銅/鋁磁脈沖半固態(tài)輔助釬焊界面擴(kuò)散過(guò)程

余章欽，胡建華，楊正，黃尚宇

(武漢理工大學(xué),武漢,430000)

0 序言

銅和鋁具有良好的導(dǎo)電性和導(dǎo)熱性，在電氣和電子工業(yè)中應(yīng)用廣泛.將銅/鋁及其合金連接形成可靠的復(fù)合結(jié)構(gòu)，既可以實(shí)現(xiàn)結(jié)構(gòu)輕量化，又能降低成本.鋁和銅的熔點(diǎn)、線膨脹系數(shù)等性能存在差異，使其焊接較為困難.有學(xué)者研究銅鋁異種金屬的熔化焊、固相焊及超聲焊接，發(fā)現(xiàn)存在金屬間化合物和氧化顆粒殘留等缺陷[1-4].磁脈沖半固態(tài)輔助釬焊工藝[5]結(jié)合電磁成形、半固態(tài)成形和釬焊的優(yōu)點(diǎn)，利用洛倫茲力驅(qū)動(dòng)母材擠壓半固態(tài)釬料使其產(chǎn)生強(qiáng)烈的剪切流動(dòng)，破壞并去除氧化膜，細(xì)化釬縫組織[6]，提高焊接接頭的綜合性能.王振東等人[7]研究了Zn-15Al 釬料的固相率對(duì)釬焊接頭的影響，結(jié)果發(fā)現(xiàn)，固相率為60%的界面結(jié)合情況較好.黃海川等人[8]研究了放電電壓對(duì)釬焊的影響，研究表明，第二次放電電壓為7 kV 時(shí)能實(shí)現(xiàn)良好的冶金結(jié)合，且鋁側(cè)形成α-Al 和CuZn5金屬間化合物，釬料層出現(xiàn)α-Al、富鋅相及CuZn5，銅側(cè)形成鋸齒狀擴(kuò)散層.高遠(yuǎn)等人[6]研究溫度條件對(duì)銅/鋁磁脈沖半固態(tài)釬焊的影響，結(jié)果發(fā)現(xiàn)，溫度升高會(huì)導(dǎo)致α相形狀變得不規(guī)則，并且會(huì)有粗大樹枝狀組織產(chǎn)生的傾向，同時(shí)釬縫中銅含量升高.鄧凌波等人[9]研究了銅/鋁管磁脈沖半固態(tài)釬焊釬料的流變行為，發(fā)現(xiàn)帶錐角集磁器能有效細(xì)化銅/鋁接頭搭接區(qū)域中部釬縫組織,并最終提高釬焊接頭的抗剪強(qiáng)度.

目前關(guān)于銅/鋁磁脈沖釬焊的研究側(cè)重于工藝優(yōu)化、釬料優(yōu)化、釬縫組織及連接強(qiáng)度的研究，而分子動(dòng)力學(xué)(molecular dynamics，MD)在研究結(jié)構(gòu)演化和微觀擴(kuò)散機(jī)制方面有一定優(yōu)勢(shì)[10].Zhang 等人[11]借助MD 分別研究了6061 鋁合金與AZ31B 鎂合金爆炸焊中沖擊速度和沖擊角度對(duì)擴(kuò)散系數(shù)的影響，結(jié)果表明，碰撞角保持不變時(shí)，擴(kuò)散系數(shù)隨著碰撞速度的增大呈線性增大；碰撞速度保持440 m/s不變時(shí)，擴(kuò)散系數(shù)隨著碰撞角的減小呈線性減小.Chen 等人[12]利用MD 研究銅/鋁爆炸焊，結(jié)果表明，當(dāng)未加橫向速度時(shí)，擴(kuò)散系數(shù)與縱向速度成正比.當(dāng)縱向速度固定時(shí)，擴(kuò)散系數(shù)與橫向速度的平方成正比.Zhang 等人[13]利用MD 研究不銹鋼和純鎳的擴(kuò)散焊過(guò)程中原子的擴(kuò)散行為，結(jié)果表明，表面粗糙度對(duì)擴(kuò)散行為有顯著影響，并且擴(kuò)散焊的壓力效應(yīng)小于溫度效應(yīng).Mao 等人[14]利用MD 研究銅/鋁固液界面原子的擴(kuò)散行為，研究表明，Cu 原子的擴(kuò)散深度與體系溫度呈線性關(guān)系，擴(kuò)散層厚度與擴(kuò)散焊時(shí)間呈拋物線關(guān)系.Yang，Ma 和Samanta等人[10,15-16]利用MD 研究銅/鋁超聲波焊接中焊縫的動(dòng)態(tài)演變，以及溫度、壓力和超聲波速度對(duì)銅/鋁擴(kuò)散的影響，結(jié)果表明，在超聲波焊接中銅/鋁出現(xiàn)了不對(duì)稱擴(kuò)散，擴(kuò)散層厚度隨焊接時(shí)間的延長(zhǎng)而增加.袁曉靜等人[17]采用MD 對(duì)微弧等離子增材制造NiCr 合金構(gòu)件生長(zhǎng)過(guò)程中溫度場(chǎng)變化及等軸晶生長(zhǎng)過(guò)程進(jìn)行模擬，研究表明，冷卻速率為3.38 K/ps 和0.675 K/ps 時(shí)，Ni-Cr 體系呈現(xiàn)非晶凝固，冷卻速率0.077 5 K/ps 下，Ni-Cr 體系自發(fā)形核長(zhǎng)大.

通過(guò)建立的銅-釬料-鋁體系的MD 模型，模擬銅/鋁磁脈沖半固態(tài)釬焊過(guò)程原子的擴(kuò)散行為，研究了不同沖擊速度對(duì)冶金結(jié)合擴(kuò)散層厚度的影響，找到了模擬擴(kuò)散層厚度與試驗(yàn)擴(kuò)散層厚度之間的關(guān)系.

1 試驗(yàn)和模擬方法

1.1 試驗(yàn)方法

采用的試驗(yàn)材料為T2 紫銅、Zn15Al 和1060鋁合金，其中1060 鋁合金為退火態(tài)，試驗(yàn)材料化學(xué)成分如表1 所示.Zn-15Al 釬料在固相率為60%時(shí)可以實(shí)現(xiàn)較好的焊接效果[7]，故焊接試驗(yàn)在410 ℃(對(duì)應(yīng)固相率為60%)下進(jìn)行.

表1 試驗(yàn)材料的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 1 Chemical compositions of experimental materials

放電設(shè)備使用WG-IV60kJ 型磁脈沖成形機(jī)，最大充電電壓為11 kV，試驗(yàn)電容為550 μF.試驗(yàn)工裝主要由磁脈沖成形線圈、集磁器、感應(yīng)加熱線圈、熱電偶、外管、釬料和內(nèi)管組成，如圖1 所示.工藝過(guò)程有兩次放電過(guò)程(圖2)，一是初裝定位管件后，在常溫條件下通過(guò)脈沖放電產(chǎn)生的電磁力對(duì)內(nèi)、外管和釬料進(jìn)行裝夾；二是設(shè)備充電后再通過(guò)感應(yīng)線圈加熱，當(dāng)釬料溫度達(dá)到410 ℃時(shí)，停止加熱并放電，在室溫下冷卻，獲得銅/鋁管接頭試樣.

圖1 工裝示意圖Fig.1 Tooling diagram.(a) tooling model;(b) actual tooling

圖2 工藝過(guò)程Fig.2 Technological process

1.2 模擬過(guò)程

MD 模型使用LAMMPS 軟件進(jìn)行模擬.模擬模型由鋁基體、Zn15Al 釬料和銅基體組成，如圖3 所示.構(gòu)建3 個(gè)不同的區(qū)域，左中右3 層(z方向)分別放置鋁原子、釬料原子和銅原子.鋁和銅都是體心立方晶格，鋁和銅的晶格常數(shù)分別為4.05 ?和3.67 ?；釬料層以鋅的密排六方構(gòu)型為基礎(chǔ)隨機(jī)將33%的Zn 原子替換成Al 原子，晶格常數(shù)為2.67 ?，模擬Zn15Al 釬料.模擬體系x，y和z方向分別對(duì)應(yīng)[100]，[010]和[001]晶向，尺寸為2.2 nm × 2.2 nm × 34 nm，其中鋁、釬料和銅區(qū)域的長(zhǎng)度均為10 nm，鋁、釬料和銅區(qū)域創(chuàng)建的原子數(shù)分別為3 025，4 725 個(gè)和4 725 個(gè).3 個(gè)區(qū)域放在同一個(gè)模擬盒子，其中鋁和釬料、釬料和銅的沖擊接觸面之間距離均為2 nm.x和y方向設(shè)置為周期邊界條件；在沖擊方向(z方向)上，鋁區(qū)域的最左端和銅區(qū)域的最右端各取10 ? 距離的原子作為固定邊界，固定邊界原子在整個(gè)模擬過(guò)程中不受力的作用.模擬選用的勢(shì)函數(shù)是采用Dickel 等人[18]擬合的MgAlZn 的meam 勢(shì)函數(shù)、Liu 等人[19]開發(fā)的CuAl 的EAM 勢(shì)函數(shù)和蘇文輝等人[20]開發(fā)擬合的CuZn 的Morse 勢(shì)函數(shù)參數(shù).系統(tǒng)溫度為300 K，時(shí)間為30 ps 的NVT 系綜進(jìn)行弛豫，使模擬體系初始化.整個(gè)模擬體系是金屬體系，所以選擇0.001 ps作為體系的時(shí)間步長(zhǎng).升溫后在模擬沖擊釬焊過(guò)程中，銅側(cè)邊界固定以防止模擬中體系發(fā)生移動(dòng)，在鋁側(cè)邊界向右施加不同的速度，模擬不同電壓下的沖擊釬焊.

圖3 分子動(dòng)力學(xué)模擬初始模型（nm）Fig.3 Initial model of molecular dynamics simulation

初始化后使用NPT 系綜，將x和y方向上的壓強(qiáng)設(shè)置為1.01 × 105Pa，壓力調(diào)節(jié)阻尼系數(shù)(pdamp 系數(shù))設(shè)置為0.1，可以更快的穩(wěn)定體系壓強(qiáng).將體系的溫度從300 K 升高至770 K(此時(shí)釬料模擬體系的固相率為60%)，對(duì)鋁側(cè)邊界原子施加不同的沖擊速度，使用NVE 系綜來(lái)計(jì)算體系的運(yùn)動(dòng)，沖擊時(shí)間為100 ps，去除鋁側(cè)邊界原子的運(yùn)動(dòng)速度，并繼續(xù)使用NVE 系綜模擬沖擊后的釬焊擴(kuò)散混合過(guò)程.當(dāng)NVE 系綜的溫度達(dá)到穩(wěn)定則表示混合過(guò)程結(jié)束，混合模擬時(shí)間為1 000 ps.釬焊過(guò)程中各原子的運(yùn)動(dòng)情況均可在OVITO 軟件中觀察到，從而揭示了釬焊界面各原子混合的機(jī)理，為在試驗(yàn)中得到更好的釬焊接頭提供理論指導(dǎo).

2 模擬結(jié)果與分析

2.1 無(wú)沖擊時(shí)原子分布

圖4 為無(wú)沖擊速度情況下鋁基體/釬料界面擴(kuò)散過(guò)程中運(yùn)動(dòng)最遠(yuǎn)的原子位置變化曲線.在沒(méi)有沖擊的情況下，擴(kuò)散界面中Al，Zn 和Cu 原子的移動(dòng)驅(qū)動(dòng)力理論上差距不大，但實(shí)際上各個(gè)原子的移動(dòng)表現(xiàn)并不同.從圖4 可以看出，初始階段原子移動(dòng)很快，隨著體系逐漸平衡，移動(dòng)速度降低，最后在一個(gè)位置震動(dòng).圖中鋁基體原子運(yùn)動(dòng)的最遠(yuǎn)距離為0.6 nm，而釬料中Al 原子和Zn 原子運(yùn)動(dòng)最遠(yuǎn)距離分別為1.6 和1.4 nm.釬料中Zn 原子和Al 原子的運(yùn)動(dòng)距離遠(yuǎn)大于鋁基體中的Al 原子，鋁基體和釬料中的Zn 原子和Al 原子隨著邊界上原子排列無(wú)序區(qū)域的增加而擴(kuò)散混合，說(shuō)明釬料的無(wú)序化程度比鋁基體無(wú)序化程度更大.

圖4 鋁基體和釬料中位移最遠(yuǎn)原子的位移變化Fig.4 Displacement variation of the furthest displaced atom in aluminum matrix and solder

2.2 不同沖擊速度原子分布

2.2.1 界面原子位形

圖5 為不同沖擊速度下在NVE 系綜仿真進(jìn)行到100 ps 時(shí)原子位形圖.從圖5a 可以看出，鋁基體與釬料的結(jié)合界面有明顯的相互擴(kuò)散混合，而銅基體與釬料的結(jié)合界面未發(fā)現(xiàn)明顯的原子相互擴(kuò)散.隨著沖擊速度的增加，釬料和鋁基體原子進(jìn)一步相互擴(kuò)散，鋁基體和釬料之間的擴(kuò)散層厚度也隨之增加；銅基體與釬料之間也發(fā)生輕微的相互擴(kuò)散，在沖擊速度100 m/s 下，模擬擴(kuò)散層最厚為0.6 nm 左右.同時(shí)發(fā)現(xiàn)，鋁基體原子與釬料原子發(fā)生混合時(shí)，釬料中的Zn 原子和Al 原子向無(wú)序排列的鋁基體中的運(yùn)動(dòng)趨勢(shì)更加明顯.而鋁基體原子進(jìn)入擴(kuò)散層后向釬料中的擴(kuò)散較為困難，鋁基體原子的運(yùn)動(dòng)的最遠(yuǎn)位置離平衡位置不到1 nm，運(yùn)動(dòng)距離非常短.

圖5 不同沖擊速度下原子位形圖Fig.5 Shape and position of atoms under different impact velocity.(a) v=0 m/s;(b) v=50 m/s;(c) v=100 m/s

為了更清楚地了解界面擴(kuò)散行為，采用NVE系綜模擬了沖擊速度100 m/s 下模擬體系中各原子隨時(shí)間的位形變化.圖6 為模擬體系各原子在0，500 ps 和1 000 ps 時(shí)刻的原子位形圖.開始階段，釬料中僅有少量的Zn 和Al 原子向鋁基體和銅基體擴(kuò)散；隨著擴(kuò)散過(guò)程的進(jìn)行，更多的Zn 原子和Al 原子從釬料中擴(kuò)散至銅基體和鋁基體.在NVE 系綜模擬的最終時(shí)刻，鋁基體和釬料界面形成了Zn 和Al 元素相互混合且較厚的擴(kuò)散層，銅基體和釬料的界面處形成較薄的擴(kuò)散層.

圖6 不同時(shí)刻的原子位形Fig.6 Shape and position of atoms at different moment

2.2.2 界面原子含量

利用NVE 系綜分別模擬沖擊速度分別為0，50，60，70，80 m/s 和100 m/s，沖擊時(shí)間為100 ps時(shí)，鋁基體側(cè)界面附近的原子含量情況，模擬計(jì)算到1 000 ps 時(shí)的分布曲線如圖7 所示.隨著沖擊速度的增大，界面處原子含量變化趨勢(shì)逐漸緩和過(guò)渡，界面擴(kuò)散層厚度也不斷增加.

圖7 從鋁基體至釬料界面擴(kuò)散層原子含量分布Fig.7 Atom content distribution in the diffusion layer from aluminum matrix to solder interface.(a) v=0 m/s;(b) v=50 m/s;(c) v=60 m/s;(d) v=70 m/s;(e)v=80 m/s;(f) v=100 m/s

圖7 中Zn 原子和Al 原子的含量分布曲線的交點(diǎn)更靠近釬料側(cè)，說(shuō)明鋁基體原子和釬料含有的鋅原子鋁原子的相互混合主要發(fā)生在鋁基體側(cè).為了研究其原因，利用NVE 系綜模擬沖擊速度80 m/s下不同時(shí)刻下原子含量分布，如圖8 所示.開始時(shí)，交點(diǎn)靠近釬料一側(cè)，進(jìn)一步驗(yàn)證了釬料原子向鋁基體擴(kuò)散速度大于鋁原子向釬料擴(kuò)散速度.但隨著時(shí)間增加，交點(diǎn)位置向鋁基體側(cè)移動(dòng)，直至達(dá)到中間位置附近，這是鋁基體原子向釬料擴(kuò)散比例不斷提高的結(jié)果.從圖8a 和圖8b 可以看出，Zn 和Al 含量變化的區(qū)間寬度有明顯增大，而從圖8b～圖8e 可以發(fā)現(xiàn)，Zn 和Al 原子擴(kuò)散層厚度基本沒(méi)有變化，這說(shuō)明原子在模擬初期時(shí)擴(kuò)散較快，隨后達(dá)到穩(wěn)定，擴(kuò)散速度降低.而銅側(cè)則是陡變的曲線，可以判斷出在沖擊速度為80 m/s、沖擊時(shí)間為100 ps 和模擬時(shí)間為1 000 ps 時(shí)，銅側(cè)未形成穩(wěn)定的界面擴(kuò)散層.

圖8 沖擊速度80 m/s 下不同時(shí)刻的原子含量分布Fig.8 Atomic content distribution at different times when the impact speed of 80 m/s.(a) t=0 ps;(b) t=250 ps;(c) t=500 ps;(d) t=750 ps;(e) t=1 000 ps

3 試驗(yàn)結(jié)果與分析

圖9 和圖10 分別為沖擊速度分別為57，61，67，71 m/s 和75 m/s 焊接接頭的微觀形貌和能譜分析圖.能譜掃描點(diǎn)從釬料開始逐漸進(jìn)入界面層和鋁基體.進(jìn)入界面過(guò)渡層后，Al 元素含量單調(diào)增加直到100%(即完全進(jìn)入鋁基體)，而Zn 元素含量單調(diào)遞減直到0.不同沖擊速度57，61，67，71 m/s 和75 m/s 下原子含量梯度變化的擴(kuò)散層厚度分別為3.5，3.8，4.5，5.1 μm 和5.6 μm，說(shuō)明隨著沖擊速度增加，擴(kuò)散層厚度隨之增加.

圖9 不同沖擊速度下鋁側(cè)界面微觀組織Fig.9 Microstructure of aluminum side interface at different impact speeds.(a) v=57 m/s;(b) v=61 m/s;(c) v=67 m/s;(d) v=71 m/s;(e) v=75 m/s

圖10 不同沖擊速度下鋁側(cè)界面EDS 曲線Fig.10 EDS curves of aluminum side interface at different impact speeds.(a) v=57 m/s;(b) v=61 m/s;(c) v=67 m/s;(d) v=71 m/s;(e) v=75 m/s

圖11 和圖12 分別為不同放電電壓下釬焊時(shí)銅基體與釬料結(jié)合界面處的微觀形貌和EDS 曲線，能譜掃描點(diǎn)從銅基體開始逐漸進(jìn)入界面層和釬料.Cu 元素含量從100%降到60%左右，Zn 元素從0 增加到20%左右，Al 元素含量從0 增加到30%左右.不同放電電壓0，4.5，5.0，5.5 kV 和6.0 kV 下擴(kuò)散層厚度分別為1.9，1.8，2.0 μm 和2.5 μm.在一定的速度范圍內(nèi)，釬料和銅基體之間的相互擴(kuò)散受沖擊速度影響不大.從EDS 曲線可以看到，在界面擴(kuò)散層中，銅含量的分布規(guī)律與鋁、鋅有區(qū)別，這與銅、鋅在擴(kuò)散混合過(guò)程中形成了銅鋅化合物有關(guān).

圖11 不同放電電壓下銅側(cè)界面微觀形貌Fig.11 Microstructure of the aluminum side interface at different discharge voltages.(a) U=4.0 kV;(b) U=4.5 kV;(c)U=5.0 kV;(d) U=5.5 kV;(e) U=6.0 kV

圖12 不同放電電壓下銅側(cè)界面EDS 曲線Fig.12 EDS curves of copper side interface at different discharge voltages.(a) U=4.0 kV;(b) U=4.5 kV;(c) U=5.0 kV;(d) U=5.5 kV;(e) U=6.0 kV

為了獲得模擬結(jié)果與試驗(yàn)結(jié)果之間的關(guān)系，對(duì)模擬得到的界面擴(kuò)散層厚度和試驗(yàn)得到的界面擴(kuò)散層厚度一一對(duì)應(yīng).由于模擬時(shí)銅側(cè)未形成明顯的界面擴(kuò)散層，這里主要分析釬料和鋁基體側(cè)的界面擴(kuò)散層厚度變化.圖13 為鋁側(cè)界面擴(kuò)散層厚度和沖擊速度的關(guān)系.圖13 中顯示擴(kuò)散層厚度隨沖擊速度的變化接近一條直線，說(shuō)明界面擴(kuò)散層厚度與沖擊速度成線性關(guān)系，在沖擊速度為57，61，67，71 m/s 和75 m/s 下模擬所得的界面擴(kuò)散層厚度分別為1.475，1.575，1.725，1.825 μm 和1.925 μm.用上述模擬計(jì)算出的鋁基體側(cè)界面擴(kuò)散層厚度與在相同沖擊速度下試驗(yàn)得到的鋁基體側(cè)界面擴(kuò)散層厚度作出對(duì)應(yīng)的關(guān)系.從圖14 可以看出，模擬的鋁側(cè)界面擴(kuò)散層厚度與試驗(yàn)得到的鋁側(cè)界面擴(kuò)散層厚度可擬合成線性關(guān)系.若將不同沖擊速度下模擬得到的界面擴(kuò)散層厚度代入此曲線即可預(yù)測(cè)試驗(yàn)擴(kuò)散層厚度，如表2 所示，試驗(yàn)與模擬預(yù)測(cè)結(jié)果最大誤差為2.8%，說(shuō)明用模擬方法能較好地預(yù)測(cè)試驗(yàn)擴(kuò)散層厚度.

圖13 不同沖擊速度下鋁側(cè)界面模擬擴(kuò)散層厚度Fig.13 Simulated diffusion layer thickness of interface at aluminum side under different impact speeds

圖14 模擬擴(kuò)散層厚度與試驗(yàn)擴(kuò)散層厚度的關(guān)系Fig.14 Relationship between the simulated thickness of the diffusion layer and the measured thickness in the experiment

表2 不同沖擊速度下界面模擬和試驗(yàn)擴(kuò)散層厚度Table 2 Simulation and experimental diffusion layer thickness of interface under different impact speeds

4 結(jié)論

(1) 在溫度為770 K、無(wú)沖擊的情況下，釬料中的原子進(jìn)入鋁基體側(cè)的界面擴(kuò)散層后擴(kuò)散容易；而鋁基體原子進(jìn)入界面擴(kuò)散層后向釬料中擴(kuò)散較為困難.

(2) 隨著沖擊速度從57～ 75 m/s 不斷增大，鋁側(cè)模擬和試驗(yàn)擴(kuò)散層厚度不斷增加；而銅側(cè)模擬擴(kuò)散層厚度增加不明顯，試驗(yàn)中銅側(cè)界面擴(kuò)散層厚度穩(wěn)定在 2 μm 左右，說(shuō)明沖擊速度對(duì)其影響相對(duì)較小，界面上無(wú)序排列的原子較少，故界面擴(kuò)散層厚度較小.

(3)根據(jù)模擬的情況，建立了在相同放電電壓下模擬的界面擴(kuò)散層厚度和試驗(yàn)界面擴(kuò)散層厚度之間的關(guān)系，由模擬計(jì)算出的界面擴(kuò)散層厚度與試驗(yàn)界面擴(kuò)散層厚度相比較，最大誤差為2.8%.