倪增磊，楊嘉佳，李帥，王星星，葉福興

(1.華北水利水電大學(xué)，鄭州 450045；2.天津大學(xué)，天津 300072)

0 前言

金屬薄材同質(zhì)/異質(zhì)焊接接頭在汽車車身、導(dǎo)電帶和鋰電池制造等行業(yè)的應(yīng)用越來越廣泛。電阻點焊耗費的能量較大(50 ～ 100 kJ，焊接接頭)；同時，電阻點焊鋁合金時電極極易燒損[1]。與電阻點焊相比，攪拌摩擦點焊耗費的能量較少(3 ～ 6 kJ，焊接接頭)，但是焊接時間較長(2 ～ 5 s，焊接接頭)[2]。激光點焊時需要施加一定的壓力，同時對接頭的裝配精度要求較高。金屬材料對激光的反射嚴重影響焊接接頭的質(zhì)量[3]。超聲波點焊對材料的導(dǎo)電性及異質(zhì)性不敏感，同時焊接時間短(一般都小于0.5 s)、耗能低(0.6 ～ 1.5 kJ，焊接接頭)，適用于焊接金屬薄材[4-5]。超聲波點焊是通過超聲波發(fā)生器將50 Hz的電流轉(zhuǎn)換成15，20，30或40 kHz的電能。被轉(zhuǎn)換的高頻電能通過換能器再次被轉(zhuǎn)換成為同等頻率的機械振動，然后機械振動通過變幅桿傳遞到超聲波點焊機的焊頭。焊頭將接收到的振動能量傳遞到待焊接工件需要焊合的位置，振動能量通過摩擦方式轉(zhuǎn)換為待焊工件間的摩擦產(chǎn)熱量和形變能。隨著焊接過程的進行，焊接界面的溫度隨之升高，焊接界面的母材不熔化或少量熔化，焊接界面是在固態(tài)或少量液態(tài)情況下達到冶金焊合[6-7]。

國內(nèi)關(guān)于金屬薄材超聲波點焊的研究還比較少，而關(guān)于這方面的綜述性文章沒見有公開的報道。文中詳細闡述了金屬薄材超聲波點焊接頭(包括Al/Al，Mg/Mg，Mg/Cu，Al/Ti，Al/Mg，Mg/Ti，Mg/F，Al/Fe，Al/Cu接頭)的界面溫度、宏觀特征、微觀組織、力學(xué)性能、工藝優(yōu)化、力學(xué)性能強化措施及焊接機理等方面的研究進展。然后根據(jù)金屬薄材超聲波點焊研究中所存在的問題提出幾條自己的觀點。文中的主要目的是為后來的研究者提供一個良好的參考和研究基礎(chǔ)。

1 焊接界面溫度

在超聲波點焊過程中沒有或少量金屬的熔化，焊接界面為固態(tài)新鮮金屬之間的相互結(jié)合[8-9]。焊接過程中焊接界面溫度是影響焊接質(zhì)量的一個重要因素[10]。塑性變形隨著焊接界面溫度的變化將會產(chǎn)生一定的差異性，母材和焊接工藝參數(shù)決定了焊接界面溫度的高低。焊接界面溫度的升高有利于降低材料的屈服強度，促進焊接界面材料的塑性變形和流動。

基于對材料厚度、焊接壓力、焊接時間和界面摩擦系數(shù)等因素的綜合考慮，Elangovan等人[6]采用有限元方法提出了能夠預(yù)測超聲點焊焊接界面溫度分布的理論模型。當(dāng)焊接壓力為1 600 N、焊接時間為0.5 s時，從Al/Al焊接接頭的焊接界面溫度場分布中可以看出焊接界面中心的溫度比周圍區(qū)域高。王伊卿等人[11]、Li等人[12]、李玉龍等人[13]、李歡等人[14]分別報道了相似的研究結(jié)果。

Zhang等人[15]把直徑為0.5 mm的K型熱電偶放置于AA6111和TiAl6V4薄材之間的凹槽中，以此來測量超聲波點焊過程中焊接界面的溫度。結(jié)果表明焊接界面溫度隨著焊接能量的增大而升高。Haddadi等人[16]采用熱成像儀測量超聲波點焊過程中焊頭與上面工件接觸部位的溫度，可以看到工件與焊頭接觸中心區(qū)的溫度高于周圍其它區(qū)域的溫度。為了實時監(jiān)測和控制超聲波點焊電池極片過程中的溫度，Zhao等人[17]將微型薄膜熱電偶放置在焊接底座所開的凹槽中，其與焊件之間距離約為100 μm。采用原位測溫裝置可以檢測到超聲波點焊過程中溫度的實時動態(tài)變化。

2 金屬薄材超聲波點焊接頭

2.1 同質(zhì)接頭

2.1.1Al-Al接頭

2.1.1.1微觀組織

de Vries[18]研究了超聲波點焊Al 6061-T6接頭的焊接界面微觀組織，發(fā)現(xiàn)母材在焊接界面產(chǎn)生塑性變形的厚度是比較薄的，其厚度大約為50 μm左右。這層塑性變形層中包含因為嚴重塑性變形而產(chǎn)生的細晶粒。Zhang等人[19]報道了相似的研究結(jié)果。在焊接時間為0.1 s(總焊接時間為0.3 s)時可以看到被未焊合區(qū)域分離的塑性變形區(qū)或微連接區(qū)。焊接過程結(jié)束時，可以看到連續(xù)的焊合區(qū)域。Bakavos等人[2]、Haddadi等人[20]采用EBSD分析了焊接接頭的微觀組織，發(fā)現(xiàn)在超聲波點焊過程中焊接界面產(chǎn)生了塑性變形區(qū)、剪切區(qū)及表面鍛造區(qū)。焊接界面的塑性變形和焊接界面溫度有利于連續(xù)動態(tài)再結(jié)晶的產(chǎn)生，其促進了細小等軸晶的出現(xiàn)[21-25]。Chen等人[4]研究發(fā)現(xiàn)在超聲波點焊過程中焊接界面產(chǎn)生了高應(yīng)變速率動態(tài)變形，其有利于空位及位錯的產(chǎn)生。在接頭后續(xù)的熱處理過程中，空位和位錯將加速母材中金屬元素的擴散，其有利于焊接接頭力學(xué)性能的提高。

2.1.1.2力學(xué)性能及斷裂模式

Mirza等人[26]研究了焊接工藝參數(shù)對Al 5754/Al 5754焊接接頭抗剪強度及疲勞性能的影響。隨著焊接能量的增大，抗剪強度在焊接能量為2 000 J時達到最大值(85 MPa)。焊接能量較小時，斷裂位置在焊接界面；焊接能量大時，斷裂位置在焊核區(qū)的邊緣處。焊接接頭的疲勞極限為0.5 kN。隨著焊接能量的增加，最大循環(huán)應(yīng)力下疲勞斷裂位置由沿母材厚度方向轉(zhuǎn)變?yōu)榻缑鏀嗔?。疲勞斷裂的擴展主要是因為疲勞輝紋的形成，其一般垂直于疲勞斷裂的方向。Shin等人[27]為了提高超聲波點焊A5052-H32/A5052-H32接頭的抗剪強度，對焊接工藝參數(shù)進行了優(yōu)化。研究發(fā)現(xiàn)力學(xué)性能最優(yōu)的焊接接頭斷裂模式為混合型斷裂(即同時具有界面斷裂和紐扣斷裂的特征)。焊接能量較低時，接頭斷裂模式為界面斷裂。焊接能量或焊接振幅過大時，容易造成焊核區(qū)變薄，同時連續(xù)的振動使焊件表面壓痕區(qū)周圍產(chǎn)生一定的裂紋和應(yīng)力集中，接頭斷裂模式為紐扣斷裂，此時焊接接頭的力學(xué)性能較低，這與Mirza等人[26]的研究結(jié)果相似。此外，研究發(fā)現(xiàn)焊頭和底座的表面尖齒形狀、尺寸影響著焊接界面的溫度。焊接界面的溫度取決于焊接工藝參數(shù)，只有當(dāng)各個焊接工藝參數(shù)之間良好耦合時才能產(chǎn)生最佳的焊接工藝條件。

Hetrick等人[28]研究了焊縫微觀組織、焊接方向、母材軋制方向、母材表面殘留潤滑劑及材料時效處理對焊接接頭力學(xué)性能的影響。研究結(jié)果表明母材軋制方向與焊接振動方向一致時，母材表面殘留潤滑劑及時效處理不影響焊接接頭的力學(xué)性能。這些研究結(jié)果表明采用自動化超聲波點焊金屬薄材是可行的。Watanabe等人[29]發(fā)現(xiàn)在焊接界面中噴涂一層乙醇，可以使接頭力學(xué)性能提高50%。

Jahn等人[30]研究發(fā)現(xiàn)焊機底座表面齒紋的粗糙程度對Al 6111-T4超聲波點焊接頭組織和性能的影響很微小。但是Lee等人[31]發(fā)現(xiàn)焊機底座表面齒紋的粗糙程度對三層鋰電池極片每層之間的焊接界面力學(xué)性能影響十分明顯。這與Shin等人[27]的研究結(jié)果相吻合。在焊接初始階段，每層工件的振幅逐漸增大。每層工件的振幅在同一時間點是不相同的，表面工件每層之間的相對運動小于超聲波點焊機的輸入振幅。因為每層工件之間的振幅與其摩擦產(chǎn)生的熱量是成比例的，因此在焊接過程中超聲波點焊機輸出足夠的振幅才能保證每層工件之間產(chǎn)生足夠的摩擦熱。當(dāng)焊接底座表面平整時，最下層工件與底座之間的咬緊力很小，因此最上層工件之間的相對摩擦振幅最大，然后逐層減小。這將導(dǎo)致最上層工件之間的結(jié)合力最大，最下層工件之間的結(jié)合力最小。當(dāng)焊接底座表面粗糙度增大時，最下層工件與底座之間的咬緊力增大，因此最下層工件之間的相對摩擦振幅最大，其次最上層工件之間的摩擦振幅，中間層工件之間的摩擦振幅最小。這將導(dǎo)致最下層工件之間的結(jié)合力最大，中間層工件之間的結(jié)合力最小?？偟膩碚f，采用粗糙度大的底座制備的接頭焊接界面焊合密度高、力學(xué)性能優(yōu)良。由于粗糙度大的底座與工件焊接咬合力大，兩者之間相對滑動小，其壽命比平整底座的長

2.1.1.3焊接機理

Bakavos等人[2]研究了超聲波點焊Al6111及Al6082的焊接機理。焊接過程中首先在接觸表面產(chǎn)生微連接，隨著焊接過程的進行，在焊頭鋸齒形凸起下面的材料變形嚴重，微連接區(qū)域逐漸增大，直至焊合區(qū)域都產(chǎn)生塑性變形，這相當(dāng)于是焊頭對材料的鍛造作用。焊接溫度升高可以使材料軟化，同時使其產(chǎn)生一定的塑性變形，焊接界面最高溫度可達到380 ℃。通過采用不同銅含量的鋁合金做試驗，可以清楚地觀察到焊接界面的位置，波浪形焊接界面包含三個主要的尺寸。在焊接初始階段，在微連接區(qū)域氧化物的分布呈波浪形分布，波長為5 μm。在焊接的中間階段，其波長為20 ～ 50 μm。焊接過程完成時，微焊合區(qū)域?qū)a(chǎn)生旋轉(zhuǎn)，形成褶皺或漩渦，此時波長為1 mm。焊接能量較低時，未焊合區(qū)域主要集中在焊頭凸起的部位之間，這主要是因為此位置的焊接壓力較低。在大的焊接能量條件下，在焊縫中也一直存在著微裂紋和未焊合區(qū)域，但是其長度之和不到焊接界面總長度的5%。

2.1.2Mg-Mg接頭

2.1.2.1宏觀特征及微觀組織

Leon等人[32]研究發(fā)現(xiàn)過大的焊接振幅或焊接時間對工件表面損壞極大，致使接頭的有效厚度減小。Patel等人[33]研究發(fā)現(xiàn)焊接能量、應(yīng)變速率和焊接界面的溫度決定著母材晶粒尺寸的大小，隨著焊接能量的增大，母材晶粒尺寸長大。這與Patel等人[34]及Macwan[35]等人的研究結(jié)果相似。同時AZ31晶體結(jié)構(gòu)發(fā)生了明顯的變化。

Higashi等人[9]人研究了擠壓態(tài)Mg96Zn2Y2超聲波點焊接頭微觀組織演變規(guī)律。研究結(jié)果表明在焊接界面的平面區(qū)和斜坡區(qū)產(chǎn)生了晶粒細化帶。焊接界面平面區(qū)的晶粒細化帶寬度隨著焊接壓力的增大而減小。然而焊接界面斜坡區(qū)的晶粒細化帶的塑性變形程度隨著焊接壓力的增大而增大，在焊接壓力為1 980 N時產(chǎn)生了明顯的波浪形帶狀組織。同時揭示了焊接接頭的宏觀形狀影響著焊接接頭的微觀組織。在焊接界面平面區(qū)帶狀組織邊緣可以看到有無數(shù)的Zn和Y的隔離區(qū)。隔離區(qū)的產(chǎn)生受焊接界面溫度的影響，此外，焊接界面溫度受焊接壓力的影響。焊接界面斜坡區(qū)的塑性變形程度的提高將增大焊核區(qū)的直徑。

2.1.2.2力學(xué)性能及斷裂模式

Patel等人[33]研究發(fā)現(xiàn)隨著焊接能量的增大，超聲波點焊AZ31-H24接頭的抗剪強度首先增大，在焊接能量為2 000 J時達到最大值，然后隨著焊接能量的繼續(xù)增大，接頭的抗剪強度減小。當(dāng)焊接能量小于2 000 J時，焊接接頭在焊接界面斷裂；當(dāng)焊接能量大于等于2 000 J時，焊接接頭的斷裂模式為紐扣斷裂。這與Macwan等人[35]的研究結(jié)果相似。Higashi等人[9]研究發(fā)現(xiàn)焊接接頭的抗剪強度隨著焊接壓力的增大而增大，在焊接壓力為1980 N時焊接接頭的抗拉強度達到最大值，此時焊接接頭的斷裂模式為紐扣斷裂。Leon等人[32]研究發(fā)現(xiàn)只有當(dāng)焊接時間與焊接振幅良好偶合作用時，焊接接頭的力學(xué)性能才能達到最優(yōu)，此時接頭的斷裂模式為紐扣斷裂。Patel等人[36]認為超聲波點焊AZ31-H24接頭具有優(yōu)良的疲勞性能。隨著疲勞載荷的減小，疲勞斷裂模式由界面斷裂向沿橫向厚度方向斷裂轉(zhuǎn)變。疲勞裂紋首先在焊接界面的缺口尖端和工件表面壓痕區(qū)周圍產(chǎn)生，主要是因為這兩種位置存在嚴重的應(yīng)力集中。Newman和Dowling的點焊接頭疲勞壽命模型能夠準(zhǔn)確預(yù)測超聲波點焊AZ31-H24接頭的疲勞壽命，與試驗值吻合度高。Badamian等人[37]研究發(fā)現(xiàn)，銅中間層影響了Mg薄片在焊接時界面的產(chǎn)熱、振動特性和界面生成物，從而致使Mg/Mg接頭的力學(xué)性能提高。

2.2 異質(zhì)接頭

2.2.1Mg-Cu接頭

Macwan等人[38]研究發(fā)現(xiàn)超聲波點焊能夠提高焊接界面金屬的擴散效應(yīng)，界面擴散層主要包含共晶結(jié)構(gòu)的Mg和Mg2Cu，擴散層厚度隨著焊接能量的增大而增大。焊接接頭的抗剪強度隨著焊接能量的增加先增大，在焊接能量為1 500 J時達到最大值，為53 MPa，然后隨著焊接能量的繼續(xù)增大，接頭的抗剪強度逐漸降低。在焊接能量為2 000 J和2 500 J時，有類火山噴發(fā)的擴散方式出現(xiàn)，其主要分為四個階段。第一階段擴散主要在鎂和銅的晶界上，由于溫度的提高、低熔點鎂中空位的存在和超聲波的動態(tài)摩擦，同時銅原子(0.128 nm)比鎂原子(0.160 nm)小，這將加速銅原子向鎂中擴散。當(dāng)焊接界面溫度達到Mg-Mg2Cu的共晶溫度時，由鎂銅二元相圖可知，將有局部的金屬熔化，其中包含原子百分比為14.5%的銅原子，此時達到第二個階段。熔化區(qū)域從晶界向晶內(nèi)擴展，由于超聲波點焊時間短，大的鎂原子內(nèi)部可能沒有被熔化。對于大多數(shù)物質(zhì)，液態(tài)時原子比固態(tài)時更加活躍，具有更多的能量，因此物質(zhì)由固態(tài)向液態(tài)轉(zhuǎn)變時體積將增大，導(dǎo)致熱膨脹和內(nèi)壓力的產(chǎn)生。由于焊接過程中局部位置的密封和焊接靜壓力的耦合作用，封閉腔的內(nèi)壓力將迅速增大。隨著焊接界面溫度的繼續(xù)升高，臨近共晶液相的物質(zhì)變的越來越軟，在高溫下大角度晶界將變的脆弱。在第三階段，當(dāng)封閉腔內(nèi)部壓力達到臨界值，內(nèi)部含有過量銅原子的共晶液相將迅速向鎂側(cè)大角度晶界噴發(fā)，形成類火山噴發(fā)狀形態(tài)。在第四階段，噴發(fā)出的共晶Mg+Mg2Cu合金并含有一定銅原子的液態(tài)金屬凝固。綜上所述，如何控制焊接界面金屬間化合物過渡層的厚度對接頭的力學(xué)性能至關(guān)重要。

2.2.2Al-Ti接

2.2.2.1微觀組織

Zhang等人[39]采用透射電鏡研究了超聲波點焊Al AA2139/TiAl6V4接頭的界面微觀組織及相組成，未發(fā)現(xiàn)有金屬間化合物生成。焊接界面處鋁的晶粒被細化，而鈦的晶粒未發(fā)現(xiàn)有明顯變化。Zhang等人[15]的研究結(jié)果與此相一致。Wang等人[40]研究了鋁箔中間層對超聲波點焊Al 5754-O/Ti6Al4V接頭界面微觀組織的影響。在焊接界面處，隨著焊接能量的增大，界面溫度迅速增大，雖然其不能將Ti6Al4V熔化，但能夠?qū)X箔熔化。此時，具有中間層的焊接接頭界面處有Ti3Al的島狀區(qū)域生成，隨著焊接能量的增大，其尺寸逐漸增大形成連續(xù)的中間層，而不含中間層的焊接接頭界面處未見有Ti3Al生成。由于Al+3Ti→Ti3Al+Q反應(yīng)為放熱反應(yīng)，反應(yīng)產(chǎn)生的熱量也將加速界面溫度的升高。Lee等人[41]人發(fā)現(xiàn)在溫度為1 050～1 550 ℃之間時，隨著鋁含量的增大，擴散系數(shù)也將提高。

2.2.2.2力學(xué)性能及斷裂模式

Zhang等人[39]通過研究發(fā)現(xiàn)超聲波點焊Al AA2139/TiAl6V4接頭的通過研究及斷裂能隨著焊接時間的增大而增大，在焊接時間為2 s時，接頭的抗剪強度和斷裂能達到最大值，分別為5.3 kN和3.7 kN·mm，此時焊接界面溫度也達到最大值，為540 ℃。Zhang等人[15]和Zhou等人[42]的研究結(jié)果與此相似。焊接接頭的斷裂位置都是在焊接界面處。Zhang等人[15]研究發(fā)現(xiàn)經(jīng)過自然時效的超聲波點焊Al6111/TiAl6V4接頭斷裂由韌性斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)榻缑鏀嗔?，主要是因為Al 6111經(jīng)過時效后硬度增大。焊接接頭的斷裂模式有兩種，分別為界面斷裂和紐扣斷裂。Wang等人[40]研究發(fā)現(xiàn)放置鋁箔中間層的超聲波點焊Al 5754-O與Ti6Al4V接頭的力學(xué)性能隨著焊接能量的增大而增大，在焊接能量為1 000 J時，焊接接頭的抗剪強度達到最大值為206 MPa。當(dāng)焊接能量大于1 000 J或鋁箔中間層的厚度大于75 μm時，接頭的斷裂位置沒有發(fā)生在焊接界面處，斷裂形貌呈現(xiàn)出典型的韌性斷裂的特征。

2.2.3Al-Mg接頭

2.2.3.1微觀組織

Macwan等人[43]經(jīng)研究發(fā)現(xiàn)超聲波點焊ZEK100/Al 5754接頭的焊接界面主要由包含共晶結(jié)構(gòu)的Mg和Al12Mg17的擴散層生成，擴散層厚度隨著焊接能量的增大而增大。Panteli等人[44]研究了超聲波點焊過程中高應(yīng)變速率變形對鋁/鎂焊接界面生成金屬間化合物反應(yīng)的影響。在最優(yōu)焊接能量下(600 J)，焊接界面生成的金屬間化合物厚度為5 μm。研究發(fā)現(xiàn)金屬間化合物生成的核心位置在焊接界面的微焊接處，然后迅速擴展、長大形成連續(xù)的中間層，成分主要包括Al2Mg17和Al3Mg2。谷曉燕等人[45]報道了相似的研究結(jié)果。隨著焊接的進行，發(fā)現(xiàn)在Al-Mg共晶溫度點以下時焊接界面有液相生成。

強化措施：超聲波點焊過程中，焊接界面固態(tài)反應(yīng)動力學(xué)速率是同等靜壓條件下的兩倍。為了降低鋁-鎂焊接界面固態(tài)反應(yīng)動力學(xué)速率，減少金屬間化合物的生成，Panteli等人[46]在母材鎂表面采用冷噴涂方法制備100 μm厚的鋁表面層和采用物理氣相沉積的方法制備厚度很小的錳表面層。研究發(fā)現(xiàn)兩種方法都能降低焊接界面的反應(yīng)速率，提高焊接接頭的斷裂能。冷噴涂涂層能夠使金屬間化合物的層厚降低一半。錳表面層在焊接過程中被迅速打碎，然后分布在焊接界面，其強化作用大大減弱。Gu等人[47]在鋁/鎂界面放置Sn中間層，其能夠阻止鋁與鎂的相互擴散及金屬間化合物的生成，從而提高鋁/鎂接頭的性能，這與Macwan等人[43]的研究結(jié)論不同，可能是因為所用的材料牌號不同。

2.2.3.2力學(xué)性能

Macwan等人[43]研究發(fā)現(xiàn)超聲波點焊ZEK100/Al 5754接頭的抗剪強度隨著焊接能量的增大而增大，在焊接能量為500 J時，達到最大值，為2.2 kN，然后抗剪強度隨著焊接能量的增大而減小。這與Feng等人[48]、Peng等人[49]等的研究結(jié)果相一致。ZEK100/Al 5754焊接接頭的抗剪強度大于加錫中間層的ZEK10/Al 5754焊接接頭抗剪強度，主要因為是ZEK100有助于焊接界面材料的流動和結(jié)合。焊接接頭斷裂的模式主要為紐扣斷裂和界面斷裂。高周疲勞時，焊接能量為500 J時的焊接接頭的抗疲勞性能高于焊接能量為1 000 J時的抗疲勞性能。低周疲勞情況下，兩者相同。雙線性S-N特征曲線與焊接接頭的斷裂模式有關(guān)，高周疲勞時焊接接頭在焊接界面處斷裂，低周疲勞時焊接接頭沿著平行于母材厚度方向斷裂。這與Peng等人[49]及Feng等人[50]的研究結(jié)果相一致。

2.2.4Mg-Ti接頭

Ren等人[51]研究發(fā)現(xiàn)在焊接界面的鎂側(cè)，有條狀的晶粒細化現(xiàn)象，沒有發(fā)現(xiàn)有過渡層或金屬間化合物生成。焊接界面的溫度超過了鎂合金的液化溫度。鎂合金中析出的鋁元素對鎂鈦兩種材料的連接起著重要的橋梁作用。超聲波點焊AZ31/Ti6Al4V接頭的抗剪強度隨著焊接能量的增大而增大，然后逐漸降低。最優(yōu)的焊接接頭力學(xué)性能接近于母材AZ31的力學(xué)性能。過大的焊接能量輸入將導(dǎo)致鎂片表面產(chǎn)生明顯的裂紋或壓潰現(xiàn)象，致使力學(xué)性能下降。焊接接頭的斷裂發(fā)生在焊接界面的鎂側(cè)，表明得到了較好的接頭力學(xué)性能。Zhao等人[52]及趙德望等人[53]發(fā)現(xiàn)焊接壓力是影響超聲波點焊AZ31/Ti6Al4V接頭力學(xué)性能的主要因素，其次是焊接時間和焊接振幅。

2.2.5Mg-Fe接頭

Patel等人[54]研究發(fā)現(xiàn)超聲波點焊AZ31與未鍍鋅鋼接頭的焊接界面連接微弱，主要是因為兩者不能發(fā)生界面反應(yīng)。而在AZ31與鍍鋅鋼焊接界面發(fā)現(xiàn)有金屬間化合物Mg7Zn3和Mg2Zn11的生成，其將不利于焊接接頭力學(xué)性能的提高，焊接接頭的斷裂位置在焊接界面。為了提高AZ31與未鍍鋅鋼焊接界面的連接強度，在其界面添加中間層Sn。因此在焊接界面中產(chǎn)生了Sn與Mg2Sn的共晶組織，制備的焊接接頭的抗剪強度(約71 MPa)較未放置中間層Sn的焊接接頭抗剪強度(約47 MPa)提高了51.1 %，焊接接頭的斷裂模式主要為紐扣型斷裂。同時制備具有最大抗剪強度的焊接接頭所需的焊接能量也從1 750 J減少到了1 500 J。

Santella等人[55]研究發(fā)現(xiàn)，在焊接時間為0.3 s時，在超聲波點焊鎂合金(AZ31)與熱浸鍍鋅低碳鋼的焊接界面形成兩個Mg-Zn界面反應(yīng)層，其總的厚度大約為22 μm，取代了在低碳鋼表面9 μm厚的原始鍍鋅層。在近鄰AZ31一側(cè)的反應(yīng)層包含原子比約為25%的鋅，而近鄰低碳鋼一側(cè)反應(yīng)層中包含原子比約為66%的鋅。當(dāng)焊接時間為1.0 s時，焊接界面的Mg-Zn界面反應(yīng)層將被完全擠出，然后形成了厚度大約為500 nm的Al5Fe2。

Patel等人[56]通過研究發(fā)現(xiàn)在添加中間層鋅的AZ31與高強低碳鋼的超聲波點焊接頭界面，中間層鋅與AZ31之間產(chǎn)生了一層金屬間化合物，其中包含Mg7Zn3，Mg2Zn11和MgZn2，而在中間層鋅與高強鋼之間無金屬間化合物生成。在中間層鋅中發(fā)現(xiàn)了單晶的晶體結(jié)構(gòu)，與原始冷軋態(tài)純鋅相比，(0002)晶面的峰值強度在超聲波點焊之后提高了30多倍，這主要是由超聲波振動引起的塑性變形所致。冷軋態(tài)純鋅中間層垂直于振動方向時所致的晶面的峰值強度提高的值要比冷軋態(tài)純鋅中間層平行于振動方向時的大。

2.2.6Al-Fe接頭

2.2.6.1微觀組織

Mirza等人[57]研究發(fā)現(xiàn)在Al 6061/鍍鋅鋼HSLA焊接界面有FeAl3相和層狀A(yù)l-Zn共晶組織生成。在Al 6061/鋼ASTM A36焊接界面有FeAl3相和Fe3Al相生成。Fujii等人[58]研究發(fā)現(xiàn)在焊接時間為0.65 s時，Al 6061-T6與304不銹鋼的超聲波點焊接頭焊接界面材料的組織與母材的組織基本相同，但是在焊接界面的局部位置可以看到一定的微觀形變結(jié)構(gòu)。在焊接時間為1.15 s時，靠近焊接界面的鋁側(cè)處有尺寸細小的等軸晶生成，同時小角度晶界所占比例增大，大角度晶界所占比例減小。這說明焊接界面的塑性變形和界面產(chǎn)熱量促進了焊接界面鋁側(cè)晶粒的再結(jié)晶。

2.2.6.2力學(xué)性能

Watanabe等人[59]揭示了超聲波點焊SS 400低碳鋼與Al A5052接頭力學(xué)性能與焊接壓力的關(guān)系。研究結(jié)果表明：隨著焊接壓力的增大，焊接界面產(chǎn)生的熱量增大，因為適當(dāng)?shù)膲毫δ軌蛟龃蠛附咏缑婊瑒拥淖枇?，加速微連接區(qū)的形成，使大部分焊接能量被焊接界面吸收，這有利于提高焊接接頭的力學(xué)性能。過大的焊接壓力將使焊接界面產(chǎn)生互鎖現(xiàn)象，此時最初的變形有很大的彈性，阻礙熱量的產(chǎn)生和焊接界面微連接的形成，將不利于接頭力學(xué)性能的提高。此外，研究發(fā)現(xiàn)超聲波點焊SS 400低碳鋼與Al A5052接頭的力學(xué)性能隨著焊接時間的增大而增大，在焊接時間為2.5 s達到最大值，然后焊接接頭的力學(xué)性能隨著焊接時間的繼續(xù)增大而減小。當(dāng)焊接時間為3.0 s時，焊接接頭的力學(xué)性能降低，這是因為在焊接界面有金屬間化合物Fe2Al5生成。為了減少金屬間化合物的生成，在焊接界面放入純鋁片作為中間層，焊接接頭的U-抗拉力得到大幅度的提高，是原來未放置中間層焊接接頭U-抗拉力的三倍。

Mirza等人[57]研究發(fā)現(xiàn)Al 6061/鍍鋅鋼HSLA焊接接頭力學(xué)性能的平均峰值強度和斷裂能均大于Al 6061/鋼ASTM A36焊接接頭的。焊接能量較低時，斷裂位置在焊接界面；而焊接能量大時，焊接接頭沿著母材鋁側(cè)緊挨焊縫區(qū)的橫向厚度方向斷裂。對于Al 6061/鍍鋅鋼HSLA焊接接頭，隨著循環(huán)載荷的增大，疲勞斷裂的位置由沿平行于厚度方向向界面斷裂轉(zhuǎn)變。對于Al 6061/鋼ASTM A36焊接接頭，在高循環(huán)載荷作用下，疲勞斷裂位置在平行于母材厚度方向；在低循環(huán)載荷作用下，疲勞斷裂位置在平行于厚度方向和焊接界面。疲勞裂紋的擴展主要是因為在斷裂面有疲勞輝紋的形成，其方向與裂紋擴展方向垂直。Fujii等人[58]研究發(fā)現(xiàn)焊接接頭的抗剪強度隨著焊接能量的增大而增大，接頭的斷裂模式由界面斷裂向紐扣型斷裂轉(zhuǎn)變。

2.2.7Al-Cu接頭

Zhao等人[60]研究發(fā)現(xiàn)隨著焊接能量的增大，超聲波點焊Al 6061/Cu接頭的抗剪強度先增大，在焊接能量為1 000 J時達到最大值，然后隨著焊接能量的繼續(xù)增大而降低。同時焊接接頭的斷裂模式由界面斷裂向紐扣斷裂轉(zhuǎn)變，然后形成解理斷裂。焊接能量較低時，在焊接界面可以觀察到只有部分分散的微連接產(chǎn)生。焊接能量為1 000 J時，焊接界面出現(xiàn)波浪形結(jié)構(gòu)，致使機械互鎖現(xiàn)象生成。當(dāng)焊接能量過大時(2 000 J)，焊接界面出現(xiàn)空洞和金屬間化合物。生成的金屬間化合物層(Al4Cu9)厚度為0.5 μm，其不利于接頭力學(xué)性能的提高。

Yang等人[61]研究發(fā)現(xiàn)超聲波點焊Cu/Al 6061接頭焊接界面金屬間化合物層主要包括CuAl2和Cu9Al4，其層厚隨著焊接時間的增大而增大。當(dāng)焊接時間為0.7 s時，在焊接界面局部區(qū)域產(chǎn)生了鋁銅共晶反應(yīng)。Li等人[62]報道了相似的研究結(jié)果。焊接接頭的抗剪強度先增大而后降低，同時焊接接頭的斷裂位置在焊接界面處。這主要是因為界面處金屬間化合物的生成，其不利于接頭力學(xué)性能的提高。

強化措施：為了提高超聲波點焊連接工件的能力及焊接接頭的質(zhì)量，Yang等人[10]提出了電阻熱輔助超聲波點焊方法的新技術(shù)。在焊接過程中，大的電流通過焊頭和工件界面?zhèn)鬟f到底座。與傳統(tǒng)的超聲波點焊技術(shù)相比，在焊接過程中焊接界面有附加的焦耳熱產(chǎn)生，因此在焊接壓力、焊接能量不變的情況的，焊接界面有更多的熱量產(chǎn)生，保證了焊接接頭的質(zhì)量。同時，焊頭也被作為電極用，在焊接過程中可持續(xù)通直流電的范圍為0～2 kA。當(dāng)焊接電流達到1 100 A時，焊接界面的金屬間化合物層厚迅速增大，主要成分為CuAl2，焊接界面產(chǎn)生了冶金結(jié)合，此時最大抗剪強度達到了550 N，比相同焊接工藝參數(shù)下無電阻熱輔助的超聲波點焊接頭抗剪強度提高了83.3%。值得注意的是，焊接界面產(chǎn)生的金屬間化合物將增大接頭的電阻。

Balasundaram等人[63]研究了中間層鋅對Al/Cu焊接接頭組織和性能的影響。研究發(fā)現(xiàn)放置中間層鋅的焊接界面中心生成了共晶Al+Al2Cu結(jié)構(gòu)，在焊接界面邊緣發(fā)現(xiàn)了Al-Zn和CuZn5，而沒有中間層的焊接界面處未發(fā)現(xiàn)任何金屬間化合物產(chǎn)生，這說明鋅中間層起到了一定的促進界面反應(yīng)的作用。母材的顯微硬度隨著焊接能量的增大而減小，主要是因為晶粒的長大。具有中間層鋅的焊接接頭抗剪強度比沒有鋅中間層的焊接接頭的抗剪強度提高了25 %～ 170 %。

Ni等人[64]通過在超聲波點焊Al/Cu焊接界面添加硬質(zhì)Al 2219顆粒提高焊接界面的摩擦系數(shù)，從而提高焊接界面的摩擦產(chǎn)熱量和塑性變形程度，進而將Al/Cu接頭的抗剪強度提高了1.3倍。值得注意的是，Al 2219顆粒并不能適用于所有材料的超聲波點焊，因為中間層的選擇需綜合考慮母材的種類、硬度、屈服強度、層錯能等因素。

Baboi等人[65]在超聲波點焊Al/Cu時將緩沖層(銅箔材)放置在焊頭與上部工件鋁之間。研究發(fā)現(xiàn)緩沖層能夠減小焊頭對工件鋁的破壞，提高焊后接頭的有效厚度。但是緩沖層的添加降低了焊接能量向焊接界面的有效傳遞量。

3 結(jié)束語

影響超聲波點焊質(zhì)量的因素分為兩類：工藝參數(shù)和材料屬性。工藝參數(shù)包含焊接壓力、振幅、焊接時間/焊接能量、功率、焊頭和底座表面尖齒的尺寸及形狀等。材料屬性主要包括材料的類別、硬度、表面粗糙度、氧化情況等。工藝參數(shù)和材料之間的良好耦合才能獲得最佳的焊接工藝條件。

影響超聲波點焊接頭力學(xué)性能的主要因素為焊接界面的微觀組織、焊接界面溫度和焊頭引起的工件表面壓痕區(qū)周圍的應(yīng)力集中、裂紋以及焊后接頭有效厚度。提高超聲波點焊接頭力學(xué)性能的方法一般為優(yōu)化焊接工藝；在焊接界面添加低熔點材料作為中間層，使焊接界面產(chǎn)生冶金結(jié)合；在焊接界面添加硬質(zhì)Al 2219顆粒改變焊接界面的摩擦系數(shù)從而提高焊接界面的溫度和塑性變形程度。

雖然國內(nèi)外關(guān)于薄材金屬超聲波點焊方面的研究已經(jīng)開展了大量卓有成效的研究，但是還有一些問題需要進行深入研究：

(1)焊接界面的塑性變形過程及程度對焊接接頭的質(zhì)量至關(guān)重要，由于無法采用現(xiàn)有的技術(shù)手段進行實時監(jiān)測，因此需采用有限元分析軟件模擬焊接界面的塑性變形過程，進而研究焊接界面的應(yīng)力應(yīng)變場和塑性變形機制。

(2)現(xiàn)有的超聲波點焊設(shè)備所能焊接工件的厚度一般不超過3 mm，因此需要開發(fā)大功率的超聲波點焊設(shè)備。

(3)對于同質(zhì)接頭，焊接界面的焊合密度和焊后接頭有效厚度是決定超聲波點焊接頭力學(xué)性能的兩個主要因素，兩因素之間存在著矛盾的關(guān)系，如何化解這對矛盾關(guān)系是提高接頭力學(xué)性能的關(guān)鍵所在。

(4)對于異質(zhì)接頭，如何調(diào)控金屬間化合物的厚度、相組成等，使其對接頭力學(xué)性能的不良因素降到最低，關(guān)于這方面的研究還值得進行深入研究。