Cu/Al復(fù)合材料界面組織與性能的研究進(jìn)展

孫建波， 周建溢， 焦玉鳳， 張 達(dá)， 崔虹云， 張?jiān)讫垼?胡 明

（佳木斯大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院， 黑龍江 佳木斯 154007）

銅具有較高的導(dǎo)電性、 導(dǎo)熱性和較低的接觸電阻， 使其在電力電子、 航空航天等領(lǐng)域被廣泛應(yīng)用［1-2］。但是中國(guó)銅資源儲(chǔ)量不高， 僅占全球儲(chǔ)量的4.2%左右［3］， 隨著中國(guó)經(jīng)濟(jì)和科技的發(fā)展， 中國(guó)銅資源消耗量不斷增加［4］， 故尋找替代銅的材料十分必要。鋁具有不錯(cuò)的抗腐蝕性， 且比銅的密度更低， 中國(guó)的鋁土礦儲(chǔ)量（5.7×107t）遠(yuǎn)高于銅礦儲(chǔ)量（2.7×107t）， 因此將其與銅復(fù)合， 結(jié)合兩者的優(yōu)點(diǎn)成為重要的研究方向［5］。

在通信行業(yè)， 通訊信號(hào)的頻率較高［6］， 通訊電纜和射頻屏蔽電纜的“集膚效應(yīng)”異常明顯， 電纜內(nèi)部幾乎沒有電流， 大量電流集中于表面［7］， 而銅包鋁復(fù)合導(dǎo)線外層的銅具有良好的導(dǎo)電性， 內(nèi)層鋁的密度小， 價(jià)格低， 故采用銅包鋁導(dǎo)線制作的電纜可以在不降低導(dǎo)電能力的前提下大大降低成本和重量［8］。在電力行業(yè)中， 高壓輸電一般采用鋼芯或者鋁芯導(dǎo)線， 而對(duì)于低壓輸電端， 則一般使用銅芯導(dǎo)線， 由于銅鋁直接搭接容易形成一個(gè)原電池，產(chǎn)生化學(xué)腐蝕， 導(dǎo)致斷相、 短路、 斷路等嚴(yán)重問題［9］， 故對(duì)于過渡排和銅鋁復(fù)合接頭有較大需求［10］。在新能源行業(yè)中， 銅鋁復(fù)合板因具有較好的存熱、 集熱效果和耐腐蝕性， 經(jīng)常作為太陽能集熱器的重要元件［11-12］。

Cu/Al 復(fù)合材料界面處的微觀組織［13］直接影響其性能。鋁和銅之間的晶格常數(shù)、 膨脹系數(shù)、 潤(rùn)濕性， 以及熔點(diǎn)等都存在差異， 使其界面組織異常復(fù)雜［14］。添加微量元素， 如Ce， 可以提高鋁合金硬度、 導(dǎo)電性和熱穩(wěn)定性， 同時(shí)可以增加銅合金的高溫塑性、 焊接性等； 添加鍶（Sr）元素， 可以細(xì)化晶粒， Sr 元素作為還原劑， 還能改善界面的微觀組織。因?yàn)闊崽幚砜梢詫⒃嫉臋C(jī)械結(jié)合變成強(qiáng)冶金結(jié)合， 所以采用冷軋等工藝制備的Cu/Al 復(fù)合板一般會(huì)經(jīng)熱處理進(jìn)一步提高結(jié)合強(qiáng)度。電流輔助可以有效地提高可成形性， 包括降低流動(dòng)應(yīng)力、 降低回彈和提高成形極限。

本文綜述了不同制備工藝、 元素添加、 退火、電流輔助、 計(jì)算機(jī)模擬對(duì)界面微觀組織和Cu/Al 復(fù)合材料性能的影響。同時(shí)介紹了采用沖擊射流固液復(fù)合工藝制備Cu/Al復(fù)合材料的工作進(jìn)展。

1 Cu/Al界面IMC的種類與形成機(jī)理

在Cu/Al 復(fù)合材料中， Cu/Al 界面會(huì)生成許多不同種類的金屬間化合物（IMC）， 以AlCu， Al2Cu，Al4Cu9， Al2Cu3和Al3Cu4為主［15-16］。大量的研究［17-23］顯示少量的金屬間化合物有助于提高結(jié)合強(qiáng)度和改善材料性能， 但這些化合物脆而硬， 過多的金屬間化合物的生成， 不僅會(huì)產(chǎn)生較大的應(yīng)力， 形成裂紋和空洞， 降低材料的力學(xué)性能， 還會(huì)降低材料的導(dǎo)電率。

1.1 Cu/Al界面IMC的種類

由不同制備工藝得到的Cu/Al界面IMC 的種類有一定的差異。Zhou 等［24］采用超聲波增材制造技術(shù)制備Cu/Al 復(fù)合材料， 即超聲焊接（UW）和計(jì)算機(jī)數(shù)控（CNC）加工相結(jié)合的工藝， 并使用背散射衍射（EBSD）、 高角環(huán)形暗場(chǎng)像-掃描透射電子顯微鏡（HAADF-STEM）和剝落實(shí)驗(yàn)對(duì)其進(jìn)行研究， 發(fā)現(xiàn)其界面處形成微小的Al4Cu9顆粒。Tong 等［25］采用改進(jìn)型攪拌摩擦鉚接釬焊（MFSC-B）和攪拌摩擦點(diǎn)焊-釬焊（FSSW-B）技術(shù)制備紫銅-純鋁復(fù)合材料，發(fā)現(xiàn)在接頭的攪拌/混合區(qū)剪切帶處存在Al2Cu，Al4Cu9和CuZn 等細(xì)小金屬間相。Jiang 等［26］采用爆炸焊接技術(shù)制備紫銅-6061 鋁合金復(fù)合材料， 在徑向-軸向（RD-AD）和徑向-切向（RD-TD）截面上的界面處產(chǎn)生CuAl 和（Cu， Zn）Al2金屬相。Chen 等［27］采用鑄造法制備銅包鋁復(fù)合材料， Cu/Al 復(fù)合鑄件過渡層的顯微組織如圖1所示， 在過渡層中觀察到3 種類型的組織： 亞共晶組織（接近純Al 側(cè)）、 過渡層中間的共晶組織和過共晶組織（接近純Cu 側(cè)）。經(jīng)檢測(cè)， 圖1（b）中純Cu 和過渡層之間的組織有一薄層為Cu9Al4相。因此， 在過渡層中觀察到4 種微觀結(jié)構(gòu)： α（Al）+共晶［α（Al）+ Al2Cu］、 共晶［α（Al）+ Al2Cu］、 CuAl2+共晶［α（Al）+ Al2Cu］以及Al4Cu9， 其中Cu9Al4和CuAl2均為硬脆相， Al4Cu9/Al2Cu 和Al2Cu/共晶［α（Al）+ Al2Cu］界面的結(jié)合強(qiáng)度較低， 容易形成裂紋。由于固相從兩側(cè)向過渡層中間擴(kuò)散的過程中， 過渡層最后凝固， 故在α（Al）+共晶［α（Al）+ Al2Cu］處易形成縮孔。本課題組自主研發(fā)了沖擊射流復(fù)合鑄造工藝， 該工藝可制備雙金屬?gòu)?fù)合材料［28］。采用該方法制備出的Cu/Al復(fù)合材料， 界面組織為Al2Cu， AlCu和Al4Cu9， 最大結(jié)合強(qiáng)度為23 MPa。

圖1 780 ℃澆注Cu/Al復(fù)合鑄件過渡層組織不同放大倍數(shù)圖像（a）保溫60 s， 空氣噴射冷卻； （b）為（a）圖中區(qū)域A的放大圖Fig.1 Microstructures of transition layer in Cu/Al composite casting at 780 °C pouring with different magnifications［27］（a） Holding for 60 s， air jet cooling； （b） Enlarged image of Region A shown in （a）

此外， 在Cu/Al界面上還觀察到Al2Cu， AlCu和Al4Cu9［29］； Al2Cu， AlCu， Al3Cu4和Al4Cu9［30］； Al2Cu，AlCu、 Al2Cu3和Al4Cu9［31］； Al2Cu、 AlCu， Al3Cu4和Al2Cu3［32］四種IMCs組成的反應(yīng)層?？偟膩碚f， 雖然不同工藝下Cu/Al 界面的組成不同， 但無外乎是Al3Cu， Al2Cu， Al3Cu2， AlCu， Al2Cu3， Al3Cu4和Al4Cu9［33-36］。

1.2 Cu/Al界面IMC形成機(jī)理

Cu/Al 雙金屬?gòu)?fù)合材料的制備工藝大多為固-固復(fù)合和固-液復(fù)合， 這兩者的界面形成機(jī)理有所不同， 將其分開討論。同時(shí)Cu/Al 雙金屬?gòu)?fù)合材料在實(shí)際使用過程中， 銅、 鋁原子依舊在互相擴(kuò)散形成IMC， 這將使材料性能進(jìn)一步下降， 故而對(duì)其理論研究有重要的意義。

根據(jù)Ma 等［37］的研究， 在二元多相擴(kuò)散體系中， 固體擴(kuò)散反應(yīng)是熱力學(xué)和動(dòng)力學(xué)相互作用的過程， 界面相的形成不僅滿足熱力學(xué)條件， 而且受原子擴(kuò)散速率的影響。Cu/Al 復(fù)合板退火后IMCs的形成順序?yàn)椋?首先在Cu/Al界面處生成Al2Cu， 然后在Al2Cu 與Cu 之間生成Al4Cu9， 最后在Al2Cu 與Al4Cu9之間生成AlCu。初生相Al2Cu 形成后， Al 和Cu 原子在Al2Cu 層上的擴(kuò)散變得更加困難。在Al2Cu 與Cu 的界面處， Al 較Cu 差， 有效濃度較低。因此， Al 是反應(yīng)界面處的極限元素， 如圖2 所示。此時(shí)Al4Cu9的有效生成熱較?。?8-39］， 因此， 在Al2Cu和Cu 的界面處生成了Al4Cu9。Al2Cu 和Al4Cu9層形成后， 穿過Al2Cu 勢(shì)壘層的Al 原子和穿過Al4Cu9勢(shì)壘層的Cu原子在Al2Cu/Al4Cu9界面處的有效濃度近似， 這使得反應(yīng)界面處原子的有效濃度向中間區(qū)域移動(dòng)， 直至AlCu 成為最可能形成的相。同時(shí)，根據(jù)IMC 厚度與加熱時(shí)間的關(guān)系［X=Ktn， 其中X，K，t和n分別為擴(kuò)散層厚度（μm）、 生長(zhǎng)速率系數(shù)（m/sn）、 退火時(shí)間（s）和動(dòng)力學(xué)指數(shù)］可知［40］， 當(dāng)n=1 時(shí)， IMC 層的生長(zhǎng)受反應(yīng)機(jī)制控制； 當(dāng)n= 0.5時(shí)， IMC 層的生長(zhǎng)受擴(kuò)散機(jī)制控制。在573~773 K退火溫度范圍內(nèi)， Al2Cu， Al4Cu9和AlCu 層的生長(zhǎng)在前一階段受反應(yīng)控制機(jī)制支配， 后一階段受擴(kuò)散控制機(jī)制支配。

圖2 鋁銅雙星系統(tǒng)的有效生成熱（EHF）圖Fig.2 EHF diagrams for Al-Cu binary system［37］

在此基礎(chǔ)上， Hua等［41］基于Fick第二定律預(yù)測(cè)固體擴(kuò)散反應(yīng)中Al2Cu， Al4Cu9和AlCu 的厚度與時(shí)間的關(guān)系函數(shù)如式（1~5）所示：

式中，ξij為（ij）界面的瞬時(shí)位置；D~i為i相擴(kuò)散系數(shù)；γi為常數(shù)；W為層厚。

其模型的可靠性取決于IMC 相和基體的擴(kuò)散系數(shù)， 特別是Cu 和Al 基體的擴(kuò)散系數(shù)。該模型能較好地預(yù)測(cè)不同厚度但軋制量相近的Cu/Al板的界面元素濃度和IMC 生長(zhǎng)動(dòng)力學(xué)。Zhou 等［42］采用超聲波增材制造技術(shù)制備Cu/Al 雙金屬?gòu)?fù)合材料， 發(fā)現(xiàn)鋁箔在Cu/Al界面附近區(qū)域具有明顯的剪切紋理或再結(jié)晶紋理成分， 表明在結(jié)合過程中產(chǎn)生了剪切變形， 增強(qiáng)了界面結(jié)合強(qiáng)度。

與固-固界面相比， 許多研究［43-46］都表明固-液界面的微觀結(jié)構(gòu)更為復(fù)雜， 這是受晶體取向、 表面能和固體表面形貌等諸多因素的影響。Zhang等［44］研究凝固過程中擴(kuò)散形成的晶界， 研究發(fā)現(xiàn)如果固體Cu 中存在垂直晶界， 則晶界附近的Cu 原子在冷卻后擴(kuò)散到液體Al 區(qū)域并形成CuAl 的水平晶界。隨著冷卻速率的增加， 在CuAl 混合區(qū)新形成的水平晶界（GB）的位置逐漸遠(yuǎn)離Cu/Al 界面。凝固后， 面心立方晶格（fcc）比例隨Cu-GB 相角的增大而減小， 密排六方晶格（hcp）比例則相反。

2 元素添加、 退火和電流對(duì)界面性能影響

2.1 元素添加對(duì)界面性能影響

鋁銅復(fù)合時(shí)， 在界面處極易產(chǎn)生硬而且脆的化合物， 大大降低界面組織性能， 降低導(dǎo)電率， 嚴(yán)重?fù)p害材料的整體性能。而在其中添加元素， 可以緩解這一現(xiàn)象， 改善材料性能。Zhang 等［45］采用旁路耦合微束等離子焊接法， 精準(zhǔn)控制熱輸入的等離子焊來進(jìn)行焊接頭退火實(shí)驗(yàn)， 測(cè)得隨溫度時(shí)間增加， 金屬間化合物厚度增加。隨后添加鋯（Zr）元素粉末， 焊接頭焊縫良好， 界面有網(wǎng)狀和枝狀晶生長(zhǎng)， 斷口為脆性斷裂， 界面處金屬間化合物為CuAl2， CuAl 和Cu3Al2， 但其中CuAl 和Cu3Al2生成數(shù)量相對(duì)于CuAl2少得多， 略微提高了最大載荷，達(dá)到0.69 kN。胡媛［46］采用鋁銅固液復(fù)合， 真空鑄造工藝， 對(duì)銅表面進(jìn)行鍍鎳加預(yù)熱， 且在鋁液中加入鈰（Ce）， 研究界面組織。在Ce 含量低于0.4%時(shí)， Ce 主要固溶在α-Al 內(nèi)， 或在晶界和枝晶中偏聚， 在加入Ce 后， 界面組織中晶粒尺寸明顯減小，枝晶細(xì)化， 雜質(zhì)元素與Ce結(jié)合， 呈針狀分布， 顯著增強(qiáng)基體強(qiáng)度， 略微提高材料導(dǎo)電率。當(dāng)添加Ce含量大于0.4%時(shí)， Ce 在界面化合物處固溶或形成Ce化合物， 這改變了界面的共晶結(jié)構(gòu)， 導(dǎo)致剪切強(qiáng)度和導(dǎo)電能力都開始下降。李立［47］研究鋁銅（A356（1）/T2（s））固液復(fù)合真空鑄造， 后加入Sr， 研究其對(duì)界面組織的影響。在Sr添加量達(dá)到0.08%時(shí)，改善效果最好， 界面組織中針狀的共晶硅明顯變小， 而不規(guī)則α-Al 相發(fā)生團(tuán)化， 大多變?yōu)闄E圓狀，且晶?？s小， 組織密度上升， Al/Cu 共晶組織形貌也發(fā)生一定改變， 呈團(tuán)簇狀， 總體界面組織變得更為細(xì)密， IMC 尺寸降低， 數(shù)量減少， 且未發(fā)現(xiàn)Sr 化合物， 最后檢測(cè)結(jié)果顯示， 材料導(dǎo)電性能明顯提高。

2.2 退火對(duì)界面組織影響

在Al/Cu 界面處， 通常存在晶體缺陷和殘余應(yīng)力。退火處理后， 界面處原子充分?jǐn)U散， 可以消除殘余應(yīng)力， 有效改善復(fù)合材料的性能［48］。

楊繼偉［49］采用拉拔和旋壓工藝制備鋁銅復(fù)合棒， 之后進(jìn)行退火處理。試驗(yàn)顯示， 低溫退火（250~400 ℃）時(shí)， 隨著時(shí)間增加， 結(jié)合強(qiáng)度先大后??； 隨著溫度增加， 結(jié)合強(qiáng)度逐漸下降。檢測(cè)后發(fā)現(xiàn)， 在初期擴(kuò)散階段， 能實(shí)現(xiàn)冶金結(jié)合， 提高強(qiáng)度； 而在后期擴(kuò)散階段， 逐漸產(chǎn)生金屬間化合物；高溫退火（560~600 ℃）時(shí)， 界面處原子擴(kuò)散迅速，化合物形成速度大大加快， 故而隨著溫度時(shí)間增加， 結(jié)合強(qiáng)度逐漸下降。Chen 等［50］對(duì)超薄Cu/Al復(fù)合板（0.06~0.09 mm）進(jìn)行退火處理， 發(fā)現(xiàn)當(dāng)溫度為350~500 ℃時(shí)， 兩種金屬的晶粒尺寸均隨著退火溫度的逐漸增加而變大， 但Al 側(cè)晶粒尺寸增大速度快于Cu 側(cè)， 且易出現(xiàn)較多微孔和微裂紋； 當(dāng)退火溫度為350 ℃時(shí)， 超薄Cu/Al 復(fù)合板界面形成冶金結(jié)合。Li 等［51］對(duì)經(jīng)過爆炸焊和6 道冷軋工藝制備的Cu/Al 復(fù)合板進(jìn)行退火處理， 發(fā)現(xiàn)在退火后， 界面處形成的IMC 為Al2Cu， AlCu 和Al4Cu9， 總活化能為108 kJ/mol； 擴(kuò)散層的厚度隨著退火溫度和保溫時(shí)間的增加而增加， 其中溫度是影響擴(kuò)散層生長(zhǎng)的主要原因， 而時(shí)間對(duì)電導(dǎo)率的影響較大。Mao等［52］對(duì)雙輥冷軋制Cu/Al 復(fù)合板進(jìn)行退火處理， 圖3 為Cu/Al 復(fù)合板經(jīng)過雙輥鑄造（TRC）、 冷軋和退火后的剝離強(qiáng)度曲線和平均剝離強(qiáng)度（APS）。鑄態(tài)覆層的APS 約為64 N/mm； 冷軋后， APS 降至12 N/mm 左右， 不能滿足應(yīng)用要求； 在250 ℃退火后，APS 大幅增加至約39 N/mm； 當(dāng)退火溫度達(dá)到300 ℃時(shí)， APS 降至約26 N/mm； 隨著退火溫度進(jìn)一步升高至350 ℃和400 ℃， APS急劇下降至15 N/mm以下。結(jié)果表明在250 ℃退火后， Cu/Al 界面冶金結(jié)合率增加， 促使更多的裂紋沿Al基體擴(kuò)展， 平均剝離強(qiáng)度可達(dá)到約39 N/mm。然而， 經(jīng)過高溫退火處理（350 ℃和400 ℃）后， 在IMC 處完全斷裂， 產(chǎn)生了大量的裂縫， 導(dǎo)致結(jié)合強(qiáng)度急劇下降。

圖3 Cu/Al復(fù)合板的（a）剝離強(qiáng)度曲線和（b）平均剝離強(qiáng)度Fig.3 （a） Peel strength curves and （b） average peel strengths of Cu/Al clad sheets

除此之外， 還有研究表明退火處理降低了材料的抗拉強(qiáng)度， 提高了材料的整體塑性［53-54］。同時(shí)， 退火還可以改善非對(duì)稱軋制制備的Cu/Al 復(fù)合材料的界面組織［55］。退火處理對(duì)于不同工藝制備的Cu/Al 復(fù)合材料大多有不同程度的改善效果， 而且具體的工藝參數(shù)會(huì)因制備手段和要改善的具體指標(biāo)有所區(qū)別。

2.3 電流對(duì)界面組織影響

有研究表明［56］， 當(dāng)頻率不變時(shí)， Cu/Al 層壓復(fù)合材料的成形力隨著電流的增大而顯著降低， 但成形極限下降， 原因是電流密度的增加導(dǎo)致局部過熱， 最終導(dǎo)致試樣過早斷裂。在低頻條件下，Cu/Al 層壓復(fù)合材料的伸長(zhǎng)率適度下降， 成形力明顯下降， 此時(shí)電流僅在 Cu 基體中循環(huán)。電流降低了Cu層的位錯(cuò)密度， 促進(jìn)了位錯(cuò)的展開。

Zhou等［57］研究了電脈沖（EP）和預(yù)熱（PH）輔助超聲波增材制造（UAM）的Cu/Al的IMC的微觀結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能。結(jié)果表明： 由于EP 的電塑性效應(yīng)，極大地促進(jìn)了固結(jié)界面的塑性流動(dòng)， 抵消了不預(yù)熱的負(fù)面影響。變形組織的再結(jié)晶主要是由EP 的非熱效應(yīng)加速的。Cu-Al 的IMC 主要形成于Cu 和Al 兩個(gè)相鄰單元之間的界面上。與PH-UAM 相比， EP-UAM 更有效地誘導(dǎo)了原子擴(kuò)散和微量Cu-Al IMCs 的形成。EP-UAM 法制備的Cu/Al 的IMC的抗拉強(qiáng)度和總伸長(zhǎng)率比PH-UAM 法制備的Cu/Al的IMC分別高26%和72%。

Song 等［58］使用脈沖電流輔助軋制Cu/Al 復(fù)合板， 發(fā)現(xiàn)復(fù)合界面沒有金屬間相， 其結(jié)合方式主要是機(jī)械結(jié)合。剪切界面處， 網(wǎng)狀脊的數(shù)量增加，鋁嵌入了銅表面的裂紋中。結(jié)合界面的變化， 增加了接觸面積， 使復(fù)合材料明顯增強(qiáng)。Xing 等［59］對(duì)復(fù)合材料使用電助拉伸（EA）的方法進(jìn)行研究，發(fā)現(xiàn)電流可降低Cu/Al 復(fù)合材料的流動(dòng)應(yīng)力， 降低其成形極限。在EA 張力作用下， 電流只流過Cu層。當(dāng)電流頻率一定時(shí)， Cu/Al 復(fù)合材料的流動(dòng)應(yīng)力隨電流的增大而減小， 導(dǎo)致Cu/Al 層合復(fù)合材料伸長(zhǎng)率下降的原因是試樣局部過熱。不同實(shí)驗(yàn)條件下Cu/Al 復(fù)合材料界面面積反極圖（IPF）如圖4所示。由圖4（b， d）可知， Cu 層中的晶粒多為等軸晶， Al層中靠近界面區(qū)域的晶粒為粗晶， 而遠(yuǎn)離界面區(qū)域沿RD方向的晶粒為細(xì)長(zhǎng)晶。從圖4（a）中可以看出， 拉伸試樣在室溫下晶粒中存在明顯的擇優(yōu)取向， 而EA 拉伸試樣的擇優(yōu)取向減弱， Cu 層晶粒取向和Al 層中拉長(zhǎng)的晶粒面積是隨機(jī)的。原因是在較低溫度下， 電流會(huì)加速位錯(cuò)的遷移， 從而消除位錯(cuò)， 促進(jìn)早期動(dòng)態(tài)恢復(fù)， 從而促進(jìn)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒的形成。

圖4 不同實(shí)驗(yàn)條件下Cu/Al復(fù)合材料界面面積IPF圖（a）準(zhǔn)靜態(tài)拉伸試樣在室溫下； （b） 3535 A EA拉伸試樣； （c） 500 A EA拉伸試樣； （d）原始試樣Fig.4 IPF diagram of interface area of Cu/Al samples under different experiment conditions［59］（a） Quasi-static tensile specimen at RT； （b） EA tensile specimen at 3535 A； （c） EA tensile specimen at 500 A； （d） Initial sheet

不同實(shí)驗(yàn)條件下拉伸試樣的再結(jié)晶分?jǐn)?shù)圖如圖5 所示， 電流的作用顯著降低了Cu/Al 復(fù)合材料的再結(jié)晶溫度?？梢钥闯?， 試樣在EA 拉伸前后晶粒尺寸變化不大， 這通常與連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶（CDRX）有關(guān)。與室溫下準(zhǔn)靜態(tài)拉伸試樣相比， EA拉伸試樣的再結(jié)晶率略高于室溫拉伸試樣， 電流促進(jìn)了Cu 層的再結(jié)晶。Al基層的再結(jié)晶率也有所提高， 這與位錯(cuò)密度和成形溫度的升高有關(guān)。

圖5 不同實(shí)驗(yàn)條件下拉伸試樣的再結(jié)晶分?jǐn)?shù)圖（a） 準(zhǔn)靜態(tài)拉伸試樣； （b） 3535 A EA拉伸試樣； （c） 500 A EA拉伸試樣； （d）原始試樣Fig.5 Recrystallization fraction diagram of samples under different experiment conditions［59］（a） Quasi-static tensile specimen at RT； （b） EA tensile specimen at 3535 A； （c） EA tensile specimen at 500 A； （d） Initial sheet

3 Cu /Al 界面的計(jì)算模擬研究

雖然實(shí)驗(yàn)設(shè)備和成像技術(shù)發(fā)展迅速， 但界面性質(zhì)分析仍然面臨許多挑戰(zhàn)?？上驳氖牵?隨著近幾年芯片技術(shù)的發(fā)展， 理論計(jì)算和仿真模擬彌補(bǔ)了這一領(lǐng)域?qū)嶒?yàn)研究的不足。借助原子尺度的模擬， 可以獲得更多的固液界面熱力學(xué)和結(jié)構(gòu)性質(zhì)的信息。

Tang等［60］設(shè)計(jì)建立了一個(gè)混合模型［分子動(dòng)力學(xué)-界面應(yīng)力單元-有限元模型（MD-ISE-FE）］來描述Cu/Al 界面的熱行為， 發(fā)現(xiàn)隨著鍵合溫度的升高， Al 和Cu 塊體的溫度梯度趨于接近， 說明Cu/Al界面處的金屬塊體區(qū)域存在溫度效應(yīng)， 并隨著鍵合溫度的升高而減弱。在納米尺度下， 互擴(kuò)散區(qū)的厚度基本決定了導(dǎo)熱系數(shù)， 而鍵合溫度的直接影響主要是對(duì)界面厚度的影響。較高的鍵合溫度可以有效改善Cu/Al 界面的熱性能， 相互擴(kuò)散區(qū)的厚度對(duì)納米級(jí)界面結(jié)構(gòu)的熱行為有顯著的尺寸效應(yīng)。然而， 隨著溫度的升高， Al/Cu 結(jié)構(gòu)之間會(huì)產(chǎn)生金屬間化合物， 這可能會(huì)降低界面結(jié)合的可靠性。

根據(jù)Mao 等［61］對(duì)擴(kuò)散行為的研究， 發(fā)現(xiàn)Cu 原子的擴(kuò)散深度遠(yuǎn)大于Al原子。Al原子具有比Cu原子更大的半徑， 因此無論是位移擴(kuò)散還是間隙擴(kuò)散， 都很難擴(kuò)散到Cu 的晶格中。因此， 在這些模型中存在Kirkendall 效應(yīng)， 界面在擴(kuò)散過程中向Cu一側(cè)遷移擴(kuò)散。自擴(kuò)散系數(shù)隨溫度升高而升高，隨壓力減小而減小， 但當(dāng)擴(kuò)散達(dá)到平衡狀態(tài)時(shí)不隨時(shí)間變化。Al 原子的擴(kuò)散系數(shù)和擴(kuò)散深度隨溫度的變化符合Arrhenius 公式， 擴(kuò)散系數(shù)和擴(kuò)散層厚度與壓力呈負(fù)線性關(guān)系。當(dāng)Al 為液態(tài)時(shí)， Cu 的擴(kuò)散深度與溫度呈線性關(guān)系， 擴(kuò)散深度與時(shí)間呈拋物線關(guān)系。

通過實(shí)驗(yàn)與模擬， 研究計(jì)算出了不同情況下各類金屬間化合物的自由能， 大致結(jié)果如表1所示。

表1 不同工藝下不同IMCs的活化能Table 1 Activation energy of different IMCs under different processes

4 總結(jié)與展望

雖然不同工藝下Cu/Al 界面的組成不同， 但從Al 側(cè)到Cu 側(cè)無外乎是Al3Cu， Al2Cu， Al3Cu2， Al-Cu， Al2Cu3， Al3Cu4， Al4Cu9。且其中一般鑄造工藝制備和熱處理后的Cu/Al復(fù)合材料IMC的種類相對(duì)較多。Cu/Al 復(fù)合板退火后IMCs 的形成順序一般為： 首先在Cu/Al 界面處生成Al2Cu， 然后在Al2Cu與Cu 之間生成Al4Cu9， 最后在Al2Cu 與Al4Cu9之間生成AlCu。

在等離子焊接中添加Zr， 可以有效提高載荷。在鑄造中添加微量Ce 可減小界面的晶粒尺寸， 細(xì)化枝晶， 增強(qiáng)基體結(jié)合強(qiáng)度； 添加Sr， 可以減小界面組織中針狀的共晶硅， 使α-Al相發(fā)生團(tuán)化， 晶?？s小， 顯著提高導(dǎo)電性。由拉拔、 旋壓和冷軋等工藝制備的Cu/Al 復(fù)合材料， 有效的熱處理可以將機(jī)械結(jié)合轉(zhuǎn)化為冶金結(jié)合， 提高結(jié)合強(qiáng)度， 但過長(zhǎng)的熱處理時(shí)間也會(huì)導(dǎo)致界面處IMC 增多， 降低材料結(jié)合強(qiáng)度和導(dǎo)電導(dǎo)熱性。隨著電流的增大， 復(fù)合材料成形力顯著降低， 成形極限也降低了， 同時(shí)低頻電流也可以降低Cu 層的位錯(cuò)密度， 促進(jìn)位錯(cuò)的展開， 還可以用電流輔助替代部分預(yù)熱的效果。

本文綜述了一些制備Cu/Al復(fù)合材料的工藝以及常見輔助制備方法， 同時(shí)也介紹了界面處IMC的形成， 在未來的研究中， 可以嘗試將遇到的問題， 采用更新穎更多元的手段給予解決。