热处理对冷轧爆炸复合Cu／Al薄板组织、力学性能及电导率的影响

2020-07-13李慧中梁霄鹏曾志恒

湖南有色金属 2020年3期

杨勇，李慧中，2，3，梁霄鹏，2，3，曾志恒

（1.中南大学材料科学与工程学院，湖南长沙 410083；2.中南大学粉末冶金国家重点实验室，湖南长沙 410083；3.中南大学有色金属材料科学与工程教育部重点实验室，湖南长沙 410083；4.湖南方恒新材料技术股份有限公司，湖南长沙 410083）

Cu／Al双金属复合材料不仅具有金属铝的廉价、质轻等优点，且保持了金属铜的高导热、导电性、易钎焊能力与低接触电阻的特性［1］。因此，这类复合材料被广泛应用于冶金设备以及能源、航空航天、汽车、船舶、电力、电子和电气行业［2］。通常来说，制备双金属复合材料的方法有冷／热轧复合［3］、爆炸焊接［4］、挤压 -摩擦搅拌焊接［5］、反向凝固［6］和等离子烧结［7］等。当前有关Cu／Al双金属复合材料的研究主要围绕制备工艺、组织与性能演变规律及界面相关问题开展。其中，界面冶金结合的形成，界面金属间化合物的形成、演变与控制，界面组织结构与复合材料的力学、导电、导热和耐蚀等性能之间的关系等界面相关问题，一直是Cu／Al双金属复合材料研究中的关键性问题。W.N.Kim等人的研究发现在轧制后的三明治Cu／Al／Cu层状复合材料中，Cu和Al层的相互作用变形对延展性有积极影响［8］。Z.P.Mao等人的研究表明，随着轧制道次数的增加，Cu／Al复合板的剥离强度先是略有增加，随后逐渐降低［9］。M.M.Hoseini等人研究了压下率对爆炸性Al／Cu／Al复合板界面性能的影响，观察到板材轧制后界面附近的硬度分布更加均匀［10］。与传统的热、冷轧复合材料相比，爆炸复合材料在层状金属板材的界面处保持了优良的结合状态和表面质量。然而，通过爆炸焊接复合的板材通常由于尺寸过厚而无法直接用于实际生产［11］。

本研究中，考虑到板材在爆炸复合焊接过程中产生的状态优异的冶金结合界面以及冷轧过程中薄板的易成型性，故将爆炸复合与冷轧相结合用于制备Cu／Al复合薄板。通过对轧制后的薄板在不同温度下进行退火，使其具有优良的力学性能与导电性。

1 材料和试验方法

1.1 材料

原始爆炸复合板材由湖南方恒新材料技术股份有限公司（中国湖南长沙）提供，利用厚度均为10 mm的工业纯铜T1板与工业纯铝1060板爆炸焊接制备而成。

将尺寸为20 mm×130 mm×150 mm的爆炸复合板在Φ550 mm×650 mm大型双辊轧机上于室温下轧制6个道次。经测量，各道次后薄板的厚度分别为18 mm，12 mm，7 mm，4.5 mm，3 mm和1.5 mm。

图1（a）展示了冷轧后Cu／Al复合薄板整体宏观形貌，其尺寸为1.5 mm×140 mm×1 850 mm。可以看出，在轧制过程中Al和Cu保持良好的协同变形状态。但Al在横向的变形程度明显高于Cu，Al侧有横向溢出且边缘处由于严重的加工硬化而断裂。如图1（b）和1（c）所示，薄板界面处结合状态良好。将薄板分别置于300℃、350℃、400℃和450℃的温度下进行不同时间的退火处理。

图1 冷轧Cu／Al爆炸复合薄板宏观形貌（a）和铜侧形貌（b）及铝侧形貌（c）

1.2 微观组织性能表征

本试验采用Sirion200场发射扫描电镜和JXA-8230型电子探针分析仪对轧制前后板材界面结合情况与薄板退火后元素扩散以及化合物生长规律进行观察与分析，由于铜铝软硬程度不一致，为了避免制样中试样磨损程度不一，故将双层薄板对称放置，通过环氧树脂固定在其内部中央。用100#水磨砂纸磨平试样上线切割机留下的不规整表面，使试样底部与顶部（观察面）保持平整，高度为10 mm左右。随后依次用不同型号的水磨砂纸粗磨，流程依次为：600#、800#、1 000#、1 200#、1 600#→清洗。然后依次使用2.5μm和0.5μm的金刚石研磨膏以及无水乙醇在丝绒抛光布上抛光10 min左右，直至表面基本呈镜面状，最后用无水乙醇清洗表面并烘干。

在MTS-810试验机上进行了室温拉伸试验和界面拉伸剪切试验，拉伸试样长度为50 mm，宽度为10 mm，标距为25 mm。拉伸速度为1 mm／min，拉伸方向与轧制方向平行。通常，检验薄板界面结合强度的方法为剥离或剪切，由于本研究轧板较薄难以剥离，故采用拉伸剪切的方法，设置较小的剪切面积（20 mm2）从而避免拉伸过程中薄板在铝侧提前发生断裂。

利用FD102涡流电导率仪在室温下测量复合薄板的电导率，试样尺寸为15 mm×15 mm×1.5 mm，不同温度区间退火后的目标复合轧板的导电性能由FD102涡流电导仪测定。

2 试验结果与分析

2.1 界面微观结构

原始爆炸复合板材和冷轧薄板的界面微观结构如图2所示。由图2（a）可以观察到原始板材界面由漩涡状的波浪结构组成。经过六道次轧制后漩涡结构被完全破坏，界面结合处均匀平整，无明显间隙或裂纹等缺陷，如图2（b）所示。

图2 界面微观形貌

图3展示了在不同退火温度和退火时间下冷轧薄板的界面微观组织变化。薄板退火后由于元素扩散，Cu／Al界面变得分明，可以清楚地观察到三层结构，层与层之间结合处不平整，呈犬牙型啮合。此外，在退火时间相同的条件下，扩散层的厚度随着退火温度的增加而显著增大，例如从300℃的2μm增加到450℃的13μm。在相同退火温度下，扩散层的厚度亦随退火时间的增加而增大，在退火温度为450℃保温0.5 h至4 h时，扩散层厚度从6.6μm增加到17.6μm。可以看出，温度对扩散层生长的影响较退火时间而言更为显著，这与其他研究者的结果相似［12］。

图3 冷轧薄板在不同退火温度与退火时间下的界面微观结构

为了研究三层化合物成分，将薄板置于450℃退火0.5 h，界面处化合物EPMA线分析如图4所示，可以观察到三种化合物中Cu和Al组成的变化。三个扩散层内部均表现出元素含量较为稳定的阶段，表明该层中金属间化合物的元素含量没有发生明显变化。表1展示了这三种化合物的点分析，由元素组成比例可以推断出从Cu层到Al层的三种化合物分别是Al4Cu9，AlCu和Al2Cu。

2.2 室温拉伸性能

图5显示了冷轧薄板与不同温度退火（退火时间为2 h）后薄板的拉伸应力-应变曲线。未退火薄板的抗拉强度和屈服强度分别为363 MPa和287 MPa，断裂伸长率为4.4%。随着退火温度的升高，抗拉强度逐渐降低，而伸长率显著提高。复合薄板在300℃下退火2 h，其抗拉强度、屈服强度和伸长率分别为305 MPa、225 MPa和16%。当退火温度高于300℃时，屈服强度显著下降，350℃下退火的复合薄板的屈服强度仅为77 MPa，而伸长率提升至37.5%。

图4 界面处化合物EPMA线分析

表1 各化合物中铜铝元素百分含量

图5 复合薄板在不同温度下退火后的拉伸曲线

在拉伸变形过程中，铜和铝在断裂前保持协同变形，两基体具有相同的应变，而两组元各自的应力由于二者力学性能的差异而有所不同。通常来说材料的均匀伸长率与其应变强化能力有着密切的联系，该能力主要通过位错的生成和动态回复共同控制，两者之间相互竞争。通过促进位错的生成，或是抑制位错的动态回复，均可提高材料的塑性变形能力。在上述拉伸试验中，由于两组元之间的应力差导致Al基体与界面处形成并积累大量位错，从而显著提高了复合薄板应变增强能力。薄板表现出较高伸长率的另一个原因是在拉伸颈缩阶段中，铜层可以有效地抑制铝层的缩颈断裂行为。研究表明，导致伸长率增大可能还存在其它的因素，例如薄板制备过程中较大的轧制速度比，或拉伸过程中在较高应变速率下建立的高应力梯度［13］。

2.3 剪切性能

未退火薄板与在不同温度下退火2 h的薄板的拉伸剪切强度见表2。冷轧板表现出相对较低的拉伸剪切强度，仅为98 MPa。退火2 h后，复合薄板的剪切强度随着退火温度的升高逐渐增加，在400℃时达到最大值117 MPa，然后在退火温度升高至450℃的过程中逐渐降低。

表2 不同温度下退火后复合薄板拉伸剪切强度

通常来说，复合薄板的拉伸剪切强度取决于界面结合强度。在冷轧后的复合薄板中，元素的扩散并不明显，不足以形成有效的冶金结合，且界面处存在的某些缺陷可能导致剪切强度的降低。在退火过程中，铜铝原子在高温下通过界面扩散到相邻的金属基体中，同时，晶界的迁移使界面附近两个元素的键合概率增大。此外，金属基体发生再结晶，由于部分原子的重排运动，形成了更多重合的点阵位置和共有晶界，界面结合处从物理啮合状态转变为冶金结合。当进一步提高退火温度时，晶粒逐渐粗化，且金属间化合物的厚度增大，其硬脆相的性质使界面的结合强度逐渐降低，显著影响复合薄板的剪切强度。

2.4 导电性能

图6表示出在不同温度和时间下退火后复合薄板的电导率。可以看出，薄板在300℃、350℃、400℃和450℃的温度下分别退火后，电导率均表现为初期增大随后持续减小的趋势。薄板在每一种温度下退火4 h后均出现了峰值电导率，且在350℃退火后达到最高电导率，为96.4%IACS（国际退火铜标准）。在较高温度如450℃下退火4 h以上后，电导率出现显著下降。