超声波焊接能量对铜/铝导线接头结合性能的影响

成先明，杨可，邵壮，王健，黄思蜀，张鑫

(1.河海大学,机电工程学院,常州,213200；2.河海大学,材料科学与工程学院,常州,213200)

0 序言

铜因具有良好的导电性被广泛应用于新能源汽车的端子、极耳、箔片和线束等领域[1]，然而铜密度大，约为铝的3倍，不利于汽车轻量化，铝密度低，且同样拥有良好的导电性.采用铜截面面积1.6 倍的铝线可以获得等效的载流容量，有助于实现汽车轻量化和降低成本的目的.

铜/铝导线在熔点和导热性等方面存在巨大差异，采用传统的熔焊方法容易产生脆硬性的金属间化合物，很难实现铜/铝导线的良好连接.而采用压接的方法连接铝线容易生成Al2O3氧化膜，极大地增加了接头的接触电阻[2]和安全风险.超声波焊接作为一种高效的固相连接技术[3]，焊接过程中，母材不发生熔化[4]，在一定程度上可以抑制金属间化合物的形成；另一方面，在超声振动作用下，连接界面产生塑性变形并发生冶金反应，几乎不存在接触电阻.相较于传统连接方法，超声波焊接还具有焊接速度快、强度高和能耗低等优点[5].

近年来，研究人员对铜/铝异种材料超声波焊接做了大量研究[6].谷晓燕等人[7]在研究超声波焊接能量对铜/铝接头界面变化时发现，增加焊接能量会导致铜/铝界面间旋涡状塑性变形加剧，有利于促进接头性能提升；蒋召平等人[8]研究了超声波焊接能量对0.5 mm 厚的铜/铝板接头硬度及力学性能的影响，结果表明，焊接能量较大时，铝侧接头边缘的硬度下降，拉伸时沿铝侧边缘断裂，铜/铝界面间未发现金属间化合物；而Liu 等人[9]在用超声波焊接0.8 mm 厚的铜板和铝板时，发现了铜/铝中间相，且研究表明附加热源对焊接过程有促进作用；Li 等人[10]在超声波焊接铜/铝板材[11]时也发现了金属间化合物(intermetallic，IMC)，认为随着焊接压力的增大，IMC 厚度先增大后减小.

尽管已经对铜/铝薄板的超声波焊接进行了广泛研究，但是尚未有超声波焊接能量对铜/铝导线结合性能影响的相关报道.文中以BVR2.5 铜线和BLV6 铝线为研究对象，分析超声波焊接能量对铜/铝异种金属导线焊接结合性能的影响规律，阐明异种金属导线超声波焊接机理，以期为实现新能源汽车轻量化提供必要的理论依据.

1 试验方法

焊接试验中使用的导线分别为BVR2.5 铜线(由19 根直径0.41 mm 铜丝组成)和BLV6 铝线(由单根铝芯组成)，截取100 mm 长并剥去绝缘漆.采用铜线在下，铝线在上的方式焊接，焊接示意图如图1 所示，上下两根导线重叠部分长度为18 mm.

图1 铜/铝导线超声波焊接示意图Fig.1 Schematic diagram of ultrasonic welding for Cu and Al cables

试验中采用的设备为GS-X01PA 超声波线束焊接机，最大输出功率3 kW，频率20 kHz，详细焊接过程见文献[12].采用能量焊接模式，焊接过程中主要焊接工艺参数包括焊接振幅、压力和能量等.

采用单一变量法，保持焊接压力0.3 MPa，振幅95%(56.8 μm)，焊接能量分别设置为200 J，250 J，300 J，350 J 和400 J.将热电偶(直径0.3 mm)夹在铜/铝导线间，采用UT-325 数字测温仪对焊接过程中Cu-Al 界面处峰值温度进行测量；采用EDS 和XRD(Bruker D8 Discover，1.54 埃)分析接头处元素分布和物相组成；采用UTM5105 型电子万能试验机对铜导线超声波焊接试样进行拉力测试，拉伸速度20 mm/min；采用ZEISS Sigma 500 场发射扫描电镜(SEM)对连接界面及拉伸断口观察，分析接头微观形貌和断裂形式.

2 试验结果与分析

2.1 焊接能量对界面温度的影响

在超声波焊接过程中，超声波焊头的高频振动导致导线间相互摩擦，界面温度迅速升高，然后降低.温度的变化会影响接头界面成形的过程和微观组织演变.为了更好的理解超声波线束焊接机理，绘制了不同焊接能量下接头界面处的热循环曲线，如图2 所示.从图2 中可以看出不同焊接能量的界面温度都在1～ 2 s 内达到峰值，界面峰值温度随焊接能量增加而增高.当焊接能量为200 J时，铜/铝导线界面峰值温度为149.3 ℃，不足以使铜/铝导线充分软化，导线间仅形成机械嵌合和部分微结合；当焊接能量达到400 J时，铜/铝导线界面峰值温度上升至231.9 ℃，仍然低于铜和铝的熔化温度，说明超声波线束焊接为固相连接.虽然更高的界面温度有利于促进铜/铝导线的原子扩散，形成紧密结合，但是界面温度过高会导致接头边缘的铝线发生严重塑性变形，有效承载面积降低，拉伸时接头抗拉力下降.

图2 不同焊接能量接头界面处热循环曲线Fig.2 Thermal cycling curves at different welding energies

2.2 焊接能量对铜/铝导线接头界面成形的影响

铜/铝导线在不同超声波焊接能量下的接头截面形貌如图3 所示.从图中可以看出，随着焊接能量增加，接头截面厚度逐渐减小.当焊接能量为200 J时，接头截面厚度为2.77 mm，铝线顶部在焊头齿尖作用下被压平，在超声软化作用下，铝线严重塑性变形并围绕铜线流动[13]，少量铝嵌入到铜线的间隙中和铜线形成机械嵌合，拉伸时容易在结合界面处被剥离；当焊接能量为300 J时，铝线被进一步压缩，接头截面厚度约为2.12 mm，相较于200 J 厚度减少了约23.5%，但铜/铝间形成了更大的嵌合面积，铜/铝间界面结合力增加，有助于提高接头的抗拉强度.此外铜线和铜线间的空隙进一步减小，部分铜线间形成了原子间键合[12]，也有助于增加接头抗拉力，由于铝线塑性变形严重，有效承载面积降低，当铜/铝界面结合力大于铝导线抗拉力时，断裂在铝侧；当焊接能量为400 J时，接头截面厚度约为1.82 mm，相较于300 J焊接能量，接头厚度减少了14.1%，铝线在超声振动作用下沿着铜线表面发生塑性变形，填充了铜线间的空隙，形成更紧密的结合，界面间结合力进一步增加.

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

图4 为图3 中A，B，C，D 4 个区域的局部放大.从图4(a)中可以看出，铝线在超声振动的软化作用下向铜导线内部流动，与铜导线间形成机械嵌合，但由于焊接能量较低，焊接界面温度低(图2)，铝线不能充分软化，与铜导线间形成部分微结合，仍然存在较大空隙.拉伸过程中，铜/铝导线先从空隙处剥落，导致界面失效，而空隙也证明超声波焊接过程中未达到铜/铝导线的熔点，是一种固相连接技术.

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

图4(b)为300 J焊接能量下铜导线间的局部放大.从铜导线的空隙处可以看到铜表层由于超声振动摩擦而剥落，这是因为焊接过程中，界面温度升高，铜线屈服强度降低，当摩擦剪切力大于铜表面与内部的结合力时，表层铜发生剥落，露出纯净的铜相互连接，在焊接压力作用下，Cu 原子相互靠近形成原子间键合.图4(c)中铝线内部的空隙说明铝线表层也发生了剥落，这有利于纯净的铜和铝原子相互扩散，提高界面结合力.图4(d)为400 J焊接能量下结合界面处的形貌，即使在400 J焊接能量下结合界面仍然有少量空隙，在已结合界面处没有发现中间相.

2.3 焊接能量对铜/铝接头界面微观组织的影响

为了进一步研究焊接能量对界面微观组织的影响，分别对图3 划线处进行EDS 线扫描，结果如图5 所示.从图中可以看出铜/铝两种元素发生了相互扩散，焊接能量越大时，接触区域原子扩散距离越大.

图5 铜/铝界面EDS 线扫结果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)

当焊接能量为200 J时，扩散距离约为2 μm，不存在平台过渡区域；当焊接能量为300 J时，原子扩散距离增加一倍，约4 μm，扩散过程平稳连续；当焊接能量为400 J时，扩散距离达到7 μm，仍未发现形成金属间化合物，这是因为超声波线束焊接过程中焊接时间短，焊接峰值温度低(未达到母材熔点)，因此不足以驱动反应界面生成中间相.

对400 J焊接能量的铜/铝结合界面进行微区XRD 分析，检测区域为铜/铝界面2 mm 范围内，结果如图6 所示.图中在50.7°，59.3°，88.8°和110.2°观察到4 个峰，它们对应铜的4 个晶体指数(111)，(200)，(220)和(311)；此外，在44.9°，52.4°，77.3°，99.4°和99.8°观察到5 个峰，它们分别对应铝的4 个晶体指数(111)，(200)，(220)，(311)和(222).铜/铝结合界面处仅检测到铜和铝，没有出现金属间化合物，说明扩散原子的浓度没有超过基体金属的溶解度[14]，证明超声波线束焊接输入能量低，避免了中间相的形成，接头性能好，可以有效保证接头强度.

图6 铜/铝连接界面处XRD 图谱Fig.6 XRD pattern obtained from the microregion of the Cu-Al bonding interface

2.4 接头力学性能

图7 为不同焊接能量下接头最大抗拉力变化曲线.从图中可以看出，随着焊接能量增加，接头抗拉力先增加再减小，当焊接能量为200 J时，接头平均最大抗拉力为271.3 N，铜/铝导线间仅形成少量点连接，所以断裂发生在铜/铝结合界面；当焊接能量为250 J时，平均最大抗拉力达到401.3 N，这是因为焊接能量为250 J时，铜/铝导线间大量点结合扩展为面结合，接头抗拉力提高，此时导线间结合力高于单侧铝线抗拉力，所以断裂发生在铝侧；当焊接能量为300 J时，接头获得峰值拉伸载荷(409.8 N±8.9 N).焊接能量越大，界面温度越高，超声波焊齿尖端嵌入铝线深度增加，铝线有效厚度变薄，接头抗拉力下降.

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

2.5 断口分析

图8 为不同焊接能量下的断口形貌.当焊接能量为200 J时，沿着铜/铝连接界面断裂，从图8(a)可以看出，部分铝粘附在铜线表面，说明拉伸时由于铝表面材料剥落导致界面失效.铜线表面附着的铝非常少，由于焊接能量较低，界面温度为149.3 ℃(图2)，铝线未能充分发生塑性变形，原子扩散距离有限(图5(a))，仅形成少量斑点状结合区域.图8(b)为图8(a)方框区域的EDS 面扫描结果.图中Cu 和Al 元素的分布证明铜线表面粘附了部分铝线，因此在低焊接能量下，接头抗拉强度取决于铜/铝之间形成冶金结合的面积.此外，还在铜导线表面检测到了O 元素，且O 元素分布与部分Al 元素分布区域重合，说明超声振动过程中会导致导线表面的氧化层破裂剥落，然后夹杂在焊缝中，这与图4 微观形貌分析结果一致.

图8 不同焊接能量下断口形貌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

图8(c)和图8(d)分别为300 J 和400 J 时的断口形貌.当焊接能量超过300 J时，铜/铝间形成良好结合，断裂均发生在铝侧.在300 J 断裂接头的横截面中心存在细长的韧窝，断口为典型的韧性断裂，裂纹从芯部向导线表面扩展，这与Ni 等人[15]的研究结果一致，证明铜/铝导线间形成了良好的结合；焊接能量400 J时，断口出现韧窝，也说明接头为韧性断裂，但是由于焊接能量较高，铝线塑性变形严重，有效承载面积大幅降低，所以接头抗拉力下降，因此铜/铝界面形成良好结合后，接头抗拉力取决于铝侧有效承载面积.

3 结论

(1)随着超声波焊接能量增加，铜/铝导线结合界面温度升高，但仍明显低于铜/铝导线熔点，属于固相连接；同时，界面处Cu/Al 原子相互扩散距离随超声波焊接能量的增加而增加，未形成金属间化合物.

(2)接头抗拉力随超声波焊接能量增加先升高后降低，当焊接能量为300 J时，接头获得峰值拉伸载荷(409.8 N±8.9 N)，接头拉伸剪切强度超过母材，断裂发生在铝侧.

(3)当超声波焊接能量较低时，接头抗拉力取决于铜/铝导线冶金结合面积，当超声波焊接能量超过300 J时，接头抗拉力取决于铝侧有效承载面积.