金属薄材超声波点焊的研究进展

倪增磊，杨嘉佳，李帅，王星星，叶福兴

(1.华北水利水电大学，郑州 450045；2.天津大学，天津 300072)

0 前言

金属薄材同质/异质焊接接头在汽车车身、导电带和锂电池制造等行业的应用越来越广泛。电阻点焊耗费的能量较大(50 ～ 100 kJ，焊接接头)；同时，电阻点焊铝合金时电极极易烧损[1]。与电阻点焊相比，搅拌摩擦点焊耗费的能量较少(3 ～ 6 kJ，焊接接头)，但是焊接时间较长(2 ～ 5 s，焊接接头)[2]。激光点焊时需要施加一定的压力，同时对接头的装配精度要求较高。金属材料对激光的反射严重影响焊接接头的质量[3]。超声波点焊对材料的导电性及异质性不敏感，同时焊接时间短(一般都小于0.5 s)、耗能低(0.6 ～ 1.5 kJ，焊接接头)，适用于焊接金属薄材[4-5]。超声波点焊是通过超声波发生器将50 Hz的电流转换成15，20，30或40 kHz的电能。被转换的高频电能通过换能器再次被转换成为同等频率的机械振动，然后机械振动通过变幅杆传递到超声波点焊机的焊头。焊头将接收到的振动能量传递到待焊接工件需要焊合的位置，振动能量通过摩擦方式转换为待焊工件间的摩擦产热量和形变能。随着焊接过程的进行，焊接界面的温度随之升高，焊接界面的母材不熔化或少量熔化，焊接界面是在固态或少量液态情况下达到冶金焊合[6-7]。

国内关于金属薄材超声波点焊的研究还比较少，而关于这方面的综述性文章没见有公开的报道。文中详细阐述了金属薄材超声波点焊接头(包括Al/Al，Mg/Mg，Mg/Cu，Al/Ti，Al/Mg，Mg/Ti，Mg/F，Al/Fe，Al/Cu接头)的界面温度、宏观特征、微观组织、力学性能、工艺优化、力学性能强化措施及焊接机理等方面的研究进展。然后根据金属薄材超声波点焊研究中所存在的问题提出几条自己的观点。文中的主要目的是为后来的研究者提供一个良好的参考和研究基础。

1 焊接界面温度

在超声波点焊过程中没有或少量金属的熔化，焊接界面为固态新鲜金属之间的相互结合[8-9]。焊接过程中焊接界面温度是影响焊接质量的一个重要因素[10]。塑性变形随着焊接界面温度的变化将会产生一定的差异性，母材和焊接工艺参数决定了焊接界面温度的高低。焊接界面温度的升高有利于降低材料的屈服强度，促进焊接界面材料的塑性变形和流动。

基于对材料厚度、焊接压力、焊接时间和界面摩擦系数等因素的综合考虑，Elangovan等人[6]采用有限元方法提出了能够预测超声点焊焊接界面温度分布的理论模型。当焊接压力为1 600 N、焊接时间为0.5 s时，从Al/Al焊接接头的焊接界面温度场分布中可以看出焊接界面中心的温度比周围区域高。王伊卿等人[11]、Li等人[12]、李玉龙等人[13]、李欢等人[14]分别报道了相似的研究结果。

Zhang等人[15]把直径为0.5 mm的K型热电偶放置于AA6111和TiAl6V4薄材之间的凹槽中，以此来测量超声波点焊过程中焊接界面的温度。结果表明焊接界面温度随着焊接能量的增大而升高。Haddadi等人[16]采用热成像仪测量超声波点焊过程中焊头与上面工件接触部位的温度，可以看到工件与焊头接触中心区的温度高于周围其它区域的温度。为了实时监测和控制超声波点焊电池极片过程中的温度，Zhao等人[17]将微型薄膜热电偶放置在焊接底座所开的凹槽中，其与焊件之间距离约为100 μm。采用原位测温装置可以检测到超声波点焊过程中温度的实时动态变化。

2 金属薄材超声波点焊接头

2.1 同质接头

2.1.1Al-Al接头

2.1.1.1微观组织

de Vries[18]研究了超声波点焊Al 6061-T6接头的焊接界面微观组织，发现母材在焊接界面产生塑性变形的厚度是比较薄的，其厚度大约为50 μm左右。这层塑性变形层中包含因为严重塑性变形而产生的细晶粒。Zhang等人[19]报道了相似的研究结果。在焊接时间为0.1 s(总焊接时间为0.3 s)时可以看到被未焊合区域分离的塑性变形区或微连接区。焊接过程结束时，可以看到连续的焊合区域。Bakavos等人[2]、Haddadi等人[20]采用EBSD分析了焊接接头的微观组织，发现在超声波点焊过程中焊接界面产生了塑性变形区、剪切区及表面锻造区。焊接界面的塑性变形和焊接界面温度有利于连续动态再结晶的产生，其促进了细小等轴晶的出现[21-25]。Chen等人[4]研究发现在超声波点焊过程中焊接界面产生了高应变速率动态变形，其有利于空位及位错的产生。在接头后续的热处理过程中，空位和位错将加速母材中金属元素的扩散，其有利于焊接接头力学性能的提高。

2.1.1.2力学性能及断裂模式

Mirza等人[26]研究了焊接工艺参数对Al 5754/Al 5754焊接接头抗剪强度及疲劳性能的影响。随着焊接能量的增大，抗剪强度在焊接能量为2 000 J时达到最大值(85 MPa)。焊接能量较小时，断裂位置在焊接界面；焊接能量大时，断裂位置在焊核区的边缘处。焊接接头的疲劳极限为0.5 kN。随着焊接能量的增加，最大循环应力下疲劳断裂位置由沿母材厚度方向转变为界面断裂。疲劳断裂的扩展主要是因为疲劳辉纹的形成，其一般垂直于疲劳断裂的方向。Shin等人[27]为了提高超声波点焊A5052-H32/A5052-H32接头的抗剪强度，对焊接工艺参数进行了优化。研究发现力学性能最优的焊接接头断裂模式为混合型断裂(即同时具有界面断裂和纽扣断裂的特征)。焊接能量较低时，接头断裂模式为界面断裂。焊接能量或焊接振幅过大时，容易造成焊核区变薄，同时连续的振动使焊件表面压痕区周围产生一定的裂纹和应力集中，接头断裂模式为纽扣断裂，此时焊接接头的力学性能较低，这与Mirza等人[26]的研究结果相似。此外，研究发现焊头和底座的表面尖齿形状、尺寸影响着焊接界面的温度。焊接界面的温度取决于焊接工艺参数，只有当各个焊接工艺参数之间良好耦合时才能产生最佳的焊接工艺条件。

Hetrick等人[28]研究了焊缝微观组织、焊接方向、母材轧制方向、母材表面残留润滑剂及材料时效处理对焊接接头力学性能的影响。研究结果表明母材轧制方向与焊接振动方向一致时，母材表面残留润滑剂及时效处理不影响焊接接头的力学性能。这些研究结果表明采用自动化超声波点焊金属薄材是可行的。Watanabe等人[29]发现在焊接界面中喷涂一层乙醇，可以使接头力学性能提高50%。

Jahn等人[30]研究发现焊机底座表面齿纹的粗糙程度对Al 6111-T4超声波点焊接头组织和性能的影响很微小。但是Lee等人[31]发现焊机底座表面齿纹的粗糙程度对三层锂电池极片每层之间的焊接界面力学性能影响十分明显。这与Shin等人[27]的研究结果相吻合。在焊接初始阶段，每层工件的振幅逐渐增大。每层工件的振幅在同一时间点是不相同的，表面工件每层之间的相对运动小于超声波点焊机的输入振幅。因为每层工件之间的振幅与其摩擦产生的热量是成比例的，因此在焊接过程中超声波点焊机输出足够的振幅才能保证每层工件之间产生足够的摩擦热。当焊接底座表面平整时，最下层工件与底座之间的咬紧力很小，因此最上层工件之间的相对摩擦振幅最大，然后逐层减小。这将导致最上层工件之间的结合力最大，最下层工件之间的结合力最小。当焊接底座表面粗糙度增大时，最下层工件与底座之间的咬紧力增大，因此最下层工件之间的相对摩擦振幅最大，其次最上层工件之间的摩擦振幅，中间层工件之间的摩擦振幅最小。这将导致最下层工件之间的结合力最大，中间层工件之间的结合力最小。总的来说，采用粗糙度大的底座制备的接头焊接界面焊合密度高、力学性能优良。由于粗糙度大的底座与工件焊接咬合力大，两者之间相对滑动小，其寿命比平整底座的长

2.1.1.3焊接机理

Bakavos等人[2]研究了超声波点焊Al6111及Al6082的焊接机理。焊接过程中首先在接触表面产生微连接，随着焊接过程的进行，在焊头锯齿形凸起下面的材料变形严重，微连接区域逐渐增大，直至焊合区域都产生塑性变形，这相当于是焊头对材料的锻造作用。焊接温度升高可以使材料软化，同时使其产生一定的塑性变形，焊接界面最高温度可达到380 ℃。通过采用不同铜含量的铝合金做试验，可以清楚地观察到焊接界面的位置，波浪形焊接界面包含三个主要的尺寸。在焊接初始阶段，在微连接区域氧化物的分布呈波浪形分布，波长为5 μm。在焊接的中间阶段，其波长为20 ～ 50 μm。焊接过程完成时，微焊合区域将产生旋转，形成褶皱或漩涡，此时波长为1 mm。焊接能量较低时，未焊合区域主要集中在焊头凸起的部位之间，这主要是因为此位置的焊接压力较低。在大的焊接能量条件下，在焊缝中也一直存在着微裂纹和未焊合区域，但是其长度之和不到焊接界面总长度的5%。

2.1.2Mg-Mg接头

2.1.2.1宏观特征及微观组织

Leon等人[32]研究发现过大的焊接振幅或焊接时间对工件表面损坏极大，致使接头的有效厚度减小。Patel等人[33]研究发现焊接能量、应变速率和焊接界面的温度决定着母材晶粒尺寸的大小，随着焊接能量的增大，母材晶粒尺寸长大。这与Patel等人[34]及Macwan[35]等人的研究结果相似。同时AZ31晶体结构发生了明显的变化。

Higashi等人[9]人研究了挤压态Mg96Zn2Y2超声波点焊接头微观组织演变规律。研究结果表明在焊接界面的平面区和斜坡区产生了晶粒细化带。焊接界面平面区的晶粒细化带宽度随着焊接压力的增大而减小。然而焊接界面斜坡区的晶粒细化带的塑性变形程度随着焊接压力的增大而增大，在焊接压力为1 980 N时产生了明显的波浪形带状组织。同时揭示了焊接接头的宏观形状影响着焊接接头的微观组织。在焊接界面平面区带状组织边缘可以看到有无数的Zn和Y的隔离区。隔离区的产生受焊接界面温度的影响，此外，焊接界面温度受焊接压力的影响。焊接界面斜坡区的塑性变形程度的提高将增大焊核区的直径。

2.1.2.2力学性能及断裂模式

Patel等人[33]研究发现随着焊接能量的增大，超声波点焊AZ31-H24接头的抗剪强度首先增大，在焊接能量为2 000 J时达到最大值，然后随着焊接能量的继续增大，接头的抗剪强度减小。当焊接能量小于2 000 J时，焊接接头在焊接界面断裂；当焊接能量大于等于2 000 J时，焊接接头的断裂模式为纽扣断裂。这与Macwan等人[35]的研究结果相似。Higashi等人[9]研究发现焊接接头的抗剪强度随着焊接压力的增大而增大，在焊接压力为1980 N时焊接接头的抗拉强度达到最大值，此时焊接接头的断裂模式为纽扣断裂。Leon等人[32]研究发现只有当焊接时间与焊接振幅良好偶合作用时，焊接接头的力学性能才能达到最优，此时接头的断裂模式为纽扣断裂。Patel等人[36]认为超声波点焊AZ31-H24接头具有优良的疲劳性能。随着疲劳载荷的减小，疲劳断裂模式由界面断裂向沿横向厚度方向断裂转变。疲劳裂纹首先在焊接界面的缺口尖端和工件表面压痕区周围产生，主要是因为这两种位置存在严重的应力集中。Newman和Dowling的点焊接头疲劳寿命模型能够准确预测超声波点焊AZ31-H24接头的疲劳寿命，与试验值吻合度高。Badamian等人[37]研究发现，铜中间层影响了Mg薄片在焊接时界面的产热、振动特性和界面生成物，从而致使Mg/Mg接头的力学性能提高。

2.2 异质接头

2.2.1Mg-Cu接头

Macwan等人[38]研究发现超声波点焊能够提高焊接界面金属的扩散效应，界面扩散层主要包含共晶结构的Mg和Mg2Cu，扩散层厚度随着焊接能量的增大而增大。焊接接头的抗剪强度随着焊接能量的增加先增大，在焊接能量为1 500 J时达到最大值，为53 MPa，然后随着焊接能量的继续增大，接头的抗剪强度逐渐降低。在焊接能量为2 000 J和2 500 J时，有类火山喷发的扩散方式出现，其主要分为四个阶段。第一阶段扩散主要在镁和铜的晶界上，由于温度的提高、低熔点镁中空位的存在和超声波的动态摩擦，同时铜原子(0.128 nm)比镁原子(0.160 nm)小，这将加速铜原子向镁中扩散。当焊接界面温度达到Mg-Mg2Cu的共晶温度时，由镁铜二元相图可知，将有局部的金属熔化，其中包含原子百分比为14.5%的铜原子，此时达到第二个阶段。熔化区域从晶界向晶内扩展，由于超声波点焊时间短，大的镁原子内部可能没有被熔化。对于大多数物质，液态时原子比固态时更加活跃，具有更多的能量，因此物质由固态向液态转变时体积将增大，导致热膨胀和内压力的产生。由于焊接过程中局部位置的密封和焊接静压力的耦合作用，封闭腔的内压力将迅速增大。随着焊接界面温度的继续升高，临近共晶液相的物质变的越来越软，在高温下大角度晶界将变的脆弱。在第三阶段，当封闭腔内部压力达到临界值，内部含有过量铜原子的共晶液相将迅速向镁侧大角度晶界喷发，形成类火山喷发状形态。在第四阶段，喷发出的共晶Mg+Mg2Cu合金并含有一定铜原子的液态金属凝固。综上所述，如何控制焊接界面金属间化合物过渡层的厚度对接头的力学性能至关重要。

2.2.2Al-Ti接

2.2.2.1微观组织

Zhang等人[39]采用透射电镜研究了超声波点焊Al AA2139/TiAl6V4接头的界面微观组织及相组成，未发现有金属间化合物生成。焊接界面处铝的晶粒被细化，而钛的晶粒未发现有明显变化。Zhang等人[15]的研究结果与此相一致。Wang等人[40]研究了铝箔中间层对超声波点焊Al 5754-O/Ti6Al4V接头界面微观组织的影响。在焊接界面处，随着焊接能量的增大，界面温度迅速增大，虽然其不能将Ti6Al4V熔化，但能够将铝箔熔化。此时，具有中间层的焊接接头界面处有Ti3Al的岛状区域生成，随着焊接能量的增大，其尺寸逐渐增大形成连续的中间层，而不含中间层的焊接接头界面处未见有Ti3Al生成。由于Al+3Ti→Ti3Al+Q反应为放热反应，反应产生的热量也将加速界面温度的升高。Lee等人[41]人发现在温度为1 050～1 550 ℃之间时，随着铝含量的增大，扩散系数也将提高。

2.2.2.2力学性能及断裂模式

Zhang等人[39]通过研究发现超声波点焊Al AA2139/TiAl6V4接头的通过研究及断裂能随着焊接时间的增大而增大，在焊接时间为2 s时，接头的抗剪强度和断裂能达到最大值，分别为5.3 kN和3.7 kN·mm，此时焊接界面温度也达到最大值，为540 ℃。Zhang等人[15]和Zhou等人[42]的研究结果与此相似。焊接接头的断裂位置都是在焊接界面处。Zhang等人[15]研究发现经过自然时效的超声波点焊Al6111/TiAl6V4接头断裂由韧性断裂转变为界面断裂，主要是因为Al 6111经过时效后硬度增大。焊接接头的断裂模式有两种，分别为界面断裂和纽扣断裂。Wang等人[40]研究发现放置铝箔中间层的超声波点焊Al 5754-O与Ti6Al4V接头的力学性能随着焊接能量的增大而增大，在焊接能量为1 000 J时，焊接接头的抗剪强度达到最大值为206 MPa。当焊接能量大于1 000 J或铝箔中间层的厚度大于75 μm时，接头的断裂位置没有发生在焊接界面处，断裂形貌呈现出典型的韧性断裂的特征。

2.2.3Al-Mg接头

2.2.3.1微观组织

Macwan等人[43]经研究发现超声波点焊ZEK100/Al 5754接头的焊接界面主要由包含共晶结构的Mg和Al12Mg17的扩散层生成，扩散层厚度随着焊接能量的增大而增大。Panteli等人[44]研究了超声波点焊过程中高应变速率变形对铝/镁焊接界面生成金属间化合物反应的影响。在最优焊接能量下(600 J)，焊接界面生成的金属间化合物厚度为5 μm。研究发现金属间化合物生成的核心位置在焊接界面的微焊接处，然后迅速扩展、长大形成连续的中间层，成分主要包括Al2Mg17和Al3Mg2。谷晓燕等人[45]报道了相似的研究结果。随着焊接的进行，发现在Al-Mg共晶温度点以下时焊接界面有液相生成。

强化措施：超声波点焊过程中，焊接界面固态反应动力学速率是同等静压条件下的两倍。为了降低铝-镁焊接界面固态反应动力学速率，减少金属间化合物的生成，Panteli等人[46]在母材镁表面采用冷喷涂方法制备100 μm厚的铝表面层和采用物理气相沉积的方法制备厚度很小的锰表面层。研究发现两种方法都能降低焊接界面的反应速率，提高焊接接头的断裂能。冷喷涂涂层能够使金属间化合物的层厚降低一半。锰表面层在焊接过程中被迅速打碎，然后分布在焊接界面，其强化作用大大减弱。Gu等人[47]在铝/镁界面放置Sn中间层，其能够阻止铝与镁的相互扩散及金属间化合物的生成，从而提高铝/镁接头的性能，这与Macwan等人[43]的研究结论不同，可能是因为所用的材料牌号不同。

2.2.3.2力学性能

Macwan等人[43]研究发现超声波点焊ZEK100/Al 5754接头的抗剪强度随着焊接能量的增大而增大，在焊接能量为500 J时，达到最大值，为2.2 kN，然后抗剪强度随着焊接能量的增大而减小。这与Feng等人[48]、Peng等人[49]等的研究结果相一致。ZEK100/Al 5754焊接接头的抗剪强度大于加锡中间层的ZEK10/Al 5754焊接接头抗剪强度，主要因为是ZEK100有助于焊接界面材料的流动和结合。焊接接头断裂的模式主要为纽扣断裂和界面断裂。高周疲劳时，焊接能量为500 J时的焊接接头的抗疲劳性能高于焊接能量为1 000 J时的抗疲劳性能。低周疲劳情况下，两者相同。双线性S-N特征曲线与焊接接头的断裂模式有关，高周疲劳时焊接接头在焊接界面处断裂，低周疲劳时焊接接头沿着平行于母材厚度方向断裂。这与Peng等人[49]及Feng等人[50]的研究结果相一致。

2.2.4Mg-Ti接头

Ren等人[51]研究发现在焊接界面的镁侧，有条状的晶粒细化现象，没有发现有过渡层或金属间化合物生成。焊接界面的温度超过了镁合金的液化温度。镁合金中析出的铝元素对镁钛两种材料的连接起着重要的桥梁作用。超声波点焊AZ31/Ti6Al4V接头的抗剪强度随着焊接能量的增大而增大，然后逐渐降低。最优的焊接接头力学性能接近于母材AZ31的力学性能。过大的焊接能量输入将导致镁片表面产生明显的裂纹或压溃现象，致使力学性能下降。焊接接头的断裂发生在焊接界面的镁侧，表明得到了较好的接头力学性能。Zhao等人[52]及赵德望等人[53]发现焊接压力是影响超声波点焊AZ31/Ti6Al4V接头力学性能的主要因素，其次是焊接时间和焊接振幅。

2.2.5Mg-Fe接头

Patel等人[54]研究发现超声波点焊AZ31与未镀锌钢接头的焊接界面连接微弱，主要是因为两者不能发生界面反应。而在AZ31与镀锌钢焊接界面发现有金属间化合物Mg7Zn3和Mg2Zn11的生成，其将不利于焊接接头力学性能的提高，焊接接头的断裂位置在焊接界面。为了提高AZ31与未镀锌钢焊接界面的连接强度，在其界面添加中间层Sn。因此在焊接界面中产生了Sn与Mg2Sn的共晶组织，制备的焊接接头的抗剪强度(约71 MPa)较未放置中间层Sn的焊接接头抗剪强度(约47 MPa)提高了51.1 %，焊接接头的断裂模式主要为纽扣型断裂。同时制备具有最大抗剪强度的焊接接头所需的焊接能量也从1 750 J减少到了1 500 J。

Santella等人[55]研究发现，在焊接时间为0.3 s时，在超声波点焊镁合金(AZ31)与热浸镀锌低碳钢的焊接界面形成两个Mg-Zn界面反应层，其总的厚度大约为22 μm，取代了在低碳钢表面9 μm厚的原始镀锌层。在近邻AZ31一侧的反应层包含原子比约为25%的锌，而近邻低碳钢一侧反应层中包含原子比约为66%的锌。当焊接时间为1.0 s时，焊接界面的Mg-Zn界面反应层将被完全挤出，然后形成了厚度大约为500 nm的Al5Fe2。

Patel等人[56]通过研究发现在添加中间层锌的AZ31与高强低碳钢的超声波点焊接头界面，中间层锌与AZ31之间产生了一层金属间化合物，其中包含Mg7Zn3，Mg2Zn11和MgZn2，而在中间层锌与高强钢之间无金属间化合物生成。在中间层锌中发现了单晶的晶体结构，与原始冷轧态纯锌相比，(0002)晶面的峰值强度在超声波点焊之后提高了30多倍，这主要是由超声波振动引起的塑性变形所致。冷轧态纯锌中间层垂直于振动方向时所致的晶面的峰值强度提高的值要比冷轧态纯锌中间层平行于振动方向时的大。

2.2.6Al-Fe接头

2.2.6.1微观组织

Mirza等人[57]研究发现在Al 6061/镀锌钢HSLA焊接界面有FeAl3相和层状Al-Zn共晶组织生成。在Al 6061/钢ASTM A36焊接界面有FeAl3相和Fe3Al相生成。Fujii等人[58]研究发现在焊接时间为0.65 s时，Al 6061-T6与304不锈钢的超声波点焊接头焊接界面材料的组织与母材的组织基本相同，但是在焊接界面的局部位置可以看到一定的微观形变结构。在焊接时间为1.15 s时，靠近焊接界面的铝侧处有尺寸细小的等轴晶生成，同时小角度晶界所占比例增大，大角度晶界所占比例减小。这说明焊接界面的塑性变形和界面产热量促进了焊接界面铝侧晶粒的再结晶。

2.2.6.2力学性能

Watanabe等人[59]揭示了超声波点焊SS 400低碳钢与Al A5052接头力学性能与焊接压力的关系。研究结果表明：随着焊接压力的增大，焊接界面产生的热量增大，因为适当的压力能够增大焊接界面滑动的阻力，加速微连接区的形成，使大部分焊接能量被焊接界面吸收，这有利于提高焊接接头的力学性能。过大的焊接压力将使焊接界面产生互锁现象，此时最初的变形有很大的弹性，阻碍热量的产生和焊接界面微连接的形成，将不利于接头力学性能的提高。此外，研究发现超声波点焊SS 400低碳钢与Al A5052接头的力学性能随着焊接时间的增大而增大，在焊接时间为2.5 s达到最大值，然后焊接接头的力学性能随着焊接时间的继续增大而减小。当焊接时间为3.0 s时，焊接接头的力学性能降低，这是因为在焊接界面有金属间化合物Fe2Al5生成。为了减少金属间化合物的生成，在焊接界面放入纯铝片作为中间层，焊接接头的U-抗拉力得到大幅度的提高，是原来未放置中间层焊接接头U-抗拉力的三倍。

Mirza等人[57]研究发现Al 6061/镀锌钢HSLA焊接接头力学性能的平均峰值强度和断裂能均大于Al 6061/钢ASTM A36焊接接头的。焊接能量较低时，断裂位置在焊接界面；而焊接能量大时，焊接接头沿着母材铝侧紧挨焊缝区的横向厚度方向断裂。对于Al 6061/镀锌钢HSLA焊接接头，随着循环载荷的增大，疲劳断裂的位置由沿平行于厚度方向向界面断裂转变。对于Al 6061/钢ASTM A36焊接接头，在高循环载荷作用下，疲劳断裂位置在平行于母材厚度方向；在低循环载荷作用下，疲劳断裂位置在平行于厚度方向和焊接界面。疲劳裂纹的扩展主要是因为在断裂面有疲劳辉纹的形成，其方向与裂纹扩展方向垂直。Fujii等人[58]研究发现焊接接头的抗剪强度随着焊接能量的增大而增大，接头的断裂模式由界面断裂向纽扣型断裂转变。

2.2.7Al-Cu接头

Zhao等人[60]研究发现随着焊接能量的增大，超声波点焊Al 6061/Cu接头的抗剪强度先增大，在焊接能量为1 000 J时达到最大值，然后随着焊接能量的继续增大而降低。同时焊接接头的断裂模式由界面断裂向纽扣断裂转变，然后形成解理断裂。焊接能量较低时，在焊接界面可以观察到只有部分分散的微连接产生。焊接能量为1 000 J时，焊接界面出现波浪形结构，致使机械互锁现象生成。当焊接能量过大时(2 000 J)，焊接界面出现空洞和金属间化合物。生成的金属间化合物层(Al4Cu9)厚度为0.5 μm，其不利于接头力学性能的提高。

Yang等人[61]研究发现超声波点焊Cu/Al 6061接头焊接界面金属间化合物层主要包括CuAl2和Cu9Al4，其层厚随着焊接时间的增大而增大。当焊接时间为0.7 s时，在焊接界面局部区域产生了铝铜共晶反应。Li等人[62]报道了相似的研究结果。焊接接头的抗剪强度先增大而后降低，同时焊接接头的断裂位置在焊接界面处。这主要是因为界面处金属间化合物的生成，其不利于接头力学性能的提高。

强化措施：为了提高超声波点焊连接工件的能力及焊接接头的质量，Yang等人[10]提出了电阻热辅助超声波点焊方法的新技术。在焊接过程中，大的电流通过焊头和工件界面传递到底座。与传统的超声波点焊技术相比，在焊接过程中焊接界面有附加的焦耳热产生，因此在焊接压力、焊接能量不变的情况的，焊接界面有更多的热量产生，保证了焊接接头的质量。同时，焊头也被作为电极用，在焊接过程中可持续通直流电的范围为0～2 kA。当焊接电流达到1 100 A时，焊接界面的金属间化合物层厚迅速增大，主要成分为CuAl2，焊接界面产生了冶金结合，此时最大抗剪强度达到了550 N，比相同焊接工艺参数下无电阻热辅助的超声波点焊接头抗剪强度提高了83.3%。值得注意的是，焊接界面产生的金属间化合物将增大接头的电阻。

Balasundaram等人[63]研究了中间层锌对Al/Cu焊接接头组织和性能的影响。研究发现放置中间层锌的焊接界面中心生成了共晶Al+Al2Cu结构，在焊接界面边缘发现了Al-Zn和CuZn5，而没有中间层的焊接界面处未发现任何金属间化合物产生，这说明锌中间层起到了一定的促进界面反应的作用。母材的显微硬度随着焊接能量的增大而减小，主要是因为晶粒的长大。具有中间层锌的焊接接头抗剪强度比没有锌中间层的焊接接头的抗剪强度提高了25 %～ 170 %。

Ni等人[64]通过在超声波点焊Al/Cu焊接界面添加硬质Al 2219颗粒提高焊接界面的摩擦系数，从而提高焊接界面的摩擦产热量和塑性变形程度，进而将Al/Cu接头的抗剪强度提高了1.3倍。值得注意的是，Al 2219颗粒并不能适用于所有材料的超声波点焊，因为中间层的选择需综合考虑母材的种类、硬度、屈服强度、层错能等因素。

Baboi等人[65]在超声波点焊Al/Cu时将缓冲层(铜箔材)放置在焊头与上部工件铝之间。研究发现缓冲层能够减小焊头对工件铝的破坏，提高焊后接头的有效厚度。但是缓冲层的添加降低了焊接能量向焊接界面的有效传递量。

3 结束语

影响超声波点焊质量的因素分为两类：工艺参数和材料属性。工艺参数包含焊接压力、振幅、焊接时间/焊接能量、功率、焊头和底座表面尖齿的尺寸及形状等。材料属性主要包括材料的类别、硬度、表面粗糙度、氧化情况等。工艺参数和材料之间的良好耦合才能获得最佳的焊接工艺条件。

影响超声波点焊接头力学性能的主要因素为焊接界面的微观组织、焊接界面温度和焊头引起的工件表面压痕区周围的应力集中、裂纹以及焊后接头有效厚度。提高超声波点焊接头力学性能的方法一般为优化焊接工艺；在焊接界面添加低熔点材料作为中间层，使焊接界面产生冶金结合；在焊接界面添加硬质Al 2219颗粒改变焊接界面的摩擦系数从而提高焊接界面的温度和塑性变形程度。

虽然国内外关于薄材金属超声波点焊方面的研究已经开展了大量卓有成效的研究，但是还有一些问题需要进行深入研究：

(1)焊接界面的塑性变形过程及程度对焊接接头的质量至关重要，由于无法采用现有的技术手段进行实时监测，因此需采用有限元分析软件模拟焊接界面的塑性变形过程，进而研究焊接界面的应力应变场和塑性变形机制。

(2)现有的超声波点焊设备所能焊接工件的厚度一般不超过3 mm，因此需要开发大功率的超声波点焊设备。

(3)对于同质接头，焊接界面的焊合密度和焊后接头有效厚度是决定超声波点焊接头力学性能的两个主要因素，两因素之间存在着矛盾的关系，如何化解这对矛盾关系是提高接头力学性能的关键所在。

(4)对于异质接头，如何调控金属间化合物的厚度、相组成等，使其对接头力学性能的不良因素降到最低，关于这方面的研究还值得进行深入研究。