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超声焊接纯铜过程塑性变形与微观组织演变

李欢, 李俊, 李哲, 高振泽, 许林倩, 王善林

李欢, 李俊, 李哲, 高振泽, 许林倩, 王善林. 超声焊接纯铜过程塑性变形与微观组织演变[J]. 焊接学报. DOI: 10.12073/j.hjxb.20240704002
引用本文: 李欢, 李俊, 李哲, 高振泽, 许林倩, 王善林. 超声焊接纯铜过程塑性变形与微观组织演变[J]. 焊接学报. DOI: 10.12073/j.hjxb.20240704002
LI Huan, LI Jun, LI Zhe, GAO Zhenze, XU Linqian, WANG Shanlin. Plastic deformation and microstructures evolution in pure copper ultrasonic welding[J]. TRANSACTIONS OF THE CHINA WELDING INSTITUTION. DOI: 10.12073/j.hjxb.20240704002
Citation: LI Huan, LI Jun, LI Zhe, GAO Zhenze, XU Linqian, WANG Shanlin. Plastic deformation and microstructures evolution in pure copper ultrasonic welding[J]. TRANSACTIONS OF THE CHINA WELDING INSTITUTION. DOI: 10.12073/j.hjxb.20240704002

超声焊接纯铜过程塑性变形与微观组织演变

详细信息
    作者简介:

    李欢,男,1983年出生,博士,副教授,硕士生导师;主要研究方向为金属超声波焊接 .Email:lihuan2009@163.com

    通讯作者:

    王善林,男,1977年出生,博士,教授. Email: slwang70518@nchu.edu.cn.

  • 中图分类号: TG404

Plastic deformation and microstructures evolution in pure copper ultrasonic welding

  • 摘要:

    焊接界面塑性变形及晶粒组织演变决定了超声波焊接纯铜接头形成过程,但目前对纯铜超声波焊接机理认识有限.首先建立了一个纯铜超声波焊接的有限元模型探究了焊接温度场和塑性应变分布规律,其次将模拟的温度及塑性应变结果与动态再结晶理论结合,分别采用有限元法、元胞自动机法模拟了焊接过程的动态再结晶及晶体长大过程. 结果表明,材料晶粒的不规则分布,导致材料在焊头下方、焊接界面及底座上方处的材料塑性变形有明显差异. 工件与焊头及底座接触的区域产生了超细的动态再结晶晶粒. 在焊接时间0.19 s之后整个焊接区域发生了动态再结晶,且上工件的动态再结晶时间长于下工件. 粗的晶粒分布于焊头接触面的铜侧,而焊接界面处为细小的晶粒. 模拟的塑性变形分布规律与试验的维氏硬度的分布存在近似性,此外模拟的晶粒长大过程与试验也基本一致,较好地模拟了超声作用下的纯铜塑性变形与晶粒组织演变过程.

    Abstract:

    The formation process of ultrasonic welding of pure copper joints was determined by Interfacial plastic deformation and grain evolution. However, the understanding of the welding mechanism is still unclear. In this work, a three-dimensional finite element model of pure copper ultrasonic welding is established to investigate the welding temperature field and plastic strain distribution. Secondly, the predicted temperature and plastic strain results are used as the initial condition, and combined with the theory of dynamic recrystallization. Finally, the dynamic recrystallization process and the growth of the grain in the welding were simulated by the finite element method and the cellular automata method, respecitively. The results show that the irregular distribution of grain leads to the obvious difference between the plastic strain of the material under the welding interface and the materials beneathe the sonotrode and above the anvil. The materials near the sonotrode and anvil tips have generated a utra-fine grain that suffers dynamic recrystallization. After welding time of 0.19 s, the dynamic recrystallization is generated in the entire welding area, and the process of dynamic recrystallization of the upper specimen should be longer than of the lower specimen. The corse grains are distributed at the copper side of the sonotrode/Cu interface, while the finer grains are distributed at the welding interface. The distribution of simulated plastic deformation is basically the consistance with the distribution of experimental vicker's hardness. In addition, the simulated grains is basically in line with the test. These demonstrate that plastic deformation and grain evolution in pure copper ultrasonic welding were successful simulated.

  • 轻质耐高温结构材料是近十年来材料学科的研究热点之一, 高温钛合金轻质高强和优越的高温性能使得其成为提高高温部件性能的优选材料之一. Ti60 合金是近α型高温钛合金, 具有优良的综合力学性能, 其服役温度可达600 ℃, 在高温下具有良好的热强性和热稳定性[1-3]. Ti700sr钛合金是由中国船舶重工集团公司第七二五研究所与洛阳双瑞精铸钛业有限公司共同研制的一种新型近α型高温钛合金.通过α相固溶强化来提升合金的蠕变性能,通过合金元素之间的相互作用,有效的控制初生α相、硅化物与α2相的尺寸和含量,使得合金具有良好的室温强度、蠕变强度和疲劳性能,可在600 ℃以上温度短时使用.通过两种材料的结合应用可以发挥各自的优势,实现可靠焊接成为亟需解决的问题.

    目前高温钛合金的焊接方法主要包括钨极氩弧焊、激光焊、真空电子束焊等[3-11]. 其中真空电子束焊具有功率密度高,能量密度集中,焊缝宽度窄,深宽比大,焊接热影响区小等特点.同时在真空条件下焊接钛合金焊缝不会被空气污染,焊接冶金质量好,因此非常适合于钛及钛合金的焊接.

    文中对Ti60板材和Ti700sr铸件进行电子束焊接,研究异种高温钛合金电子束焊接接头组织特征,分析接头的显微硬度分布规律和力学性能,为Ti60板材和Ti700sr铸件电子束焊接技术在结构焊接中发挥更好的作用,优化结构设计方案提供技术支持.

    试验材料选用1.5 mm厚的Ti60板材和10 mm厚的Ti700sr铸件,其中Ti700sr铸件经过热等静压.母材的化学成分如表1所示.两种材料的显微组织如图1所示.其中Ti60板材主要由等轴状初生α相和少量的α + β相组成.Ti700sr铸件主要由网篮状的α相和少量的残余β相组成.

    表  1  母材名义成分(质量百分数,%)
    Table  1.  Chemical composition of base metal
    材料TiAlSnZrMoSiNd
    Ti60余量5.54.03.51.00.40.85
    Ti700sr余量6.01.04.00.50.35
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    图  1  待焊接母材组织形貌
    Figure  1.  Microstructure of base metal to be welded

    Ti60板材规格为300 mm × 150 mm × 1.5 mm,焊接坡口为止口对接坡口,在Ti700sr铸件上加工出1.5 mm锁底对接台阶,两条焊缝之间间隔10 mm,接头形式示意图如图2所示,焊缝长度为300 mm.装配间隙为0 ~ 0.2 mm.

    图  2  接头形式示意图
    Figure  2.  Schematic diagram of joint type

    试验采用EBOCAM KS610-TWIN G600KM大功率高压电子束焊机进行焊接.焊前采用激光清洗设备对待焊接的Ti60板材和Ti700sr铸件装配端面进行清洗,去除表面氧化膜,然后用丙酮擦洗干净.电子束焊接工艺参数如表2所示.

    表  2  电子束焊接工艺
    Table  2.  Process parameters of electron beam welding
    焊接电压U/kV工作距离L/mm焊接电流I/mA焊接速度v/(mm·min−1)扫描波形
    150800151 200
    1508002800双圆形
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    焊接完成后,对该焊接接头进行X射线检测,未发现气孔、裂纹、未熔合等焊接缺陷,满足GJB 1718A—2005的射线探伤Ⅰ级合格要求.

    沿垂直于焊缝方向采用线切割制备接头金相试样,尺寸为40 mm × 30 mm × 20 mm,试样经机械抛光后进行腐蚀(腐蚀溶剂为氢氟酸(10 mL) + 硝酸(15 mL) + 水(75 mL)),采用Observer.Z1m金相显微镜观察.在JEM-2100 透射电镜下对制备的焊接接头透射试样进行观测.

    根据GB/T 4340.1—2009《金属材料维氏硬度试验第1部分:试验方法》标准,在VMH-I04显微硬度计上对焊接接头进行显微硬度测试,从一侧母材到另一侧母材,间隔0.5 mm,测量载荷200 g,加载时间10 s.按照GB/T 2651—2008《焊接接头拉伸试验方法》在万能试验机上对焊接接头进行室温、600和650 ℃高温拉伸性能测试试验.

    电子束焊接时采用止口对接,焊缝由两侧Ti60和Ti700sr母材自熔后重新凝固形成.焊后接头形貌如图3所示,接头截面上宽下窄,呈“漏斗形”,焊缝区宽度约3 mm.其中焊缝上表面过渡圆滑,没有明显的咬边等焊接缺陷.Ti60和Ti700sr对接部分焊缝较宽,其中Ti60的热影响区宽度明显大于Ti700sr.Ti60的热影响区宽度约有2 mm,而Ti700sr热影响区宽度仅有0.7 mm左右;焊缝下部Ti700sr铸件部分焊缝较窄.

    图  3  接头宏观组织
    Figure  3.  Macrostructure of joint

    电子束焊接热输入小,接头焊缝区冷却速度极快,焊缝组织由熔化后初始凝固而成的粗大β相转变为细小的针状马氏体α′组织,呈现出网篮形态,如图4所示.

    图  4  焊缝组织
    Figure  4.  Microstructure of weld metal. (a) macrostructure by OM; (b) microstructure by OM; (c) microstructure by TEM

    焊缝下部Ti700sr母材焊接熔化量较大,板材Ti60熔化量较小,因此焊缝中成分更接近于Ti700sr母材.由于合金在电子束焊接快速冷却后α稳定元素来不及析出,从而固溶在β相内,通过切边相变转化为马氏体如图4a, 4b所示.高温停留时间极短使得马氏体来不及长大,形成交织的网篮细针状马氏体,马氏体内部存在较多的位错,如图4c所示,这在一定程度上提高了焊缝的强度.由于高温停留时间短,冷却速度快,未见明显的析出物大量析出聚集,进而保证了焊缝高温性能.

    Ti700sr侧熔合区组织形貌如图5所示.熔合区两侧组织形貌存在较大的差异,如图5a所示.其中Ti700sr母材侧α组织存在一定程度的长大,由于焊接速度快,高温停留时间极短,熔合区作为焊缝和热影响区的过渡,可以发现α相虽然增多,但是尺寸相比于焊缝较小,相比于母材较大,实现了组织的有效过渡,避免显微尺寸的巨大差异,降低了显微组织的尺寸梯度.对熔合区组织进行透射电镜观测,可以发现马氏体内部存在层错和孪晶,如图5b所示.这在一定程度上可以改善接头协调变形的能力,提升材料承载能力.

    图  5  Ti700sr侧熔合区组织
    Figure  5.  Microstructure of Ti700sr side fusion zone. (a) microstructure by OM; (b) microstructure by TEM

    图5a可以发现焊接热影响区域极窄,大致只有100 μm.对Ti700sr侧热影响区组织进行高倍组织观测,如图6所示,可以发现相比于母材网篮状的α相长大,只有极少量的残余β相.

    图  6  Ti700sr侧热影响区组织
    Figure  6.  Microstructure of Ti700sr side HAZ

    Ti60侧熔合区组织相貌如图7所示.熔合区两侧组织形貌存在较大的差异,熔合区并不明显,如图7a所示,主要是由于焊缝中熔入的Ti700sr的成分较多,使得焊缝更加接近Ti700sr,因此焊缝和热影响区的差异较大,熔合区的宽度较窄,未能形成明显的组织过渡.对熔合区进行透射电镜观测,发现弥散相在α相内析出,呈聚集状排列析出分布于相内和相界,尺寸较小,在400 nm左右,如图7b所示.

    图  7  Ti60侧熔合区组织
    Figure  7.  Microstructure of Ti60 side fusion zone.(a) microstructure by OM; (b) microstructure by TEM

    对于Ti60合金而言,热影响区温度较低,包含熔点以下到860 ℃温度区间[12],其满足α相溶解条件,如图8a所示,初生α相体积分数降低,会造成热稳定性下降[13].同时冷却速度相对焊缝较慢,容易满足稀土相析出的热力学条件[14],稀土相开始逐渐出现,如图8b所示,富Nd稀土弥散相[14]沿晶体的晶界、亚晶界和位错线等处析出.而且随着距焊缝距离的增加,稀土析出相含量逐渐增大到峰值,之后迅速降低并消失.

    图  8  Ti60侧热影响区组织
    Figure  8.  Microstructure of Ti60 side HAZ. (a) microstructure by OM; (b) microstructure by TEM

    焊接接头显微硬度分布情况如图9所示,焊缝区显微硬度与Ti700sr母材相当,基本在360 HV左右.硬度最高点出现在Ti60侧热影响区,硬度最大值达到418 HV,Ti60母材自身的硬度在370 HV左右,和Ti700sr母材相当.

    图  9  焊接接头显微硬度
    Figure  9.  Microhardness of welded joint

    在快速冷却条件下焊缝组织发生马氏体转变,β相向细小针状α′相转变,而α′相具有高的位错密度和孪晶,细小针状α′组织的出现导致了大量的晶界产生,而焊缝作为两种材料的混合区,相比于Ti700sr成分,焊缝中的α稳定元素所占比例降低,β稳定元素所占比例增大,从而使得焊缝的显微硬度与Ti700sr母材相当.而Ti60热影响区由于富Nd稀土弥散相的析出,使得该区域的显微硬度得到了大幅的提升.

    焊接接头室温拉伸性能如表3所示.接头抗拉强度达到1 100 MPa以上.接头断裂于Ti60热影响区,这主要是由于热影响区稀土相析出,同时热影响区生成粗大的柱状晶,微观组织为脆硬针状马氏体,一定程度上降低焊接接头的韧性和塑性,在受力时不能协调变形,造成应力集中从而容易造成失效断裂.

    表  3  接头室温拉伸性能
    Table  3.  Tensile Properties of joints at room temperature
    编号温度抗拉强度Rm/MPa断裂位置
    1-3常温1 125Ti60热影响区
    1-3常温1 105Ti60热影响区
    1-3常温1 182Ti60热影响区
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    焊接接头高温拉伸性能如表4所示.接头600 和650 ℃均断裂在Ti60母材.其中接头600 ℃高温拉伸性能均值为695 MPa,650 ℃高温拉伸性能均值为587 MPa. 这是因为电子束焊缝区很窄,在高温外加载荷的作用下,Ti60母材区先于焊缝区发生塑性变形,并且由于其它位置高温强度较好,最先在Ti60母材部位失效断裂,拉伸断裂后试样呈现塑性变形,表现为明显的颈缩现象.

    表  4  接头高温拉伸性能
    Table  4.  Tensile properties of joints at high temperature
    编号温度T/℃抗拉强Rm/MPa断裂位置
    1-3600700Ti60母材
    1-3600695Ti60母材
    1-3600690Ti60母材
    4-6650583Ti60母材
    4-6650592Ti60母材
    4-6650585Ti60母材
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    (1) 通过电子束焊接1.5 mm厚的Ti60板材和10 mm厚的Ti700sr铸件锁底对接接头,可以获得无气孔、裂纹、未熔合等内部缺陷的优质接头,接头质量达到GJB 1718A—2005 I 级检测标准.

    (2) 焊缝为网篮形态的细小针状马氏体组织,Ti700sr侧熔合区α相有所增多,但是尺寸处于焊缝和母材之间,马氏体内部存在层错和孪晶.Ti700sr侧热影响区相比于母材网篮状的α相长大,只有极少量的残余β相.Ti60侧熔合区组织发现富Nd稀土弥散相在相内析出.Ti60侧热影响区富Nd稀土弥散相沿晶体的晶界、亚晶界和位错线等处呈聚集状析出.

    (3) 焊缝区显微硬度与Ti700sr母材相当,基本在360 HV左右.硬度最高点出现在Ti60侧热影响区,硬度最大值达到418 HV,Ti60母材自身的硬度在370 HV左右,和Ti700sr母材相当.

    (4) 接头室温抗拉强度达到1 100 MPa以上,断裂于Ti60热影响区.接头600 ℃高温拉伸性能均值为695 MPa,650 ℃高温拉伸性能均值为587 MPa.接头600 和650 ℃均失效断裂在Ti60母材.

  • 图  1   焊头及工件振幅

    (a)焊头振幅 (b)上板振幅

    Figure  1.   The vibration amplitude of (a) sonotrode; (b) upper specimen

    图  2   焊接初始纯铜组织

    Figure  2.   Grain maps of base pure Cu material

    图  3   超声金属焊有限元模型

    (a)主模型 (b)子模型

    Figure  3.   (a) 3-D FEM model and (b) sub-model

    图  4   温度场分布 (0.6 s)

    Figure  4.   Temperature distribution of X-Y plot at time of 0.6 s

    图  5   模拟温度结果和实验结果对比

    Figure  5.   Comparison of experimental measurements and predicted temperature results

    图  6   焊头下压位移随时间的变化

    Figure  6.   The sonotrode displacement with increasing time

    图  7   不同平面的焊接区域微观塑性应变分布

    (a)X-Y平面 (b)Z-Y平面 (c)X-Z平面

    Figure  7.   Micro-plastic strain distribution in weld zone at the end of welding. (a) X-Y plot; (b) Z-Y plot; (c) X-Z plot

    图  8   焊头下方材料的塑性应变与硬度分布

    Figure  8.   Plastic strain and hardness distribution of Cu beneath sonotrode

    图  9   沿工件接触面的焊接横截面塑性应变与硬度分布

    Figure  9.   Plastic strain and hardness distribution along the specimen/specimen interface

    图  10   沿焊件高度方向的塑性应变与硬度分布

    Figure  10.   Plastic strain and hardness distribution along the Z-direction

    图  11   工具头附近材料的晶粒分布

    (a)焊头下方材料 (b)底座上方材料

    Figure  11.   Optical image of deformed material overflowing and grain distribution in cooper specimen (a) below of sonotrode edge and (b) the above of anvil tip

    图  12   不同时间下焊接界面的连接特征

    Figure  12.   Bond characterist with different welding times of (a) 0.1 s; (b) 0.2 s; (c) 0.3 s; (d) 0.6 s

    (a)0.1 s (b)0.2 s (c)0.3 s (d)0.6 s

    图  13   预测的焊接横截面再结晶经历时间 (s)

    Figure  13.   Predicted the distribution of dynamic recrystallization duration at weld cross-section

    图  14   模拟的随时间变化的晶粒尺寸分布(μm)

    Figure  14.   Predicted grain size at weld cross-section changed with welding time. (a) 0.4 s, (b) 0.5 s; (c) 0.6 s

    图  15   不同焊接时间的元胞自动机法模拟的晶粒分布与试验结果对比

    Figure  15.   The comparison of the calculated copper microstructure with OP at different welding time. (a) 0.2 s (b) 0.4 s; (c) 0.6 s

    (a)0.2 s (b)0.4 s (c)0.6 s

    图  16   模拟的晶粒大小与试验结果对比

    Figure  16.   The comparison of the calculated microstructure near the weld with optical image

    表  1   待定参数值[15-18]

    Table  1   Model parameters to predict grain growth[15-18]

    Tm/°Cμ/GPab/nmQb/(kJ/mol)θmλm/(J/m2)δDob/(m3/s)c2Qa/(kJ/mol)K
    108342.10.25610415°0.6250.0000350.526110
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  • [1] 成先明, 杨可, 刘思沾, 等. 超声波焊接工艺参数对铜导线接头性能的影响[J]. 中国有色金属学报, 2022, 32(11): 3341 − 3351. doi: 10.11817/j.ysxb.1004.0609.2021-42423
    [2]

    Zhang W, Ao S S, Oliveira J P, et al. On the metallurgical joining mechanism during ultrasonic spot welding of NiTi using a Cu interlayer[J]. Scripta Materialia, 2020, 178: 414 − 417. doi: 10.1016/j.scriptamat.2019.12.012

    [3]

    Hu K C, Lin I C, Liu Z Y, et al. Factors affecting evolutions of contact area formation and bonding strength in pure Cu/Cu joints produced by ultrasonic spot welding[J]. Science and Technology of Welding and Joining, 2023, 28(8): 718 − 727. doi: 10.1080/13621718.2023.2213580

    [4]

    Ni Z L, Wang X X, Li S, et al. Mechanical strength enhancement of ultrasonic metal welded Cu/Cu joint by Cu nanoparticles interlayer[J]. Journal of Manufacturing Processes, 2019, 38: 88 − 92. doi: 10.1016/j.jmapro.2019.01.014

    [5]

    Ma Q C, Cao Y, Zhang W, et al. Low energy ultrasonic welding for Cu-Cu joining accelerated via Cu nanoparticles[J]. Journal of Materials Processing Technology, 2021, 296: 117210. doi: 10.1016/j.jmatprotec.2021.117210

    [6] 李欢, 张长鑫, 周亢, 等. 焊接振幅对铜/铝超声波焊接的影响[J]. 焊接学报, 2023, 44(7): 40 − 47 + 131. doi: 10.12073/j.hjxb.20220815001
    [7] 李欢, 曹彪, 杨景卫, 等. Cu-Al异种金属超声焊接过程模拟[J]. 焊接学报, 2017, 38(8): 5 − 9 + 129. doi: 10.12073/j.hjxb.20150908002
    [8]

    Ngo T-T, Huang J-H, Wang C-C. The BFGS method for estimating the interface temperature and convection coefficient in ultrasonic welding[J]. International Communications in Heat and Mass Transfer, 2015, 69(7): 66 − 75.

    [9]

    Li H, Cao B, Liu J, et al. Modeling of high-power ultrasonic welding of Cu/Al joint[J]. The International Journal of Advanced Manufacturing Technology, 2018, 97(1-4): 833 − 844. doi: 10.1007/s00170-018-2002-1

    [10]

    Callister Jr W D, Rethwisch D G. Fundamentals of materials science and engineering: an integrated approach[M]. John Wiley & Sons, 2012.

    [11]

    Shen N, Samanta A, Ding H, et al. Simulating microstructure evolution of battery tabs during ultrasonic welding[J]. Journal of Manufacturing Processes, 2016, 23: 306 − 314. doi: 10.1016/j.jmapro.2016.04.005

    [12]

    Andrade U, Meyers M, Vecchio K, et al. Dynamic recrystallization in high-strain, high-strain-rate plastic deformation of copper[J]. Acta Metallurgica et Materialia, 1994, 42(9): 3183 − 3195. doi: 10.1016/0956-7151(94)90417-0

    [13]

    Sellars C, Whiteman J. Recrystallization and grain growth in hot rolling[J]. Metal Science, 1979, 13(3-4): 187 − 194. doi: 10.1179/msc.1979.13.3-4.187

    [14]

    Miodownik M A. A review of microstructural computer models used to simulate grain growth and recrystallisation in aluminium alloys[J]. Journal of Light Metals, 2002, 2(3): 125 − 135. doi: 10.1016/S1471-5317(02)00039-1

    [15]

    Shen N, Samanta A, Cai W W, et al. 3D finite element model of dynamic material behaviors for multilayer ultrasonic metal welding[J]. Journal of Manufacturing Processes, 2021, 62(2): 302 − 312.

    [16]

    Ding R, Guo Z. Microstructural modelling of dynamic recrystallisation using an extended cellular automaton approach[J]. Computational Materials Science, 2002, 23(1-4): 209 − 218. doi: 10.1016/S0927-0256(01)00211-7

    [17]

    Peczak P, Luton M. A Monte Carlo study of the influence of dynamic recovery on dynamic recrystallization[J]. Acta metallurgica et materialia, 1993, 41(1): 59 − 71. doi: 10.1016/0956-7151(93)90339-T

    [18]

    Read W T, Shockley W. Dislocation models of crystal grain boundaries[J]. Physical review, 1950, 78(3): 275. doi: 10.1103/PhysRev.78.275

    [19]

    Siddiq A, El Sayed T. A thermomechanical crystal plasticity constitutive model for ultrasonic consolidation[J]. Computational Materials Science, 2012, 51(1): 241 − 251. doi: 10.1016/j.commatsci.2011.07.023

图(16)  /  表(1)
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  • 网络出版日期:  2025-01-21

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