吳鴻燕，陳 炯，桑玉蕊，陳玉華，王理濤

（1.九江職業(yè)技術(shù)學(xué)院，九江 332007；2.南昌航空大學(xué)，南昌 330063）

TiNi 形 狀 記 憶 合 金（Shape memory alloy，SMA），具有超彈性和優(yōu)異的形狀記憶性能，以及較高的比強(qiáng)度、抗磨損、抗腐蝕和生物相容性等特點，在航天航空、原子能、海洋開發(fā)、儀器儀表及醫(yī)療器械等領(lǐng)域應(yīng)用前景廣闊[1–4]。鈦合金具有密度小、比強(qiáng)度高、抗耐蝕性能好、無磁性等特點[5]。焊接是鈦合金制品生產(chǎn)和制造過程中不可缺少的加工工藝[6]。然而，TiNi 合金和鈦合金在物理、化學(xué)性能方面存在較大差異，材料線膨脹系數(shù)的差異，使其在焊接時極易產(chǎn)生熱裂紋。其次，由于基材化學(xué)成分不同，焊縫處會生成新的化合物和物相，造成成分和組織不均，降低接頭性能[7]。因此，焊接時要盡量縮短時間，或加入中間過渡層，使其盡可能不產(chǎn)生液相。所以，固相連接方法是連接TiNi 合金與TC4 鈦合金異種材料的最佳方法。

超聲波焊是一種常見的固相連接方法，焊接過程中工件只有局部受短時的高溫，材料沒有熔化，所以工件變形小，不易產(chǎn)生缺陷，適合異種材料的連接。本文采用超聲波焊對TiNi 合金和TC4 鈦合金異種材料連接進(jìn)行探索。研究了不同工藝參數(shù)對添加中間層形成的TiNi/TC4異種金屬超聲波焊接接頭力學(xué)性能的影響規(guī)律，為異種材料超聲波焊方面的研究提供了理論和試驗依據(jù)。

1 試驗條件及方法

試驗選用0.25 mm 厚的TiNi 記憶合金和0.2 mm 厚的TC4 鈦合金，其主要化學(xué)成分如表1 所示。因為TiNi合金與TC4 鈦合金硬度較大，直接焊接會產(chǎn)生應(yīng)力集中，在高頻振動下會在焊點的邊緣發(fā)生斷裂。為了解決這一問題，試驗采用純鎳和純鋁作為過渡中間層材料來進(jìn)行超聲波焊接。

表1 試驗材料的主要化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Table 1 Main chemical compositions of test materials (mass fraction) %

試驗設(shè)備為美斯特公司生產(chǎn)的MXTER–3000–A 型超聲波焊機(jī)，如圖1 所示。焊接后的試樣在INSTRON–5540 型微機(jī)控制電子試驗機(jī)上測試，采用0.4 mm/min 的拉伸速率，每組工藝下取3 個接頭試樣進(jìn)行測試，平均值作為該參數(shù)下的最終抗拉剪力。采用WT–401MVD 型維氏顯微硬度計對接頭進(jìn)行硬度測試，加載時間為10 s，由于TiNi 合金和TC4 鈦合金與中間層材料鎳、鋁的硬度值相差較大，TiNi 合金和TC4 施加載荷為200 g，中間層材料施加載荷為100 g，對于橫向的硬度分布采樣取點間隔為0.5 mm，縱向硬度分布的采樣取點間隔為0.05 mm。硬度測試采樣點如圖2 所示。

圖1 超聲波金屬點焊機(jī)Fig.1 Ultrasonic metal spot welder

圖2 顯微硬度測試取點示意圖Fig.2 Schematic diagram of point selection for microhardness test

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 工藝參數(shù)對接頭宏觀形貌的影響

圖3 為添加不同中間層焊接接頭的宏觀形貌。可以發(fā)現(xiàn)，上焊件的表面有超聲波焊頭留下的壓痕，這是由于振動時，焊頭下面接觸部分相互摩擦傳遞給焊件所致。因此，在焊頭下方能看到金屬塑性擠出留下的痕跡，對于不同的材料，壓痕的深淺也不同。

圖3 焊接接頭宏觀形貌Fig.3 Macroscopic morphology of welded joints

圖4 為焊接接頭上焊件表面壓痕形貌壓痕位置的放大?？梢妼τ贜i 中間層接頭，當(dāng)焊接時間較短時，焊頭很難壓入材料，壓痕較淺，隨著焊接時間的增加，摩擦產(chǎn)熱增多，材料開始出現(xiàn)軟化，塑性變形明顯，焊頭壓入材料內(nèi)部將部分母材擠出；對于鋁中間層，壓痕的深度都較深，隨時間變化不明顯，但在圖4（c）～（d）中壓痕凹坑周圍出現(xiàn)一些刮擦的痕跡，這是由于在焊接過程中焊頭凸點與TC4 表面的熱浸鍍鋁層發(fā)生了粘連，在焊接結(jié)束取下焊件時與焊頭凸點間發(fā)生了碰撞刮擦所致。

圖4 焊接接頭上焊件表面壓痕形貌Fig.4 Surface indentation morphology of weldment on welded joint

如圖4 所示，在超聲波焊接過程中，焊頭下方與焊頭凸點接觸的材料由于振動摩擦的原因經(jīng)常會發(fā)生材料擠出現(xiàn)象，材料擠出過程的機(jī)理如圖5 所示，由于振動過程是周期循環(huán)的，因此給出了1/4 和1/2 焊接周期的示意圖。

圖5 1/4 和1/2 焊接周期內(nèi)材料擠出過程示意圖Fig.5 Extrusion process of material in 1/4 and 1/2 welding cycle

圖5 表示當(dāng)焊頭相對于上焊件進(jìn)行運動時，上焊件表面的材料被擠出的過程。在剛開始的1/4 周期，焊頭下壓，這時與焊頭右側(cè)相鄰的上焊件表面的材料被擠出，同時下方處于塑性狀態(tài)的材料被擠至因焊頭移動留下的左側(cè)空隙。這些從焊頭下方被擠出的材料由于沒有力的作用將留在空隙中。由于焊頭下方的材料被擠出，焊頭將更深入地壓進(jìn)材料中。1/2 周期過程剛好相反，焊頭左側(cè)材料被擠出至原始的材料表面，右側(cè)留下的缺口將再次被焊頭下方的材料填補(bǔ)，焊頭再次深入材料的內(nèi)部。

上述過程在每個振動周期會進(jìn)行重復(fù)，因此在一些情況下，如材料的硬度較低，塑性較好時會消耗上焊件的厚度，在Al/Al、Cu/Cu 的超聲波試驗中也充分證實了這一點。

2.2 焊接時間對抗拉剪力的影響

圖6 為Ni 做中間層，焊接壓力P為0.44 MPa、0.48 MPa、0.52 MPa、0.56 MPa 和0.60 MPa 時，焊接時間對TiNi/Ni/TC4 超聲波焊接接頭抗拉剪力的影響。可見，隨著焊接時間的增加，抗拉剪力先增后減。在t=0.3 s時，抗拉剪力很小，這是因為在短時間內(nèi)，超聲能量大多消耗在了焊件的加熱和彈塑性變形上，使得結(jié)合界面處的摩擦和塑性變形不足，只有少量機(jī)械嵌合。隨著焊接時間加長，材料的塑性變形增強(qiáng)，微觀接觸面積增大，結(jié)合面上發(fā)生了擴(kuò)散和金屬鍵合，接頭強(qiáng)度提高。當(dāng)t>0.5 s 以后，隨著焊接時間的增加，接頭的抗拉剪力又下降了，這是因為長時間高頻振動破壞了原有的連接，同時高頻振動會在已經(jīng)形成的連接界面處產(chǎn)生疲勞，使得接頭的抗拉剪力有所下降。當(dāng)P≤0.52 MPa 時，從0.3 s 增加到0.5 s 的焊接時間過程中，接頭的抗拉剪力迅速增加，在0.5～0.6 s 時，接頭的強(qiáng)度基本趨于穩(wěn)定；當(dāng)P=0.56 MPa 時，焊接時間在0.3～0.5 s 時，接頭的強(qiáng)度雖然有所提高，但是幅度較小，超過0.5 s 后又輕微下降；當(dāng)P=0.60 MPa 時，焊接接頭的強(qiáng)度只有小幅增長。

圖6 焊接接頭抗拉剪力與焊接時間的關(guān)系（Ni 做中間層）Fig.6 Relationship between tensile shear force of welded joints and welding time(Ni as intermediate layer)

綜上所述，可以發(fā)現(xiàn)在超聲波焊接過程中，當(dāng)焊接壓力較低時，焊接時間對接頭的強(qiáng)度影響較大，隨著焊接壓力增大，焊接時間對接頭強(qiáng)度的影響逐漸減弱。

焊接壓力P為0.56 MPa，焊接時間對Ni、Al 不同中間層超聲波焊接接頭抗拉剪力的影響見圖7?？梢姡砑覣l 作中間層與添加Ni 作中間層時基本相同，抗拉剪力強(qiáng)度都表現(xiàn)為先增后減，這是由于隨著焊接時間延長，界面的溫度升高，Al 隨溫度升高軟化嚴(yán)重，在焊接壓力作用下被擠出焊接界面，造成部分焊點下的連接界面處發(fā)生滲鋁，這時化合物層與TiNi 母材接觸，減小了有效結(jié)合區(qū)的面積，抗拉剪力下降。

圖7 焊接時間對不同中間層材料焊接接頭強(qiáng)度的影響Fig.7 Influence of welding time on welding joint strength of different intermediate layer materials

2.3 焊接壓力對抗拉剪力的影響

圖8 為Ni 做中間層，焊接時間0.3～0.6 s，焊接壓力對TiNi/Ni/TC4 超聲波焊接接頭抗拉剪力的影響?？梢?，焊接壓力的影響規(guī)律與焊接時間基本一致，都表現(xiàn)為先增后減。從圖8 中可以看出焊接時間一定時，接頭抗拉剪力隨焊接壓力的增加而增加，當(dāng)t≤0.4 s，在P=0.56 MPa 時達(dá)到最大，當(dāng)t≥0.5 s，在P=0.52 MPa時達(dá)到最大，之后當(dāng)焊接壓力繼續(xù)增加，接頭強(qiáng)度反而下降。由此可得，時間較短時焊接壓力是決定接頭強(qiáng)度的主要因素，壓力大則強(qiáng)度高；隨著時間的延長，焊接壓力的作用開始削弱，壓力大接頭強(qiáng)度反而降低。因此，在焊接時間較短時要適當(dāng)增加焊接壓力，在時間較長時要適當(dāng)降低焊接壓力才能獲得優(yōu)良的焊接接頭。

圖8 焊接接頭抗拉剪力與焊接壓力的關(guān)系（Ni 做中間層）Fig.8 Relationship between tensile shear force of welded joints and welding pressure(Ni as intermediate layer)

當(dāng)P≤0.48 MPa，t≤0.4 s 時，接頭的強(qiáng)度較低，這是因為焊接壓力低，超聲波能量小，結(jié)合面附近材料表面微氧化層未被破壞，塑性變形小，連接較弱。當(dāng)焊接壓力增加，結(jié)合面的高頻摩擦加強(qiáng)，材料的塑性流動加劇，微結(jié)合區(qū)面積增大，成形更好。但是當(dāng)焊接壓力過高時，被焊工件接觸面上的摩擦力變大，其相對滑動減弱，使焊頭的振幅減小，焊件間的結(jié)合面積甚至?xí)p少，再加上高頻振動，在焊接區(qū)域形成疲勞破壞，從而降低了接頭的抗拉剪力。

圖9 為t=0.5 s，焊接壓力對Ni、Al 不同中間層超聲波焊接接頭抗拉剪力的影響規(guī)律?？梢?，不同中間層的焊接接頭抗拉剪力隨焊接壓力增大時變化趨勢相同，都表現(xiàn)為先增加，在P=0.52 MPa 時達(dá)到最大，分別為356 N（Ni 中間層）、930.8 N（Al中間層），之后開始逐漸降低。這是因為焊接壓力的增大使超聲波焊接界面有效連接面積增大，強(qiáng)度增大。但隨著壓力的增大，Al 升溫軟化，被擠出結(jié)合面，只留下鍍鋁時的化合物層與TiNi 母材相接觸，但連接困難，造成強(qiáng)度逐漸下降。

圖9 焊接壓力對不同中間層材料焊接接頭強(qiáng)度的影響Fig.9 Influence of welding pressure on welding joint strength of different intermediate layer materials

在圖8 和9 中還發(fā)現(xiàn)，Al 中間層接頭的抗拉剪力遠(yuǎn)大于Ni 中間層接頭。這是因為Al 的熔點低，在焊接過程中界面溫度更容易接近Al 的熔點，使Al 發(fā)生充分的塑性變形，這樣，殘留在焊接界面上的氧化物破碎并清除，使得中間層與未氧化的母材表面發(fā)生原子間的接觸，形成大面積的結(jié)合區(qū)。另外由于不同的添加方式，Al 為鍍在TC4 表面，在焊接過程中連接界面只有1 個摩擦面，產(chǎn)生的熱量較為集中，而Ni 為箔片直接添加，焊接過程中連接界面有2 個摩擦面，不必要的摩擦使得部分能量被損耗，同時產(chǎn)生的熱量也較為分散，降低了連接界面的溫度，致使Ni 不易發(fā)生塑性變形，形成的有效連接面積減少。

2.4 超聲波焊對接頭顯微硬度的影響

圖10 為Ni 做中間層，焊接參數(shù)P=0.52 MPa、t=0.5 s 時的接頭結(jié)合面附近橫向硬度測試結(jié)果?？梢钥闯?，沒有受到超聲波焊頭擠壓影響的基材硬度比焊核區(qū)低，經(jīng)過焊頭擠壓和焊接作用后，TiNi 合金硬度值由原來母材的245～253HV 增大到265～302HV，TC4 鈦合金硬度值由原來母材的298～316HV 增到321～336HV，中間層Ni 由原來母材的93～98HV 增 大 到114～150HV。超聲波焊接接頭焊核區(qū)材料的硬度高于母材，可能是由于：（1）被焊接材料在超聲波焊接過程中受到熱和擠壓的作用，母材產(chǎn)生了加工硬化效果[8]；（2）在超聲波焊接過程中高頻振動產(chǎn)生高頻的周期形變增加了晶粒的內(nèi)應(yīng)力，引起晶格畸變產(chǎn)生相互滑移，使晶格的位錯密度增大，位錯間的相互作用加強(qiáng)，增加了金屬塑性變形抗力[9]，使得接頭的硬度增大。

圖10 焊接結(jié)合面附近橫向硬度分布（Ni 做中間層）Fig.10 Transverse hardness distribution near welding joint surface (Ni as intermediate layer)

圖11 為結(jié)合面附近縱向（壓痕下方）顯微硬度分布曲線。與焊點邊緣位置的顯微硬度相比較，中心線附近的硬度值高。其中TC4 側(cè)中心線上靠近結(jié)合面的硬度值達(dá)到了339HV，比TC4 母材高，而與上聲極接觸界面附近的硬度值為320HV，比母材高；TiNi 合金側(cè)中心線上靠近結(jié)合面的硬度值達(dá)到了294HV，比TiNi 合金母材高，與鐵砧接觸界面附近的硬度值為280HV，比母材高。這是由于遠(yuǎn)離界面的位置只受焊接壓力的影響，而靠近結(jié)合面附近，在焊接過程中超聲頻率的振動摩擦使得界面結(jié)合區(qū)域內(nèi)金屬顆粒高頻振動，元素的擴(kuò)散能力和金屬流動行為加強(qiáng)，金屬材料發(fā)生塑性變形，產(chǎn)生大量位錯運動，使位錯密度迅速增大，提高了材料的硬度。

圖11 焊接結(jié)合面附近縱向硬度分布（Ni 做中間層）Fig.11 Longitudinal hardness distribution near weld joint surface (Ni as intermediate layer)

圖12 為P=0.52 MPa、t=0.5 s 時的Al 中間層接頭結(jié)合面附近橫向硬度分布?？梢?，硬度的變化趨勢與添加Ni 中間層相同，即在焊核部位硬度值有一定程度的增大。TiNi 合金和TC4 鈦合金硬度值增加相對較小，而中間層Al 的增幅較大，主要是因為鍍鋁層為工業(yè)純鋁，自身硬度較低，在經(jīng)過超聲波焊頭擠壓作用后，加工硬化效果顯著，因此硬度變化較大。

圖12 焊接結(jié)合面附近橫向硬度分布（Al 做中間層）Fig.12 Transverse hardness distribution near weld joint surface (Al as intermediate layer)

圖13 為結(jié)合面附近縱向（壓痕下方）顯微硬度分布曲線，與圖11的變化趨勢相同，越接近超聲波焊接結(jié)合面位置的硬度值越大。這是因為在超聲波焊接過程中，結(jié)合面附近材料受到振動摩擦作用產(chǎn)生金屬顆粒的高頻振動，使金屬塑性變形加強(qiáng)，產(chǎn)生大量位錯運動，使位錯密度增大，造成材料硬度有一定程度的增加。

圖13 焊接結(jié)合面附近縱向硬度分布（Al 做中間層）Fig.13 Longitudinal hardness distribution near weld joint surface (Al as intermediate layer)

3 結(jié)論

（1）添加Ni 和Al 中間層的TiNi/TC4 焊接接頭中，焊縫區(qū)結(jié)合面平直，Al 中間層接頭界面附近材料的塑性變形程度要遠(yuǎn)大于Ni 中間層接頭中的塑性變形，并且有大量的Al被擠出界面。

（2）超聲波焊接的時間和壓力對焊接接頭的抗拉剪力有明顯影響，接頭的抗拉剪力隨著焊接時間和焊接壓力的增加，先增大后減小。添加Ni中間層，P=0.52 MPa、t=0.5 s 時，接頭的抗拉剪力達(dá)到最大，為356 N；添加Al中間層，P=0.52 MPa、t=0.5 s時，接頭的最大抗拉剪力為930.8 N，為Ni 中間層接頭強(qiáng)度的2.6 倍。

（3）超聲波焊接過程會改變焊縫區(qū)材料的顯微硬度，平行于結(jié)合面方向，焊核位置硬度相比于未焊接的母材有小幅增加；垂直于結(jié)合面方向，越接近結(jié)合界面，材料的硬度越高，但兩者的增幅一般不超過10%。焊點下方的中間層材料硬度改變明顯，增加幅度可達(dá)50%。