焊接能量對鋁鎳超聲波焊接接頭性能的影響

張 威， 敖三三， 羅 震， 郝志壯， 陳 瑤， 馮夢楠， 解 龑

(天津大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院， 天津 300350)

隨著新能源汽車的迅猛發(fā)展，鋰電池中電極材料的可靠連接已成為當(dāng)前的研究熱點(diǎn). 鋁鎳作為電極部件中的重要材料[1-2]，深入研究其連接機(jī)理和優(yōu)化工藝具有重要的應(yīng)用前景.

然而，鋁鎳兩種材料的冶金和物理特性差異較大，采用傳統(tǒng)熔焊方法得到的接頭會產(chǎn)生脆性金屬間化合物，導(dǎo)致在其接頭界面處易產(chǎn)生裂紋，進(jìn)而發(fā)生斷裂. 基于上述原因，促使了諸如線性摩擦焊、攪拌摩擦焊、超聲波點(diǎn)焊等固相焊接方法在鋁鎳異種金屬連接方面的應(yīng)用. 其中超聲波焊接作為一種固相連接技術(shù)，是在壓力的作用下，通過高頻振動將能量傳遞到工件之間，在有限的溫升和塑性變形的情況下實(shí)現(xiàn)界面結(jié)合，具有輸入能量低、焊接效率高等優(yōu)點(diǎn)[3-4]，適用于金屬薄板的連接，目前很多學(xué)者已經(jīng)將超聲波焊接技術(shù)應(yīng)用到了異種金屬如Al/Mg[5-7]、Al/Ti[8-10]、Al/Steel[11-13]和Al/Cu[14-15]的連接中. 研究表明：超聲波焊接技術(shù)能有效減少金屬間化合物的產(chǎn)生[6,8]，實(shí)現(xiàn)高質(zhì)量的接頭連接.

文中針對1A99鋁合金和N4鎳合金進(jìn)行了超聲波焊接試驗(yàn)，通過拉剪試驗(yàn)確定接頭極限拉伸載荷，利用光學(xué)顯微鏡(OM)、顯微硬度計(jì)、掃描電子顯微鏡(SEM)和X射線能譜儀(EDS)對接頭宏觀形貌、硬度分布、斷口形貌和界面原子擴(kuò)散進(jìn)行測試，分析了不同焊接能量下的鋁鎳異種金屬超聲波焊接接頭的性能.

1 試驗(yàn)方法

試驗(yàn)所用材料為0.5 mm厚的1A99鋁板(質(zhì)量分?jǐn)?shù)w=99.99%)和 0.2 mm厚的N4鎳板(w=99.9%)，兩種材料的物理和力學(xué)性能如表1所示. 試驗(yàn)所使用的超聲波焊機(jī)型號為SONIC MSC4000-20，最大功率為4 kW，工作頻率20 kHz. 所用焊頭和底模為正四棱錐型，齒深分別為 0.4 和 0.2 mm，焊頭與砧座的接觸面積為8 mm×8 mm，振動方向垂直于試樣縱軸，焊接過程示意圖如圖1(a)所示. 焊接過程中使用的兩種金屬板尺寸均為100 mm×25 mm，搭接面積為25 mm×25 mm. 試驗(yàn)前，使用砂紙打磨試樣表面以去除雜質(zhì)和氧化層，并用無水乙醇清洗后吹干. 由于鋁合金熱導(dǎo)率較高且相對較軟，更易于摩擦熱量的傳遞和產(chǎn)生塑性變形，所以焊接時鋁板在上、鎳板在下，兩種金屬薄板的搭接示意圖如圖1(b)所示.

表1 焊件材料的物理和力學(xué)性能

圖1 超聲波焊接結(jié)構(gòu)示意圖

影響超聲波焊接接頭質(zhì)量的工藝參數(shù)主要有焊接能量、壓力、振幅和時間. 已有研究表明：相對于其他參數(shù)，焊接能量對接頭區(qū)域摩擦生熱和塑性變形具有更為顯著的影響，進(jìn)而影響接頭性能[8,15]. 因此本次研究中采用能量控制模式，即根據(jù)焊接系統(tǒng)反饋的實(shí)時功率曲線對焊接時間進(jìn)行積分，當(dāng)積分計(jì)算得到的焊接能量輸入達(dá)到設(shè)定值時，焊接停止.試驗(yàn)中保持焊接壓力40 psi (1 psi=6.895 kPa)、振幅55 μm、時間 0.5 s不變，在200～700 J范圍內(nèi)改變能量對鋁鎳異種金屬實(shí)施超聲波焊接，分析不同焊接能量對接頭性能的影響.

采用WDW-100微機(jī)控制電子式萬能試驗(yàn)機(jī)在室溫下進(jìn)行剪切拉伸測試，拉伸速率為1 mm/min；采用HV-1000A型顯微硬度計(jì)分別測量距離接頭結(jié)合界面 0.1 mm處兩側(cè)金屬的維氏硬度分布，相鄰壓痕間距均為 0.5 mm，其中鋁側(cè)施加載荷為 10 N、鎳側(cè)施加載荷20 N，加載時間均為10 s；沿焊接試樣橫截面垂直剪開，取中間焊合部分制備金相試樣，采用光學(xué)顯微鏡(SZX12, Olympus Corp.)觀察其宏觀形貌，分析不同焊接能量對接頭壓痕深度的影響；采用SEM(S-3400N, Hitachi Ltd.)觀察接頭斷口形貌，評估接頭斷裂機(jī)理，并通過EDS來分析接合界面處原子的擴(kuò)散情況.

2 結(jié)果與討論

2.1 焊接能量對接頭力學(xué)性能的影響

超聲波焊后鋁鎳異種金屬的有效搭接面積為8 mm×8 mm，不同焊接能量下得到的鋁鎳異種金屬接頭的最大拉伸載荷如圖2(a)所示，相應(yīng)接頭的斷裂模式如圖2(b)所示. 能量較低時，接頭的極限拉伸載荷隨焊接能量的提高而逐漸增大，在600 J時達(dá)到最大值，為 1 121 N，隨著焊接能量的進(jìn)一步提高，接頭力學(xué)性能下降. 其中，當(dāng)焊接能量低于300 J時，接頭表現(xiàn)為界面斷裂模式，當(dāng)焊接能量逐漸增加至600 J時，接頭由界面斷裂模式逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)榧~扣斷裂模式，500 J時上層鋁板從焊接區(qū)域的左側(cè)開始出現(xiàn)撕裂，大約70%的鋁板殘留在鎳板表面上，600 J時鋁側(cè)的焊點(diǎn)區(qū)域材料被拉出，呈現(xiàn)出典型的紐扣斷裂模式. 然而，當(dāng)焊接能量增加至700 J時，接頭力學(xué)性能下降，鋁板沿焊接區(qū)域邊緣處起裂，并沿著母材區(qū)發(fā)生撕裂現(xiàn)象. 這是由于能量的進(jìn)一步增大，導(dǎo)致焊頭陷入工件深度增加，由于1A99鋁合金的硬度明顯低于N4鎳合金，使得鋁板的變形量顯著大于鎳板的變形，降低了鋁板的有效厚度，同時超聲振動引起金屬材料及表面疲勞加劇，過度的焊接能量導(dǎo)致界面摩擦嚴(yán)重，塑性變形過于強(qiáng)烈，造成焊件壓潰，容易與焊頭發(fā)生強(qiáng)粘結(jié)現(xiàn)象，在界面處產(chǎn)生孔洞等缺陷[8,15]，進(jìn)而降低接頭的力學(xué)性能.

不同焊接能量下，鋁鎳異種金屬超聲波焊接接頭的斷口形貌如圖3所示，焊接能量為200 J時，斷口處沒有明顯的撕裂痕跡，呈現(xiàn)出典型的界面斷裂特征. 這是由于焊接能量較低，焊頭對材料表面的摩擦以及超聲振動不足，使得金屬界面的塑性變形程度較小，導(dǎo)致兩種材料的有效連接面積小，僅在界面的少數(shù)區(qū)域形成微連接，所以接頭能承受的極限載荷較小. 能譜分析結(jié)果表明(見表2中A1、A2、N1和N2處化學(xué)成分)：鋁、鎳兩側(cè)斷口均包含鎳元素和鋁元素，但鎳側(cè)鎳元素的最大含量僅為 74.35%，鋁元素為 35.10%，而鋁側(cè)鋁元素的最大含量達(dá)到100%，鎳元素僅為 29.28%. 這是由于鎳比鋁硬度大且熔點(diǎn)較高，在超聲波焊接過程中塑性變形程度遠(yuǎn)小于鋁側(cè)，導(dǎo)致鋁側(cè)溫度較高且晶格缺陷較多，利于鋁元素向鎳側(cè)擴(kuò)散，同時也證實(shí)鋁鎳異種金屬超聲波接頭拉伸時從鋁一側(cè)發(fā)生失效. 當(dāng)焊接能量為600 J時，紐扣斷裂模式下的接頭微觀形貌如圖3(e)和(f)所示. 分析認(rèn)為：由于焊接能量的增加，鋁鎳界面溫度提高的同時伴隨著母材塑性變形程度的增大，使得兩種材料的有效連接面積顯著增加，進(jìn)而提高接頭的極限拉伸載荷. 圖3(e)和(f)表明鋁側(cè)斷口有大量韌窩出現(xiàn)，證明其斷裂模式為韌性斷裂. 能譜分析結(jié)果(見表2中A3和N3處化學(xué)成分)表明：接頭發(fā)生韌性斷裂時，大量的鋁粘結(jié)在鎳側(cè).

圖2 焊接能量對接頭性能的影響

圖3 不同斷裂模式下的斷口形貌

表2 斷口典型位置的元素分析

2.2 接頭的硬度變化規(guī)律

固定焊接振幅和壓力分別為55 μm和40 psi，不同焊接能量對鋁鎳超聲波焊接接頭界面兩側(cè)金屬的顯微硬度的影響如圖4所示. 可以看出：對于鋁板一側(cè)，當(dāng)焊接能量較低時，接頭區(qū)域維氏硬度值(平均約 45.51)相對母材區(qū)(約50)變化較?。划?dāng)能量為600 J時，超聲波焊接過程導(dǎo)致了接頭區(qū)域鋁合金的軟化(約 18.38%)，與文獻(xiàn)中[10,13]觀察到的現(xiàn)象一致；當(dāng)能量為700 J時，鋁側(cè)接頭硬度最低值為31，僅達(dá)到母材的62%，焊接區(qū)域外側(cè)即母材區(qū)的硬度值不受焊接能量的影響；而在鎳側(cè)，接頭焊接區(qū)域中心位置的硬度則略高于母材區(qū)，且隨著焊接能量的增加呈現(xiàn)出逐漸降低的趨勢，3種能量下，焊接中心區(qū)平均硬度值分別提高了 9.06%、4.18% 和 3.74%. 分析認(rèn)為：由于在超聲波焊接過程中鋁板表面直接與焊頭接觸，高頻振動所帶來的塑性變形和摩擦熱同時作用，使得鋁板在發(fā)生塑性變形的過程中溫度顯著提高，導(dǎo)致晶粒粗化[13]，且隨著焊接能量的提高，鋁鎳焊接界面溫度逐漸升高，晶粒粗化程度增加，進(jìn)而導(dǎo)致硬度逐漸降低；而位于下部分的鎳，受到的超聲振動效應(yīng)較弱，表面溫升明顯小于鋁側(cè)，塑性變形作用增加了其內(nèi)部的位錯密度，從而改進(jìn)材料性能，使得硬度有所提高[16]，同時隨著焊接能量的增加，接合界面處鎳側(cè)溫度的增加導(dǎo)致其硬化效果逐漸減弱.

圖4 不同焊接能量下接頭硬度分布

2.3 焊接能量對接頭宏觀形貌的影響

不同焊接能量下鋁鎳異種金屬超聲波焊接接頭橫截面的宏觀形貌如圖5所示，在超聲波焊接過程中，焊接壓力和振動使得焊頭和砧座表面尖齒嵌入材料表面，將機(jī)械振動傳遞給焊件，使界面處產(chǎn)生高頻振動，在正壓力和摩擦功的共同作用下實(shí)現(xiàn)焊件的連接[8]. 由于鎳硬度較高且砧座的齒深(0.2 mm)相對較淺，本文只分析鋁表面的壓痕深度. 由圖5可知：焊接能量為200 J時，鋁側(cè)壓痕深度為 0.309 mm，隨著能量提高到600 J，鋁側(cè)的壓痕深度增加到 0.332 mm，而當(dāng)能量達(dá)到700 J時，鋁側(cè)壓痕深度減小為 0.298 mm，接頭焊接區(qū)域沿厚度方向發(fā)生形變. 分析認(rèn)為：接頭界面處溫度隨著焊接能量的增加而升高，降低了母材的屈服強(qiáng)度，使得焊頭嵌入金屬材料表面的深度增加，形成較大的壓痕深度. 有研究表明：壓痕深度的增加有利于焊頭與焊件之間剪切力的傳遞，進(jìn)而提高超聲波焊接過程中能量的傳遞效率[15]. 隨著能量的進(jìn)一步增加，焊點(diǎn)處的剪切應(yīng)變增大，界面材料顯著變薄，導(dǎo)致其對溫度場的作用更加敏感，進(jìn)而產(chǎn)生形狀變化.

圖5 不同焊接能量下的接頭宏觀形貌

2.4 焊接能量對接頭界面原子擴(kuò)散的影響

通過超聲波焊接技術(shù)實(shí)現(xiàn)異種金屬的連接時，金屬元素在接頭界面處的擴(kuò)散會對接頭性能產(chǎn)生顯著影響. 不同焊接能量下鋁鎳接頭界面的微觀形貌及EDS分析結(jié)果如圖6所示. 在摩擦作用下，鋁鎳界面發(fā)生了明顯的塑性變形，存在大量島狀突起，形成機(jī)械嵌合，且隨著焊接能量的提高，界面處機(jī)械嵌合現(xiàn)象更加強(qiáng)烈.3種焊接能量下接頭界面處鋁、鎳元素的原子含量從0到100%連續(xù)平穩(wěn)的過渡，界面處原子過渡層厚度分別為 2.89、5.29 和 5.76 μm，隨著焊接能量的增大而加寬. 這是因?yàn)楹讣g的摩擦功和形變能增加，導(dǎo)致鋁鎳界面處溫度升高，原子擴(kuò)散系數(shù)隨之增加，進(jìn)而使過渡層變寬. 但3種能量下EDS線掃描結(jié)果均未形成平臺，因此，可以推斷，在鋁鎳焊接界面處沒有形成穩(wěn)定的金屬間化合物，兩種材料主要依靠機(jī)械嵌合作用實(shí)現(xiàn)有效連接.

圖6 不同焊接能量下的界面形貌EDS結(jié)果

3 結(jié)論

(1) 超聲波焊接技術(shù)能實(shí)現(xiàn)鋁鎳異種金屬的連接，隨著焊接能量的提高，接頭強(qiáng)度呈先增大后減小的趨勢，最佳能量為600 J，接頭斷裂模式由界面斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)榧~扣斷裂，呈現(xiàn)出韌性斷裂特征.

(2) 接頭界面處的連接區(qū)域，與焊頭接觸的鋁側(cè)發(fā)生軟化，而鎳側(cè)顯微硬度提高.

(3) 在超聲振動和壓力的作用下，焊件表面形成壓痕，鋁側(cè)的壓痕深度隨能量的提高而增加，當(dāng)能量達(dá)到700 J時，接頭沿厚度方向發(fā)生形變.

(4) SEM和EDS分析結(jié)果表明：鋁鎳異種金屬超聲波焊接過程中，其焊接接頭結(jié)合區(qū)域沒有金屬間化合物形成，主要依靠機(jī)械嵌合作用實(shí)現(xiàn)有效連接.