0.   引言

鋁合金為輕質(zhì)結(jié)構(gòu)材料，已在車輛工程、高速列車、船舶制造、航空航天等領(lǐng)域得到廣泛應(yīng)用[1-3]。熔化焊是鋁合金多層板的重要連接方法，但由于鋁合金的高導(dǎo)熱性和易氧化特性，熔化焊接頭易出現(xiàn)氣孔、氧化夾雜物、熱裂紋及層間結(jié)合不良等問題，焊接高溫作用還會導(dǎo)致晶粒長大，因此鋁合金熔化焊的難度較高[4]。 

電阻點焊是鋁合金常用的熔化焊接方法，能夠?qū)崿F(xiàn)多層板結(jié)構(gòu)的連接，多應(yīng)用于汽車車身結(jié)構(gòu)上。目前，汽車車身的部分部件采用鋁合金三層板，如前縱梁，但三層板電阻點焊時，由于上、下板材與中間板材的產(chǎn)熱量不同，一旦焊接參數(shù)不合適，就容易產(chǎn)生孔洞、虛焊缺陷[5-6]，同時板材厚度也會對焊核尺寸和熔透率產(chǎn)生重要影響，而焊核尺寸和熔透率又決定了接頭強(qiáng)度。劉慶永等[7]研究發(fā)現(xiàn)，電極壓力和電極帽形狀可以使6016-T4P鋁合金不等厚三層板的焊接電流范圍發(fā)生偏移，有利于抵消鋁合金母材性能變化引起的焊接電流波動，使得焊接質(zhì)量穩(wěn)定。顏福裕等[8]研究發(fā)現(xiàn)，搭接形式對2 mm等厚6061鋁合金三層板電阻點焊接頭的力學(xué)性能影響顯著，在拉剪測試中，焊核旋轉(zhuǎn)程度越大，峰值載荷和吸收能越低，而純剪切狀態(tài)下峰值載荷和吸收能最高。山河[9]基于傳統(tǒng)力學(xué)性能測試與先進(jìn)的數(shù)字圖像相關(guān)技術(shù)，揭示了6061鋁合金不等厚三層板（板厚依次為1.0，1.5，2.0 mm）電阻點焊接頭的斷裂機(jī)理，指出直流電阻點焊接頭中負(fù)極側(cè)產(chǎn)生的二次枝晶間距較大的柱狀晶區(qū)是接頭的薄弱環(huán)節(jié)，裂紋主要在此區(qū)域內(nèi)或在其與二次枝晶間距較小的柱狀晶區(qū)的界面處萌生并擴(kuò)展。山河等[10]還對1.5 mm等厚5052鋁合金三層板電阻點焊搭接接頭在拉剪載荷作用下的力學(xué)行為進(jìn)行了數(shù)值模擬，結(jié)果表明不同接頭設(shè)計形式會導(dǎo)致不同的峰值載荷和斷裂模式，接頭設(shè)計形式與接頭應(yīng)力分布共同影響斷裂模式。顏福裕等[11]研究了不同焊接電流、焊接時間下不等厚5052鋁合金三層板點焊焊核的偏移規(guī)律。 

目前，關(guān)于汽車車身的鋁合金三層板電阻點焊研究多聚焦在接頭形式、電極壓力和板材厚度對點焊接頭性能與斷裂機(jī)理的影響上，且板材普遍較薄；關(guān)于焊接電流對不等厚且較厚的6061鋁合金三層板接頭組織和力學(xué)性能影響的研究較少。作者在不同焊接電流下對6061-T6鋁合金不等厚三層板（上、中、下板厚依次為2，2，4 mm）進(jìn)行電阻點焊，研究了焊接電流對點焊接頭顯微組織及力學(xué)性能的影響，擬為汽車車身用鋁合金多層板電阻點焊連接提供參考。 

1.   試樣制備與試驗方法

試驗材料為軋制生產(chǎn)的商用6061-T6鋁合金板，厚度分別為2，4 mm。6061鋁合金屬于Al-Mg-Si系鋁合金，化學(xué)成分如表1所示，軋制并經(jīng)T6處理后的顯微組織如圖1所示，晶粒呈長條狀，且沿同一方向排列，說明合金板在軋制過程中發(fā)生了塑性變形。 

圖  1  6061-T6鋁合金板的顯微組織

Figure  1.  Microstructure of 6061 aluminum alloy plate

用線切割方法在鋁合金板上截取長度為100 mm、寬度為30 mm的全厚度試樣，長度方向為軋制方向。將試樣在長度方向進(jìn)行搭接裝配，搭接長度均為30 mm，上層板和中層板厚度為2 mm，下層板厚度為4 mm。用砂紙打磨搭接區(qū)域至顯示金屬光澤，再用丙酮去除表面油漬，采用東升300型三相整流電阻點焊機(jī)進(jìn)行焊接試驗，焊接壓力為1.9 kN，預(yù)壓時間為0.010 8 s，焊接時間為0.012 8 s，維持時間為0.016 s，休止時間為0.01 s，焊接電流分別為15，17，19，21 kA。圖2為鋁合金不等厚三層板電阻點焊示意。 

圖  2  6061-T6鋁合金不等厚三層板電阻點焊示意

Figure  2.  Schematic of resistance spot welding of 6061-T6 aluminum alloy non-equal thickness three-layer plates

焊接完成后，采用線切割機(jī)在焊核區(qū)截取金相試樣，用砂紙研磨，拋光至鏡面，用水沖洗表面雜質(zhì)，再用凱勒試劑（95 mL水+2.5 mL HNO3+1.5 mL HCl+1.0 mL HF）腐蝕，采用EPIPHOT 300U型倒置光學(xué)顯微鏡觀察拋光態(tài)形貌和顯微組織，計算熔透率。采用CMT-5015型萬能試驗機(jī)進(jìn)行拉伸試驗（如圖3所示），拉伸速度為5 mm·s−1，為了避免接頭在拉剪過程中產(chǎn)生扭矩，采用同等板厚的材料作為墊板，使試樣上下厚度相同。采用FM-700型維氏硬度計進(jìn)行接頭硬度測試，施加的載荷為1.96 N，保載時間為10 s，測試點位置如圖3所示，從上層板母材位置開始，經(jīng)過焊核區(qū)直至下層板的母材為止進(jìn)行測試，測距為6 mm。上述試驗均測3個平行試樣，取平均值。 

圖  3  拉伸及硬度測點示意

Figure  3.  Schematic of stretching and hardness test points

2.   試驗結(jié)果與討論

2.1   對宏觀形貌的影響

由圖4可以看出，不同焊接電流下接頭均由母材、焊核區(qū)和熱影響區(qū)組成，未發(fā)現(xiàn)氣孔、裂紋、孔洞等宏觀缺陷，為無缺陷接頭。當(dāng)焊接電流為15~19 kA時，焊核呈馬蹄形，與文獻(xiàn)[12]的試驗結(jié)果一致，在該電流范圍隨著焊接電流增大，焊核直徑增大，上層板熔透率增大；當(dāng)焊接電流增加至21 kA時，焊核形狀轉(zhuǎn)變?yōu)檠男危负酥睆叫∮诤附与娏?7，19 kA時，上層板基本熔透，熔透率顯著增加。電阻點焊時的熱輸入為被焊材料的電阻熱，板與板界面處的接觸電阻最大，產(chǎn)熱最多，熔化直徑大于中層板和上、下層板，因此形成馬蹄形焊核，但當(dāng)焊接電流增至21 kA時，上層板基本熔透，熱量沿上層板的長度方向散失，導(dǎo)致焊核呈腰鼓狀，同時焊核直徑減小。 

圖  4  不同焊接電流下接頭截面的宏觀形貌

Figure  4.  Macromorphology of joint section at different welding currents

2.2   對顯微組織的影響

由圖5可以看出，不同焊接電流下接頭焊核區(qū)與母材存在明顯的界面，晶粒垂直界面向焊核區(qū)內(nèi)部生長，形成一定寬度的柱狀晶區(qū)，焊核的中心區(qū)域形成等軸晶。這是因為焊核區(qū)產(chǎn)熱量大并發(fā)生熔化，熱量從熔池區(qū)向未熔化母材方向傳遞并散失，晶粒在熔池與母材界面處形核，沿?zé)崃鞣捶较蜷L大，從而在界面處形成柱狀晶區(qū)；熔池中心則因成分過冷度增大而形成了等軸晶。隨著焊接電流的增大，柱狀晶區(qū)的寬度和晶粒尺寸增大，等軸晶區(qū)的寬度減小；晶粒發(fā)生粗化和焊核區(qū)的成分過冷區(qū)寬度減小是因為隨著焊接電流增大，熱輸入增大。與母材相比，焊核區(qū)的晶粒較為粗大，這是因為焊核區(qū)在點焊過程中經(jīng)歷了熔化凝固過程，并且冷卻速率相對較慢。下層板中柱狀晶區(qū)的寬度較窄，而由于電阻點焊時熱量從上、下電板點焊位置中心向外擴(kuò)散的規(guī)律一致，上下層板焊核區(qū)的晶粒形態(tài)相似。 

圖  5  不同焊接電流下接頭近上下層板側(cè)焊核區(qū)的顯微組織

Figure  5.  Microstructure in weld nugget zone near upper (a–d) and lower plate sides (e–h) of joint at different welding currents

由圖6可以看出，當(dāng)焊接電流較小（15 kA）時，熔池溫度較低，其中心成分過冷度較大，形成了較多細(xì)小的花瓣狀等軸樹枝晶，晶界上分布著少量較小的第二相；隨著焊接電流增大，熔池溫度明顯升高，熔池中心成分過冷度減小，等軸狀樹枝晶顯著長大，晶粒尺寸增大，同時第二相發(fā)生粗化，數(shù)量顯著增多，并沿晶界分布更加明顯。6061鋁合金的合金元素為鎂和硅元素，推測第二相為Mg2Si強(qiáng)化相[13]。 

圖  6  不同焊接電流下接頭焊核中心區(qū)域的顯微組織

Figure  6.  Microstructure in core of weld nugget of joint at different welding currents

由圖7可以看出，不同焊接電流下接頭柱狀晶區(qū)的晶粒均沿溫度降低的方向生長，晶粒尺寸隨著焊接電流的增大而增大。這是因為焊接電流的增加顯著提高了熱輸入，使得熔池溫度升高，熔池冷卻速率減慢，晶粒生長時間延長，柱狀晶從溫度較低的母材向溫度較高的焊核方向長大。 

圖  7  不同焊接電流下接頭焊核近熔合線處的晶粒形貌

Figure  7.  Grain morphology of weld nugget near fusion line of joint at different welding currents

由圖8可以看出：熱影響區(qū)內(nèi)的晶粒相較于母材發(fā)生顯著粗化；隨著焊接電流增大，熱影響區(qū)晶粒尺寸增大，寬度增大，這是因為焊接電流增大使得熱影響區(qū)的最高溫度升高，高溫停留時間延長。這一試驗結(jié)果與文獻(xiàn)[14]中6061-T6鋁合金雙層板電阻點焊接頭熱影響區(qū)晶粒發(fā)生粗化的結(jié)果吻合。 

圖  8  不同焊接電流下接頭熱影響區(qū)的顯微組織

Figure  8.  Microstructure of heat-affected zone of joint at different welding currents

2.3   對拉剪強(qiáng)度的影響

當(dāng)焊接電流為15，17，19，21 kA時，接頭的剪切力分別為3.8，8.9，9.8，8.0 kN；剪切力隨焊接電流的增大先增后減，當(dāng)焊接電流為19 kA時最大。當(dāng)焊接電流較小時，熱輸入較小，焊核較小，因此焊接接頭的剪切強(qiáng)度低；隨著焊接電流的增大，焊核直徑增大，剪切強(qiáng)度提高；當(dāng)焊接電流過大時，焊核區(qū)晶粒和強(qiáng)化相發(fā)生粗化，使得剪切力降低。 

由圖9可以看出：拉伸斷裂后接頭焊核區(qū)完整地留在被焊工件上，與母材發(fā)生剝離，斷口處呈類似紐扣的形狀，斷裂方式為典型的紐扣斷裂；焊核發(fā)生明顯的塑性變形，屬于塑性斷裂。 

圖  9  不同焊接電流下接頭剪切斷口的宏觀形貌

Figure  9.  Macromorphology of shear fracture of joint at different welding currents

2.4   對硬度的影響

由圖10可以看出，不同焊接電流下接頭的硬度以焊縫為中心均呈左右對稱分布，母材（BM）硬度最高，熱影響區(qū)（HAZ）硬度次之，焊核區(qū)（NZ）硬度最低。在電阻點焊過程中，焊核區(qū)材料發(fā)生熔化，后凝固形成粗大的鑄造組織，因此硬度低于母材；熱影響區(qū)則受到焊接熱循環(huán)的作用，晶粒發(fā)生粗化，硬度降低。當(dāng)焊接電流為15，17，19，21 kA時，接頭焊核區(qū)的最低硬度分別為55.8，57.6，60.8，62.7 HV。可見最低硬度隨著焊接電流的增大而升高。焊核區(qū)的硬度分布不均勻，這種不均勻的現(xiàn)象在焊接電流較高時更為明顯，這是因為焊接電流的增加使得焊核區(qū)產(chǎn)生較多粗大的樹枝晶，同時第二相發(fā)生明顯粗化，導(dǎo)致部分區(qū)域硬度明顯低于其他區(qū)域，這與文獻(xiàn)[15]中6061-T6鋁合金雙層板電阻點焊接頭焊核區(qū)組織均為等軸晶，析出的Mg2Si相較少，硬度分布較為均勻的結(jié)果相符。 

圖  10  不同焊接電流下接頭橫截面的硬度分布曲線

Figure  10.  Hardness distribution curves of joint cross section at different welding currents

3.   結(jié)論

（1）在焊接電流15~21 kA下，6061-T6鋁合金不等厚三層板電阻點焊接頭均由母材、焊核區(qū)和熱影響區(qū)組成，未見明顯宏觀缺陷。隨著焊接電流的增加，焊核柱狀晶區(qū)的寬度增大，等軸晶區(qū)的寬度減小，第二相數(shù)量增多，尺寸增大，焊核區(qū)和熱影響區(qū)的晶粒均發(fā)生粗化。 

（2）不同焊接電流下接頭剪切斷裂方式均為紐扣斷裂。隨著焊接電流的增大，接頭剪切力先增大后減小，當(dāng)焊接電流為19 kA時最大，為9.8 kN。 

（3）接頭母材的硬度最高，熱影響區(qū)次之，焊核區(qū)硬度最低；隨焊接電流增大，焊核區(qū)最低硬度增大且硬度分布變得更不均勻。

文章來源——材料與測試網(wǎng)