Ni在鋼/鋁電阻點焊中的作用

蔡寧，張永強，王鵬博，王海全，鞠建斌，付參

(首鋼集團有限公司技術(shù)研究院，北京 100043)

0 前言

鋁及鋁合金密度小、比強度高，導(dǎo)熱性和耐腐蝕性良好，在車輛、船舶制造、航空等工業(yè)中應(yīng)用越來越廣泛。結(jié)合鋼的高強度、鋁的低重量，可兼顧結(jié)構(gòu)強度及制造成本的鋼/鋁雙金屬焊接結(jié)構(gòu)產(chǎn)品顯示出獨特的優(yōu)勢和良好的經(jīng)濟效益。鋼/鋁混合結(jié)構(gòu)設(shè)計越來越多地應(yīng)用到車身制造中，在實現(xiàn)汽車輕量化的同時電阻點焊作為車身連接的主要方法，具有低成本、高效、高可靠性及易自動化等特點，在實現(xiàn)鋼/鋁連接方面具有巨大的應(yīng)用潛力以及現(xiàn)實意義[1-2]。

鋼與鋁的熔點、熱導(dǎo)率、線膨脹系數(shù)、延展性和密度等物理化學(xué)性質(zhì)差異明顯，導(dǎo)致焊接接頭熱應(yīng)力大、焊縫中易形成氧化鋁夾渣、疏松孔洞或氣孔等缺陷[3-5]。另外，鋼/鋁界面處容易形成脆性的 Al-Fe金屬間化合物，導(dǎo)致焊接接頭強度下降[6-7]。已有研究結(jié)果顯示，鋼/鋁接頭中金屬間化合物層的厚度不超過 10 μm時，可以得到較高的強度[6]。添加合金元素，改變界面組織類型是提高鋼/鋁焊接接頭力學(xué)性能的重要方法[7-19]。國內(nèi)外科研人員對鋼/鋁連接工藝進行大量研究后發(fā)現(xiàn)，Cu[7],Zn[8]等預(yù)處理方式均可增強二者的連接性。曹雪龍等人[9]研究了Cu/Ni箔片中間層對鋼/鋁激光焊接接頭組織與力學(xué)性能的影響，研究結(jié)果發(fā)現(xiàn)，F(xiàn)e-Al 脆性相中的部分 Fe 原子被Cu原子取代生成新的二元韌性相，從而抑制Fe-Al二元脆性金屬間化合物的生成，有效改善鋼/鋁的焊接性。黃健康等人[10]研究了Si，Mg合金元素對電弧熔釬焊鋼鋁接頭力學(xué)性能的影響，發(fā)現(xiàn)Si既可改變界面反應(yīng)層金屬間化合物的形態(tài)同時還可顯著減少 Fe2Al5層的厚度。Furuya 等人[11]系統(tǒng)研究了惰性氣體保護焊中各合金元素(如Ni，Cr，Mn，Ti或Si)對接頭強度的影響。研究中發(fā)現(xiàn)合金元素鎳的加入對接頭強度的提高最為有效。

由此可見，添加合金元素提高鋼/鋁焊接接頭的質(zhì)量是解決鋁鋼焊接難題的有效途徑，有必要進一步深入研究合金元素對接頭力學(xué)性能的影響。Ni元素對鋼/鋁電阻點焊焊接接頭力學(xué)性能影響的相關(guān)報道較少。文中采用電鍍的方法，在鋼表面形成Ni的鍍層，研究了Ni鍍層對鋼/鋁電阻點焊的影響規(guī)律。

1 試驗方法

試驗采用商用1.8 mm厚度的DC01連退鋼板，2.2 mm厚度的鋁合金板(型號5082)。焊接設(shè)備采用OBARA DB-220型固定式逆變點焊機。焊接工藝：壓力3 kN，焊接電流9～12 kA，焊接時間300 ms，保持時間100 ms。焊接電極的尺寸為6 mm。

文獻[7]在DC01鋼板表面電鍍1 μm厚度的Ni鍍層。鍍層鋼板的XRD分析采用Bruker D8 advance型X射線衍射儀。采用日本日立公司的S3400N掃描電鏡分析鍍層及焊接接頭的顯微組織，采用附帶的牛津能譜儀OXFORD X-Max 150 mm2進行成分分析。

采用Zwick 50 kN萬能材料試驗機測試焊接接頭的正應(yīng)力及剪切應(yīng)力。

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 Ni鍍層的分析

電鍍Ni的鋼板表面及截面形貌如圖1所示，鍍Ni后鋼板表面仍然顯示出連退鋼板表面光整后的凹凸不平的形貌特征。在圖1a左上箭頭所示位置可以清晰看到Ni鍍層的晶粒、晶界特征。晶粒尺寸約10 μm左右。圖1b為鍍層的截面形貌，鍍層的襯度與鋼基體略有差別，鍍層比基體更明亮，因為Ni的原子序數(shù)比Fe略高。通過測量可知，鍍層厚度剛好為1 μm左右。Ni的鍍層完整的覆蓋了鋼板表面，與基體結(jié)合很牢固。

圖2給出鍍層鋼板表面6個不同位置的形貌,表1為能譜分析結(jié)果，Ni含量在92.25%～94.04%，F(xiàn)e含量在5.96%～7.75%。表面成分分析中還含有基體Fe的成分。

能譜空間分辨率計算如式(1)：

(1)

式中：Zm為特征X射線的產(chǎn)生區(qū)域；const.為0.033；Ei為入射電子束能量；Ek為臨界激發(fā)能；ma為轟擊點的平均原子量；ρ為轟擊點的平均密度；Z為轟擊點的平均原子序數(shù)。測試過程中入射電子束能量采用15 kV，Ni元素Kα臨界激發(fā)能7.472 5 keV，Ni的原子量為58.71，Ni的密度為8.9 g/cm3，Ni的原子序數(shù)為28，計算最終可獲得Ni元素的空間分辨率為0.54 μm。根據(jù)該計算結(jié)果判斷，F(xiàn)e原子進入Ni鍍層中，結(jié)合Fe-Ni二元合金相圖可知，γ-(Fe,Ni)相中Fe與Ni元素可以以替位形式完全互溶。再根據(jù)圖1b鍍層截面的形貌，未發(fā)現(xiàn)FeNi3，F(xiàn)eNi，F(xiàn)e3Ni等第二相的存在，由此推測Fe在Ni中以固溶形式存在。

圖2 Ni鍍層鋼板表面的成分分析

表1 圖2中不同位置能譜分析結(jié)果(質(zhì)量分數(shù)，%)

圖3給出鍍層鋼板的XRD分析圖譜。由圖可見，鋼基體衍射信號非常明顯，而Ni鍍層的衍射信號相對較弱。X射線的探測深度通常與被測物的密度及質(zhì)量吸收系數(shù)成反比，這里采用XRD的計算軟件AbsorbDX計算可知X射線的探測深度可達26 μm以上，而Ni層厚度只有1 μm，所以衍射峰中Fe基體信號明顯強于Ni鍍層。從XRD譜圖結(jié)果可見，鋼基體為體心立方結(jié)構(gòu)的α-Fe，鍍層Ni為面心立方晶體結(jié)構(gòu)的γ-Ni，Ni的晶格常數(shù)為0.352 4 nm。

圖3 Ni鍍層鋼板的XRD譜圖

2.2 焊接接頭力學(xué)性能分析

焊接電流分別選用9 kA,10 kA,11 kA,12 kA，將鋼、鋁板焊接成對接試樣以及十字拉伸試樣，焊接試樣形貌如圖4所示，電阻點焊接頭位置形成圓形凹坑，主要是由于焊接過程中接頭金屬發(fā)生軟化，焊接過程中電極接頭的擠壓作用使得焊接區(qū)形成凹坑。該試樣的力學(xué)性能測試結(jié)果如圖5所示。隨著焊接電流的提高，正拉力與剪切力均呈現(xiàn)升高的趨勢，但是剪切力比正拉力高一個數(shù)量級。對比分析無Ni鍍層與有Ni鍍層時鋼/鋁焊接試樣的力學(xué)性能差別可見：當(dāng)焊接電流為10 kA時，有Ni鍍層的鋼/鋁焊接接頭體現(xiàn)更高的剪切力和正拉力；當(dāng)焊接電流為9 kA,11 kA,12 kA時，接頭的剪切力相差不大，但是正拉力有明顯差別。焊接電流為9 kA,12 kA時，無Ni鍍層的鋼/鋁焊接接頭正拉力更高，而焊接電流為11 kA時，兩者相差不大?？傊?，鍍Ni的鋼板不論正拉還是剪切力測試，只有在10 kA焊接電流下才反應(yīng)出比鋼/鋁直接焊接時候的接頭強度高，體現(xiàn)Ni提高鋼/鋁焊接接頭強度的有利作用。相反，正拉力測試發(fā)現(xiàn)，當(dāng)焊接電流為9 kA,12 kA時，有Ni鍍層的鋼/鋁焊接強度比鋼/鋁直接焊接強度更低，Ni沒有起到提高焊接接頭強度的作用，反而使接頭強度降低。

圖4 焊接試樣的形貌

圖5 焊接試樣的力學(xué)性能測試結(jié)果

2.3 焊接接頭的形貌、組織、成分分析

不同焊接電流下有Ni鍍層的鋼/鋁焊接接頭的截面形貌如圖6所示。由圖可見，在不同的焊接電流下，鋼/鋁界面位置均存在不同程度的孔洞，這可能與鋁板、鋼板表面的污染物揮發(fā)在鋁熔化的過程中影響鋁與鋼表面的浸潤性有關(guān)。隨著焊接電流的提高，鋁板的減薄量逐漸增大。

圖6 有Ni鍍層的鋼/鋁焊接接頭截面形貌

采用游標卡尺在焊接接頭表面分別測試各工藝下鋁、鋼及整體減薄量，測量結(jié)果如圖7所示。由圖7可見，Al板的減薄量比鋼板大，隨著焊接電流的提高，Al板的減薄量線性增大，鋼板的減薄量略微增大。鋼板鍍Ni后，焊接電流較高時(11 kA,12 kA)，Al板的減薄量變小。

圖7 不同焊接電流下焊接接頭減薄量

圖8給出不同焊接工藝下焊接接頭的截面SEM形貌圖，由圖8a,8c,8e,8g可見，鋼/鋁直接焊接時，9～12 kA焊接電流下鋼/鋁界面均形成了Fe/Al合金層，只是FeAl合金層厚度和形態(tài)略有差別，化學(xué)成分基本相同。在較低和較高焊接電流下(9 kA,12 kA)，F(xiàn)eAl合金層表現(xiàn)為厚度不均勻的石筍狀，當(dāng)焊接電流為10 kA,11kA時，F(xiàn)eAl合金層厚度比較均勻，約3～4 μm。鍍Ni的鋼板與鋁焊接時，在焊接電流為9 kA情況下，形貌如圖9所示，能譜分析結(jié)果見表2。部分Ni鍍層依然存在(如圖9譜圖2)，在該位置Al與Ni之間沒有發(fā)生反應(yīng)，而有些部位形成了FeAl合金層(如圖9a譜圖1)，形成FeAl合金層位置原來的Ni與Al反應(yīng)，進入鋁合金層中(如圖9a譜圖3)。調(diào)整SEM的襯度，使該位置鋁合金部分的組織形貌能清晰顯示出來并分析成分結(jié)果如圖10所示，Ni,Fe兩種成分明顯進入鋁合金中形成圖中白色的合金相，能譜分析結(jié)果見表3。當(dāng)焊接電流提高到10 kA時，Ni鍍層基本上都與Al形成了NiAl合金層，如圖11譜圖2,3所示，少數(shù)位置已經(jīng)形成了FeAl合金層(如圖11譜圖1)，能譜分析見表4。當(dāng)焊接電流提高到11 kA,12 kA時，鋼/鋁界面位置全部形成FeAl合金層(如圖12譜圖1,2)，而Ni鍍層已經(jīng)消失，Ni元素進入鋁合金板遠離鋼/鋁界面的位置，鄰近界面的位置(如圖12譜圖3,4)未發(fā)現(xiàn)Ni元素，能譜分析結(jié)果見表5。結(jié)合圖10成分分析，F(xiàn)e-Al合金層的成分接近Fe2Al5相。結(jié)合圖9d中NiAl合金層的成分(圖11的譜圖3)與Ni-Al相圖分析，該合金相比較接近Al3Ni相。Al3Ni相遠離Fe-Al界面位置的原因可能是Al3Ni合金相尺寸太小，無法阻擋Al,Fe元素的相互擴散，并被熔融狀態(tài)的Al沖散，并在熱流的作用下向熔融的Al側(cè)擴散。

圖8 不同焊接電流下鋼/鋁界面SEM形貌

圖9 9 kA有Ni鍍層鋼/鋁界面形貌

表2 圖9中不同位置能譜分析結(jié)果(質(zhì)量分數(shù)，%)

圖10 9 kA有Ni鍍層鋁板形貌

表3 圖10中不同位置能譜分析結(jié)果(質(zhì)量分數(shù)，%)

表4 圖11中不同位置能譜分析結(jié)果(質(zhì)量分數(shù)，%)

圖12 11 kA有Ni鍍層鋼/鋁界面形貌

表5 圖12中不同位置能譜分析結(jié)果(質(zhì)量分數(shù)，%)

結(jié)合上述力學(xué)性能、界面形貌、接頭減薄量等數(shù)據(jù)結(jié)果，發(fā)現(xiàn)隨著焊接電流的升高，焊接接頭的力學(xué)性能也相應(yīng)提高，在保證接頭減薄量不大于20%的條件下，盡量采用高的焊接電流(11～12 kA)可以獲得較高的焊接接頭力學(xué)性能。此外，鋼/鋁界面形成Ni3Al合金層對鋼/鋁焊接接頭力學(xué)性能的提高有利，但是由于鍍Ni層只有1 μm厚度，只能在較低焊接電流(9 kA，10 kA)下Ni保留在鋼/鋁界面處，并形成Ni-Al合金層，抑制脆性相Fe2Al5的生成。在較高的焊接電流(11 kA，12 kA)下，Ni擴散到鋁板中形成顆粒狀Ni-Al合金相，鋼/鋁界面向鋼基體一側(cè)推移，使得Ni對Fe2Al5的抑制作用消失。

3 結(jié)論

(1)綜合分析焊接接頭力學(xué)性能、界面形貌、接頭減薄量等數(shù)據(jù)結(jié)果，發(fā)現(xiàn)隨著焊接電流的升高，焊接接頭的力學(xué)性能也相應(yīng)提高，在保證接頭減薄量不大于20%的條件下，盡量采用高的焊接電流(11～12 kA)可以獲得較高的焊接接頭力學(xué)性能。

(2)Ni可以抑制鋼/鋁焊接界面Fe2Al5金屬間化合物的生成，并同時提高焊接接頭的力學(xué)性能。但是，Ni鍍層厚度較薄時，在較高的焊接電流(11～12 kA)下，Ni鍍層全部被Al消耗完，與Al形成細小的合金相Al3Ni，無法繼續(xù)阻擋Al與Fe的進一步反應(yīng)及Fe2Al5脆性金屬間化合物的生成，因此無法起到提高焊接接頭性能的作用。