謝俊峰，朱有利，黃元林，白 昶

（1裝甲兵工程學院 裝備再制造工程系，北京 100072；2中國人民解放軍65331部隊，吉林 吉林 132012；3中國北方車輛研究所，北京 100072）

2A12與2A11鋁合金均屬于2XXX系列高強度鋁合金，具有優(yōu)良的綜合力學性能，廣泛應用于飛機和汽車制造業(yè)。但是高強度鋁合金的傳統(tǒng)焊接方法，如TIG焊、電阻焊等，易出現(xiàn)焊件熱變形大、焊縫缺陷多等缺點，很大程度上降低了焊接接頭的力學性能［1］。因此，近年來學者們對攪拌摩擦焊、超聲波焊接等新型焊接方法進行了廣泛研究，以克服傳統(tǒng)焊接方法的缺點，更好地發(fā)揮高強鋁合金的性能［2－4］。

自20世紀60年代起，國內(nèi)外學者對超聲波金屬焊接技術進行了較多的研究。超聲波金屬焊接主要原理是：在法向正壓力和切向高頻超聲波振動的共同作用下，焊接界面上發(fā)生高頻切向摩擦，產(chǎn)生高速率塑性變形和快速的溫升，從而破碎去除焊接界面的氧化膜和污染物，使純凈的裸露金屬原子發(fā)生接觸，以金屬鍵的形式形成焊接結合［5］。超聲波金屬焊接是一種低溫固態(tài)焊接技術，焊接界面上產(chǎn)生的溫度一般僅為母材熔點的30%～50%［6］，因而具有無焊接熱變形、耗能小、室溫操作等優(yōu)點以及良好的發(fā)展前景。在鋁合金焊接領域，國內(nèi)外研究人員對鋁合金超聲波焊接的工藝參數(shù)、焊接接頭力學性能和焊接界面組織結構等方面開展了比較多的研究工作［7－10］。但由于影響超聲波金屬焊接的因素比較復雜，而且焊接時間短暫（＜1s），因此對于超聲波金屬焊接的焊接機理，目前尚無統(tǒng)一的認識［11］。而且以往的鋁合金超聲波焊接研究多集中在6XXX系列和3XXX系列等中低強度鋁合金，對于2XXX系列高強度鋁合金的研究較少。

本工作對2XXX系列高強度鋁合金進行了超聲波焊接，為了便于在焊接界面上區(qū)分母材與箔材，采用材料成分略有不同的2A12－T3與2A11－O鋁合金分別作為母材與箔材。采用掃描電鏡、能譜分析、電子背散射衍射和透射電鏡研究了超聲波焊接工藝參數(shù)對焊接界面結合狀況的影響和焊接界面的組織結構，并分析了相關機理。

1 實驗材料與方法

實驗選用2A12－T3鋁合金軋制板材作為超聲波焊接母材，母材試樣的尺寸規(guī)格為3mm×20mm×100mm。超聲波焊接箔材選用尺寸為0.5mm×20mm×20mm的2A11－O鋁合金。2A12與2A11鋁合金的主要化學成分（質(zhì)量分數(shù)／%）分別為Si 0.5，F(xiàn)e 0.5，Cu 3.8～4.9，Mg 1.2～1.8，Mn 0.3～0.9，Zn 0.3，Al余量以及 Si 0.7，F(xiàn)e 0.7，Cu 3.8～4.8，Mg 0.4～0.8，Mn 0.4～0.8，Zn 0.3，Al余量。超聲波焊接方式為點焊，超聲波焊接振動頻率為20kHz，其余工藝參數(shù)如表1所示。其中，進行氬氣保護時，首先去除焊接試樣表面的氧化物，然后焊接過程中向焊接區(qū)域施加氬氣氣流，防止焊區(qū)材料發(fā)生氧化。采用QUANTA 200型掃描電鏡觀察試樣焊接界面的結合狀況，試樣經(jīng)鑲樣、磨制和拋光后，采用配比為1%氫氟酸（HF）＋1.5% 鹽酸（HCl）＋2.5%硝酸（HNO3）＋95%水（H2O）的混合酸進行腐蝕。利用裝配在JEM－7001F型場發(fā)射掃描電子顯微鏡的背散射電子衍射系統(tǒng)（EBSD）表征了超聲波焊接試樣的晶粒形貌，并通過EBSD的分析軟件計算分析試樣的晶粒尺寸和晶界角度。EBSD試樣經(jīng)磨制和機械拋光后，再進行電解拋光。電解液為10%HClO4＋90%C2H5OH，電壓為20V，室溫下電解拋光，時間為15～30s。焊接界面組織的微觀結構分析在JEM－2010型透射電鏡下進行，試樣首先由機械方法減薄至50μm，然后在氬氣中進行離子減薄。SEM，EBSD和TEM試樣均從在超聲波焊接試樣的斷面上取樣。

表1 超聲波焊接工藝參數(shù)Table 1 Process parameters of ultrasonic welding

2 結果與討論

2.1 超聲波焊接界面的結合狀況

圖1（a）～（d）分別為工藝1～4條件下超聲波焊接界面的掃描電鏡照片，其中圖中上側為箔材，下側為母材。通過對比圖1（a）和圖1（b）可以發(fā)現(xiàn)，當焊接振幅為15μm時，焊接工藝2（有氬氣保護）焊接界面的結合狀況相對工藝1（無氬氣保護）有較大的改善。工藝1焊接界面上母材與箔材之間存在明顯的焊接缺陷層。而在工藝2的焊接界面上缺陷層的長度和寬度明顯減小，并且其余區(qū)域的母材與箔材結合良好。由圖1（c）和圖1（d）可以發(fā)現(xiàn)，當焊接振幅由15μm增大到30μm時，工藝3與工藝4焊接的焊接界面結合狀況遠優(yōu)于工藝1和工藝2。工藝3、4焊接界面上的母材與箔材完全結合在一起，沒有出現(xiàn)如工藝1、2焊接界面的缺陷層，而且工藝3、4焊接界面上發(fā)生了比較強烈的塑性變形，箔材和母材的形貌有著比較明顯區(qū)別。在超聲波焊接研究中，焊接界面上結合區(qū)域與焊接界面的長度比值稱為線性焊接密度［7］，是直接反映超聲波焊接結合狀況和結合性能的重要指標，常用來表征焊接結合強度。從圖1中可觀察到，工藝1的線性焊接密度僅為30% 左右，工藝2提高到70%左右，而工藝3和工藝4則接近100%。由此可見，相對于工藝1，其他三種工藝提高了超聲波焊接的線性焊接密度和結合強度。

2.2 工藝參數(shù)對超聲波焊接結合狀況的影響

2.2.1 氬氣保護的影響

圖1 不同工藝焊接界面掃描電鏡照片 （a）工藝1；（b）工藝2；（c）工藝3；（d）工藝4Fig.1 SEM micrographs of welded interfaces with various processes （a）process 1；（b）process 2；（c）process 3；（d）process 4

圖2為工藝1超聲波焊接界面上缺陷層的放大圖，可觀察到缺陷層內(nèi)部存在連續(xù)絮狀物。能譜分析顯示，圖2中黑色箭頭所指處絮狀物的氧元素質(zhì)量分數(shù)為21.5%，表明缺陷層內(nèi)部主要為氧化物。這說明在工藝1的條件下進行超聲波焊接時，未被破碎去除的表面氧化物殘留在焊接界面上形成氧化物缺陷層，阻礙母材與箔材形成焊接結合，但殘留氧化物可與箔材、母材分別形成類似于陶瓷與金屬之間的超聲波焊接結合，也具備一定的結合強度［6］。為了減少或者去除焊接界面上的殘留氧化物，工藝2采用了氬氣保護進行超聲波焊接。如圖1（b）所示，工藝2的超聲波焊接界面上的氧化物缺陷層的長度和寬度都明顯減少，表明氬氣保護減少了焊接界面上的殘留氧化物，使更多區(qū)域母材與箔材的裸露原子發(fā)生接觸，更易于形成焊接結合，因此有助于提高線性焊接密度及焊接結合強度。圖1（c）和圖1（d）顯示，工藝3和工藝4的超聲波焊接界面上未發(fā)現(xiàn)氧化物缺陷層，該區(qū)域的母材與箔材相互交錯并完全結合在一起。同時對比工藝3和工藝4的焊接界面，可發(fā)現(xiàn)兩者界面結合狀況基本相同。這表明當焊接振幅增大到30μm時，焊接過程中產(chǎn)生的高頻切向摩擦能夠有效地破碎去除試樣的表面氧化物，而此時氬氣保護對去除焊接界面的殘留氧化物和線性焊接密度的影響不大。

圖2 焊接界面缺陷層掃描電鏡和能譜分析（a）缺陷層形貌；（b）缺陷層能譜分析Fig.2 SEM and EDS analysis of deficiency layer（a）morphology；（b）EDS analysis

以上實驗結果表明，當焊接振幅較小時，試樣表面氧化物殘留在焊接界面上，阻礙母材與箔材形成焊接結合，焊接界面的線性焊接密度僅為30%。采用氬氣保護措施可以較好地去除試樣表面氧化物，較明顯地提高線性焊接密度，從而提高試樣的焊接結合強度。而當焊接振幅增大到30μm時，超聲波焊接界面的材料會產(chǎn)生更加強烈的高頻切向摩擦和剪切變形，能夠更有效地破碎去除焊接試樣的表面氧化物。因此這種狀況下，氬氣保護措施對超聲波焊接界面的線性焊接密度無明顯影響。

2.2.2 焊接振幅和焊接時間的影響

由圖1（a）～（d）可知，當焊接振幅較小，焊接時間較長時，超聲波焊接不僅難以去除試樣表面氧化物，而且在氬氣保護下，得到的線性焊接密度也只有70%左右；當焊接振幅較大時，雖然焊接時間較短，但卻能更有效地去除試樣表面氧化物，而且使焊接界面區(qū)域產(chǎn)生更加強烈的塑性變形，形成較好的焊接結合，得到的線性焊接密度接近100%。因此，相比焊接時間，焊接振幅是影響超聲波焊接線性焊接密度以及焊接結合強度的最主要參數(shù)。這是因為，只有當超聲波焊接產(chǎn)生的摩擦力和剪應力達到或超過氧化物的內(nèi)聚強度和結合強度時，才可以起到破碎去除氧化物的作用，僅靠增加焊接時間不能起到有效的破碎去除作用。但是，振幅過大時會在焊接界面上產(chǎn)生過大的應力，從而破壞焊接結合，使線性焊接密度下降［5］。

2.3 超聲波焊接界面的塑性流動

超聲波焊接過程中，在法向壓力和高頻切向摩擦的共同作用下，母材與箔材之間的焊接界面上會產(chǎn)生強烈的塑性變形，使得焊接界面上形成漩渦和波紋狀塑性流動［12］，了解和認識焊接界面的塑性流動有助于理解超聲波焊接結合的焊接機理。

工藝1的超聲波焊接界面上存在較多的氧化物缺陷層和孔洞等未結合區(qū)，但結合區(qū)與未結合區(qū)的交界處更容易觀察到材料的塑性流動特征。圖3白色方框區(qū)域為工藝1超聲波焊接界面的結合區(qū)，兩側為超聲波焊界面的未結合區(qū)。在右側結合區(qū)與未結合區(qū)的交界處，由于受結合區(qū)材料的波紋狀塑性流動影響，平直的氧化物缺陷層明顯發(fā)生轉動、彎曲和分叉。同時可觀察到，焊接界面上的微結合區(qū)發(fā)生如圖4中白色箭頭所示的轉動和圖5中漩渦狀塑性流動，并且圖5中缺陷層中的部分氧化物被塑性流動攪拌粉碎。這表明超聲波焊接過程中，焊接界面上微凸峰首先接觸形成微結合區(qū)，隨后微結合區(qū)發(fā)生轉動，形成波紋或漩渦狀塑性流動，進而破碎去除焊接界面上的殘留氧化物，使箔材和母材的裸露原子直接接觸，形成較大面積的焊接結合區(qū)［12］。

2.4 超聲波焊接界面的微觀組織結構

圖6為SEM下工藝4超聲波焊接界面的組織形貌，黑色箭頭所指處為焊接界面，焊接界面上下兩側分別2A11箔材和2A12母材。圖中顯示，母材與箔材在焊接界面上相互交錯并完全結合在一起。相比母材，靠近焊接工具頭的箔材因發(fā)生了較為強烈的塑性變形而顯得更加致密。由于掃描電鏡無法觀察到更詳細的焊接界面組織微觀結構，因此采用了EBSD和TEM進行更深入的觀察分析。

圖3 工藝1焊接界面上的結合區(qū)Fig.3 Bonding zone at the welded interface with process 1

圖4 工藝1焊接界面上的微結合區(qū)Fig.4 Micro－bonding zone at the welded interface with process 1

圖5 工藝1焊接界面上的漩渦Fig.5 Vortex at the welded interface with process 1

圖6 工藝4焊接界面形貌的掃描電鏡照片F(xiàn)ig.6 SEM micrograph of welded interface morphology with process 4

圖7為工藝4超聲波焊接試樣各區(qū)域的EBSD晶界分布圖，其中紅色、青色和紫色線條分別代表2～5°，5～15°的小角度晶界和大于15°的大角度晶界。從圖7中對比可以看出，超聲波焊接過程中，焊接界面上的箔材和母材發(fā)生了明顯的晶粒細化。圖7（a）和圖7（b）中區(qū)域分別為原始焊接箔材和母材，圖中顯示原始箔材與母材組織的平均晶粒尺寸約為20～30μm，主要以大角度晶界晶粒為主，符合2A11－O和2A12－T3鋁合金的組織特征。其中原始箔材為軋制后退火2A11鋁合金，因此部分晶粒還保留著沿軋制方向伸長的形貌特征。原始箔材的大角度晶界內(nèi)部存在較多的2～5°小角度晶界，這是由于2A11鋁合金退火處理后，第二相粒子再結晶形成的。從圖7（c）可以得出，焊接界面區(qū)域上形成了平均尺寸約為3μm，以大角度晶界為主的細晶組織。其中如箭頭所示，在焊接界面處，母材和箔材在材料塑性流動的作用下融合在一起，形成一個充滿大量紫色線條的結合區(qū)域，這表示箔材和母材在焊接界面處完全結合在一起，并形成了由尺寸小于1μm的大角度晶界細小晶粒組成的焊接界面組織。由于焊接界面處的晶粒尺寸過小，在圖中表現(xiàn)為密集纏結的紫色線條。此外，焊接界面區(qū)域還存在一些由紅色和青色線條所表示的小角度晶界，這是焊接界面區(qū)域形成的亞晶組織。圖中的白色虛線旋轉箭頭所指為焊接界面附近的弧線狀帶狀晶粒組織，這表明焊接界面區(qū)域發(fā)生了強烈塑性變形，形成的漩渦狀塑性流動，與2.3節(jié)的分析相符合。

圖7 工藝4超聲波焊接試樣的EBSD晶界分布圖（a）原始箔材；（b）原始母材；（c）焊接界面區(qū)域Fig.7 EBSD grain boundary distribution maps of the USW sample with process 4 （a）original foil；（b）original substrate；（c）welded interface zone

圖8為工藝4焊接界面的組織結構TEM圖像。圖8（a）中箭頭所指處為母材晶粒與箔材晶粒的交界處，左右兩側分別為母材和箔材晶粒，圖中顯示在母材與箔材的交界處以及其附近區(qū)域產(chǎn)生了由于位錯增殖形成的位錯纏結、位錯胞、亞晶和尺寸約為1μm的細小晶粒。并且如圖8（b）箭頭所示，焊接界面上母材與箔材的晶粒，通過由平行密集排列的位錯墻所形成的亞晶界和晶界結合在一起。EBSD和TEM分析表明超聲波焊接過程中，焊接界面上箔材和母材鋁合金完全結合在一起，并形成了由大量細小晶粒以及部分位錯纏結、位錯胞、亞晶構成的晶粒細化結合區(qū)。超聲波焊接過程中，焊接界面上箔材與母材之間的高頻切向摩擦產(chǎn)生了劇烈的塑性變形和快速溫升。由于鋁合金的層錯能較高，使位錯容易產(chǎn)生交滑移，因此在溫升和塑性變形的共同作用下，鋁合金一般會發(fā)生動態(tài)回復，形成位錯胞和亞晶組織［13］。但是在攪拌摩擦焊等工藝中，高速率塑性變形會產(chǎn)生大量的位錯增值，使得發(fā)生動態(tài)回復的鋁合金進一步發(fā)生連續(xù)動態(tài)再結晶，形成具有大角度晶界的細小晶粒組織［14］。而超聲波焊接過程中，焊接界面上同樣會產(chǎn)生高速率塑性變形和比較高的溫度（240～420℃），從而引發(fā)鋁合金的動態(tài)回復和連續(xù)動態(tài)再結晶［15］，形成由位錯纏結、位錯胞、亞晶和細小晶粒組成的焊接界面組織。同時在焊接界面上，母材與箔材的晶粒以亞晶界和晶界形成焊接結合。

3 結論

（1）焊接振幅是影響超聲波焊接線性焊接密度的最重要因素。當焊接振幅為15μm時，形成的線性焊接密度僅為30%左右；當焊接振幅為30μm時，形成的線性焊接密度接近100%。

（2）當焊接振幅為15μm時，采用氬氣保護可將線性焊接密度提高到70%左右。當焊接振幅為30μm時，焊接試樣表面氧化物被超聲波焊接過程中的高頻切向摩擦清除，氬氣保護對線性焊接密度的影響不大。

（3）焊接界面上形成微結合區(qū)并發(fā)生轉動，產(chǎn)生波紋和漩渦狀的塑性流動，破碎去除焊接界面上的氧化物，從而形成面積較大的焊接結合區(qū)。

（4）焊接界面上的鋁合金發(fā)生了動態(tài)回復和連續(xù)動態(tài)再結晶，形成由位錯纏結、位錯胞、亞晶和細小晶粒組成的焊接界面組織。母材與箔材在焊接界面上以亞晶界和晶界的形式形成焊接結合。

［1］KOU S D.Welding Metallurgy［M］.New Jersey：John Wiley ＆Sons，2002.126－128.

［2］崔俊華，柯黎明，劉文龍，等.攪拌摩擦焊接全過程熱力耦合有限元模型［J］.材料工程，2014，（12）：11－17.CUI Jun－h(huán)ua，KE Li－ming，LIU Wen－long，et al.Thermo－mechanical coupled finite element model for whole process of friction stir welding［J］.Journal of Materials Engineering，2014，（12）：11－17.

［3］黃嘉，季英萍，秦麗曄，等.GH4169合金慣性摩擦焊焊接接頭疲勞裂紋擴展性能［J］.航空材料學報，2013，33（6）：45－50.HUANG Jia，JI Ying－ping，QIN Li－ye，et al.Fatigue crack growth behavior of inertia friction welded joints of GH4169alloy［J］.Journal of Aeronautical Materials，2013，33（6）：45－50.

［4］曾純，朱政強，陳長青，等.超聲波金屬焊接中的溫度與應力分布［J.上海交通大學學報，2010441054－57.ZENG C，ZHU Z Q，CHEN C Q，et al.Temperature and stress sistribution in ultrasonic metal welding［J］.Journal of Shanghai Jiao Tong University，2010，44（10）：54－57.

［5］DANIELS HPC.Ultrasonic welding［J］.Ultrasonics，1965，3（4）：190－196.

［6］KONG C Y，SOAR R C，DICKENS P M.Characterisation of aluminium alloy 6061for the ultrasonic consolidation process［J］.Materials Science and Engineering A，2003，363（1－2）：99－106.

［7］JANAKI R G D，YANG Y，STUCKER B E.Effect of process parameters on bond formation during ultrasonic consolidation of aluminum alloy 3003［J］.Journal of Manufacturing Systems，2006，25（3）：221－237.

［8］BAKAVOS D，PRANGNELL P B.Mechanisms of joint and microstructure formation in high power ultrasonic spot welding 6111 aluminium automotive sheet［J］.Materials Science and Engineering A，2010，527（23）：6320－6334.

［9］熊志林，朱政強，吳宗輝，等.6061鋁合金超聲波焊接接頭組織與性能研究［J］.熱加工工藝，2011，40（17）：130－132.XIONG Z L，ZHU Z Q，WU Z H，et al.Microstructure and properties of 6061aluminium alloy welded joint by ultrasonic welding［J］.Hot Working Technology，2011，40（17）：130－132.

［10］涂益民，邱然鋒，石紅信，等.輕金屬材料超聲波焊接的研究現(xiàn)狀［J］.輕合金加工技術，2011，39（1）：16－20.TU Y M，QIU R F，SHI H X，et al.Research situations of ultrasonic welding of light metals［J］.Light Alloy Fabrication Technology，2011，39（1）：16－20.

［11］YANG Y，JANAKI R G D，STUCKER B E.Bond formation and fiber embedment during ultrasonic consolidation［J］.Journal of Materials Processing Technology，2009，209（10）：4915－4924.

［12］JAHN R，COOPER R，WILKOSZ D.The effect of Anvil geometry and welding energy on microstructures in ultrasonic spot welds of AA6111－T4［J］.Metallurgical and Materials Transactions A，2007，38（3）：570－583.

［13］HUMPHREYS F J，HATHERLY M.Recrystallization and Related Annealing Phenomena［M］.Oxford：Pergamon Press，2004.415－416.

［14］SU J Q，NELSON T W，MISHRA R，et al.Microstructural investigation of friction stir welded 7050－T651aluminium［J］.Acta Materialia，2003，51（3）：713－729.

［15］MARIANI E，GHASSEMIEH E.Microstructure evolution of 6061OAl alloy during ultrasonic consolidation：An insight from electron backscatter diffraction［J］.Acta Materialia，2010，58（7）：2492－2503.