艺过程中，能量输入的增大可以使铝箔气化的时间减短，提高飞板和中间层与靶板的碰撞速率，从而使中间层和飞板与靶板的焊接区域面积增大。

(2) 基于中间层的VFAW接头抗拉性能主要由中间层的性能决定，抗剪性能由中间层与靶板的焊接区域的金属间化合物性能决定。接头的抗拉与抗剪性能良好，失效区域都位于3003/0Cr18Ni10Ti界面处。当能量输入为9 kJ时，接头最大抗拉力为44.0 kN，最大抗剪力为2.1 kN。

(3) 基于中间层的5A06/0Cr18Ni10Ti接头的焊接区域呈圆环状。焊接结合区域的面积随能量输入的增大而增大，5A06/3003界面呈波状结合，该区域距中心的距离随能量的增大而减小，能量输入大小对波状结合区的长度与波峰的高度影响不大。3003/0Cr18Ni10Ti界面处以金属间化合物连接。