超聲波焊接能量對(duì)銅/鋁導(dǎo)線接頭結(jié)合性能的影響

成先明，楊可，邵壯，王健，黃思蜀，張?chǎng)?/p>

(1.河海大學(xué),機(jī)電工程學(xué)院,常州,213200；2.河海大學(xué),材料科學(xué)與工程學(xué)院,常州,213200)

0 序言

銅因具有良好的導(dǎo)電性被廣泛應(yīng)用于新能源汽車的端子、極耳、箔片和線束等領(lǐng)域[1]，然而銅密度大，約為鋁的3倍，不利于汽車輕量化，鋁密度低，且同樣擁有良好的導(dǎo)電性.采用銅截面面積1.6 倍的鋁線可以獲得等效的載流容量，有助于實(shí)現(xiàn)汽車輕量化和降低成本的目的.

銅/鋁導(dǎo)線在熔點(diǎn)和導(dǎo)熱性等方面存在巨大差異，采用傳統(tǒng)的熔焊方法容易產(chǎn)生脆硬性的金屬間化合物，很難實(shí)現(xiàn)銅/鋁導(dǎo)線的良好連接.而采用壓接的方法連接鋁線容易生成Al2O3氧化膜，極大地增加了接頭的接觸電阻[2]和安全風(fēng)險(xiǎn).超聲波焊接作為一種高效的固相連接技術(shù)[3]，焊接過程中，母材不發(fā)生熔化[4]，在一定程度上可以抑制金屬間化合物的形成；另一方面，在超聲振動(dòng)作用下，連接界面產(chǎn)生塑性變形并發(fā)生冶金反應(yīng)，幾乎不存在接觸電阻.相較于傳統(tǒng)連接方法，超聲波焊接還具有焊接速度快、強(qiáng)度高和能耗低等優(yōu)點(diǎn)[5].

近年來，研究人員對(duì)銅/鋁異種材料超聲波焊接做了大量研究[6].谷曉燕等人[7]在研究超聲波焊接能量對(duì)銅/鋁接頭界面變化時(shí)發(fā)現(xiàn)，增加焊接能量會(huì)導(dǎo)致銅/鋁界面間旋渦狀塑性變形加劇，有利于促進(jìn)接頭性能提升；蔣召平等人[8]研究了超聲波焊接能量對(duì)0.5 mm 厚的銅/鋁板接頭硬度及力學(xué)性能的影響，結(jié)果表明，焊接能量較大時(shí)，鋁側(cè)接頭邊緣的硬度下降，拉伸時(shí)沿鋁側(cè)邊緣斷裂，銅/鋁界面間未發(fā)現(xiàn)金屬間化合物；而Liu 等人[9]在用超聲波焊接0.8 mm 厚的銅板和鋁板時(shí)，發(fā)現(xiàn)了銅/鋁中間相，且研究表明附加熱源對(duì)焊接過程有促進(jìn)作用；Li 等人[10]在超聲波焊接銅/鋁板材[11]時(shí)也發(fā)現(xiàn)了金屬間化合物(intermetallic，IMC)，認(rèn)為隨著焊接壓力的增大，IMC 厚度先增大后減小.

盡管已經(jīng)對(duì)銅/鋁薄板的超聲波焊接進(jìn)行了廣泛研究，但是尚未有超聲波焊接能量對(duì)銅/鋁導(dǎo)線結(jié)合性能影響的相關(guān)報(bào)道.文中以BVR2.5 銅線和BLV6 鋁線為研究對(duì)象，分析超聲波焊接能量對(duì)銅/鋁異種金屬導(dǎo)線焊接結(jié)合性能的影響規(guī)律，闡明異種金屬導(dǎo)線超聲波焊接機(jī)理，以期為實(shí)現(xiàn)新能源汽車輕量化提供必要的理論依據(jù).

1 試驗(yàn)方法

焊接試驗(yàn)中使用的導(dǎo)線分別為BVR2.5 銅線(由19 根直徑0.41 mm 銅絲組成)和BLV6 鋁線(由單根鋁芯組成)，截取100 mm 長(zhǎng)并剝?nèi)ソ^緣漆.采用銅線在下，鋁線在上的方式焊接，焊接示意圖如圖1 所示，上下兩根導(dǎo)線重疊部分長(zhǎng)度為18 mm.

圖1 銅/鋁導(dǎo)線超聲波焊接示意圖Fig.1 Schematic diagram of ultrasonic welding for Cu and Al cables

試驗(yàn)中采用的設(shè)備為GS-X01PA 超聲波線束焊接機(jī)，最大輸出功率3 kW，頻率20 kHz，詳細(xì)焊接過程見文獻(xiàn)[12].采用能量焊接模式，焊接過程中主要焊接工藝參數(shù)包括焊接振幅、壓力和能量等.

采用單一變量法，保持焊接壓力0.3 MPa，振幅95%(56.8 μm)，焊接能量分別設(shè)置為200 J，250 J，300 J，350 J 和400 J.將熱電偶(直徑0.3 mm)夾在銅/鋁導(dǎo)線間，采用UT-325 數(shù)字測(cè)溫儀對(duì)焊接過程中Cu-Al 界面處峰值溫度進(jìn)行測(cè)量；采用EDS 和XRD(Bruker D8 Discover，1.54 埃)分析接頭處元素分布和物相組成；采用UTM5105 型電子萬能試驗(yàn)機(jī)對(duì)銅導(dǎo)線超聲波焊接試樣進(jìn)行拉力測(cè)試，拉伸速度20 mm/min；采用ZEISS Sigma 500 場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡(SEM)對(duì)連接界面及拉伸斷口觀察，分析接頭微觀形貌和斷裂形式.

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 焊接能量對(duì)界面溫度的影響

在超聲波焊接過程中，超聲波焊頭的高頻振動(dòng)導(dǎo)致導(dǎo)線間相互摩擦，界面溫度迅速升高，然后降低.溫度的變化會(huì)影響接頭界面成形的過程和微觀組織演變.為了更好的理解超聲波線束焊接機(jī)理，繪制了不同焊接能量下接頭界面處的熱循環(huán)曲線，如圖2 所示.從圖2 中可以看出不同焊接能量的界面溫度都在1～ 2 s 內(nèi)達(dá)到峰值，界面峰值溫度隨焊接能量增加而增高.當(dāng)焊接能量為200 J時(shí)，銅/鋁導(dǎo)線界面峰值溫度為149.3 ℃，不足以使銅/鋁導(dǎo)線充分軟化，導(dǎo)線間僅形成機(jī)械嵌合和部分微結(jié)合；當(dāng)焊接能量達(dá)到400 J時(shí)，銅/鋁導(dǎo)線界面峰值溫度上升至231.9 ℃，仍然低于銅和鋁的熔化溫度，說明超聲波線束焊接為固相連接.雖然更高的界面溫度有利于促進(jìn)銅/鋁導(dǎo)線的原子擴(kuò)散，形成緊密結(jié)合，但是界面溫度過高會(huì)導(dǎo)致接頭邊緣的鋁線發(fā)生嚴(yán)重塑性變形，有效承載面積降低，拉伸時(shí)接頭抗拉力下降.

圖2 不同焊接能量接頭界面處熱循環(huán)曲線Fig.2 Thermal cycling curves at different welding energies

2.2 焊接能量對(duì)銅/鋁導(dǎo)線接頭界面成形的影響

銅/鋁導(dǎo)線在不同超聲波焊接能量下的接頭截面形貌如圖3 所示.從圖中可以看出，隨著焊接能量增加，接頭截面厚度逐漸減小.當(dāng)焊接能量為200 J時(shí)，接頭截面厚度為2.77 mm，鋁線頂部在焊頭齒尖作用下被壓平，在超聲軟化作用下，鋁線嚴(yán)重塑性變形并圍繞銅線流動(dòng)[13]，少量鋁嵌入到銅線的間隙中和銅線形成機(jī)械嵌合，拉伸時(shí)容易在結(jié)合界面處被剝離；當(dāng)焊接能量為300 J時(shí)，鋁線被進(jìn)一步壓縮，接頭截面厚度約為2.12 mm，相較于200 J 厚度減少了約23.5%，但銅/鋁間形成了更大的嵌合面積，銅/鋁間界面結(jié)合力增加，有助于提高接頭的抗拉強(qiáng)度.此外銅線和銅線間的空隙進(jìn)一步減小，部分銅線間形成了原子間鍵合[12]，也有助于增加接頭抗拉力，由于鋁線塑性變形嚴(yán)重，有效承載面積降低，當(dāng)銅/鋁界面結(jié)合力大于鋁導(dǎo)線抗拉力時(shí)，斷裂在鋁側(cè)；當(dāng)焊接能量為400 J時(shí)，接頭截面厚度約為1.82 mm，相較于300 J焊接能量，接頭厚度減少了14.1%，鋁線在超聲振動(dòng)作用下沿著銅線表面發(fā)生塑性變形，填充了銅線間的空隙，形成更緊密的結(jié)合，界面間結(jié)合力進(jìn)一步增加.

圖3 不同焊接能量下接頭截面形貌Fig.3 Cross-sectional morphology of joints at different welding energies.(a) 200 J;(b) 300 J;(c) 400 J

圖4 為圖3 中A，B，C，D 4 個(gè)區(qū)域的局部放大.從圖4(a)中可以看出，鋁線在超聲振動(dòng)的軟化作用下向銅導(dǎo)線內(nèi)部流動(dòng)，與銅導(dǎo)線間形成機(jī)械嵌合，但由于焊接能量較低，焊接界面溫度低(圖2)，鋁線不能充分軟化，與銅導(dǎo)線間形成部分微結(jié)合，仍然存在較大空隙.拉伸過程中，銅/鋁導(dǎo)線先從空隙處剝落，導(dǎo)致界面失效，而空隙也證明超聲波焊接過程中未達(dá)到銅/鋁導(dǎo)線的熔點(diǎn)，是一種固相連接技術(shù).

圖4 不同焊接能量下接頭截面局部放大Fig.4 Local enlargement of the joint section at different welding energies.(a) region A;(b) region B;(c)region C;(d) region D

圖4(b)為300 J焊接能量下銅導(dǎo)線間的局部放大.從銅導(dǎo)線的空隙處可以看到銅表層由于超聲振動(dòng)摩擦而剝落，這是因?yàn)楹附舆^程中，界面溫度升高，銅線屈服強(qiáng)度降低，當(dāng)摩擦剪切力大于銅表面與內(nèi)部的結(jié)合力時(shí)，表層銅發(fā)生剝落，露出純凈的銅相互連接，在焊接壓力作用下，Cu 原子相互靠近形成原子間鍵合.圖4(c)中鋁線內(nèi)部的空隙說明鋁線表層也發(fā)生了剝落，這有利于純凈的銅和鋁原子相互擴(kuò)散，提高界面結(jié)合力.圖4(d)為400 J焊接能量下結(jié)合界面處的形貌，即使在400 J焊接能量下結(jié)合界面仍然有少量空隙，在已結(jié)合界面處沒有發(fā)現(xiàn)中間相.

2.3 焊接能量對(duì)銅/鋁接頭界面微觀組織的影響

為了進(jìn)一步研究焊接能量對(duì)界面微觀組織的影響，分別對(duì)圖3 劃線處進(jìn)行EDS 線掃描，結(jié)果如圖5 所示.從圖中可以看出銅/鋁兩種元素發(fā)生了相互擴(kuò)散，焊接能量越大時(shí)，接觸區(qū)域原子擴(kuò)散距離越大.

圖5 銅/鋁界面EDS 線掃結(jié)果Fig.5 Results of EDS at Cu and Al interface.(a) EDS line scan corresponding to Fig.3 (a);(b)EDS line scan corresponding to Fig.3 (b);(c)EDS line scan corresponding to Fig.3 (c)

當(dāng)焊接能量為200 J時(shí)，擴(kuò)散距離約為2 μm，不存在平臺(tái)過渡區(qū)域；當(dāng)焊接能量為300 J時(shí)，原子擴(kuò)散距離增加一倍，約4 μm，擴(kuò)散過程平穩(wěn)連續(xù)；當(dāng)焊接能量為400 J時(shí)，擴(kuò)散距離達(dá)到7 μm，仍未發(fā)現(xiàn)形成金屬間化合物，這是因?yàn)槌暡ň€束焊接過程中焊接時(shí)間短，焊接峰值溫度低(未達(dá)到母材熔點(diǎn))，因此不足以驅(qū)動(dòng)反應(yīng)界面生成中間相.

對(duì)400 J焊接能量的銅/鋁結(jié)合界面進(jìn)行微區(qū)XRD 分析，檢測(cè)區(qū)域?yàn)殂~/鋁界面2 mm 范圍內(nèi)，結(jié)果如圖6 所示.圖中在50.7°，59.3°，88.8°和110.2°觀察到4 個(gè)峰，它們對(duì)應(yīng)銅的4 個(gè)晶體指數(shù)(111)，(200)，(220)和(311)；此外，在44.9°，52.4°，77.3°，99.4°和99.8°觀察到5 個(gè)峰，它們分別對(duì)應(yīng)鋁的4 個(gè)晶體指數(shù)(111)，(200)，(220)，(311)和(222).銅/鋁結(jié)合界面處僅檢測(cè)到銅和鋁，沒有出現(xiàn)金屬間化合物，說明擴(kuò)散原子的濃度沒有超過基體金屬的溶解度[14]，證明超聲波線束焊接輸入能量低，避免了中間相的形成，接頭性能好，可以有效保證接頭強(qiáng)度.

圖6 銅/鋁連接界面處XRD 圖譜Fig.6 XRD pattern obtained from the microregion of the Cu-Al bonding interface

2.4 接頭力學(xué)性能

圖7 為不同焊接能量下接頭最大抗拉力變化曲線.從圖中可以看出，隨著焊接能量增加，接頭抗拉力先增加再減小，當(dāng)焊接能量為200 J時(shí)，接頭平均最大抗拉力為271.3 N，銅/鋁導(dǎo)線間僅形成少量點(diǎn)連接，所以斷裂發(fā)生在銅/鋁結(jié)合界面；當(dāng)焊接能量為250 J時(shí)，平均最大抗拉力達(dá)到401.3 N，這是因?yàn)楹附幽芰繛?50 J時(shí)，銅/鋁導(dǎo)線間大量點(diǎn)結(jié)合擴(kuò)展為面結(jié)合，接頭抗拉力提高，此時(shí)導(dǎo)線間結(jié)合力高于單側(cè)鋁線抗拉力，所以斷裂發(fā)生在鋁側(cè)；當(dāng)焊接能量為300 J時(shí)，接頭獲得峰值拉伸載荷(409.8 N±8.9 N).焊接能量越大，界面溫度越高，超聲波焊齒尖端嵌入鋁線深度增加，鋁線有效厚度變薄，接頭抗拉力下降.

圖7 不同焊接能量下接頭最大抗拉力Fig.7 Peak tensile strength of the joint at different welding energies

2.5 斷口分析

圖8 為不同焊接能量下的斷口形貌.當(dāng)焊接能量為200 J時(shí)，沿著銅/鋁連接界面斷裂，從圖8(a)可以看出，部分鋁粘附在銅線表面，說明拉伸時(shí)由于鋁表面材料剝落導(dǎo)致界面失效.銅線表面附著的鋁非常少，由于焊接能量較低，界面溫度為149.3 ℃(圖2)，鋁線未能充分發(fā)生塑性變形，原子擴(kuò)散距離有限(圖5(a))，僅形成少量斑點(diǎn)狀結(jié)合區(qū)域.圖8(b)為圖8(a)方框區(qū)域的EDS 面掃描結(jié)果.圖中Cu 和Al 元素的分布證明銅線表面粘附了部分鋁線，因此在低焊接能量下，接頭抗拉強(qiáng)度取決于銅/鋁之間形成冶金結(jié)合的面積.此外，還在銅導(dǎo)線表面檢測(cè)到了O 元素，且O 元素分布與部分Al 元素分布區(qū)域重合，說明超聲振動(dòng)過程中會(huì)導(dǎo)致導(dǎo)線表面的氧化層破裂剝落，然后夾雜在焊縫中，這與圖4 微觀形貌分析結(jié)果一致.

圖8 不同焊接能量下斷口形貌Fig.8 Fracture morphology at different welding energies.(a) 200 J;(b) EDS results of the corresponding region at Fig.8(a);(c) 300 J;(d)400 J

圖8(c)和圖8(d)分別為300 J 和400 J 時(shí)的斷口形貌.當(dāng)焊接能量超過300 J時(shí)，銅/鋁間形成良好結(jié)合，斷裂均發(fā)生在鋁側(cè).在300 J 斷裂接頭的橫截面中心存在細(xì)長(zhǎng)的韌窩，斷口為典型的韌性斷裂，裂紋從芯部向?qū)Ь€表面擴(kuò)展，這與Ni 等人[15]的研究結(jié)果一致，證明銅/鋁導(dǎo)線間形成了良好的結(jié)合；焊接能量400 J時(shí)，斷口出現(xiàn)韌窩，也說明接頭為韌性斷裂，但是由于焊接能量較高，鋁線塑性變形嚴(yán)重，有效承載面積大幅降低，所以接頭抗拉力下降，因此銅/鋁界面形成良好結(jié)合后，接頭抗拉力取決于鋁側(cè)有效承載面積.

3 結(jié)論

(1)隨著超聲波焊接能量增加，銅/鋁導(dǎo)線結(jié)合界面溫度升高，但仍明顯低于銅/鋁導(dǎo)線熔點(diǎn)，屬于固相連接；同時(shí)，界面處Cu/Al 原子相互擴(kuò)散距離隨超聲波焊接能量的增加而增加，未形成金屬間化合物.

(2)接頭抗拉力隨超聲波焊接能量增加先升高后降低，當(dāng)焊接能量為300 J時(shí)，接頭獲得峰值拉伸載荷(409.8 N±8.9 N)，接頭拉伸剪切強(qiáng)度超過母材，斷裂發(fā)生在鋁側(cè).

(3)當(dāng)超聲波焊接能量較低時(shí)，接頭抗拉力取決于銅/鋁導(dǎo)線冶金結(jié)合面積，當(dāng)超聲波焊接能量超過300 J時(shí)，接頭抗拉力取決于鋁側(cè)有效承載面積.