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、航空航天等領域得到廣泛應用[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)力學性能測試與先進的數(shù)字圖像相關技術，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理，指出直流電阻點焊接頭中負極側(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行為進行了數(shù)值模擬，結(jié)果表明不同接頭設計形式會導致不同的峰值載荷和斷裂模式，接頭設計形式與接頭應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理的影響上，且板材普遍較??；關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）進行電阻點焊，研究了焊接電流對點焊接頭顯微組織及力學性能的影響，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進行焊接試驗，焊接壓力為1.9 kN，預壓時間為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型萬能試驗機進行拉伸試驗（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。當焊接電流為15~19 kA時，焊核呈馬蹄形，與文獻[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；當焊接電流增加至21 kA時，焊核形狀轉(zhuǎn)變?yōu)檠男?，焊核直徑小于焊接電?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，沿熱流反方向長大，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?。痪Я０l(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，當焊接電流較?。?5 kA）時，熔池溫度較低，其中心成分過冷度較大，形成了較多細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[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   對拉剪強度的影響

當焊接電流為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，當焊接電流為19 kA時最大。當焊接電流較小時，熱輸入較小，焊核較小，因此焊接接頭的剪切強度低；隨著焊接電流的增大，焊核直徑增大，剪切強度提高；當焊接電流過大時，焊核區(qū)晶粒和強化相發(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，導致部分區(qū)域硬度明顯低于其他區(qū)域，這與文獻[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)