NiTi-Cu 異種材料激光微連接機理及元素分布

柯文超，張康，周乃迅，陳文暢，陳龍，龐博文，曾志

(1.電子科技大學,成都,611731；2.陸裝駐成都地區(qū)航空軍代室,成都,610000)

0 序言

鎳鈦(NiTi)形狀記憶合金(shape memory alloys，SMA)作為一種智能材料，具有良好的形狀記憶效應(shape memory effect，SME)、超彈性(super elasticity，SE)、抗腐蝕性和生物兼容性，被廣泛應用于汽車、航空航天和生物醫(yī)學等領域[1-2].然而NiTi 成本高，且單一的NiTi 結構難以滿足不同產品的性能要求，因此NiTi 零件通常需要與異種材料(如鋁，鋼，銅等合金)連接組成系統(tǒng)，以發(fā)揮其功能特性[3].電弧焊[4]、電子束焊[5]、激光焊等是常用的NiTi 合金與異種材料的連接方法，其中激光焊能量密度高、熱影響區(qū)小、殘余應力小，是一種先進的連接技術[6]，適用于NiTi 合金與異種材料的精密連接.NiTi 合金對溫度變化敏感，大功率激光焊接過程會損傷接頭的SME 和SE 功能特性，因此運用小功率(＜1 000 W)的激光微連接工藝(laser microwelding,LMW)對小尺寸(＜ 800 μm)的NiTi 合金進行焊接能夠極大保障接頭性能[7].

銅(Cu)及其合金具有高導電性、導熱性和優(yōu)異的耐腐蝕性等，被廣泛用于電子元器件及電路連接工藝[8].NiTi-Cu 異種材料激光微連接工藝是生產基于NiTi 的電子設備，如智能開關、電熱驅動器和電連接器等的理想方案[9].NiTi 激光焊接熔合區(qū)形成的Ni-Ti 脆性金屬間化合物(intermetallic compounds，IMCs)易誘發(fā)裂紋，并削弱接頭力學性能，使焊接工藝具有挑戰(zhàn)性[10].Sun 等人[11]使用功率為900 W 的Nd：YAG 激光器針對400 μm 直徑的NiTi 和Cu 雙絲異種材料開展了激光微連接工藝，研究發(fā)現(xiàn)，NiTi-Cu 熔合區(qū)中的脆性Ni-Ti IMCs的比例明顯降低，取而代之的是低硬度的Cu-Ti IMCs.NiTi-Cu 激光微連接過程中的溫度演變及熔池動態(tài)對異種材料共熔以及元素擴散有較大影響，受異質熔池微界面尺寸和工藝過程的制約，異種材料之間的激光微連接機理難以用試驗設備，如高速攝影機、紅外熱成像儀等實時監(jiān)測.計算流體力學(computational fluid dynamics，CFD)仿真模擬方法日益成為研究焊接過程的有效工具[12]，有助于優(yōu)化激光微連接工藝、控制連接成形、提升接頭性能.Zhang 等人[13]建立了三維CFD 模型，研究了不同的激光離焦量和功率對NiTi 合金與不銹鋼異種材料焊接微連接熔池形貌的影響.現(xiàn)有的研究忽略了異種元素擴散及分布機制，也難以揭示NiTi 及異種材料的激光微連接機理.

文中對 NiTi 絲和銅板進行激光微連接，建立了三維CFD 模型，模擬了NiTi-Cu 激光微連接過程中的溫度場、流場演變和元素傳輸規(guī)律，為深入研究NiTi-Cu 激光微連接焊接技術在工程領域的應用提供理論指導.

1 試驗方法

圖1 為NiTi-Cu 異種材料激光微連接示意圖.試驗使用的400 W 楚天JHM-1GY-400D 型Nd：YAG激光器 (圖1a)，波長為1.064 μm，使用直徑 700 μm 富鎳的NiTi 超彈性合金絲(Ni 元素含量50.8%)和三維尺寸 2.0 mm × 25.0 mm × 0.5 mm的T2 純銅薄板(Cu 元素含量99 %)為焊接材料.NiTi 絲置于銅板上，并用夾具固定，如圖1b 所示.焊前使用丙酮、乙醇和蒸餾水清潔NiTi 絲；用砂紙對銅板進行機械拋光，并使用丙酮清潔以去除氧化膜.選用優(yōu)化的工藝參數(shù)進行焊接[9]，激光在銅板上表面的聚焦直徑為800 μm，焊接速度為10 mm/s，焊接過程中持續(xù)通入流速為 18.8 L/min、純度為99.99%的氬氣以防氧化.

圖1 NiTi-Cu 激光微連接示意圖(mm)Fig.1 Diagram of micro laser welding of NiTi-Cu.(a)micro laser welding system;(b) diagram of micro laser welding

將焊后樣品制成金相試樣，使用600 目～ 1 200目的砂紙和平均粒徑0.25 μm 氧化鋁粉末進行拋光，用比例為14∶3∶82 的 HNO3∶HF∶H2O 腐蝕液對金相腐蝕后，采用 Olympus BX53M 光學顯微鏡和能量色散譜儀(energy dispersive spectrometer,EDS)表征樣品的微觀結構和元素分布.

2 數(shù)學模型

2.1 基本假設

激光微鏈接涉及復雜的熱物理過程，如熔化凝固、金屬蒸發(fā)等，為了平衡計算效率和求解精度，激光微鏈接CFD 建模采用如下假設：熔融的異種金屬被視為不可壓縮的層流牛頓流體[14]；采用 Boussinesq近似法計算熔池熱浮力[15]；忽略保護氣體對熔池動態(tài)的影響[16]；計算域的初始溫度為300 K，與實際焊接環(huán)境溫度相近.

2.2 計算模型

試驗使用基于笛卡爾坐標系的三維尺寸為4.0 mm × 2.0 mm × 1.5 mm 的計算域，如圖2 所示.計算域包含500 μm 厚的銅板，直徑700 μm 的NiTi 絲，其余為氣體層.為有效追蹤焊接過程中的元素傳輸機制，設置NiTi，Cu 和氣體為3 個不同的相.計算域共有304 587 個六面體結構網格，最小網格尺寸為30 μm.計算域頂面設置為壓強出口(Pressure-outlet)邊界條件，其余面設置為壁面(Wall)邊界條件.

基于壓力速度耦合的PISO 算法，利用ANSYS Fluent 軟件計算激光微連接過程的溫度場、流場演變，設置時間步長在1 × 10-7～ 1 × 10-5s 范圍內自適應變化.編寫基于C 語言的用戶自定義函數(shù)(user-defined function,UDF)計算激光微連接過程中的力學作用和激光熱源，模擬過程中使用的NiTi 和Cu 的熱物理參數(shù)見表1[17-18].

表1 NiTi 和Cu 熱物理參數(shù)Table 1 Thermophysical parameters of NiTi and Cu

2.3 控制方程

在模擬激光微連接過程中，計算域單元應滿足質量、動量和能量守恒及體積分數(shù)(volume of fraction,VOF)方程[19].

式中：ρ為計算域中物質的密度；v為速度矢量；p為壓力；k為導熱系數(shù)；μ為動力粘度；K為阻力系數(shù)；T為實時溫度；H是焓；Sm為動量源項，通過編輯UDF 函數(shù)將激光微連接過程中熔池的驅動力，如熱浮力、表面張力、金屬蒸氣反沖壓力等添加至動量源項中；α為計算域單元氣相或金屬相的體積分數(shù)，0＜α＜1 的單元組合為熔池氣液自由界面；Se為能量源項，主要為激光熱源和自由液面的熱損失.熔池自由液面的熱損失包括對流、輻射以及金屬蒸發(fā)引起的散熱[16].

式中：n為熔池自由液面的方向矢量；hc為對流換熱系數(shù)；ε為輻射系數(shù)；σ為玻爾茲曼常數(shù)；mv為金屬蒸發(fā)質量；Lv為蒸發(fā)潛熱；Tref為環(huán)境溫度.

熔融金屬吸收激光束能量而蒸發(fā)，金屬蒸氣反沖壓力垂直作用于熔池自由液面，使液面凹陷產生匙孔，金屬蒸氣反沖壓力計算式為[20]

式中：P0為標準大氣壓；M為材料的摩爾質量；R為氣體常數(shù)；Tv為蒸發(fā)溫度.

2.4 熱源模型

圖3 為激光熱源模型及能量分布，激光微連接過程中，激光能量以熱流密度的形式輸入到NiTi和銅材料上，并呈高斯分布[21].高斯分布計算式為

圖3 激光熱源模型及能量分布Fig.3 Laser heat source model and energy distribution.(a) laser heat source model; (b) energy distribution

式中：r=(x-v0t)2+y2為熱源內的點與熱源中心的距離；v0為焊接速度；c為熱源分布系數(shù);Q為激光功率；η為激光效率；r0為激光半徑.通過VOF 方程識別熔池氣液界面，將熱源施加至三維計算域.

2.5 模型驗證

為驗證計算模型的可靠性，圖4 比較了試驗和仿真焊縫的橫截面輪廓.圖中可以看出，試驗和仿真焊縫的輪廓吻合良好，因此模型可用于后續(xù)激光微連接熔池動態(tài)特征分析.

圖4 試驗與仿真焊縫橫截面輪廓對比Fig.4 Comparison of the experimental and simulated welds on the cross-section.(a) the experimental;(b) simulated welds

3 結果與分析

3.1 NiTi-Cu 激光微連接機理

激光微連接過程中，匙孔深度可反映激光能量的分布狀況.利用CFD-Post 軟件計算匙孔氣液界面底部與NiTi 絲頂部的距離H1，即為仿真匙孔深度.圖5 為CFD 模型預測的25 ms 內匙孔深度隨時間變化曲線.觀察發(fā)現(xiàn)，以H1=0.70 mm(0.70 mm為NiTi 絲直徑)為基準，25 ms 的焊接時間可以分為3 個特征時間區(qū)間：0～t1(t1=6.2 ms)，匙孔深度小于NiTi 絲直徑，激光只作用于NiTi 絲；t1～t2(t2=13.3 ms)，匙孔深度約等于NiTi 絲直徑，激光作用于NiTi 絲與銅板的交界面；t2～ 25 ms，匙孔深度開始大于NiTi 絲直徑，激光同時作用于NiTi 絲和銅板，時間區(qū)間1 和3 內，部分時間段(1.4～ 2.7 ms 和16.4～ 19.0 ms)匙孔深度有較大波動，這由匙孔不穩(wěn)定導致的[14].

圖5 仿真匙孔深度隨時間變化曲線Fig.5 Predicted fluctuation curve of keyhole depth with time

圖6 為特征時間區(qū)間1(0～t1)內熔池的俯視和橫截面視圖，熔池中的小箭頭為速度矢量.從圖中可以看出，當時間為0.7 ms 時，激光輸出能量累積較少，僅NiTi 絲上部被熔化，熔池窄且淺，匙孔較淺，且匙孔形成過程中有少許金屬飛濺；當時間為2.7 ms 時，隨著激光能量的累積，熔池變寬，且匙孔抵達NiTi 絲底部，熔池深度加深；當時間為0.7～2.7 ms 時，匙孔邊緣的金屬液在金屬蒸氣反沖壓力的驅動下有向下運動的趨勢，表明該特征時間區(qū)間內匙孔主要表現(xiàn)“鉆孔”現(xiàn)象[14]，且在該時間區(qū)間，激光能量只作用于NiTi 絲，銅板幾乎無溫度變化.

圖6 時間區(qū)間1 內的熔池動態(tài)Fig.6 Molten pool dynamics within the time interval 1.(a) t=0.7 ms;(b) t=2.7 ms

圖7 為特征時間區(qū)間2(t1～t2)內熔池動態(tài).觀察發(fā)現(xiàn)，當時間為6.2 ms 時，銅板上有大量的飛濺，激光束下方的NiTi 絲被全部熔化，并呈半橢圓形鋪展于銅板上，匙孔穿透了NiTi 絲并抵達銅板上表面，匙孔深度等于NiTi 絲直徑，即H1=0.70 mm；當時間為13.3 ms 時，NiTi 絲吸收了更多激光能量，熔池變長(x軸方向)，匙孔深度維持在H1=0.70 mm 不變，匙孔未進入銅板內，6.2 ms 的激光能量累積，匙孔便穿透了NiTi 絲；而在6.2～13.3 ms(Δt=7.1 ms)時，銅板僅上表面的微小區(qū)域被熔化，這主要是由銅的熱導率高(表1 表明銅的熱導率約為NiTi 的7 倍[17-18])、散熱快造成的.因此激光在6.2～ 13.3 ms 時，激光作用于NiTi 絲與銅板的交界面，使銅板被預熱，在該時間區(qū)間內，觀察到熔池橫截面有兩個由表面張力引起的Marangoni 渦流[22]，該渦流驅動熔融NiTi 鋪展在銅板上，有助于NiTi 和銅異種材料之間的潤濕，在Marangoni 渦流的驅動下，6.2 ms 時NiTi 與銅板間的孔洞(圖7a)逐漸被熔融金屬填補，并在13.3 ms 時消失.

圖7 時間區(qū)間2 內的熔池動態(tài)Fig.7 Molten pool dynamics within the time interval 2.(a) t=6.2 ms;(b) t=13.3 ms

圖8 為特征時間區(qū)間3(t2～ 25 ms)內熔池演變.當時間為13.9 ms 時，銅板上部被熔化，激光束開始在銅板內部“鉆孔”；當時間為20.3 ms 時，匙孔在銅板內的深度進一步加深，銅板上形成約240 μm 深的熔池，在該時間區(qū)間內，激光同時作用于NiTi 絲和銅板內部，NiTi 絲與銅板被連接在一起.與時間區(qū)間2 類似，在時間區(qū)間3 內，熔池橫截面也存在兩個Marangoni 渦流，該渦流促進了熔池流動，有助于Ni，Ti 和Cu 元素混合.

圖8 時間區(qū)間3 內的熔池動態(tài)Fig.8 Molten pool dynamics within the time interval 3.(a) t=13.9 ms;(b) t=20.3 ms

3.2 元素擴散及分布規(guī)律

圖9 為不同時間熔池橫截面Cu 元素分布情況.當時間為2.7～ 13.3 ms，即時間區(qū)間1 和2 內，銅板未熔化或熔化量極少，因此未發(fā)現(xiàn)明顯的NiTi 與銅混合現(xiàn)象.而在時間區(qū)間3 內，即時間為13.9 ms(圖9d)，匙孔開始深入銅板內部，在金屬蒸氣反沖壓力的驅動下[23]，匙孔底部熔融的NiTi 被壓入銅板內部，并互相混合，同時匙孔邊緣的銅也被擠入NiTi 絲內部，并在Marangoni 渦流的作用下與NiTi 混合.由此可見，NiTi-Cu 激光微連接過程中，Ni，Ti 和Cu 元素混合主要發(fā)生在時間區(qū)間3 內.

圖9 熔池橫截面Cu 元素分布Fig.9 Cu element distribution on the cross-section of molten pool.(a) t=2.7 ms;(b) t=6.2 ms;(c) t=13.3 ms;(d) t=13.9 ms

為定量分析焊縫中Cu 元素的分布，試驗與仿真焊縫中Cu 元素分布對比如圖10 所示.選取圖4a 中金相A 區(qū)垂直于焊縫邊緣的3 個點(圖10a 點1，2，3)進行EDS 掃描，檢測各點的Cu元素含量.如圖10d 所示，點1，2，3 中Cu 元素含量分別為15.4%，11.8%和9.6 %，表明Cu 元素含量從焊縫中心到焊縫邊緣逐漸升高.Cu 元素進入熔池有助于在焊縫邊緣形成低硬度的Cu-Ti IMCs[11]，降低脆性Ni-Ti IMCs 形成的可能性，從而提升接頭強度.圖10b 為20.3 ms 時仿真熔池橫截面Cu 元素分布，在NiTi 絲內部觀察到Cu 元素富集點(箭頭所示)，這與金相試驗結果(圖4a)吻合良好.NiTi 絲內部Cu 元素富集點主要由匙孔邊緣的Cu 元素被激光“鉆孔”效應擠入NiTi 絲內部引起的(圖9d).熔融的銅在NiTi 絲內部凝固后形成固溶體，有助于強化焊接接頭力學性能[9].如圖10b～圖10d 所示，在仿真熔池B 區(qū)選取與金相A 區(qū)相同位置的3 個點，當時間為20.3 ms 時，熔池已達準穩(wěn)態(tài)，這3 點處于流速小的熔池邊緣，因此元素分布趨于穩(wěn)定，且區(qū)間3 結束后熱量輸入停止，熔池將快速凝固，此時熔池3 點的元素分布與凝固后的元素分布大致相同，可代表焊縫相應位置的元素分布.使用CFD-Post 讀取各點的Cu 元素含量，得到模擬的1～ 3 點的Cu 元素含量分別為18.3%，12.1%和8.0%，與EDS 試驗結果吻合良好 (圖10d)，表明了計算模型有較高的可靠性.

圖10 試驗與仿真焊縫中Cu 元素分布對比Fig.10 Comparison of Cu element distribution in experimental and simulated weld beads.(a) enlarged image of region A in Fig.4a;(b)simulated distribution of Cu element at 20.3 ms;(c) enlarged image of region B in the simulation;(d) comparison of the element content

4 結論

(1) NiTi-Cu 激光微連接過程由3 個特征時間區(qū)間組成，即在時間區(qū)間1(0～ 6.2 ms)內，激光在NiTi 絲中“鉆孔”，匙孔深度小于NiTi 絲直徑，激光能量只作用于NiTi 絲；在時間區(qū)間2(6.2～ 13.3 ms)內，激光束下方的NiTi 絲被全部融化，匙孔抵達銅板上表面，銅板被激光預熱，僅微小區(qū)域被熔化；在時間區(qū)間3(13.3～ 25 ms)內，銅板逐漸被熔化，激光束開始在銅板中“鉆孔”.

(2) 微連接過程中，Ni，Ti 和Cu 元素混合主要發(fā)生在時間區(qū)間3 內，NiTi 和Cu 在金屬蒸氣反沖壓力的作用下互相滲透，并在Marangoni 渦流的作用下均勻混合.匙孔邊緣的銅被擠入NiTi 絲內部形成銅富集點，富集點處的銅凝固后形成固溶體，有助于強化焊接性能.

(3) 沿著焊縫中心至焊縫邊緣，Cu 元素含量逐漸升高，焊縫將形成更多的低硬度的Cu-Ti IMCs，從而降低脆性Ni-Ti IMCs 含量，以提高接頭強度.