退火溫度對異步軋制銅/鋁復合板界面組織及力學性能的影響

李小兵 ，祖國胤，王 平

(1. 東北大學 材料與冶金學院，沈陽 110819；2. 東北大學 材料電磁過程教育部重點實驗室，沈陽 110819)

銅/鋁復合板既具有銅、鋁基體的優良導電、導熱及成形性能，又具有外形美觀、節約貴金屬的優勢，可廣泛應用于熱能、電器等產品中[1-3]。目前，用來制備異種金屬復合板的工藝主要為爆炸焊接、軋制復合、鑄軋復合及真空擴散焊接等[4-6]，它們各自具有一定的應用范圍，但在實際工業生產中，這些工藝不同程度地存在著耗能高、污染嚴重等問題，并且制備的產品性能不穩定。

異步軋制技術制備的銅/鋁復合板，在室溫易實現復合界面的牢固結合，同時又因劇烈的塑性變形在界面累積了大量熱量，因此改善了復合板的最終性能[7-9]。銅/鋁復合界面的組織和性能最終決定著復合板的應用[10]，但目前關于異步軋制復合技術的研究多局限于宏觀的變形因素，較少涉及退火工藝對異步軋制復合產品的顯微組織和力學性能的影響。為此，本文作者系統研究退火溫度對異步軋制銅/鋁復合板界面顯微組織及力學性能的影響，以確定最佳的退火熱處理制度。

1 實驗

所用實驗材料為厚度為1.0 mm的純鋁L1060和厚度為1.5 mm的純銅T2，初始狀態均為完全退火態，化學成分及性能參數如表1所列。組元金屬均切割成長度為200 mm、寬度為25 mm的平板，然后用丙酮清洗待復合的表面，再用轉速為1 200 r/min的砂輪打磨，最后用細鐵絲將疊放整齊的復合金屬頭尾捆綁。

表1 材料的化學成分及性能Table 1 Chemical compositions and properties of materials

軋制復合實驗在d92 mm×200 mm軋機上進行，工作輥的速度比設定為1.31，軋制過程無潤滑，單道次軋制壓下率為48%。軋制后的復合板用電火花線切割成熱處理試樣，在程控熱處理爐中進行退火處理，退火溫度區間為300～600 ℃，控制精度為±1 ℃，退火時間為20 min。

采用常規金相制備技術研磨、拋光銅/鋁復合板的橫截面；用SUPERSCAN SSX-550掃描電鏡(SEM)觀察復合板界面組織形貌，并用 SEM 配備的能譜儀(EDX)檢測界面區域的化學成分；用 X’Pert Pro MPD-PW3040/60 X射線衍射儀(XRD)檢測銅/鋁復合板的剝離面物相成分。

采用402-MVD維氏顯微硬度計測量復合板界面區域的硬度值，測試條件為載荷0.25 N，持續時間25 s；在SANSCMT 5000材料實驗機上測試復合板的抗拉強度及伸長率，拉伸速度為1 mm/min，拉伸試樣的尺寸參照標準GB/T 228—2002制定，標距尺寸為20 mm×10 mm。

2 結果與討論

2.1 退火溫度對界面組織的影響

圖1(a)，(c)，(e)和(g)所示分別為不同退火溫度下銅/鋁復合板界面的SEM像。結合EDX線掃描分析結果(圖 1(b)，(d)，(f)，(h))，可以清楚反映出退火溫度對界面區域顯微組織的影響。由圖1可知，當退火溫度為350 ℃時，銅、鋁金屬復合界面生成厚度為1 μm左右的擴散層；當退火溫度升至400 ℃時，界面生成厚度約為3 μm的過渡層；退火溫度繼續升高，界面生成的過渡層厚度急劇增大，在450和500 ℃時分別達到了5和10 μm。

低溫退火時，絕大部分銅/鋁界面原子在表面能的束縛下未能實現躍遷，因此，界面擴散微弱如圖 1(a)所示。而當退火溫度升高時，銅、鋁原子獲得的熱能突破了擴散能量勢壘，即可實現大范圍自由遷移，擴散層加速生長。由于擴散通量與退火溫度呈指數關系，圖1所示的擴散層厚度增長趨勢在高溫階段更加顯著。

由于界面摩擦剪切作用，異步軋制可產生劇烈塑性變形，因此，在銅/鋁復合板界面位置累積了大量的形變能量，降低了原子擴散所需要的外界能量，在一定程度上加速了界面原子的擴散。劇烈塑性變形還可以細化金屬晶粒，形成大量晶界或亞晶界，造成大量晶格點陣缺陷，為原子擴散提供通道[11]。根據實驗結果，異步軋制復合板經400 ℃保溫20 min的退火處理后，獲得的界面過渡層厚度與文獻[5, 12]中高溫長時間退火工藝的相當。

在高溫階段，材料內部因異步軋制復合造成的大量位錯發生合并和釋放，對銅、鋁原子擴散遷移的阻礙作用大大減弱。因此，銅、鋁原子在高溫退火時擴散系數顯著增大，復合界面過渡層急劇增長。

2.2 退火溫度對界面化學成分的影響

圖1 不同退火溫度下銅/鋁復合板界面的SEM背散射像及Cu、Al和O元素分布Fig. 1 BSE-SEM images at interface of Cu/Al clad sheet ((a), (c), (e), (g)) corresponding Cu, Al and O element distribution by EDX ((b), (d), (f), (h)) at different annealing temperatures: (a), (b) 350 ℃; (c), (d) 400 ℃; (e), (f) 450 ℃; (g), (h) 500 ℃

圖1(b)，(d)，(f)和(h)所示的EDX元素線掃描分析顯示，界面過渡層出現元素含量近似恒定的區域，根據Cu-Al二元合金平衡相圖推測，在界面位置生成了不同類型的金屬間化合物。在不同溫度范圍內，界面金屬發生不同類型的固態相變，Cu-Al二元合金系可能存在的金屬間化合物有Cu9Al4、Cu4Al3、Cu3Al2、CuAl和 CuAl2。

由圖1(b)，(d)，(f)和(h)所示元素分布曲線可知，在退火處理時銅原子的擴散程度高于鋁原子的擴散程度。由于鋁在軋制復合過程中塑性變形比銅劇烈，在熱處理過程中鋁金屬晶粒細化，界面含量較高，利于銅原子擴散。銅原子的晶粒尺寸小于鋁原子的晶粒尺寸(晶格常數aCu=0.361 5 nm，aAl=0.408 2 nm)，在擴散過程銅原子進入鋁晶格點陣的間隙位置較容易[13]。在復合過程中銅金屬表面可能形成韌性較好的氧化膜，經復合變形后仍存在于銅表面，阻礙原子擴散。因此，退火后銅向鋁基體的擴散高于鋁向銅的擴散。

根據圖1(b)，(d)，(f)和(h)所示的EDX線掃描結果，選擇400 ℃退火樣品檢測界面區域局部點的化學成分，檢測方法如圖2所示，成分結果列于表2。圖2顯示，在銅/鋁復合界面區域元素擴散明顯，而且過渡層中的銅、鋁原子滿足一定的比例關系，結合相圖推測可能存在的物相類型于表2所列。

圖2 400 ℃退火20 min的銅/鋁復合板界面SEM像(二次電子模式)及EDX局部點成分分析Fig. 2 SEM image and EDX local point analysis in interfacial zone of Cu/Al clad sheet annealed at 400 ℃ for 20 min

表2 銅/鋁復合板界面化學成分及可能存在的物相Table 2 Chemical compositions and possible phases in interfacial zones of Cu/Al clad sheet

圖3所示為銅/鋁復合板撕裂界面的XRD物相分析結果。由圖3可知，界面區域生成的化合物種類和含量隨著退火溫度的升高而增多。溫度為350 ℃時，只在鋁基體上檢測到少量CuAl2相；溫度增至400 ℃時，鋁基體上CuAl2相的含量小幅增加，銅基體表面出現了Cu9Al4相；在450 ℃時，鋁基體上CuAl2相含量明顯增加，且生成少量Cu9Al4，而銅基體有新相CuAl生成；溫度升至500 ℃時，鋁基體表面的化合物按含量由高到低的順序為Cu9Al4、CuAl2、CuAl相，在銅基體上Cu9Al4含量大幅增加，CuAl含量卻下降。

根據 XRD結果可知，在界面處最先形成的金屬間化合物為CuAl2，然后生成Cu9Al4，最后生成CuAl，這取決于化合物的生成熱力學條件，同時與銅、鋁原子的擴散量有關。如線掃描結果所示，銅原子的擴散量在不同退火溫度條件下都明顯高于鋁原子的擴散量，因此銅擴散至鋁基體中先形成鋁固溶體，當熱力學條件滿足時，生成鋁含量高的金屬間化合物，隨著擴散的繼續進行，銅基體中生成鋁含量低的金屬間化合物[14]。銅/鋁復合板沿界面的撕裂位置位于各種金屬間化合物層之間，證明了這些硬脆性化合物對界面結合的破壞作用。

2.3 退火溫度對界面力學性能的影響

圖4所示為銅/鋁復合板垂直界面方向上的顯微硬度分布。可見，隨著退火溫度的升高，基體金屬的顯微硬度逐漸下降，在高溫450 ℃之后保持穩定。在300℃退火，復合界面尚未得到完全回復軟化，硬度較高。溫度升至350 ℃，界面金屬回復明顯，硬度很低。400℃時，復合界面的硬度最高，表明此時界面生成了金屬間化合物。在450 ℃退火，復合板界面顯微硬度較低，這可歸因于顯著的退火軟化作用減弱了硬脆性金屬間化合物的破壞作用。在500 ℃退火，界面顯微硬度增高，而且鋁基體靠近界面的區域顯微硬度升高明顯，這是大量的CuAl2相生成的緣故。由圖4可知，退火溫度升高使得復合板界面區域的顯微硬度峰值向鋁基體側偏移。根據金屬物理和擴散理論[15]，銅原子向鋁基體的擴散速度較快，在鋁基體一側逐漸生成CuAl2等金屬間化合物而導致硬度升高。由以上分析可知，復合界面的顯微硬度由退火軟化和金屬間化合物硬化共同影響，因此，要選擇合適的退火溫度保證界面性能。

圖5所示為退火溫度對銅/鋁復合板室溫拉伸性能的影響。由圖5可知，隨著退火溫度升高，銅/鋁復合板抗拉強度逐漸降低，而最大伸長率顯著增大。由于高溫退火使復合板的加工硬化和殘余應力得到有效釋放，同時造成金屬晶粒長大，因此，復合板的強度降低，塑性提高。根據室溫拉伸測試結果，400 ℃退火能保證復合板獲得良好的拉伸性能。

圖4 不同退火溫度時銅/鋁復合板界面區的維氏顯微硬度Fig. 4 Vickers microhardness in interfacial zone of Cu/Al clad sheet annealed at different temperatures

圖6所示為室溫拉伸試樣斷口的SEM像。由圖6可知，350 ℃退火時，復合界面無過渡層組織存在，且界面撕裂嚴重。400 ℃退火時，復合界面拉伸斷口無明顯破壞，并生成厚度1 μm左右的過渡層組織。450 ℃退火時，復合板整體塑性得到提高，因此，復合界面拉伸斷口無撕裂現象，但急劇生成了厚度為 4 μm的過渡層組織。過渡層厚度與圖 1中顯示厚度存在差別，可能與拉伸變形以及觀察角度有關。

圖5 銅/鋁復合板的室溫拉伸斷裂強度與伸長率Fig. 5 Ultimate tensile strength and elongation of Cu/Al clad sheet according to tension tests at ambient temperature

圖6 不同退火溫度下銅/鋁復合板界面區域的拉伸斷口SEM像Fig. 6 SEM images of tensile fracture at interface of Cu/Al clad sheet annealed at different temperatures: (a) 350 ℃;(b) 400 ℃; (c) 450 ℃

在拉伸過程中，復合界面對銅、鋁兩種基體產生協調變形作用，復合板整體發生拉伸變形。在低溫退火時，界面擴散微弱，且銅、鋁基體性能差異很大，在拉伸過程中變形不一致，導致復合界面開裂。退火溫度越高，界面層越厚，且高溫退火使銅、鋁基體實現完全回復，因此，復合界面拉伸性能得到改善。

由于金屬間化合物在室溫條件下表現為硬脆相，對復合界面產生破壞作用，導致復合板的成形加工性能急劇下降[16]，因此，在制備過程中需要控制工藝參數，避免在復合界面生成有害的金屬間化合物。

3 結論

1) 異步軋制銅/鋁復合板經400、450和500 ℃退火20 min后，復合界面擴散層厚度分別約為3、5和10 μm。

2) XRD物相分析表明，經300～500 ℃退火時，在銅/鋁復合板界面擴散層中依次形成CuAl2、Cu9Al4和CuAl金屬間化合物。400 ℃退火時在復合界面形成少量CuAl2和Cu9Al4相。

3) 顯微硬度和室溫拉伸實驗結果表明，高溫退火利于復合板塑性的提高，但界面會生成金屬間化合物。拉伸斷口組織顯示，合適厚度的界面擴散層能改善界面結合性能。

4) 顯微組織和力學測試結果表明，異步軋制銅/鋁復合板選擇在400 ℃退火20 min能獲得最佳的界面組織和力學性能。

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