王宇，王艷坤，李金龍，彭翔飛，徐宏，劉斌，白培康

先進(jìn)焊接與連接

熱擴(kuò)散制備高導(dǎo)電性銅/鋁雙金屬復(fù)層材料及界面組織性能調(diào)控研究

王宇，王艷坤，李金龍，彭翔飛，徐宏，劉斌，白培康

（中北大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，太原 030000）

采用熱擴(kuò)散方法制備Cu/Al雙金屬復(fù)層材料，研究熱擴(kuò)散下界面生成的物相種類及工藝參數(shù)對(duì)界面物相厚度的影響，以期獲得兼具力學(xué)性能和良好導(dǎo)電性的Cu/Al雙金屬復(fù)層材料。在溫度區(qū)間為550～570 ℃、壓力為28 MPa和保溫?cái)U(kuò)散時(shí)間為20～40 min的工藝條件下，用真空熱壓燒結(jié)爐對(duì)1 mm厚的Al箔和7.68 mm的銅板進(jìn)行熱壓燒結(jié)，利用金相顯微鏡、掃描電鏡、能譜儀、X射線衍射儀、維氏硬度計(jì)、萬能試驗(yàn)機(jī)和高精度萬用表對(duì)反應(yīng)界面的宏觀形貌、顯微組織、力學(xué)性能以及導(dǎo)電性能進(jìn)行研究。Cu/Al擴(kuò)散反應(yīng)后界面處生成的金屬間化合物從鋁側(cè)到銅側(cè)依次為：CuAl2、CuAl、Cu3Al2、Cu9Al4相，隨著擴(kuò)散溫度的提高和保溫時(shí)間的增長，金屬間化合物的各成分含量會(huì)有所增加。當(dāng)熱壓溫度為560 ℃、保溫時(shí)間30 min時(shí)，可生成界面結(jié)合良好、綜合性能優(yōu)異的試樣（抗彎強(qiáng)度為360 MPa，電導(dǎo)率為55.28 MS/m）。通過優(yōu)化熱壓燒結(jié)工藝，可制備出界面結(jié)合良好且綜合性能更優(yōu)異的Cu/Al雙金屬復(fù)層材料。

熱壓燒結(jié)；Cu/Al雙金屬復(fù)層材料；界面微觀結(jié)構(gòu)；三點(diǎn)抗彎；電導(dǎo)率

在電力及電力設(shè)備行業(yè)，尤其是鐵路和城市軌道交通中，很多時(shí)候需要將銅電纜和鋁合金本體進(jìn)行連接，由于金屬元素鋁的化學(xué)性質(zhì)比金屬元素銅活潑，因此把這2種純金屬焊接在一起后，一旦有電流通過，將會(huì)在合金內(nèi)部發(fā)生電化學(xué)反應(yīng)從而使合金導(dǎo)線極易被氧化，降低銅鋁線的機(jī)械強(qiáng)度和導(dǎo)電性，所以基于Cu/Al復(fù)層結(jié)構(gòu)的過渡電連接線夾應(yīng)運(yùn)而生，它可以很好地避免此類問題。目前銅/鋁雙金屬復(fù)合材料多應(yīng)用于Cu/Al復(fù)合線材、Cu/Al復(fù)合板帶[1]和Cu/Al復(fù)合接頭[2]。高鐵要提高列車的運(yùn)行速度，就必須加大接觸線的懸掛張力，減小接觸線的線密度，使用具有高強(qiáng)度的材料能夠滿足這一要求[3]。由于采用接觸線為高速列車傳輸所需的電能，這就要求接觸線的導(dǎo)電性良好，盡量減少傳輸過程中的電能損耗。因此，強(qiáng)度和電導(dǎo)率、設(shè)計(jì)加工性是衡量接觸線材料性能的重要指標(biāo)。

目前國內(nèi)外對(duì)Cu/Al[4-5]復(fù)合材料的工藝研究已經(jīng)基本趨于成熟，其中主要包括爆炸焊[6]、攪拌摩擦焊[7]、軋制[8-9]等，但目前上述工藝制備的雙金屬復(fù)合材料存在缺陷多（界面結(jié)合不牢固、界面裂紋孔洞等）、工藝繁雜等問題，于是研究采取熱擴(kuò)散工藝，將2種具有不同物理、化學(xué)、力學(xué)性能的金屬材料以復(fù)層方式連接在一起，并獲得具有良好結(jié)合界面的新型復(fù)合材料。熊志林等[10]研究了焊接能量對(duì)Cu/Al超聲波焊接接頭界面元素互擴(kuò)散的影響，發(fā)現(xiàn)界面化合物主要為CuAl2和Cu9Al4，但是化合物種類不完善，擴(kuò)散連接機(jī)制不清楚。Moisy等[11]從熱力學(xué)和動(dòng)力學(xué)的角度研究了銅鋁體系反應(yīng)擴(kuò)散的早期階段，發(fā)現(xiàn)金屬間化合物的瞬態(tài)和平均增長率遵循拋物線定律，表明生長動(dòng)力是擴(kuò)散控制的，但尚未對(duì)其力學(xué)性能和導(dǎo)電性能進(jìn)行分析。因此，文中采用熱擴(kuò)散反應(yīng)制備Cu/Al雙金屬復(fù)層材料，研究了其反應(yīng)擴(kuò)散體系在不同保溫時(shí)間和溫度下對(duì)擴(kuò)散界面中物相厚度的影響程度，分析了Cu/Al擴(kuò)散界面區(qū)域中間相的形成機(jī)理，并對(duì)其力學(xué)性能和導(dǎo)電性能進(jìn)行了分析。

1 實(shí)驗(yàn)

采用的材料是T2銅和1050鋁，它們的實(shí)際化學(xué)成分如表1和表2所示。采用線切割將1050鋁材切割成直徑為24 mm、厚度為1 mm的圓形薄片，將T2商業(yè)銅板切割成厚度為7.68 mm的圓形薄片，直徑尺寸與鋁保持一致。

表1 T2銅板成分

表2 1050鋁板成分

Tab.2 Composition and content of 1050 aluminum plate wt.%

由于在加工過程中鋁板及銅板表面難免會(huì)存在殘留的油污，且易形成氧化物，這些氧化物和雜質(zhì)在反應(yīng)過程中會(huì)在界面處形成裂紋、孔洞等缺陷，因此先用200～400目砂紙將其表面進(jìn)行打磨，隨后采用超聲波清洗機(jī)進(jìn)行清洗，用酒精擦拭后在冷風(fēng)機(jī)下吹干，之后立即用干凈石棉包住，防止再次氧化。鋁試樣和銅試樣的處理方法相同。將預(yù)處理后的銅片和鋁箔疊放在一起，為了防止在實(shí)驗(yàn)過程中金屬片發(fā)生錯(cuò)位，先用透明膠帶將兩者粘在一起，再用石棉裹住樣品外側(cè)，隨后用石墨紙?jiān)俟粚?，以防止溫度過高導(dǎo)致鋁熔化后鋁液流進(jìn)模具。為保證原子擴(kuò)散被充分激活，由Al–Cu相圖的最低共晶溫度可知，550 ℃是可以激活鋁元素與銅元素相互擴(kuò)散形成界面相的最低溫度，因此溫度區(qū)間選取為550～570 ℃。前期已開展壓力為14、21、28 MPa下鋁銅界面擴(kuò)散復(fù)合研究，實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，較小的壓力界面結(jié)合較差，為制備大尺寸樣品，熱壓裝置壓力上限為28 MPa，且在該壓力下反應(yīng)界面較好，所以壓力固定選取為28 MPa。以往的研究表明，壓力對(duì)界面結(jié)合的影響相對(duì)于保溫時(shí)間和溫度較小。將模具放入熱壓爐內(nèi)并關(guān)閉爐門，制備工藝如下：在壓力作用下，從室溫以10 ℃/min的速度加熱到一定溫度，保溫一段時(shí)間后隨爐冷卻，真空熱壓爐在制備樣品過程中所設(shè)置的5組工藝參數(shù)如表3所示。

將上述真空熱壓爐制備的樣品線切割后，進(jìn)行顯微組織表征。先采用200～3 000目的水磨砂紙對(duì)樣品進(jìn)行打磨，隨后采用3.5～0.5 μm的拋光膏進(jìn)行拋光，直至在100倍顯微鏡下觀察到界面無明顯拋痕和污漬為止，利用JSM–7900F熱場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡配套有能譜儀對(duì)反應(yīng)界面進(jìn)行掃描分析，采用HV–1000維氏硬度計(jì)對(duì)基體及反應(yīng)界面進(jìn)行硬度測(cè)試，采用微機(jī)電子萬能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行抗彎測(cè)試，最后用高精度萬用表對(duì)其進(jìn)行電導(dǎo)率測(cè)試。

表3 真空熱壓爐工藝參數(shù)設(shè)置

Tab.3 Process parameter setting of vacuum hot pressing furnace

2 結(jié)果與分析

2.1 微觀界面形貌特征

圖1為壓強(qiáng)28 MPa，保溫時(shí)間30 min，擴(kuò)散溫度分別為550、560、570 ℃下拍攝的樣品界面的微觀形貌，其中純黃色區(qū)域?yàn)殂~，暗黑色區(qū)域?yàn)锳l，中間呈現(xiàn)出的層狀過渡層即為金屬間化合物層。

圖1 在不同溫度條件下制備的Cu/Al雙金屬復(fù)層材料界面出的微觀組織形貌

從圖1a和1b可以看到，Cu/Al擴(kuò)散體系經(jīng)過不同溫度下的固–固擴(kuò)散后，在界面上能夠清楚地觀察到形成了厚度不等、組織形貌各異的新相過渡層，但界面整體平直，無孔洞、夾雜、裂紋等明顯缺陷，說明在Cu/Al界面上發(fā)生了原子間的相互擴(kuò)散，銅和鋁在達(dá)到原子比后形成了新相。從圖1c可以看到，在界面中間形成了明顯的裂紋，裂紋源的產(chǎn)生歸結(jié)于擴(kuò)散溫度過高，造成了金屬間化合物的過度生長，從而導(dǎo)致Cu/Al結(jié)合界面的脆性增加，在磨制拋光過程中會(huì)產(chǎn)生較大的應(yīng)力集中，進(jìn)而導(dǎo)致了界面裂紋的產(chǎn)生。

圖2為壓強(qiáng)28 MPa、溫度560 ℃、分別保溫30 min和40 min時(shí)獲得的銅/鋁雙金屬復(fù)層材料的擴(kuò)散界面微觀形貌。20 min下樣品由于保溫時(shí)間過短，界面有分層現(xiàn)象，未對(duì)其進(jìn)行表征。圖2a—c為保溫30 min后不同倍數(shù)下樣品的界面金相圖，圖2d—f為保溫40 min后不同倍數(shù)下樣品的界面金相圖。從圖2可以明顯看出，在560 ℃下、經(jīng)過不同保溫時(shí)長界面反應(yīng)后，Cu/Al相接觸的界面處形成了多層連續(xù)均勻的金屬間化合物層，且其厚度隨著保溫時(shí)長的增加而緩慢增加，金屬間化合物層不斷向Cu/Al基體兩側(cè)生長，界面平直，各層金屬間化合物清晰可見，且界面處無明顯的微裂紋、孔洞雜質(zhì)等缺陷，表明中間擴(kuò)散層界面處結(jié)合良好，形成了牢固的冶金結(jié)合。

圖2 Cu/Al雙金屬復(fù)層材料在560 ℃保溫30 min和40 min下界面微觀形貌

2.2 中間層物相確定

由微觀形貌分析可知，銅和鋁之間發(fā)生了明顯的互擴(kuò)散，在界面層區(qū)域形成了一定寬度的固溶區(qū)，初步觀察到固溶區(qū)間有4種不同顏色的相。550 ℃和560 ℃下均能得到較好的結(jié)合界面，但由于實(shí)驗(yàn)設(shè)計(jì)過程中，溫度區(qū)間過渡較小，因此金屬間化合物層厚度只隨保溫時(shí)長和溫度的提高發(fā)生少量變化，中間層物相表征只對(duì)560 ℃、28 MPa、保溫30 min工藝下制備的Cu/Al試樣進(jìn)行表征。文中先通過對(duì)銅/鋁擴(kuò)散偶金屬間化合物層進(jìn)行SEM線掃描和EDS定量分析來確定各層物相與元素的分布，最后為了進(jìn)一步明確各層金屬間化合物的構(gòu)成還進(jìn)行了XRD分析。圖3為銅/鋁擴(kuò)散偶金屬間化合物層進(jìn)行SEM線掃描結(jié)果，從圖3的成分曲線可以看出，側(cè)為T2銅基體部分，側(cè)為1050鋁基體部分，銅含量從左側(cè)到右側(cè)不斷增加，且在/界面、/界面、/界面、/界面處均發(fā)生了成分突變，而在/層變化較為平緩，主要是由于這2層金屬間化合物成分較為接近。利用EDS（見表4）和XRD等測(cè)試手段（見圖4），并結(jié)合Cu/Al二元相圖對(duì)金屬化合物進(jìn)行了分析，從鋁側(cè)到銅側(cè)的金屬間化合物分別為CuAl2、CuAl、Cu3Al2、Cu9Al4相，如圖5所示。

圖3 Cu/Al雙金屬復(fù)層材料在560 ℃保溫30 min下的SEM分析

表4 圖3中(CuAl2)、(CuAl)、(Cu2Al3)、(Cu4Al9)點(diǎn)能譜

Tab.4 Energy spectrum of point B (CuAl2), C (CuAl), D (Cu2Al3) and E (Cu4Al9) in Fig.3 at.%

圖4 Cu/Al雙金屬復(fù)層材料在560 ℃保溫30 min下的XRD圖譜

圖5 Cu/Al雙金屬復(fù)層材料560 ℃保溫30 min下界面微觀形貌

從圖5可以看出，銅和鋁之間發(fā)生了明顯的互擴(kuò)散，對(duì)于銅/鋁雙金屬二元體系，這種互擴(kuò)散是基于空位擴(kuò)散機(jī)制進(jìn)行的，其結(jié)果是在界面層區(qū)域形成了一定寬度的固溶區(qū)，通過以上SEM、EDS和XRD結(jié)果分析可知，固溶區(qū)間有4種不同的相。在550～570 ℃溫度區(qū)間內(nèi)，保溫20～50 min、壓力28 MPa條件下的所有Cu/Al雙金屬擴(kuò)散界面層均由鋁基體、Al(Cu)固溶體、金屬間化合物（CuAl2、CuAl、Cu3Al2、Cu9Al4）[12]、Cu(Al)固溶體、銅基體構(gòu)成，不同的是隨著擴(kuò)散溫度的提高和保溫時(shí)間的增長，金屬間化合物的各相含量會(huì)發(fā)生變化，種類始終不變。

2.3 Cu/Al擴(kuò)散連接機(jī)理分析

Cu/Al的真空熱壓制備過程包括加熱、保溫、隨爐冷卻3個(gè)階段。熱壓擴(kuò)散復(fù)合的本質(zhì)在于通過施加壓力造成2個(gè)金屬基體發(fā)生大量的塑性變形，使界面接觸處形成原子間結(jié)合點(diǎn)，之后在溫度升高時(shí)通過原子間的互擴(kuò)散形成牢固的冶金結(jié)合。在擴(kuò)散連接初期，爐內(nèi)溫度較低，塑性變形占據(jù)主要地位，鋁和銅的待復(fù)合表面在壓力作用下發(fā)生氧化膜和吸附膜的破裂，大量新鮮的鋁和銅基體裸露出來，壓力驅(qū)使Al和Cu沿著位錯(cuò)通道擴(kuò)散，占據(jù)對(duì)方的位置，從而減少空位[13]。擴(kuò)散的速率取決于獲得足夠能量的活化原子數(shù)量。擴(kuò)散系數(shù)可通過式（1）得到[14]。

式中：為擴(kuò)散系數(shù)；0為擴(kuò)散常數(shù)；a為擴(kuò)散活化能，J/mol；為氣體常數(shù)；為熱力學(xué)溫度，K。從式（1）可以得出，熱壓溫度處于自然指數(shù)函數(shù)的指數(shù)部分，這說明擴(kuò)散系數(shù)對(duì)溫度是非常敏感的。隨著熱壓溫度的增加，Cu和Al原子獲得了足夠的能量來越過這些障礙，導(dǎo)致該復(fù)合材料的界面結(jié)合過渡層處金屬間化合物的厚度增加[15]。在560 ℃的保溫?zé)釅哼^程中，Cu和Al原子在金屬間化合物層界面處形成了固溶體。

接觸表面形成大量的結(jié)合點(diǎn)使界面原子發(fā)生物理作用或弱化學(xué)作用進(jìn)而形成化學(xué)鍵。當(dāng)樣品上所施加的壓強(qiáng)進(jìn)一步增大時(shí)，化學(xué)鍵則會(huì)相應(yīng)轉(zhuǎn)變?yōu)榻饘冁I，在后續(xù)的保溫過程中，界面區(qū)域鋁和銅發(fā)生相互擴(kuò)散和再結(jié)晶過程，在Cu/Al界面處形成具有微米級(jí)別厚度的擴(kuò)散層，將2種異種金屬很好地連接起來。

對(duì)于Al–Cu復(fù)層材料，由于Cu的自擴(kuò)散系數(shù)遠(yuǎn)小于Al的自擴(kuò)散系數(shù)，因此鋁原子率先脫離晶體結(jié)構(gòu)向銅基體一端擴(kuò)散，形成富Al的α–Cu固溶體，Cu原子向鋁擴(kuò)散，形成γ–Al固溶體，其中Cu在Al中的極限固溶度為5.65%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)），而Al在Cu中質(zhì)量分?jǐn)?shù)則為9.3%。由Al–Cu二元相圖可知，在560 ℃下較為穩(wěn)定的金屬間化合物有Cu9Al4、Cu3Al2、CuAl、CuAl2相。隨著擴(kuò)散的進(jìn)行，Al基固溶體中Cu原子達(dá)到飽和，初生的γ–Al枝晶開始從鋁一側(cè)向初始界面生長，即此處以Al–Cu合金亞共晶的方式進(jìn)行凝固，同時(shí)富余的銅在另一側(cè)首先形成黑色針狀CuAl2初生相，即此處以Al–Cu合金過共晶的方式進(jìn)行凝固。

2.4 Cu/Al雙金屬復(fù)層材料顯微硬度

溫度為560 ℃、保溫時(shí)間為30 min、壓強(qiáng)為28 MPa下制備的Cu/Al雙金屬復(fù)合材料的顯微硬度分布如圖6所示，可以看出從銅側(cè)到中間層再到鋁層呈現(xiàn)先增大后減少的趨勢(shì)，其中在中間層某個(gè)位置達(dá)到最大值，在前面的分析中可以知道，從鋁側(cè)到銅側(cè)界面結(jié)構(gòu)依次為Al(Cu)固溶體，CuAl2、CuAl、Cu3Al2、Cu9Al4金屬間化合物，Cu(Al)固溶體。由圖6可知，過渡層處的顯微硬度值明顯高于基體金屬，從銅層和鋁層的邊緣可以發(fā)現(xiàn)，越靠近中間層硬度越高[16]，這要?dú)w因于固溶強(qiáng)化，其中鋁側(cè)表現(xiàn)得最為明顯，Cu/Al原子在互擴(kuò)散過程中最先形成的便是固溶體，且銅原子對(duì)鋁基體的固溶強(qiáng)化效果大于鋁原子對(duì)銅基體的作用。金屬間化合物層盡管硬度較高，但脆性較大，且具有較低的斷裂韌性，這表明界面處層狀脆性金屬間化合物的形成會(huì)降低其界面結(jié)合強(qiáng)度。因此在考慮力學(xué)性能時(shí)不應(yīng)將硬度作為唯一參考，應(yīng)通過合理控制工藝參數(shù)來調(diào)控金屬間化合物的厚度及種類，避免純金屬層和擴(kuò)散層之間硬度急劇變化以及產(chǎn)生過大的應(yīng)力集中而引起結(jié)合邊緣的分離，保證界面結(jié)合良好。

圖6 界面處顯微硬度分布

2.5 Cu/Al雙金屬復(fù)層材料三點(diǎn)抗彎

對(duì)真空熱壓擴(kuò)散工藝下制備的Cu/Al雙金屬復(fù)層材料在垂直于復(fù)層方向進(jìn)行室溫三點(diǎn)彎曲測(cè)試，實(shí)驗(yàn)中所用試樣是在擴(kuò)散溫度為560 ℃、保溫30 min、壓強(qiáng)為28 MPa下單獨(dú)制備的大樣品，樣品尺寸為100 mm×23 mm×10 mm，彎曲后樣品的宏觀照片如圖7所示。準(zhǔn)靜態(tài)三點(diǎn)彎曲實(shí)驗(yàn)是一種檢測(cè)材料彎曲性能最普遍有效的方法。進(jìn)行實(shí)驗(yàn)時(shí)，需將試樣放在有一定跨距的一對(duì)支撐點(diǎn)上，在試樣中點(diǎn)上對(duì)試樣施加豎直向下的載荷。隨著下壓載荷的不斷增大，試樣發(fā)生三點(diǎn)彎曲，最終在中點(diǎn)處斷裂。圖8為Cu/Al雙金屬復(fù)層材料制備的樣品的三點(diǎn)彎曲測(cè)試的–曲線，可以看出，從開始到逐漸彎曲的過程中，試件受到的載荷呈現(xiàn)先增大后減小的趨勢(shì)，試樣的失效載荷為施加載荷的最大值，載荷在達(dá)到峰值后開始減小，說明試樣的裂紋發(fā)生了擴(kuò)展，試樣在彎曲過程中大量的塑性變形均由Cu/Al純金屬所承擔(dān)，相比于金屬間化合物層，Cu/Al的塑韌性更好，金屬間化合物層均為脆性相，抗彎強(qiáng)度極低，是彎曲過程中裂紋源擴(kuò)展的始發(fā)地，因此應(yīng)盡可能減少金屬間化合物層厚度，從圖8可以看到，Cu/Al雙金屬復(fù)層材料的抗彎強(qiáng)度達(dá)到360 MPa左右，且從宏觀上看，90°彎曲后的試樣結(jié)合界面并無明顯剝落、脫層和裂紋。這說明在此工藝條件下制備的樣品抗彎強(qiáng)度基本達(dá)到實(shí)驗(yàn)預(yù)期水平。

圖7 彎曲試樣宏觀樣貌

圖8 Cu/Al雙金屬復(fù)層材料室溫三點(diǎn)彎曲的σ–ε曲線

2.6 Cu/Al雙金屬復(fù)層材料的電學(xué)性能分析

如前所述，Cu/Al雙金屬復(fù)合材料的導(dǎo)電性能是其能否被大范圍使用的一個(gè)重要指標(biāo)之一，真空熱壓制備工藝條件將對(duì)Cu/Al雙金屬復(fù)合材料的電導(dǎo)率產(chǎn)生很大影響，文中所采用的樣品尺寸均為22 mm× 8 mm×8 mm，因?yàn)槭菍訝畈牧?，過渡層厚度較薄，因此測(cè)量過程中存在部分誤差，實(shí)驗(yàn)中最大的誤差來自于材料本身以及材料和電極之間的接觸電阻，但可以通過多次測(cè)量取平均值將誤差影響減小到最小。擴(kuò)散條件要在保證界面結(jié)合良好的情況下，盡量減少會(huì)造成電導(dǎo)率下降的金屬間化合物相生成，保證盡可能高的電導(dǎo)率以滿足Cu/Al雙金屬復(fù)層過渡電連接線夾的應(yīng)用需求。

表5為實(shí)驗(yàn)所用的1050Al、T2銅以及不同工藝條件下試樣的電導(dǎo)率，可以發(fā)現(xiàn)各樣品的電導(dǎo)率均介于銅和鋁之間，與銅更加接近，這要?dú)w因于“趨膚效應(yīng)”，Cu/Al雙金屬復(fù)合材料在通入電流后相對(duì)單一純鋁具有更高的導(dǎo)電效率。從560 ℃下保溫不同時(shí)間的電導(dǎo)率可以看出，當(dāng)擴(kuò)散溫度一定時(shí)，保溫時(shí)間延長，電導(dǎo)率降低，這是因?yàn)?60 ℃下保溫40 min制得的樣品柯肯達(dá)爾孔洞等缺陷較保溫30 min下多。當(dāng)保溫時(shí)間相同時(shí)，從550～570 ℃下電導(dǎo)率呈現(xiàn)出先增加后減少的趨勢(shì)，在560 ℃附近達(dá)到最大值，這說明雙金屬復(fù)合材料的界面金屬間化合物層并非越薄越好，也不是越厚越好，而是擴(kuò)散層界面結(jié)構(gòu)優(yōu)異，且厚度與Cu/Al之間有一個(gè)合適的配比。在550～560 ℃之間由于CuAl、CuAl2等新相生成，而這些相的電導(dǎo)率均高于Al4Cu9，所以電導(dǎo)率在這個(gè)溫度區(qū)間內(nèi)呈現(xiàn)出增加的趨勢(shì)，而在560～570 ℃之間無新相生成，570 ℃下的金屬間化合物層過度生長，導(dǎo)致界面脆性增加，因此在熱壓樣品中存在裂紋、孔洞等缺陷，給電子的傳導(dǎo)帶來阻礙，因此電導(dǎo)率不增反降。金屬間化合物層雖然可以有效連接Cu/Al基體，構(gòu)成良好的結(jié)合界面來協(xié)調(diào)整體的受力變形，但由于金屬間化合物層自身的電導(dǎo)率較差，掩蓋了Cu良好的導(dǎo)電性能，因此要合理控制中間過渡層的厚度來提高復(fù)合材料的導(dǎo)電性能。

表5 Cu/Al雙金屬復(fù)層材料的電導(dǎo)率測(cè)定結(jié)果

Tab.5 Conductivity measurement results of Cu/Al bimetallic clad materials

3 結(jié)論

1）成功制備出了界面結(jié)合良好、界面性能優(yōu)異的鋁/銅雙金屬復(fù)層材料，在界面處生成了連續(xù)均勻的CuAl2、CuAl、Cu3Al2、Cu9Al4相，并通過各自相界面的遷移進(jìn)行生長。隨保溫時(shí)間的延長或擴(kuò)散溫度的提高，各金屬間化合物層也逐漸變厚。

2）顯微硬度測(cè)試結(jié)果表明，鋁銅復(fù)層界面中間層的顯微硬度值明顯高于兩側(cè)，可知界面處中間層是硬脆性的金屬間化合物，其中中間層的最大硬度值達(dá)到420HV。對(duì)鋁銅雙金屬復(fù)合材料進(jìn)行了三點(diǎn)抗彎實(shí)驗(yàn)后發(fā)現(xiàn)，彎曲90°后界面結(jié)合良好，無明顯剝離、脫落和分層現(xiàn)象，抗彎強(qiáng)度達(dá)到360 MPa左右。

3）通過對(duì)鋁銅樣品進(jìn)行電導(dǎo)率測(cè)定分析發(fā)現(xiàn)電導(dǎo)率呈現(xiàn)出先升后降的變化趨勢(shì)，其中擴(kuò)散溫度為560 ℃時(shí)材料的電導(dǎo)率最優(yōu)，為55.28 MS/m。

4）熱壓溫度為560 ℃、保溫時(shí)間為30 min、壓強(qiáng)為28 MPa的工藝參數(shù)可制備出界面結(jié)合良好且綜合性能優(yōu)異的鋁/銅雙金屬復(fù)層材料。

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Preparation of High Conductivity Cu/Al Bimetallic Composite by Thermal Diffusion and Regulation of Interfacial Microstructure and Properties

WANG Yu, WANG Yan-kun, LI Jin-long, PENG Xiang-fei, XU Hong, LIU Bin, BAI Pei-kang

(School of Materials Science and Engineering, North University of China, Taiyuan 030000, China)

Cu/Al bimetallic clad materials were prepared by thermal diffusion method. The effects of phase types and process parameters on the thickness of interface phase were studied in order to obtain Cu/Al bimetallic clad materials with both mechanical properties and good conductivity. Under the process conditions of temperature range of 550-570 ℃, pressure of 28 MPa and holding diffusion time of 20-40 min, 1 mm thick Al foil and 7.68 mm copper plate were sintered by vacuum hot pressing sintering furnace. The macro morphology, microstructure and Mechanical properties and electrical conductivity were studied. After the Cu/Al diffusion reaction, intermetallic compounds are formed at the interface, which are CuAl2, CuAl, Cu3Al2and Cu9Al4phases from aluminum side to copper side. With the increase of diffusion temperature and holding time, the content of intermetallic compounds will increase. When the hot pressing temperature is 560 ℃ and the holding time is 30 min, samples with good interface bonding and excellent comprehensive properties (flexural strength 360 MPa, conductivity 55.28 MS/m) can be generated. Cu/Al bimetallic composite with good interface bonding and better comprehensive properties can be prepared by optimizing the hot pressing sintering process.

hot pressing sintering; Cu/Al bimetallic composite; interface microstructure; three point bending; conductivity

10.3969/j.issn.1674-6457.2022.05.011

TB331

A

1674-6457(2022)05-0068-07

2021–12–29

山西省基礎(chǔ)研究計(jì)劃面上項(xiàng)目（202103021224179）；山西省重點(diǎn)研發(fā)計(jì)劃國際科技合作項(xiàng)目（201903D421080）；山西省高等學(xué)?？萍紕?chuàng)新項(xiàng)目（2020L0319）；國防科工局穩(wěn)定支持經(jīng)費(fèi)專項(xiàng)–兵器五五所開放創(chuàng)新項(xiàng)目（JB11–12）

王宇（1987—），男，博士，副教授，主要研究方向?yàn)榻饘俨牧舷冗M(jìn)成型技術(shù)。

責(zé)任編輯：蔣紅晨