纳秒激光直写表面辅助下紫铜的激光焊成形及接头组织和性能

周广涛，邝景臻，温秋玲，蔡祖鹏，苏礼季

(1.华侨大学,福建省特种能场制造重点实验室,厦门,361021；2.华侨大学,制造工程研究院,厦门,361021；3.厦门宏发电力电器有限公司,厦门,361021)

0 序言

紫铜具有优良的导电、导热性能，在机械、电子和化工等领域得到广泛地应用，尤其是精密仪器的散热器上.目前焊接是紫铜结构制造主要加工方式，激光焊作为一种先进的焊接方式，成为精密仪器中紫铜部件最高效的连接方式.但铜合金属于面心立方晶体，其对常见的红外激光光源具有极高的反射率，反射率高达95%[1-2]，导致激光辐射能难以被紫铜吸收，并且紫铜热导率较高，在焊接过程中焊缝将激光的热输入迅速向四周传递，导致热量难以聚集[3-5]，热输入极低难以形成熔池，导致常规的低功率激光焊难以实现对紫铜的激光焊.这些因素极大程度地限制了紫铜在高新技术领域中的应用，因此如何提高紫铜表面对激光的吸收率成为急需解决的问题.

很多学者开展了降低紫铜对激光反射率的研究，包括短波长激光焊[6-8]、表面涂覆法[9-10]、添加辅助材料法[11-12]以及黑化处理[13-15]等，如在紫铜待焊区表面涂覆一层石墨[9]，但石墨层的均匀度难以保证，使得待焊区不同区域的反射率存在差异，造成焊缝成形不均匀，同时石墨还会渗入焊缝中，使得强度下降.雷玉成等人[12]在紫铜待焊区表面放置不锈钢薄片，利用钢对激光的吸收，但同样引起上述的焊缝金属异质的问题.黑化处理也是常采用手段，利用能量密度更高的纳秒激光对紫铜待焊区表面进行黑化处理生成氧化膜和不规则凹坑，将反射率降至15.5%，并实现了0.4 mm 厚的紫铜薄板焊接[13]，但由于凹坑的不规则性，可能引起待焊区反射率不均匀.李华晨等人[15]提出了一种分步气体介质下低功率薄板紫铜激光焊方法，即对紫铜表面在氧气介质下利用YAG 激光进行黑化处理，然后在氧气介质下进行激光焊，该方法具有较高的可行性，但容易引入较多的O 元素导致焊缝脆化.

针对改善表面反射率的研究中存在的紫铜激光焊吸收率过低、成形较差、焊缝金属引入杂质的难题，文中提出了一种基于纳秒激光直写表面辅助下激光焊紫铜的新方法，即采用纳秒激光直写在紫铜板待焊区表面进行表面微加工，从而降低紫铜对激光的反射率，并在氩气介质保护下利用光纤激光对紫铜进行激光焊.研究了不同纳秒激光直写参数下待焊区表面的反射率、不同焊接参数下焊缝熔深和熔宽及接头的组织和力学性能，为适配功率下实现紫铜的激光焊提供新思路，具有较强的理论价值和工程意义.

1 纳秒激光直写表面辅助激光焊原理模型

纳秒激光直写表面辅助下的激光焊模型如图1 所示.首先利用纳秒激光束按照一定的路径对待焊区进行激光直写，表面金属被烧蚀去除，局部熔化部分溅射到周围形成纳米颗粒层，并宏观上形成深浅不一的覆盖纳米颗粒的周期性类条纹或其它花样结构，然后在氩气保护下通过光纤激光进行紫铜的焊接.该方法先后利用两种激光协同实现紫铜适配功率的激光焊，光纤激光是焊接的实现方式，而纳秒激光作为辅助，改善表面状态.

图1 纳秒激光直写表面辅助下紫铜激光焊模型Fig.1 Model of laser welding of copper assisted by the surface pretreated by nanosecond laser direct writing.(a) pretreated by nanosecond laser direct writing;(b) laser welding assisted by the surface pretreated by nanosecond laser direct writing

图2 为纳秒激光直写表面辅助降低反射率的原理.当利用光纤激光进行焊接时，激光入射至待焊区，周期微结构表面的直径大小不一、位向不同的纳米颗粒对光束产生漫反射，而被反射的激光大部分会在周期微结构的沟槽内不断反射，并被往复吸收，从而提高了紫铜待焊区对激光的吸收率.

图2 纳秒激光直写表面辅助降低反射率原理Fig.2 Schematic illustration of reducing reflection assisted by the surface pretreated by nanosecond laser direct writing

2 试验方法

试验材料选用T2 紫铜，其化学成分如表1 所示，试样尺寸为100 mm × 50 mm × 1 mm.利用红外纳秒激光刻蚀机对紫铜待焊区表面进行纳秒激光直写处理，纳秒激光刻蚀机的最高功率为20 W，纳秒激光的光斑直径约为60 μm，其它激光直写工艺参数如表2 所示.焊接方法为光纤激光焊，连续激光最高功率为6 kW，波长为1 064 nm，保护气体为氩气，紫铜在常规焊(未表面处理)与纳秒激光直写表面辅助两种条件下的焊接工艺参数如表3所示.采用JSM-6 510 型扫描电子显微镜（scanning electron microscope，SEM）对纳秒激光直写表面形貌进行观察；利用LSM700 型激光共聚焦显微镜对直写表面三维形貌进行观察；采用SM645S 型体式显微镜对焊缝表面和横截面进行观察，并测量熔深和熔宽；采用Leica-DM4M 型金相显微镜对接头微观组织进行观察；采用扫描电子显微镜内置的能谱仪分析接头的元素组成；依据标准GB/T 2651—2008《焊接接头拉伸试验方法》采用AG-Xplus 型万能试验机进行拉伸试验，拉伸速率为1 mm/min；利用TH760 型数字式显微硬度计对紫铜焊接接头进行硬度测量，试验时加载载荷为1 N，保载时间为10 s.

表1 T2 紫铜的化学成分(质量分数，%)Table 1 Chemical compositions of T2 copper

表2 纳秒激光直写的工艺参数Table 2 Process parameters of nanosecond laser direct writing

3 试验结果与分析

3.1 纳秒激光直写表面形貌和表面反射率

利用激光共聚焦显微镜对纳秒激光直写表面的三维形貌进行观察，表面形貌如图3 所示.从图3可以发现，周期微结构呈较为规则的条纹状，沟槽深度和条纹宽度尺寸很均匀，这对紫铜待焊区的反射率一致性有极大益处.同时，周期微结构的沟槽深度对纳米颗粒的分布起着极其关键的作用，当沟槽深度越大，纳米颗粒分布的面积越大，并且更容易将入射激光限制于沟槽内，使激光能够被重复吸收，从而降低紫铜待焊区的反射率.

图3 纳秒激光直写表面三维形貌Fig.3 Three-dimensional topography of the surface pretreated by nanosecond laser direct writing

对不同纳秒激光参数下直写表面周期微结构的沟槽深度以及纳秒激光直写表面的反射率进行分析，结果如表4 所示.图4 为不同纳秒激光参数下直写表面的形貌.结合表4 和图4a～ 图4c 可以发现，随着扫描速度的增加，周期微结构的沟槽深度不断减小，而反射率不断提高，这是因为周期微结构的深度减小后，纳米颗粒分布面积以及激光在周期微结构的沟槽内反复吸收的次数减少.从图4d～ 图4f 可知，当直写激光功率较小时，热输入变小，刻蚀过程中母材熔化后受激光冲击向上堆积的重铸层厚度及宽度减小，同时纳秒激光束所能刻蚀的宽度减小，有部分紫铜母材外露未被纳米颗粒覆盖，这一部分外露的母材导致激光反射率较大.当扫描次数增加时，沟槽深度明显增加，多次激光刻蚀累加使得其表面覆盖的纳米颗粒更加细致均匀，反射率降低.当扫描次数为5 次时，待焊区的反射率降至11.33%，如图4g～ 图4i 所示.

表4 不同纳秒激光参数下周期微结构的沟槽深度和表面反射率Table 4 Groove depths of periodic microstructure and surface reflectivity under different nanosecond laser parameters

图4 不同纳秒激光参数下周期微结构的SEM 图Fig.4 SEM images of periodic microstructure under different parameters of nanosecond laser.(a) v1=50 mm/s;(b)v1=100 mm/s;(c) v1=150 mm/s;(d) P1=10 W;(e) P1=15 W;(f) P1=20 W;(g) n=1;(h) n=3;(i) n=5;(j) d=30 μm;(k) d=50 μm;(l) d=70 μm

随着扫描线间距的增加，周期条纹结构数量及纳米颗粒的分布密度逐渐减少，反射率增加，且当纳秒激光扫描线间距大于激光斑点直径60 μm 时，存有部分母材外露未被纳米颗粒所覆盖，但扫描线间距过小时，增加扫描次数后条纹结构消失，变为不均匀的凹坑，反射率不降反增.如图4j～ 图4l 所示，经过大量试验后发现当扫描线间距为50 μm时，在增加纳秒激光扫描次数后仍能保持条纹结构，因此最终选用50 μm 作为理想的扫描线间距.采用纳秒直写激光功率20 W、扫描线间距 50 μm、扫描速度 50 mm/s 和扫描次数 5 次作为预处理参数，此时紫铜待焊区反射率为11.33%.

3.2 焊缝成形

3.2.1 常规焊和纳秒激光直写表面辅助下焊缝形貌

紫铜常规条件和纳秒激光直写表面辅助下的焊缝宏观形貌如图5 所示.在常规条件下，尽管焊接激光功率已经达到2 kW，但仅能形成部分凹凸不平的焊缝，且焊缝不连续，焊缝成形极差，这主要是由于紫铜对激光的反射率过高，高达95%的激光能量被反射，并由于紫铜自身的高导热率，极低热输入造成母材难以熔化并形成熔池.而在纳秒激光直写表面辅助下，待焊区表面对激光的吸收高达89%，能够吸收极大部分激光能量并加热母材且形成熔池.焊缝表面呈现规则的鱼鳞纹，外观良好且具有均匀的熔宽，相比常规焊具有极大地改善.利用纳秒激光对紫铜待焊区表面进行加工产生周期微结构并在其表面覆有密集的纳米颗粒，使得极大部分激光能量多次漫反射被纳米颗粒吸收，极大地提高了紫铜对激光能量的吸收率，初步证明纳秒激光直写表面可以有效降低紫铜反射率，可以实现在适配功率下对紫铜薄板的激光焊.

图5 焊缝成形Fig.5 Weld appearance.(a) conventional welding;(b)welding assisted by the surface pretreated by nanosecond laser direct writing (P2=4 kW)

3.2.2 焊接参数对焊缝尺寸的影响

采用焊接激光功率为2～ 4.5 kW、焊接速度为1.5 mm/s 分别研究不同焊接激光功率对紫铜激光焊缝的尺寸，以高纯氩气作为保护气体，在纳秒激光直写表面辅助下不同焊接激光功率下获得的焊接宏观形貌如图6 所示.当焊接激光功率较小时，焊缝表面较为粗糙，且熔宽不均匀，甚至有的焊缝出现气孔，这是因为低焊接激光功率下熔化的母材较少，熔化的金属流动性较低，熔化金属凝固收缩时产生孔洞难以被填充；随着焊接激光功率的提高，焊缝成形明显发生变化.热导焊时热输入的增加，熔化的金属越来越多，且对两侧母材的润湿性也增强，焊缝表面均匀光亮，纹路一致，熔宽也相应增加，且表面无气孔，当焊接激光功率为4.5 kW时，焊缝外观良好.

图6 不同焊接激光功率下焊缝宏观形貌Fig.6 Macroscopic morphology of the final weld at different welding laser powers.(a) P2=2 kW;(b)P2=2.25 kW;(c) P2=2.5 kW;(d) P2=2.75 kW;(e)P2=3 kW;(f)P2=3.5 kW;(g) P2=4 kW;(h) P2=4.5 kW

熔深是体现紫铜激光焊对激光反射率改善的重要指标，对不同激光焊参数下的熔深进行了观察，对焊缝的横截面进行磨抛处理，焊缝截面形貌及尺寸结果如图7 所示，可以发现在纳秒激光直写表面辅助下紫铜能够在适配功率下产生理想的熔深和熔宽.焊接激光功率为1.5～ 4.5 kW 下焊缝的熔宽和熔深如图7 所示.当焊接激光功率为1.5，2，2.5 kW 时，熔深分别为0.30，0.34，1.25 mm，熔宽分别为0.91，1.07，0.56 mm，表现出宽而浅的焊缝成形，且焊缝的余高较大，这是因为焊接激光功率较低时，热输入较小，导致熔化金属量少，且金属流动性差，熔化金属无法向两边流淌最终向上堆积.当焊接激光功率增加至3 kW 时，熔深为0.71 mm，熔宽为1.49 mm，焊缝特征过渡为窄而深.焊接激光功率继续增加至3.5 kW 时，焊缝熔深和熔宽继续变大，熔深、熔宽分别达到0.78，1.83 mm；当焊接激光功率增加至4.5 kW 时，紫铜板已被焊透，熔宽为2.28 mm，焊缝余高极小，成形较好，且没有气孔、咬边等焊接缺陷.纳秒激光直写表面显著提高了紫铜表面对激光的吸收率，热输入显著提高，形成了稳定的熔池，并产生了良好的熔池流动和充分的冶金反应，最终得到具有一定熔深和熔宽的优质焊缝.

图7 不同焊接激光功率下焊缝横截面形貌（mm）Fig.7 Cross-section morphology of welds under different welding laser powers.(a) P2=1.5 kW;(b) P2=2 kW;(c) P2=2.5 kW;(d) P2=3 kW;(e) P2=3.5 kW;(f) P2=4.5 kW

3.3 接头微观组织

图8 为接头不同截面的显微组织.图8a 为平行于板面方向截面的接头组织，可以发现焊缝边界处以熔合区的铜晶粒为晶核向内呈树枝状生长，由于温度梯度和凝固速率较小，表现为密集的枝状晶束，且柱状晶尾部呈弯曲状指向焊接方向，而非指向中截面生长，树枝状束粗细均匀，这是因为在较低的焊接速度下熔池呈椭圆形，而椭圆形熔池的尾部边界为弯曲状，柱状晶向前推进时为保持与熔池边界垂直，柱状晶也呈弯曲状；同时，由于热导焊过程中板厚方向温差较小，树枝状束粗细基本一致.取图8a 中A-A 横截面对熔合区及焊缝中心组织进行观察，如图8b 和图8c 所示，可以发现熔合区组织为垂直于熔合线的柱状晶，柱状晶树枝状生长向内延伸，而焊缝中心则为均匀且极细小的颗粒状晶粒，这是因为在熔合区附近柱状晶的方向与横截面方向基本平行，组织形态为枝晶的纵切面形状，表现为长条的树枝状晶粒；而在焊缝中心处柱状晶的方向基本垂直于横截面方向，组织形态为枝晶的横切面形状，表现为细小的颗粒状晶粒，但并非为等轴晶.

图8 接头的微观组织Fig.8 Microstructure of joint.(a) section parallel to plate plane;(b) fusion zone;(c) weld center

经过观察纳秒激光直写处理区域的颜色发生变化，考虑到激光直写过程中的环境气氛是否与铜形成新的物质(主要是铜的氧化物或氮化物)，通过线扫描来对比焊缝及周围母材中的Cu，N，O 元素的含量，来探究在激光焊过程中对焊缝金属是否引进异质，不同扫描方向的线扫描结果如图9 所示.图9a 为沿焊缝横截面中心线自上而下方向的线扫描结果，可以发现焊缝的N 元素含量极低，同时仅在厚度约为53 μm 的焊缝表层区域有一定的O 元素的存在，这表明在焊缝表层有少量CuO 生成，而焊缝内部不含O 元素，全部为Cu 元素，表明在焊缝内部没有异质混入，均为紫铜的单相固溶体.焊缝表层O 元素较多主要是由于紫铜待焊区表面在大气介质下进行纳秒激光直写处理，O 元素与铜熔滴形成氧化铜存在于纳米颗粒中，在焊接过程中表层氧化物熔化，由于密度较小，在凝固过程中漂浮在熔池上部，凝固后覆于焊缝金属表层，类似渣壳，内部含有一定O 元素.如图9b 所示，沿扫描方向2 对母材和焊缝区进行线扫描，发现焊缝区与母材区的Cu 元素含量几乎一致，同时O 元素和N 元素含量极低，证明焊缝区内部没有氮、氧等异质引入；并结合图9a 中结果可知，存于纳米颗粒中的氧元素在焊接过程中并不会渗入焊缝内部，即利用纳秒激光进行表面直写对紫铜焊缝冶金行为几乎没有影响.

图9 接头不同位置的线扫描结果Fig.9 Line scan results of the joint at different positions.(a) weld center line;(b) interior of the joint

3.4 纳秒激光直写表面辅助下接头的力学性能

3.4.1 拉伸性能分析

图10 为纳秒激光直写表面辅助下紫铜激光焊接头拉伸曲线.紫铜激光焊接头的抗拉强度约为312 MPa，而母材抗拉强度约为383 MPa，纳秒激光直写表面辅助下得到的接头抗拉强度为母材的81.4%，可以获得紫铜良好的激光焊接头.同时，可以发现激光焊接头在受拉过程中没有明显的屈服阶段，应力值保持升高直到焊缝处发生断裂，这是因为焊缝比较窄，接头区没有明显的颈缩.

图10 纳秒激光直写表面辅助下焊接接头应力—应变曲线Fig.10 Stress—strain curve of copper laser welded joint assisted by the surface pretreated by nanosecond laser direct writing

图11 为纳秒激光直写表面辅助下激光功率为4.5 kW 时接头的断口形貌.从图11 可以发现，焊缝断口形貌呈现延性断裂特征，有大量韧窝，但其断口韧窝尺寸相对较小较浅，撕裂棱较浅，第二相粒子较多，所以接头具有一定塑性，但轻微异于母材.

图11 接头的断口形貌Fig.11 Fracture morphology of the joint

3.4.2 硬度分析

接头不同区域的显微硬度测试和接头硬度分布如图12 和图13 所示.在纳秒激光直写表面辅助条件下，焊接接头的显微硬度从焊缝区向两侧到母材呈先减小后增大的趋势，且热影响区的硬度值最小，焊缝中心的硬度为65.8 HV0.1，母材侧硬度为80.5 HV0.1.这是因为紫铜在轧制过程中其组织产生了较多的纠缠位错和晶界位错，因此硬度较高；而在纳秒激光直写表面辅助下的焊接过程中，热影响区发生再结晶，消除了部分加工硬化现象，同时组织晶粒长大，导致热影响区硬度下降；但由于紫铜导热率较高，冷却速度较快，焊缝区在凝固过程中晶粒生长速率大，焊缝区晶粒细化，使得焊缝区硬度较大且高于焊缝两侧.而母材受热量影响较小，组织基本不发生变化，所以其硬度要高于焊缝区以及热影响区.

图12 试样的显微硬度Fig.12 Micro-hardness of sample.(a) fusion line;(b)weld center

图13 纳秒激光直写表面辅助下紫铜接头硬度分布Fig.13 Hardness distribution of laser welded joint of copper assisted by the surface pretreated by the nanosecond laser direct writing

4 结论

(1)利用纳秒激光对紫铜待焊区表面进行激光直写处理可以有效提高紫铜对后续激光的吸收率，可实现紫铜的激光焊并获得具有一定熔深、熔宽的焊缝，成形美观无缺陷.且随着焊接激光功率增加，焊缝特征逐渐由宽而浅过渡为窄而深，焊缝成形变好，当焊接激光功率为4.5 kW 时，紫铜板完全熔透.

(2)焊缝结晶以熔合区的铜晶粒为晶核向内呈树枝状生长，由于温度梯度和凝固速率较小，表现为密集的弯曲状柱状晶束，且柱状晶尾部指向焊接方向，树枝状束粗细均匀，因此焊缝中心横截面组织形态为枝晶的横切面形状，表现为细小的颗粒状晶粒，但并非为等轴晶.对焊缝进行线扫描发现仅在距离焊缝表面53 μm 范围内存在少量O 元素，而焊缝内部几乎不含O 元素，皆为紫铜的单相固溶体，表面纳秒激光直写处理对紫铜焊缝冶金行为几乎没有影响.

(3)紫铜激光焊接头的抗拉强度为母材的81.4%.焊接接头的显微硬度从焊缝区向两侧到母材呈先减小后增大的趋势，且热影响区的硬度值最小，焊缝中心的硬度为65.8 HV0.1，母材侧硬度为80.5 HV0.1.拉伸断口形貌呈现延性断裂特征，有大量韧窝，但其断口韧窝尺寸相对较小，撕裂棱较浅，焊缝保持一定塑性.