銅/鋁層狀復(fù)合板的高溫拉伸力學(xué)性能與斷裂行為

李小兵,狄佳鵬,陳 帥,楊立棟

(1.江蘇科技大學(xué) 冶金與材料工程學(xué)院,張家港 215600)(2.江蘇科技大學(xué) 張家港產(chǎn)業(yè)技術(shù)研究院,張家港 215600)

銅/鋁層狀復(fù)合材料是一種由銅、鋁基體層按照特定方式實現(xiàn)界面結(jié)合的新型材料,具有較好的力學(xué)、物理及耐腐蝕性能[1-2],在制造行業(yè)具有廣闊的應(yīng)用前景．但層狀復(fù)合板的界面組織不連續(xù)、成分不均勻[3],當(dāng)用作導(dǎo)電材料或換熱材料時在熱能作用下引起銅/鋁界面的固態(tài)相變,造成層間界面的熱力學(xué)失穩(wěn)和結(jié)構(gòu)缺陷,直接影響復(fù)合板的使用壽命[4-5]．

目前,采用劇烈塑性變形[3]、調(diào)控界面原子活性[6]、界面添加合金元素[7]等方法優(yōu)化層狀金屬復(fù)合材料的界面結(jié)合強度與組織穩(wěn)定性．文獻[8]中研究發(fā)現(xiàn),冷軋過程通過提高金屬層間接觸區(qū)的塑性變形程度，可以改善復(fù)合界面的結(jié)合強度．文獻[9]中研究了Cu/Mo層狀復(fù)合材料的斷裂行為,高強度的Cu/Mo界面阻止了裂紋擴展．研究表明,非對稱冷軋復(fù)合工藝能夠提高銅/鋁復(fù)合板的界面結(jié)合強度,改善了復(fù)合板的室溫拉伸性能[10]．

文獻[11]中研究了鈦/鋁爆炸復(fù)合板的高溫拉伸性能,拉伸過程基體層不均勻變形使界面形成附加應(yīng)力,但高強度冶金結(jié)合的鈦/鋁界面能夠抵抗應(yīng)力裂紋的產(chǎn)生．文獻[12]中研究了顆粒增強鋁基層狀復(fù)合材料的高溫拉伸性能,拉伸斷口顯示界面未分離,層間的冶金結(jié)合有助于提高復(fù)合板的高溫拉伸強度．文獻[13]中采用熱壓縮試驗研究了銅/鋁復(fù)合帶在400～500℃范圍內(nèi)的高溫變形行為,建立了高溫穩(wěn)態(tài)流變應(yīng)力的本構(gòu)方程．文獻[14]中研究表明,鋁/鉑涂層復(fù)合材料界面區(qū)域的空位擴散行為促進了涂層的動態(tài)回復(fù)再結(jié)晶,高溫拉伸應(yīng)力應(yīng)變曲線呈現(xiàn)鋸齒狀特征．然而,目前關(guān)于銅/鋁復(fù)合板在高溫拉伸過程的組織演變與失效行為的研究仍較少．文中進行了銅/鋁層狀復(fù)合板在200℃保溫條件下的準靜態(tài)拉伸實驗研究,分析銅/鋁界面的組織演變與斷裂行為,探討復(fù)合界面對層狀復(fù)合板高溫力學(xué)性能的影響規(guī)律．

1 實驗材料與方法

銅/鋁層狀復(fù)合板是由純銅T2、純鋁A1100在實驗室四輥可逆式軋機上經(jīng)室溫單道次軋制復(fù)合工藝制備而成,實驗材料與制備工藝參數(shù)如表1．軋制獲得的銅/鋁復(fù)合板由鋁箔包裹后放入石墨罐內(nèi)密封,然后送入箱式電阻爐中進行退火熱處理,溫度分別設(shè)置為300℃、350℃,退火時間為30 min．熱處理爐由計算機程序控制,溫度精度為±2℃．銅/鋁復(fù)合板經(jīng)過電火花切割、研磨、拋光處理后進行組織表征,觀察面為復(fù)合板垂直軋制方向的橫截面．采用SSX-5500掃描電子顯微鏡(SEM)與FEI G2-20透射電子顯微鏡(TEM)表征復(fù)合板層間界面的微觀形貌,采用能譜儀(EDS)分析微區(qū)的化學(xué)成分,TEM樣品通過GATAN離子減薄儀進行制備．

表1 實驗材料與軋制復(fù)合工藝參數(shù)Table 1 Primary materials and experimental parametres of roll bonding

銅/鋁復(fù)合板的高溫拉伸試驗在SANSCMT 5000力學(xué)試驗機上進行,拉伸試樣參照標準GB/T 4338-2006制取,拉伸加載方向與軋制方向一致,標距長度為10 mm,寬度為5 mm．測試樣品由保溫箱加熱至200℃并保溫30 min后進行拉伸,拉伸速度為0.1 mm/min(名義應(yīng)變速率為1.6×10-4s-1)．每組測試5個樣品,強度與斷后伸長率根據(jù)試驗結(jié)果計算取平均值．銅/鋁界面的結(jié)合強度根據(jù)室溫剝離實驗獲得[10]．采用掃描電鏡對拉伸斷口的形貌和成分進行表征分析,獲得銅/鋁界面的斷裂特征．

2 結(jié)果與討論

2.1 銅/鋁層狀復(fù)合板的界面顯微組織

圖1為銅/鋁復(fù)合板及其界面的顯微組織．軋制態(tài)的銅/鋁復(fù)合板形成了緊密結(jié)合的層間界面,這是由于非對稱軋制過程不同轉(zhuǎn)速的軋輥使銅、鋁層塑性流動不同步,金屬層間接觸面形成強烈的摩擦剪切應(yīng)力,增強了基體的塑性變形及界面交互反應(yīng),使基體層間的原子緊密接觸并形成冶金結(jié)合．界面區(qū)的TEM組織如圖1(b),銅、鋁晶粒尺寸均為亞微米尺度,銅晶粒厚度約為0.1～0.2 μm的扁平長條狀,鋁晶粒為0.3 μm左右的近等軸狀．非對稱冷軋復(fù)合過程銅/鋁界面區(qū)域的劇烈塑性變形造成基體晶粒沿軋制方向顯著拉長,并在晶粒內(nèi)部生成大量纏結(jié)位錯和胞狀亞結(jié)構(gòu)．由于純鋁的層錯能較高,纏結(jié)位錯通過交滑移方式發(fā)生反應(yīng)并湮滅,同時在變形熱量的影響下發(fā)生部分再結(jié)晶,導(dǎo)致界面區(qū)域的鋁晶粒呈現(xiàn)等軸晶形態(tài)．此外,未退火狀態(tài)的銅/鋁界面原子擴散程度非常小,銅/鋁層間未生成過渡層．

圖1 非對稱軋制銅/鋁層狀復(fù)合板與界面顯微組織Fig.1 Micrographs of Cu/Al laminated composites and bonding interface fabricated by asymmetrical roll bonding

根據(jù)固態(tài)復(fù)合機理可知,銅/鋁層間界面的微區(qū)變形程度不均勻，經(jīng)過300℃退火處理后，銅/鋁界面在局部位置率先生成擴散層,呈現(xiàn)鋸齒狀形貌如圖1(c)．根據(jù)銅/鋁界面的TEM形貌(圖1(d))可知,界面擴散過渡層很薄,并具有明顯的畸變特征．靠近鋁基體側(cè)的界面層經(jīng)EDS分析發(fā)現(xiàn)含有3.5%的銅成分,超過了平衡相圖中銅在鋁中的最大固溶度,表明界面形成了過飽固溶體,并可能反應(yīng)生成中間化合物．由于銅的原子尺寸比鋁小10%,且擴散激活能較低,在300℃退火過程銅原子向鋁基體層擴散的程度較大,導(dǎo)致銅/鋁界面過渡層以鋁基固溶體為主,但因退火溫度低限制了原子擴散,界面層的厚度僅為0.2 μm．界面剝離試驗表明,銅/鋁界面結(jié)合強度在300℃時達到最大值12.2 N/mm[10]．

如圖1(e),銅/鋁復(fù)合板經(jīng)350℃退火處理后界面過渡層厚度增加,形成襯度不同的多層結(jié)構(gòu)．圖1(f)為銅/鋁界面區(qū)的TEM形貌,銅基體因不完全再結(jié)晶仍保留著部分條狀變形晶粒,界面過渡層厚度約為0.6 μm,并由兩個子層結(jié)構(gòu)組成．EDS結(jié)果表明,銅側(cè)界面層中銅、鋁原子的含量比例為29.5 ∶70.5,而鋁側(cè)界面層的原子含量之比為66.1 ∶33.9．根據(jù)文獻[15]中的XRD實驗結(jié)果,350℃退火后銅/鋁界面層主要生成了CuAl2、Cu9Al4相．然而,多層金屬軋制復(fù)合過程的劇烈塑性變形使銅、鋁基體形成超細晶粒及條狀組織,銅/鋁界面區(qū)域存在大量晶界,阻礙了原子跨界面的互擴散行為,在一定程度上抑制了界面金屬間化合物的生成．

2.2 銅/鋁層狀復(fù)合板的高溫拉伸力學(xué)性能

銅/鋁層狀復(fù)合板在200℃保溫條件下拉伸的應(yīng)力—應(yīng)變曲線如圖2，力學(xué)性能結(jié)果列于表2．在高溫拉伸過程,軋制態(tài)復(fù)合板的變形組織發(fā)生回復(fù)但未達到再結(jié)晶條件,銅、鋁基體保持形變織構(gòu),強度較高,塑性較差．因塑性變形產(chǎn)生強烈畸變組織和結(jié)構(gòu)缺陷,位錯被釘扎,導(dǎo)致軋制態(tài)復(fù)合板拉伸過程存在明顯的屈服點．位錯在基體中的運動受阻并發(fā)生塞積,提高了復(fù)合板的加工硬化程度,復(fù)合板的抗拉強度達到180.7 MPa．由于未經(jīng)退火熱處理,復(fù)合板的銅、鋁基體層間僅形成機械嚙合，當(dāng)基體發(fā)生頸縮時,層間弱界面失去抵抗拉伸載荷的作用,復(fù)合板在應(yīng)力峰值時迅速斷裂．

圖2 銅/鋁層狀復(fù)合板在200℃保溫條件下拉伸的工程應(yīng)力—應(yīng)變曲線Fig.2 Engineering stress-strain profile of Cu/Al composites for tension at 200℃

表2 銅/鋁層狀復(fù)合板的200℃拉伸力學(xué)性能Table 2 Mechanical properties of Cu/Al composites for tension at 200℃

在高溫拉伸過程,300℃退火處理復(fù)合板仍殘留有軋制變形組織,而再結(jié)晶晶粒長大造成基體層的組織不均勻程度提高,此外金屬原子穿過銅/鋁界面過渡層繼續(xù)擴散,改善了基體層間的結(jié)合強度．此時,由于變形能的釋放和組織不均勻,銅/鋁復(fù)合板的高溫蠕變速度較低．拉伸過程大量晶界與相界強烈阻礙形變位錯的滑移和攀移,高結(jié)合強度的銅/鋁界面發(fā)揮界面強化效應(yīng),使復(fù)合板的屈服強度顯著提高至106.6 MPa．經(jīng)過退火熱處理之后復(fù)合板的加工硬化效應(yīng)大幅降低,使得抗拉強度降至141.2 MPa．高溫拉伸過程,不均勻的基體晶粒組織造成復(fù)合板局部存在應(yīng)力集中,在載荷和熱應(yīng)力作用銅、鋁基體很快產(chǎn)生大量微裂紋．由于復(fù)合板界面層成分以過飽和固溶體為主,塑性較差導(dǎo)致界面產(chǎn)生垂直于加載方向的橫向裂紋,復(fù)合板在應(yīng)力集中作用下迅速發(fā)生塑性失穩(wěn),引發(fā)頸縮和斷裂,斷后伸長率降至7.7%．

經(jīng)過350℃退火處理,銅/鋁界面過渡層厚度增加,生成金屬間化合物CuAl2、Cu9Al4等脆性相,造成界面結(jié)合強度明顯下降．同時,銅、鋁基體發(fā)生了較大程度的再結(jié)晶,組織均勻性得到改善．在高溫拉伸過程,銅/鋁基體的塑性差異導(dǎo)致伸長率不同,界面區(qū)形成附加應(yīng)力,導(dǎo)致界面過渡層產(chǎn)生裂紋并沿著界面擴展,大幅降低了界面對復(fù)合板的強化作用．此外,基體材料的晶粒均勻化并發(fā)生長大,改善了塑性降低了屈服強度,使高溫拉伸過程經(jīng)歷時間延長,復(fù)合板發(fā)生較大程度的高溫蠕變行為,導(dǎo)致抗拉強度急劇下降．由于銅/鋁界面的過早斷裂導(dǎo)致基體層分離,基體層在隨后的高溫拉伸過程表現(xiàn)出高延展性,使得復(fù)合板的斷后伸長率達到44.2%．

2.3 銅/鋁層狀復(fù)合板高溫拉伸的斷裂機理

圖3為銅/鋁層狀復(fù)合板高溫拉伸斷口表面的SEM形貌,圖4為拉伸斷口縱截面的SEM形貌．軋制態(tài)未退火復(fù)合板形成軋制板織構(gòu),沿軋制方向拉伸時基體層具有較高的變形抗力和加工硬化能力．室溫非對稱軋制復(fù)合板具有較高的畸變能量,在200℃高溫拉伸過程促進了變形組織的回復(fù)軟化,改善了形變位錯的運動能力,鋁基體層發(fā)生宏觀塑性變形,斷口表面形成大量韌窩,如圖3(a)．然而,銅、鋁基體的原子活性不同軟化程度不同,拉伸過程中鋁基體層率先發(fā)生塑性失穩(wěn)和頸縮變形,而銅基體層頸縮失穩(wěn)加劇了鋁層的頸縮現(xiàn)象,如圖4(a)鋁基體比銅基體產(chǎn)生更大的塑性伸長．由于基體層間的結(jié)合強度較弱,難以抵抗鋁層厚度減薄時形成的附加拉應(yīng)力導(dǎo)致界面失效,如圖4(b)為斷口組織中可觀察到界面分離．盡管如此,銅/鋁基體未得到充分軟化,從塑性失穩(wěn)至斷裂所需時間很短,銅/鋁界面遠離斷口的位置受基體層變形的影響較?。?/p>

圖3 銅/鋁層狀復(fù)合板高溫拉伸斷口的微觀形貌Fig.3 SEM fractograph of laminated composites after tensile test at 200℃

圖4 銅/鋁層狀復(fù)合板高溫拉伸斷口沿縱截面的顯微組織Fig.4 SEM fractograph in the longitudinal section of laminated composites after tensile test at 200℃

300℃退火復(fù)合板的顯微組織由軋制變形晶粒和再結(jié)晶晶?；旌隙?晶界面積所占比例較大,晶內(nèi)儲存能較小,高溫拉伸過程基體層的動態(tài)回復(fù)和動態(tài)再結(jié)晶程度降低,提高了復(fù)合板的屈服強度．不均勻的再結(jié)晶組織引起局部應(yīng)力集中,導(dǎo)致基體在拉伸加載時過早產(chǎn)生裂紋,基體層塑性下降．300℃退火處理顯著提高了銅/鋁復(fù)合板的界面結(jié)合強度,當(dāng)拉伸過程界面層萌生微裂紋之后,裂紋沿基體層間的擴展受阻,界面保持牢固結(jié)合狀態(tài)．復(fù)合板基體層的頸縮現(xiàn)象無法轉(zhuǎn)移蔓延至其他部位,使得形變硬化程度降低,局部集中塑性失穩(wěn)導(dǎo)致基體層加速減薄直至斷裂發(fā)生,較低的加工硬化能力使得復(fù)合板表現(xiàn)出較低的拉伸塑性,最終形成的光滑斷裂面圖3(c)，而銅/鋁界面的裂紋難以擴展,僅在斷口附近形成分離(圖4(d))．

在高溫拉伸過程,350℃退火處理復(fù)合板的基體層再結(jié)晶晶粒明顯長大,使銅、鋁基體層的強度下降、塑性增加,銅/鋁界面生成的過渡層使界面與基體的力學(xué)性能差異擴大,裂紋最先在脆性界面層萌生．伴隨著基體層塑性流動引起的厚度方向變薄,層間界面受到附加拉應(yīng)力,使得裂紋沿銅/鋁界面快速擴展,造成各基體層嚴重分離．此后,基體層分別頸縮變形直至斷裂,復(fù)合板斷口形成界面裂縫圖3(e)．由圖3(f)可知,界面兩側(cè)的基體斷口表面存在大量碎片,EDS測試結(jié)果顯示均含有Cu、Al成分,A點含Cu量較高,B點含Al量較高．結(jié)果表明,300℃退火時銅/鋁界面生成的金屬間化合物硬脆相在高溫拉伸過程極易斷裂破碎,隨后粘附于基體層．

由于銅、鋁基體組織在熱量作用下得到充分軟化,伴隨著高溫蠕變效應(yīng),塑性得到明顯提高,增加了拉伸斷裂前的變形時間,從而改善了復(fù)合板的均勻塑性變形能力．變形程度增大到一定程度時,晶界滑動產(chǎn)生裂紋引起斷裂,形成拉伸斷口形貌圖4(e)．由圖4(f)可知,銅/鋁界面沿著拉伸方向存在大量孔洞,表明了界面過渡層在高溫拉伸過程產(chǎn)生大量裂紋引起界面失效,在一定程度上導(dǎo)致復(fù)合板的拉伸強度下降．

3 結(jié)論

(1) 銅/鋁層狀金屬經(jīng)過非對稱冷軋復(fù)合加工形成了緊密的界面結(jié)合,退火熱處理促進了銅/鋁界面元素擴散并形成致密的過渡層,但退火溫度高于300℃時界面過渡層形成了硬脆性的金屬間化合物．

(2) 經(jīng)300℃退火的銅/鋁界面形成良好的冶金結(jié)合,界面結(jié)合強度達到最大值,界面強化效應(yīng)使復(fù)合板的高溫拉伸屈服強度達到106.6 MPa．高強度結(jié)合界面能夠抵抗拉伸載荷和附加拉應(yīng)力,界面裂紋沿拉伸方向的擴展受阻,斷裂后各基體層保持良好結(jié)合狀態(tài)．

(3) 350℃退火復(fù)合板的界面產(chǎn)生金屬間化合物Cu9Al4、CuAl2,使銅/鋁界面結(jié)合強度降低．高溫拉伸過程裂紋最先在界面萌生,并沿著低強度界面快速擴展,復(fù)合板斷裂前基體層發(fā)生界面分離,因高溫蠕變現(xiàn)象獲得較高的塑性．

(4) 銅/鋁層狀復(fù)合板的界面結(jié)合強度越高,高溫拉伸過程基體/界面之間的變形協(xié)調(diào)性越好．經(jīng)過300℃退火的銅/鋁復(fù)合板具有最佳的高溫力學(xué)性能．