郭芮岐，張 勇，翁福娟，楊 康

（西北工業(yè)大學(xué) 陜西省摩擦焊接工程技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，西安 710072）

0 前 言

雙相鋼和鋁合金的高效可靠連接是輕量化車身制造面臨的關(guān)鍵技術(shù)之一[1-2]，采用汽車工業(yè)廣泛應(yīng)用的傳統(tǒng)電阻點(diǎn)焊工藝直接點(diǎn)焊兩種材料時(shí)，由于二者的熔點(diǎn)、熱膨脹系數(shù)、導(dǎo)熱系數(shù)等熱物理性能差異較大，且Fe 在Al 中的固溶度極低[3]，其接頭界面易生成硬脆的金屬間化合物，使得接頭力學(xué)性能很難滿足使用要求[4]。

添加合適的中間過渡層是調(diào)控界面化學(xué)反應(yīng)，抑制界面金屬間化合物的一種有效途徑，鋁/鋼電阻點(diǎn)焊中間層的加入主要有直接采用薄箔或者制備鋼鋁復(fù)層板等工藝[5]。張?jiān)卢摰萚6]采用 Cu 箔中間層改善了 6008-T66 鋁合金與H220YD-Z100 鍍鋅高強(qiáng)鋼點(diǎn)焊接頭的綜合力學(xué)性能。SUN X 等[7]采用冷軋鋼鋁復(fù)層板作中間層對5182 鋁合金與 SAE1008 低碳鋼進(jìn)行了電阻點(diǎn)焊研究，得到了拉剪強(qiáng)度相對較高的點(diǎn)焊接頭。但受薄箔添加方法和鋼鋁復(fù)層板制備難度的限制，上述兩種工藝在實(shí)際生產(chǎn)中較難應(yīng)用。

冷噴涂作為一種高效的涂層制備技術(shù)[8]，為鋁鋼點(diǎn)焊中間層的加入提供了一種新的思路。目前，只有 WINNICKI M 等[9]研究了冷噴 Al、Ni 涂層作用下AA5754 鋁合金/DC01 點(diǎn)焊接頭的組織及力學(xué)性能，但并未研究涂層的作用機(jī)理。文中基于電阻點(diǎn)焊方法，通過冷噴涂技術(shù)制備Ni 中間層連接6061-T6 鋁合金和DP600 雙相鋼[10-11]，借助掃描電子顯微鏡 （SEM）和能譜儀 （EDS）等來研究冷噴涂層作用下點(diǎn)焊接頭的組織及性能，并分析冷噴涂Ni 層的作用機(jī)理。

1 試驗(yàn)方法

試驗(yàn)選用 6061-T6 鋁合金和 DP600 雙相鋼，試樣尺寸分別為 100 mm×25 mm×1.5 mm、100 mm×25 mm×1.2 mm，化學(xué)成分見表1。

試驗(yàn)前，采用800#砂紙對鋁合金、鋼板表面的氧化物及油污進(jìn)行打磨和酒精清洗，密封保存，并在 24 h 內(nèi)進(jìn)行試驗(yàn)。選用直徑大約為25～40 μm的球形高純度鎳粉，采用自制低壓冷噴涂設(shè)備，在6061-T6 鋁合金母材待焊表面制備厚度約為 10～20 μm的Ni層。由于鋁合金導(dǎo)電、導(dǎo)熱性好，試驗(yàn)過程中在鋁合金側(cè)添加1 mm 厚的低碳鋼板作為輔助工藝墊片，以降低散熱，增加鋁合金側(cè)的析熱量。焊接材料按照圖1所示順序裝配。利用NA-200-4 型單相交流點(diǎn)焊機(jī)進(jìn)行焊接，焊接參數(shù)為焊接電流7.5 kA，焊接時(shí)間 400 ms，電極壓力4.35kN。試驗(yàn)采用PMG3 型金相顯微鏡觀察點(diǎn)焊接頭宏觀形貌及微觀組織特征。采用ZEISS SUPRA 掃描電子顯微鏡和能譜儀分析點(diǎn)焊接頭界面形貌、元素分布及各物相的成分配比。采用SHIMADZU AG-X 型立式萬能材料試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉剪試驗(yàn)，加載速度為1 mm/min，取相同點(diǎn)焊參數(shù)條件下3 個(gè)試樣拉剪力的平均值評定6061-T6 鋁合金和DP600 鋼接頭的力學(xué)性能。

表1 6061-T6 鋁合金和DP600 雙相鋼的化學(xué)成分

圖1 添加冷噴Ni 中間層鋁合金/雙相鋼點(diǎn)焊接頭裝配形式圖

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 點(diǎn)焊接頭的宏觀形貌及微觀組織

在輔助工藝墊片作用下，添加冷噴Ni 中間層的6061-T6 鋁合金/DP600 鋼點(diǎn)焊接頭的宏觀形貌如圖2所示?？梢钥闯?，接頭為雙熔核形貌，鋁合金側(cè)熔核呈鼓狀，雙相鋼側(cè)熔核呈橢圓形，鋁合金側(cè)熔核直徑大于雙相鋼側(cè)熔核直徑，兩熔核界面明顯，且界面中間位置鋁合金側(cè)有縮孔缺陷存在。

圖2 添加冷噴Ni 中間層的點(diǎn)焊接頭宏觀形貌

分析認(rèn)為，鋁合金側(cè)熔核直徑大于雙相鋼側(cè)熔核直徑，與鋼、鋁的導(dǎo)電、導(dǎo)熱性及添加輔助工藝墊片有關(guān)。盡管鋼板的電阻率大于鋁合金，焦耳熱大部分為鋼中產(chǎn)生，但由于鋁合金導(dǎo)熱性好，鋼中產(chǎn)熱的一部分將通過界面接觸傳導(dǎo)至鋁合金，一方面減少了鋼側(cè)的熱量積累，另一方面這部分熱量還與鋁合金側(cè)熱量積累在一起，在低導(dǎo)熱率輔助工藝墊片的共同作用下，使鋁合金側(cè)積累熱量多于鋼側(cè)，從而導(dǎo)致鋁合金、鋼兩側(cè)熔核直徑的差異。因鋁合金熔點(diǎn)較低 （約660 ℃），所以界面產(chǎn)生的熱量很容易使鋁合金熔化，且鋁合金側(cè)導(dǎo)熱、導(dǎo)電性能好，熱量向四周不斷傳導(dǎo)使得高溫區(qū)域擴(kuò)大。但界面溫度低于鋼板熔點(diǎn)，使界面鋼側(cè)保持固態(tài)，形成明顯的熔核界面。在鋁合金和電極的熱傳導(dǎo)及對流散熱等作用下，焊接過程中鋼側(cè)高溫區(qū)域擴(kuò)展受到限制，只有心部區(qū)域部分熔化[12]，最終發(fā)生熔化的兩個(gè)區(qū)域冷卻后形成宏觀形貌不同的雙熔核。界面中間位置鋁合金側(cè)有縮孔缺陷存在，主要是因?yàn)殇X合金側(cè)熔核液態(tài)金屬由外向內(nèi)凝固時(shí)，由于電極壓力不足，使塑性區(qū)變形不能有效補(bǔ)充熔核金屬的收縮所致。

圖3是添加冷噴Ni 中間層點(diǎn)焊接頭不同區(qū)域微觀組織的光學(xué)顯微鏡照片。從圖3中可見，鋁合金側(cè)熔核近熔核線區(qū)為樹枝晶，中心為等軸晶；雙相鋼側(cè)，從母材經(jīng)熱影響區(qū)到熔核中心區(qū)域，經(jīng)歷了從馬氏體和鐵素體組織、細(xì)小馬氏體、較粗大馬氏體到粗大板條狀馬氏體的演變。

圖3 冷噴Ni 中間層點(diǎn)焊接頭不同區(qū)域微觀組織

分析認(rèn)為，鋁合金側(cè)由于添加的輔助工藝墊片降低了散熱，使得其高溫停留時(shí)間長，液相溫度梯度減小，熔核近熔核線區(qū)形成樹枝晶，且部分樹枝晶長出了二次枝晶臂。隨著固液界面向熔核中心推進(jìn)，在液相中形成很寬的成分過冷區(qū)，此時(shí)不僅在結(jié)晶前沿形成樹枝狀結(jié)晶，也在液相內(nèi)部生核，產(chǎn)生各個(gè)方向不受阻礙、長大速度基本相同的新晶粒，形成等軸晶。雙相鋼側(cè)熱影響區(qū)由于熱量輸入不充足，不足以使鋼熔化，所以組織由固態(tài)奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，最終形成馬氏體和鐵素體?？拷酆说臒嵊绊憛^(qū)，熱循環(huán)峰值溫度顯著高于AC3，快速冷卻形成板條馬氏體，為粗晶區(qū)；靠近母材的熱影響區(qū)，峰值溫度僅略高于 AC3，與粗晶區(qū)相比板條馬氏體長大時(shí)間較短，因此形成細(xì)晶區(qū)。雙相鋼熔核中心區(qū)域受熱熔化，凝固結(jié)晶，由于熔核中心溫度高，且散熱不便導(dǎo)致冷卻速度慢，因此形成較粗晶區(qū)更為粗大的板條狀馬氏體。

2.2 點(diǎn)焊接頭界面金屬間化合物及Ni層的作用機(jī)理

圖4為添加冷噴Ni 中間層的點(diǎn)焊接頭界面微觀形貌。由圖4可以發(fā)現(xiàn)，鋁合金與雙相鋼間存在厚度小于2 μm 的界面中間層。選取界面中間層及其附近特征點(diǎn)進(jìn)行點(diǎn)、線掃描EDS 分析，分析結(jié)果見表2。根據(jù)表2結(jié)果，可得 B 區(qū) Al 與 Fe＋Ni 的原子百分比為 3∶1，由Al 與 Fe＋Ni 原子百分比及 Al-Fe-Ni 三元合金相圖[13]，可推斷界面中間層 B 點(diǎn)為 （Fe，Ni）4Al13金屬間化合物，Ni 原子替換Fe 原子與Al 原子形成了化合物。

圖4 冷噴Ni 中間層的點(diǎn)焊接頭界面微觀形貌

表2 冷噴Ni 中間層點(diǎn)焊接頭界面點(diǎn)掃描EDS 分析結(jié)果

圖5為接頭雙相鋼側(cè)拉伸斷口宏觀及部分區(qū)域微觀形貌，表3為圖5（b）中 E、F 點(diǎn)掃描的EDS 分析結(jié)果。由EDS 點(diǎn)掃描分析結(jié)果可得，E、F 區(qū)域兩處的 Al 與 Fe＋Ni 的原子百分比分別為 3∶1、2.5∶1，根據(jù) Al-Fe-Ni 三元合金相圖，可確定 E、F 兩處分別為（Fe，Ni）4Al13、（Fe，Ni）2Al5金屬間化合物。

圖5 接頭雙相鋼側(cè)拉伸斷口形貌

表3 基于冷噴Ni 涂層接頭雙相鋼側(cè)斷口點(diǎn)掃描EDS 分析結(jié)果

分析認(rèn)為，冷噴涂Ni 層主要抑制了焊接過程中鋁/鋼界面區(qū)Al-Fe 互擴(kuò)散及Al-Fe 金屬間化合物的形成。圖6為冷噴Ni 中間層點(diǎn)焊接頭界面面掃描EDS 分析結(jié)果，可以看出，焊接時(shí)由于界面溫度升高，Ni 原子在鋁合金和雙相鋼兩側(cè)均發(fā)生了自由擴(kuò)散，且在雙相鋼側(cè)的擴(kuò)散優(yōu)于鋁合金側(cè)。冷噴Ni 中間層在調(diào)控界面反應(yīng)中作為一個(gè)阻礙層，限制 Al、Fe 之間的互擴(kuò)散[14]。同時(shí)，Ni 元素能夠降低Al 原子在Fe 中的活度系數(shù)，在一定程度上抑制了Al-Fe 金屬間化合物的形成及生長；另一方面，Ni 原子晶體結(jié)構(gòu)與Fe 原子相近，因此能部分置換 Fe 原子形成（Fe，Ni）4Al13、（Fe，Ni）2Al5金屬間化合物，且Al-Ni 化學(xué)鍵比Al-Fe 鍵具有較高的金屬性，有利于降低Al-Fe 金屬間化合物的硬脆性，提高接頭力學(xué)性能[15]。

圖6 冷噴Ni 中間層點(diǎn)焊接頭界面面掃描EDS 分析結(jié)果

2.3 點(diǎn)焊接頭力學(xué)性能

對添加冷噴Ni 中間層的點(diǎn)焊接頭進(jìn)行拉剪試驗(yàn)發(fā)現(xiàn)，點(diǎn)焊接頭平均拉剪力為5.17 kN，與無中間層直接點(diǎn)焊接頭平均力3.98 kN 相比，相對提高了29.9%。說明在鋁合金待焊表面上冷噴Ni 層作為鋁/鋼點(diǎn)焊的第三種合金元素中間層可以提高接頭的力學(xué)性能，從而提高了鋁/鋼電阻點(diǎn)焊的焊接質(zhì)量。

冷噴Ni 中間層時(shí)焊接電流對點(diǎn)焊接頭拉剪力的影響如圖7所示，在焊接電流選取6.1 kA、6.7 kA、7.5 kA 時(shí)，加入冷噴 Ni 中間層的點(diǎn)焊接頭平均拉剪力分別為2.28 kN、4.28 kN、5.17 kN，與相同焊接電流條件下不加中間層接頭的平均拉剪力 2.09 kN、3.43 kN、3.98 kN 相比均有提高，且在試驗(yàn)參數(shù)范圍內(nèi)隨焊接電流增大，點(diǎn)焊接頭力學(xué)性能的相對提高量也越大，分別為9.1%、24.8%、29.9%。分析認(rèn)為，焊接電流增大使得接頭熔核尺寸增加，接頭的力學(xué)性能提高。同時(shí)，焊接電流越大，點(diǎn)焊接頭界面溫度越高，Ni 原子擴(kuò)散行為越強(qiáng)，對接頭性能的改善作用越明顯。

圖7 焊接電流對點(diǎn)焊接頭拉剪力的影響

3 結(jié) 論

（1）冷噴 Ni 中間層作用下，接頭兩側(cè)形成了界面明顯的雙熔核。鋁合金側(cè)熔核近熔核線區(qū)微觀組織主要為樹枝晶，熔核中心為等軸晶；雙相鋼側(cè)熱影響區(qū)微觀組織主要為馬氏體和鐵素體，熔核中心為較粗大的板條狀馬氏體。

（2）添加冷噴Ni 中間層的鋁合金/雙相鋼點(diǎn)焊接頭較直接點(diǎn)焊接頭，其拉剪力相對提高了29.9%，達(dá) 5.17 kN；焊接電流在 6.1～7.5 kA 范圍內(nèi)變化時(shí)，隨焊接電流增大，冷噴Ni 層的點(diǎn)焊接頭拉剪力相對提高量也越大。

（3）冷噴Ni 層主要抑制焊接過程中鋁合金/雙相鋼界面區(qū)Al-Fe 原子間的互擴(kuò)散，調(diào)控界面反應(yīng)，阻止Al-Fe 金屬間化合物的形成，接頭界面（Fe，Ni）4Al13和（Fe，Ni）2Al5金屬間化合物層厚度小于2 μm，改善了Al-Fe 金屬間化合物的硬脆性。