銅/鈦熱輔助超聲波焊接接頭組織和性能分析

張鵬賢， 汪石松， 劉 洋， 周賽賽

1. 蘭州理工大學 有色金屬先進加工與再利用省部共建國家重點實驗室，甘肅 蘭州 730050

2. 蘭州理工大學 有色金屬合金及加工教育部重點實驗室，甘肅 蘭州 730050

0 引言

隨著制造業的快速發展，利用不同材料性能優點的焊接構件需求日益增多。通過焊接方法制備的銅/鈦焊接構件不僅具有優異的導電、導熱性，而且還具備耐腐蝕和耐低溫等優良性能。因此銅/鈦焊接構件在火箭、導彈、飛機、海水淡化加熱器等重要裝備上有著廣泛應用。但是銅/鈦異種金屬焊接由于物理化學性能差異較大，采用熔化焊焊接時，易產生磁偏吹、復雜的脆性金屬間化合物（TixCuy）和較大的殘余應力，致使銅/鈦焊接存在諸多困難。

超聲波焊接作為一種固相焊接工藝，相比熔化焊，在異種金屬焊接構件的連接上優勢明顯，具有高效環保、焊件變形小、不易產生脆性金屬間化合物、對高導電導熱材料容易焊接等優點［1-3］。但超聲波焊接依靠高頻振動產生的熱輸入有限，且焊接界面缺乏液相，獲得的固相接頭強度往往遠低于母材本身的強度，難以滿足接頭使用要求。因此，如何增加超聲波焊接的熱輸入，以及增加液相成為研究熱點。Savu 等人［4］研究了激光熱輔助超聲金屬鍵合，試驗表明，預熱作用的激光能量明顯提升了焊接界面溫度且焊接時間明顯變短，這是因為輔助的激光能量預熱了工件使得其變軟，從而增加材料焊接性。劉積厚等［5］采用TIG電弧預熱的方法實現了1 mm厚度Mg/Al異種金屬超聲波滾焊連接，TIG電弧的預熱使得板材發生軟化，在熱量與機械振動下板材發生了塑性變形，在靜壓力作用下產生了機械嵌合。這表明輔助加熱可以提升超聲波焊接接頭的連接強度，但輔助加熱如何促進接頭界面反應行為還缺乏深入認識。

本文以觸摸屏作為上位機，陶瓷加熱片為輔助熱源，搭建了熱輔助超聲波焊接成套裝置及控制系統。通過對不同加熱溫度下Cu/Ti超聲波焊接接頭力學性能和微觀組織的分析，構建了熱輔助下的Cu/Ti 超聲波焊接接頭界面反應模型，從而探究了Cu/Ti熱輔助超聲波焊接接頭的形成機理。

1 熱輔助超聲波焊接裝置的搭建

采用陶瓷加熱片接觸加熱，在焊接過程中焊接區金屬受到超聲波熱源和陶瓷片輔助熱源共同作用，以提高焊接區的峰值溫度。搭建的熱輔助超聲波焊接系統原理如圖1 所示，選擇型號為TPC1071 Gi的MCGS昆侖通態觸摸屏作為上位機，超聲波控制器和溫控儀作為執行終端，通過RS485通訊實現了超聲波熱源與輔助熱源的協同控制。超聲波焊機為無錫邦能超聲波科技有限公司生產的型號為DZ-2030A 超聲波金屬點焊機，該焊機控制器具備RS485通訊功能。陶瓷加熱片選擇70 mm×20 mm×1.3 mm 和50 mm×20 mm×2 mm 兩種規格。溫控儀采用余姚精創KCMD-9 高精度溫控儀進行控制和調節加熱的溫度，并附加了RS485通訊模塊。固體繼電器選擇HHG1-1/032F-38 負責加熱電路的通斷。K 型熱電偶實時測量加熱溫度。同時，采用電磁閥控制氣動夾持裝置進行工件與陶瓷片的貼合。工件裝配及氣動夾持加熱片示意如圖2所示。

圖1 熱輔助超聲波焊接系統原理Fig.1 Diagram of a thermally assisted ultrasonic welding system

圖2 工件及加熱片裝配示意Fig.2 Diagram of workpiece and heating plate assembly

2 工藝的實現

首先，針對Cu/Ti搭接接頭，通過前期焊接試驗探索，以接頭抗剪力為評價指標，確定了輔助加熱與超聲波熱源在整個焊接過程的協同作用方式。其次，采用MCGS 通用控制軟件，開發了焊接過程人機界面和控制程序。圖3為焊接參數設置和參數的實時曲線和歷史報表界面，熱輔助超聲焊接過程參數主要有焊接能量、焊接振幅、焊接壓力、預熱溫度等。焊接壓力通過氣體調壓閥來手動調節，其他參數通過圖3a所示界面設置。焊接過程中，可通過圖3b所示界面直觀觀察加熱溫度實時曲線、焊接能量、振幅及壓力等參數實際值。熱輔助超聲波焊接過程實時控制主要由控制主程序和初始化、參數設置、溫度控制等子程序完成。其程序流程如圖4 所示，系統上電后，通過初始化調入主程序。操作人員完成接頭裝配與陶瓷加熱片加載后，按下焊接啟動按鈕，陶瓷加熱片開始工作。當采集到的加熱溫度達到設定預熱溫度T0時，超聲波焊機開始工作，在輔助加熱和超聲熱源共同作用下完成接頭連接。為促進原子的進一步擴散，在超聲波能量輸出結束后，加熱片繼續工作一定時間t0，計時到時，陶瓷加熱片與工件分離，完成熱輔助超聲波焊接過程。

圖3 人機界面Fig.3 Human Machine Interface

圖4 熱輔助超聲波焊接程序流程Fig.4 Heat-Assisted Ultrasonic Welding Procedure Flow Chart

3 力學性能分析

試驗材料選用規格為80 mm×20 mm×1 mm 的純鈦TA2和紫銅T2，兩種材料的部分物理性能見表1。上聲極頭為正四棱錐型，齒深0.5 mm，下聲極為條紋型。接頭裝配為銅上鈦下的搭接接頭，搭接量為40 mm，如圖5 所示。雖然超聲振動具有一定的自清理作用，但不能夠完全去除表面的氧化膜，因此焊接前采用400#砂紙進行表面打磨，并用丙酮溶液在超聲波清洗儀中清洗3 min，用冷風吹干備用。

表1 鈦和銅的物理性能Table1 Physical properties of titanium and copper

圖5 接頭裝配Fig.5 Joint assembly

通過大量焊接工藝試驗，探索了加熱溫度變化對焊接接頭力學性能的影響規律，抗剪切強度可以通過直接測接頭抗拉剪力來衡量。焊接能量3 000 J、焊接壓力0.3 MPa、焊接振幅70%下，典型的加熱溫度與拉剪力關系曲線如圖6 所示。可以看出：隨著輔助加熱溫度的升高，接頭的拉剪力呈現出先增大后減小的趨勢。室溫20 ℃時，接頭的拉剪力僅為2.36 kN，加熱溫度在250 ℃達到最大值3.78 kN，與無輔助加熱的接頭相比拉剪力提高了60.2%。隨著加熱溫度繼續提高，接頭拉剪力有所降低，但與室溫20 ℃相比，接頭拉剪力仍有明顯的提高。

圖6 加熱溫度與接頭拉剪力關系曲線Fig.6 Joint tensile shear at different heating temperatures

為測得焊接區溫度，通過電磨機配合鎢鋼鉆頭在銅側和鈦側鉆孔，使得熱電偶能夠準確地測到焊接區溫度，焊接區和加熱區測溫點的位置分別如圖5中的e、d所示。利用UT-325測溫儀測得不同加熱溫度下焊接界面溫度變化如圖7所示，可以看出，隨著加熱溫度的增加界面峰值溫度顯著提高。在室溫20 ℃時，峰值溫度為357 ℃；加熱溫度為350 ℃時，峰值溫度為635 ℃。同時陶瓷加熱片對銅板起有一定保溫效果，使得界面溫度下降速率降低。

圖7 不同加熱溫度下界面峰值溫度Fig.7 Peak interface temperature at different heating temperatures

對Cu/Ti接頭進行顯微硬度測試，試驗力100 g，加載時間10 s，水平方向和垂直方向的測試點間距分別為0.5 mm和0.2 mm，測試位置如圖8所示。

圖8 顯微硬度測試位置Fig.8 Microhardness test locations

接頭顯微硬度分布曲線如圖9所示。垂直于界面方向，銅側硬度從頂部向界面呈現遞減的趨勢，且隨著輔助加熱溫度的升高銅側硬度隨之降低（見圖9a）。鈦側硬度基本沒有改變，維持在120～140 HV，這是因為鈦本身硬度大、強度高，在焊接過程中很難產生塑性變形，所以鈦側顯微硬度基本未發生改變。水平于界面方向銅側的硬度呈現出U型趨勢，焊點區的硬度值低于兩側母材的硬度（見圖9b）。

圖9 接頭顯微硬度分布Fig.9 Microhardness distribution of joints

4 拉剪斷口微觀形貌

不同加熱溫度下接頭拉剪斷口的中心位置形貌如圖10所示。可以看出：在室溫20 ℃時，銅側斷口表面呈現明顯臺階狀的脆性斷裂特征，但斷口也存在極少量的滑移平面和較淺的U 型韌窩。鈦側斷口粘連的銅不夠致密，形成部分連接。當輔助加熱溫度為250 ℃時，斷口表面的剪切裂紋變得細小緊密，且拉長方向全部一致，呈現與拉剪方向一致的深U 型韌窩，銅側斷口大部分呈現出韌性斷裂，鈦側斷口表面沾著的銅均勻地鋪展在鈦側，粘連區域顯著增加。當輔助加熱溫度增加到350 ℃時，銅斷口表面出現臺階狀的剪切裂紋，存在少量滑移面和韌窩。斷口整體表現為韌-脆混合型斷裂。

圖10 拉剪微觀斷口形貌Fig.10 Microscopic fracture morphology of pulling shears

表2 為不同加熱溫度下斷口表面能譜分析結果，結果表明：銅斷口表面均由α-Cu 固溶體組成，鈦斷口表面存在α-Cu 和α-Ti 固溶體。同時，對斷口進行物相分析。圖11 為加熱溫度為350 ℃鈦側和銅側斷口XRD 分析結果，結果表明：銅斷口表面沒有出現Ti固溶體的衍射峰，鈦斷口表面出現了Cu固溶體的衍射峰，且銅斷口和鈦斷口的表面均無金屬間化合物衍射峰。說明在Cu/Ti熱輔助超聲波焊接時，Cu/Ti接頭界面處沒有產生脆性金屬間化合物。

表2 斷口表面能譜分析結果Table2 Measurement results of assembly information

圖11 350 ℃接頭失效界面XRD分析Fig.11 XRD analysis of joint failure interface at 350 °C

5 接頭微觀形貌及原子擴散

已有研究［6-8］表明，同種材料或者硬度較低的異種材料超聲波焊接時，會在焊縫界面處產生漩渦和螺旋鎖合。對焊點橫截面打磨拋光后，觀察不同加熱溫度的接頭界面形貌，如圖12 所示。室溫20 ℃時，界面產生孔洞和虛焊缺陷，界面僅僅是一部分連接。當加熱溫為250 ℃時，界面無明顯的焊接缺陷，孔洞完全消失，形成緊密良好的連接，并且界面形成了一定的機械嵌合。當加熱溫度升高到350 ℃時，界面出現孔洞缺陷。這是因為在加熱溫度過高時，銅側發生再結晶退火更加明顯［9-10］，且在超聲波焊接過程中過軟的銅不利于界面之間的相互摩擦，同時，過高的加熱溫度會造成上聲極頭與銅上表面的粘連，從而在界面處產生孔洞等缺陷。

圖12 接頭界面形貌Fig.12 Joint interface profile

對不同加熱溫度下Cu/Ti接頭界面進行線掃分析，掃描位置如圖12所示，結果如圖13所示。銅/鈦界面處發生了相互擴散，原子之間過渡平穩、連續。Cu/Ti界面擴散層寬度隨著加熱溫度的增大而變寬，在室溫20 ℃、加熱溫度250 ℃、350 ℃時，Cu/Ti 界面擴散層寬度分別約為1.53 μm、2.44 μm、3.06 μm。由于超聲波焊接焊接時間短，熱循環迅速，因此原子擴散驅動力大，擴散時間十分有限。

圖13 接頭線掃分析結果Fig.13 Line scan analysis results

通過斷口和界面微觀形貌觀察組織形成，分析加熱溫度對接頭形成的規律，通過界面反應模型直觀顯示不同加熱溫度下的接頭形成，如圖14所示。在無輔助加熱時，接頭形成示意如圖14a 所示。界面處依靠超聲彈性機械振動摩擦產生的熱量不足，塑性變形量較少，從而界面處連接不夠致密，形成許多的孔洞。同時，界面處的氧化物難以被破碎，純凈的金屬無法裸露出來相互接觸，從而無法形成冶金連接。界面處原子熱激活能量小，不易發生遷移，擴散系數也較小，反應區寬度較窄，導致接頭力學性能較差。當加熱溫度適中時，接頭成形示意如圖14b所示。界面處依靠超聲彈性機械振動摩擦和輔助加熱使峰值溫度顯著提高，有效地起到對母材的軟化，從而改善焊接性，塑性變形量增大。界面處裸露出純凈金屬，原子發生擴散加劇，反應區寬度增加。同時界面處的塑性流動層在靜壓力和超聲波高頻振動下，形成犬牙交錯的機械嵌合，界面有效連接面積增大，從而接頭力學性能顯著提高。當加熱溫度過高時，接頭成形示意如圖14c 所示。界面處峰值溫度過高，產生大量塑性變形，在機械振動摩擦作用下，界面處的銅和鈦不能及時進行填充。同時過軟的銅，造成了銅上表面與上聲極頭粘連，致使銅和鈦板產生撕裂行為，導致界面處產生孔洞缺陷。由于缺陷的產生導致接頭強度反而隨峰值溫度的進一步提高而下降。

圖14 接頭界面反應模型Fig.14 Joint interface response model

本文雖然利用輔助加熱的方式實現了Cu/Ti超聲波焊接接頭的可靠連接，并通過接頭界面反應模型直觀顯示了在不同加熱溫度下接頭處的界面作用機制，但對Cu/Ti 熱輔助超聲波焊接接頭的形成機理研究還不夠深入。

6 結論

（1）熱輔助超聲焊接工藝對Cu/Ti 異種金屬連接是可行的，搭建的熱輔助超聲波焊接成套裝置實現了焊接過程輔助加熱與超聲波熱源的協同控制。

（2）建立的熱輔助超聲焊接過程接頭界面反應模型，直觀地顯示了輔助加熱對Cu/Ti 接頭作用機制。

（3）當輔助加熱溫度適中時，可獲得最大拉剪力為3.78 kN，相對于無輔助加熱的接頭，提高了60.2%。輔助加熱和超聲彈性振動摩擦產熱聯合作用，使母材塑性變形量的增加和原子擴散行為顯著提高是其主因。