鋁-鋼異種金屬薄板的點焊技術研究現狀

任江偉 ，陳捷獅 ，俞志平 ，楊尚磊 ，鄭永佳 ，周細應

（1.上海工程技術大學材料工程學院，上海201620；2.上海鑫燕隆汽車裝備制造有限公司，上海201900）

0 前言

隨著全球各行業對環保要求的提高，輕量化成為汽車行業發展的主流。鋁合金是目前汽車行業應用最為廣泛的輕量化材料，如老款奧迪A8、凱迪拉克CT6、特斯拉Model S等車型幾乎都采用了全鋁車身。但是鋁合金的特性使得全鋁車身不能完全滿足汽車日益高漲的安全性要求。因此，鋁-鋼混合結構車身成為汽車行業的焦點。2004年寶馬公司推出采用鋁-鋼混合結構的車身；2006年奧迪公司在TT跑車上應用了鋁-鋼混合車身結構[1]。對于白車身的制造，零部件多為薄板件，連接型式多為搭接，因此適用各種點焊方法。一般白車身上包含多達4 000～6 000個焊點，因此，焊點質量的可靠性是汽車制造業面臨的挑戰。

近年來，許多點焊技術都用于鋁-鋼的連接，包括電阻點焊、攪拌摩擦點焊、超聲波點焊、釬焊、機械連接技術（自穿刺鉚接、無鉚釘鉚接、自攻螺紋連接等）等。釬焊能夠實現異種金屬的連接，但效率低，工藝較難控制，對工件尺寸及外形也有特殊要求，不利于批量生產。機械連接技術對材料的適用性強，但是外觀質量較差，未能實現冶金結合[2]。本研究主要分析電阻點焊、攪拌摩擦點焊和超聲點焊3種工藝方法制備的接頭的組織特征和力學性能。

1 鋁/鋼異種金屬的焊接性

Al和Fe的主要物理性能參數見表1。由表1可知，兩者之間的熔點相差太大，造成兩者難以同時熔化；兩者的密度差異導致熔池中的元素難以均勻分布，容易產生偏析和夾渣；兩者的導熱率和彈性模量差異導致焊接過程中及焊后的變形和殘余應力較大，容易產生裂紋。此外，根據Fe-Al二元合金相圖，Al與Fe之間會發生化學反應并生成多種金屬間化合物，如 AlFe3、AlFe、Al2Fe、Al5Fe2和 Al3Fe等，會對鋁/鋼異種接頭的力學性能產生顯著影響。

表1 Al和Fe的主要物理性能參數

2 鋁/鋼異種金屬的電阻點焊

電阻點焊（Resistance Spot Welding）是汽車制造行業應用最為廣泛的焊接技術[3]，具有接頭質量高、輔助工序少、無需填充材料、生產效率高、易于自動化等優點。在鋁/鋼異種金屬電阻點焊過程中，由于鋁合金和鋼的共同熔化和反應，極易形成金屬間化合物，因此如何控制金屬間化合物生成和長大，從而降低其對接頭力學性能的影響，是目前的研究重點。

Sun Daqian等人進行了1.0 mm厚16Mn鋼和1.5 mm厚6063-T6鋁合金的中頻電阻點焊，研究了電極和工藝規范對接頭強度的影響[4]。焊接采用了傳統的F型CuCr1Zr合金電極和優化電極，其中鋼側為圓錐型電極，尖端直徑10 mm，鋁側為球形電極，電極直徑70 mm。研究結果顯示，鋁合金側的熔核由胞狀晶、胞狀樹枝晶和等軸晶的α-Al固溶體和細小的Mg2Si顆粒構成。鋼/鋁界面區包含鋼側的舌狀Fe2Al5層和鋁側的針狀Fe4Al13層。采用F型電極時，熔核直徑、接頭拉剪強度均隨著焊接電流和焊接時間的增加而提高。熱輸入過大時，鋁合金側熱影響區的過時效軟化、化合物增加、鋁/鋼界面形成縮孔等原因導致接頭強度降低。在采用F型電極和優化的工藝規范條件下，接頭的最大拉剪載荷為2 534 N。采用優化電極后，由于改善了焊點區的溫度分布，接頭強度和成形質量得到顯著改善。在采用優化電極和相應優化工藝規范的條件下，接頭的最大拉剪載荷可達3 623 N，較前者提高了約43%。

Qiu Ranfeng等人進行了1.0 mm厚A5052鋁合金和低碳鋼的電阻點焊，焊接時在鋁合金側采用了鋼制工藝墊片，焊接時間0.2 s，電極壓力2 kN，焊接電流6～12 kA[5-6]。研究表明，焊點外圍區域形成了FeAl3相，反應層的厚度總體較薄，化合物呈不連續狀態，且化合物層的厚度隨著焊接電流的增大而降低。在焊點中心形成了兩種化合物，近鋼側為Fe2Al5相，近鋁側為FeAl3相。焊點中心處的反應層厚度大于焊點外圍的反應層。在焊點內部，越靠近焊點中心，反應層厚度越大，鋼/Fe2Al5界面的不規則性降低，而Al/FeAl3界面的不規則性增大。在焊點斷裂過程中，在外圍區域時，裂紋沿鋁合金擴展；而在焊點中，裂紋沿反應層擴展。當反應層厚度超過1.5 μm時，界面反應層會導致電阻點焊接頭的十字拉伸強度降低。

Qiu Ranfeng等人還進行了1.0 mm厚A5052鋁合金和冷軋鋼SPCC、奧氏體不銹鋼SUS304的電阻點焊，研究了界面反應層的構成對接頭力學性能的影響[7-8]。焊接時鋁合金側使用鋼墊片，焊接電流6～12 kA，焊接時間0.2 s，電極壓力1 715 N。研究表明，A5052/SPCC接頭中形成了由Fe2Al5和FeAl3構成的、較厚的兩層狀反應層，A5052/SUS304接頭中則形成了由Fe2Al5和FeAl3構成的鋸齒狀反應層。反應層的厚度均隨焊接電流變化而變化，同時受材料組合和位置區域的影響。界面反應層不影響A5052/SUS304接頭的拉剪強度，但會影響A5052/SPCC接頭的拉剪強度。而接頭的十字拉伸拉伸強度與不連續反應層的比例有關。通過控制不連續反應層的形成，可以獲得性能良好的點焊接頭。

由于鍍鋅鋼板在汽車行業的廣泛應用，鍍鋅鋼板與鋁合金的電阻點焊也受到了廣泛關注。Nannan Chen等人進行了1.2 mm厚AA6022-T4鋁合金和2.0 mm厚熱浸鋅低碳鋼（HDG LCS）的中頻直流電阻點焊，研究接頭在拉剪狀態下的力學性能、斷裂模式和斷裂機制[9]。結果發現，形成了3種斷裂機制和斷裂模式：金屬間化合物層的半脆性或脆性斷裂導致界面斷裂；鋁合金熔核區的韌性斷裂導致厚度斷裂；鋁合金熱影響區的韌性斷裂導致紐扣拉斷。接頭的斷裂模式和力學性能主要依賴于金屬間化合物層、鋁熔核和鋁熱影響區的尺寸和性能，其中金屬間化合物層的厚度是最重要的影響因素。當金屬間化合物層厚度小于3 μm時，形成紐扣拉斷或者厚度斷裂。鋁熔核尺寸或者鋼突起高度的增大有利于提高接頭的拉剪載荷，并促進向紐扣拉斷的轉變。當金屬間化合物層的厚度大于3 μm時，易形成界面斷裂，即使鋁熔核的尺寸和鋼突起的高度較大。高焊接電流、短焊接時間有利于鋁熔核的長大，并使金屬間化合物層的厚度保持在較低水平，顯著提高接頭的力學性能。

Arghavani M.R.等人分別進行了2 mm厚5052鋁合金與1 mm厚DC01鋼（PS-Al接頭）及1 mm厚鍍鋅低碳鋼（GS-Al接頭）的電阻點焊，研究鋅層對點焊接頭組織特征與力學性能的影響[10]。結果表明，與GS-Al接頭相比，PS-Al接頭中形成的熔核體積較大，這是由于鍍鋅鋼板與鋁合金間的接觸電阻較小，熔化鋅層消耗的熱量較低造成的。盡管PS-Al接頭中形成的熔核體積較大，但是由于熔化的鋅層被擠出到熔核外部邊緣，所以PS-Al接頭和GS-Al接頭中的熔核直徑基本相當。此外，PS-Al接頭中，金屬間化合物層的厚度隨著焊接電流的增大而增加。而在GS-Al接頭中，當焊接電流小于12 kA時，由于接頭界面處的產熱增加，金屬間化合物層的厚度隨著焊接電流的增大而增加。但是當焊接電流大于12 kA時，隨著焊接電流的增大，金屬間化合物層的厚度反而減小。與PS-Al接頭相比，GS-Al接頭中形成的金屬間化合物層的厚度較薄。這與焊接過程中鋅層的蒸發及振動有關。振動導致接頭界面處金屬間化合物的破壞和分離。鋅層的存在導致兩個接頭的力學性能差異顯著。當焊接電流小于12 kA時，GS-Al接頭形成不完全連接，接頭力學性能較低，GS-Al接頭的最大拉剪載荷低于PS-Al接頭。但是，當焊接電流大于12 kA時，由于GS-Al接頭的拉伸應力較低，接頭中金屬間化合物的厚度低于臨界值（小于5.5 μm），因此GS-Al接頭的斷裂載荷高于PS-Al接頭。

3 鋁/鋼異種金屬的攪拌摩擦點焊

攪拌摩擦點焊（Friction Stir Spot Welding）可以形成點焊的搭接接頭，其焊縫外觀與電阻點焊的類似，因此在汽車制造行業引起很大關注。攪拌摩擦點焊過程所需熱輸入遠低于電阻點焊，是連接鋁合金/鋼異種金屬的有效方法[11-12]。

S.Bozzi等人進行了1.2 mm厚6016鋁合金和2 mm厚IF鋼鍍鋅板的攪拌摩擦點焊，研究旋轉速度、壓入深度與金屬間化合物層之間的關系[13]。結果表明，金屬間化合物層由長度200 nm的橢圓形沉淀物纏結構成。當旋轉速度和壓入深度較大時，金屬間化合物層為FeAl2和Fe2Al5，其硬度分別為1 000 HV和1 100 HV。金屬間化合物層對于改善焊點強度有利，其厚度隨著旋轉速度和壓入深度的增大而增加。但是，當金屬間化合物層太厚時，裂紋容易在該處萌生，并沿化合物層擴展。

Joaquin M.Piccini等人進行了2.0 mm AA6063-T6鋁合金和0.7 mm鍍鋅低碳鋼的攪拌摩擦點焊，研究攪拌針長度及壓入深度對焊點特征和接頭性能的影響[14]。結果表明，鋁合金與鍍鋅鋼呈現鍛造結合的特征，而鋼未發生大的塑性變形。由于軸肩對接頭表面的熱機械作用，攪拌針長度的縮短有利于改善鋁合金的鍛造和攪拌行為。Zn顆粒彌散分布在鋁合金中，在板間形成明顯的Al和Fe相互擴散。攪拌摩擦點焊產生的熱和壓力促進了Al和鋼之間的擴散連接。當攪拌針長度縮短，壓入深度增加時，有效結合長度增加。當壓入深度較淺時，焊點的斷裂為界面斷裂，斷裂載荷較低。隨著壓入深度的增加，斷裂模式轉變為混合模式。當壓入深度較高時，焊點的斷裂轉變為拉斷模式。Joaquín M.Piccini等人還進行了1 mm厚AA5052鋁合金和0.65 mm厚低碳鋼的攪拌摩擦點焊，研究工具形貌對接頭組織性能的影響[15]。結果表明，工具形貌會改變金屬間化合物層的厚度、形貌和長度。采用C型工具（攪拌針直徑9.6 mm，長度0.4 mm）制造的焊點形成了最連續的、最厚（約5 μm）的金屬間化合物層，此條件下獲得的連接區域面積也最大。金屬間化合物厚度增加的主要原因是優化的工具形貌導致熱輸入更高。C型工具在2 s停留時間下獲得了最優的接頭斷裂載荷，剝離試驗載荷約2600N，十字拉伸載荷約220 N。

Y.F.Sun等采用一種改進的攪拌摩擦點焊技術（flat friction stir spot welding）進行了1mm厚6061-T6鋁合金和低碳鋼的焊接[16]。該技術包括兩步：第一步，使用一種特別設計的背板，板表面設計圓形凹槽。由于金屬向凹槽流動，會在焊點底部形成突起。第二步，采用無攪拌針的旋轉工具消除突起和孔。在傳統的攪拌摩擦點焊過程中，金屬的流動通常與接頭界面平行，因此需要較高熱輸入幫助擴散連接。而采用該改進FSSW技術后，金屬的流動與接頭界面不平行，能以較低的外加壓力和較低的旋轉速度實現兩板間的強力連接，降低熱輸入，從而降低金屬間化合物的形成。研究結果還證實，焊后的Al/Fe界面處未發現金屬間化合物層，但在Al/Fe界面附近形成了非晶結構。這表明焊接時的溫度較低，界面組織的形成是強烈塑性變形過程中的機械合金化導致的。接頭的拉剪測試顯示，斷裂呈拉斷模式，最大拉剪載荷可達3 607 N。

Dong Honggang等進行了1.0mm厚Novelist AC 170 PX鋁合金（PX-Al鋁合金）、1.5 mm厚Aleris Superlite 200 ST鋁合金（ST-Al鋁合金）和1.2 mm厚T06 Z熱浸鋅鋼板（GI）的再填充攪拌摩擦點焊（refilled friction stir spot welding），研究鋁/鋼接頭的微觀組織、力學性能和斷裂特征[17]。研究發現，在鋁/鋼界面鋁合金側形成了富Zn和富O區，在鋁合金側和鋼側的斷裂表面形成ZnO。這是由于Zn涂層被攪拌后向焊點邊緣擠壓，在焊點邊緣形成富Zn和富O區；中心區被擠壓的Zn被熱塑性鋁合金填充，從而形成其他富Zn和富O區。這表明鋁合金側的富Zn和富O界面層是整個接頭的最薄弱環節。壓入區界面處的金屬間化合物層的厚度僅0.68 μm。PX-Al/GI接頭的拉剪載荷為3 044 N，十字拉伸載荷為296 N。ST-Al/GI接頭的拉剪載荷為4 500 N，十字拉伸載荷為359 N。所有試樣在拉剪和十字拉伸過程中都斷裂于鋁/鋼界面處。在拉剪測試中，鋁/鋼異種接頭的斷裂主要是脆性斷裂，具有解理斷裂和晶間斷裂的特征。拉剪強度的提高是由于攪拌針壓入深度增加造成的，這降低了空洞和裂紋缺陷的形成，從而提高了接頭性能的一致性。

Aidan Reilly等對0.93 mm厚6111-T4鋁合金和1 mm厚DC04（無鋅層）、DX54Z（鍍鋅層）低碳鋼異種材料攪拌摩擦點焊過程中的金屬流動進行了試驗研究以及運動學模擬，探討了工具表面特征、焊接規范和鋼板表面狀態對金屬流動的影響[18]，其采用的攪拌頭中無攪拌針。研究結果表明，攪拌摩擦點焊中的金屬流動主要以圓周運動為主，在工具表面增加凹槽有利于增加表面處向心方向的金屬流動。在工具與材料初始接觸的前幾周旋轉過程中形成了兩者的粘結。為了與周圍的靜態材料協調，滑動區朝向外部邊緣。在假設金屬流動為純圓周運動的基礎上，提出了一個新的金屬流動動力學模型，并成功解釋了試驗結果。

4 鋁/鋼異種金屬的超聲點焊

超聲點焊（ultrasonic spot welding）是一種高效的熱-機械連接技術，可以在1 s內實現異種金屬的有效連接，特別適合鋁合金與鋼的連接。

F.A.Mirza等人進行了1.5 mm厚Al6061-T6鋁合金和AISI304不銹鋼、ASTM A36鋼的高能超聲點焊，研究了焊接能量對接頭組織性能的影響[19]。結果表明，在兩個異種金屬接頭中都形成了FeAl3相。此外，Al/AISI304接頭中還形成了Fe2Al5相，Al/A36接頭中形成了Fe3Al相。盡管是固態連接，且焊接時間很短，但是金屬間化合物層仍然隨著焊接能量或者焊接時間的增加而長大，金屬間化合物的本征脆性降低了接頭的完整性。拉剪測試顯示，Al/AISI 304接頭的拉剪強度略高于Al/A36接頭，但是Al/AISI304接頭的斷裂能量遠高于Al/A36接頭。斷口分析表明，當焊接能量較低時，接頭的拉剪斷裂出現在Al/Fe界面處，焊接能量較高時，接頭的斷裂由鋁合金側熔核區邊緣萌生，并向垂直于熔核的厚度方向擴展。

Farid Haddadi采用超聲點焊進行了1.0 mm厚6111-T4鋁合金和熱浸鋅DX56-Z、合金化熱鍍鋅DX53-Z鋼的焊接，研究壓緊力和焊接時間對界面反應的影響[20]。結果表明，在兩種接頭中，振動剪切力和壓緊力導致液態相沿連接界面擠出，超聲點焊中的晶體缺陷也加速了富鋅液相的形成；焊接時間較短時，富鋅液相的凝固導致共晶組織形成，并隨著焊接時間的延長而粗化。當焊接溫度達到最高值且鋁含量較高時，共晶組織轉變為Al-Zn枝晶組織并長大。Al/DX56-Z接頭中，失效主要出現在接近鋼基體的厚度較大的Fe2Al(5-x)Znx（0＜x＜1）處。鋅層和鋼基體界面處的Fe2Al(5-x)Znx（0＜x＜1）抑制層隨著焊接時間的延長變得更加連續、均勻。該層組織的性能對接頭強度有顯著影響。Al/DX53-ZF接頭中，富鋅液相滲入鋼基體的高角度晶界導致晶界脆性，降低了接頭的力學性能，但是Fe3Zn10和Fe5Zn21相的脆性是Al/DX53-ZF接頭力學性能較差的主要原因。

Farid Haddadi等進行了1 mm厚AA6111-T4鋁合金和不同鍍層低碳鋼的高能超聲點焊，研究鍍鋅層對焊點界面反應和力學性能的影響[21]。研究采用無鍍層DC04、熱浸鋅DX56-Z、合金化熱鍍鋅DX53-ZF三種不同表面狀態的低碳鋼。結果表明，由于晶粒/亞晶粒尺寸的減小，熱機械影響區的沉淀析出速率更高，造成該區域的最高硬度比自然時效時高10～15 HV。鋁合金與DC04和DX56-Z鋼超聲點焊接頭的力學性能僅略低于相應鋁合金接頭的強度（約低5%～10%)。鋁合金與無鍍層DC04焊接接頭的剪切強度最高可達3.0 kN，此時熔核呈拉斷模式，界面處形成的Al-Fe系金屬間化合物是導致接頭性能降低的原因。鋁合金與DX56-Z鋼焊接時最大載荷3.25 kN，斷裂功約5 kN/mm，鋅層中的Fe2Al(5-x)Znx（0＜x＜1）層會顯著影響斷裂模式。鋁合金與DX53-ZF的焊接接頭剪切強度僅2.6 kN，斷裂功為1.25 kN/mm。

Juan M.Munoz-Guijosa等人進行了0.5 mm厚A6061-T4、A2017-T4 鋁合金和 SPCC、HTSS 鋼的超聲點焊，并優化了工藝規范[22]。結果顯示，在4種接頭中，距離界面1mm以內的溫度均不超過135℃，A6061/SPCC、A6061/HTSS接頭的十字拉伸強度分別為281 N、460 N。A2017/SPCC、A2017/HTSS接頭的十字拉伸強度分別為343 N、437 N。異種材料接頭的十字拉伸載荷接近鋁合金中裂紋擴展的載荷。在異種材料接頭中未產生金屬間化合物層。裂紋并非萌生于界面處，而是在鋁合金母材中。輸入能量、連接時間和初始壓力是影響接頭性能的主要因素。當連接時間小于優化值時，由于沒有充分形成微帶，接頭呈現部分拉斷/界面斷裂的混合模式；當連接時間高于優化值時，由于對已形成微帶的破壞，接頭呈現部分拉斷的斷裂模式。初始壓力影響接觸區面積，從而影響最終界面尺寸和接頭強度。當初始壓力一定時，鋼板的屈服強度決定接觸面積的尺寸。

Farid Haddadi等進行了1.0 mm厚6111-T4鋁合金和DC04鋼的高能超聲點焊，研究金屬間化合物的長大行為[23]。研究發現，鋁/鋼超聲點焊接頭的強度可達3.0 kN，焊點呈拉斷模式。當焊接能量較高時，由于脆性金屬間化合物的形成，焊點斷裂模式轉變為界面斷裂。在焊接早期階段，形成了微帶。隨著焊接時間的延長，由于相互擴散，金屬間化合物孤島在微帶處形核。金屬間化合物孤島的快速長大是由相互擴散機制控制的，并逐漸形成連續的層。當化合物層形成后，層的擴散機制控制導致化合物的長大。由于形成焓為負，在焊接早期形成的是FeAl3相。由于具有更高的動力學長大速率，當焊接時間較長時，反應層大部分為Fe2Al5相。在高能超聲點焊過程中，會產生高濃度空位、位錯、細晶結構或者亞結構，這些都會加速相互擴散，從而加速金屬間化合物的形成，降低接頭力學性能。

5 展望

基于目前對汽車輕量化和安全性的要求，由鋁合金和鋼構成的復合結構是車身制造的較好選擇。但是鋁和鋼的焊接性較差，形成具有良好使用性能的接頭是焊接行業面臨的挑戰。深入研究在不同焊接工藝條件下金屬間化合物的形成和長大機制，從而實現對金屬間化合物形核、長大、形態和分布的調控，改善鋁/鋼異種金屬接頭的性能是鋁/鋼異種金屬焊接未來的發展方向。