铜_铝搅拌摩擦焊接头界面原子扩散及力学性能模拟

　　摘要：利用搅拌摩擦焊技术连接低熔点的铜与铝，连接过程中铜原子与铝原子在界面的扩散能力影响界面力学性能。采用分子动力学研究搅拌摩擦焊过程中铜/铝界面原子的扩散行为，评价了不同应变速率下界面的力学性能。结果表明：铜原子扩散进入铝晶格的数量远大于铝原子扩散进入铜晶格的数量，原子扩散以最近邻跳跃机制为主，铜原子和铝原子的扩散激活能分别为0.58、0.75eV。界面过渡层厚度主要受保温温度控制，800K下的界面为最佳厚度界面;拉伸应变速率为 (1×10^{10}s^{-1}) 时，界面抗拉强度最大，达到3.19GPa。塑性变形在铝侧，而铜侧几乎没有塑性变形，变形过程中发生的位错反应由全位错分解和压杆位错合成，位错能下降，是以肖克莱位错为主要的滑移位错。

　　关键词：分子动力学;Cu/Al界面;扩散;应变速率;力学性能

　　论文《铜_铝搅拌摩擦焊接头界面原子扩散及力学性能模拟》发表在《兰州理工大学学报》，版权归《兰州理工大学学报》所有。本文来自网络平台，仅供参考。

　　引言

　　由于铜具有优异的导电性和导热性以及铝的低比重量和低成本，铜/铝异种接头广泛应用于工业领域，如作为电连接器、热交换管、制冷管等，因此铜铝的连接技术成为影响接头性能的关键。

　　搅拌摩擦焊(FSW)作为一种固态焊接技术连接异种金属材料，可以避免金属连接过程中因发生熔化而出现氧化物、金属夹杂等缺陷，达到提高接头强度的目的。然而，搅拌连接过程中各工艺参数匹配不佳时会同样导致接头界面产生隧道、孔洞、微裂纹等缺陷，局部弱连接的产生往往是界面上原子的不充分扩散导致的，因此研究焊接过程中原子的扩散行为，是获得性能优异接头的有效途径。

　　分子动力学(MD)是研究固态连接时原子扩散以及金属间化合物形成有效的方法。罗龙等模拟了相同保温时间不同保温温度下铜/铝界面原子的扩散过程，得出铜原子向铝侧扩散的结论。Chen等固定保温时间为0.2ns，模拟了不同温度及压力下的Cu-Ag扩散连接，得出扩散过渡层厚度与压力有关，在高温时界面过渡区域为非晶态，冷却到室温时又从非晶态转变为晶态结构。Li等固定保温时间为6ns，模拟了Cu-Al界面原子扩散的机制，得出Cu在Al点阵中的扩散机制遵循最近邻跳跃机制。Mypati等在MD模拟中，根据试验测得的峰值温度，发现在498℃下，Al在Cu晶格中扩散形成了(gamma-Cu_9Al_4)金属间化合物。Li等采用分子动力学模拟方法研究压力对Cu/Al异种搅拌摩擦焊界面扩散行为的影响，得出压力对扩散层厚度的影响较小。Liu等利用分子动力学模拟研究Ti/Al界面的扩散行为和力学性能，得出随温度升高，主要发生Ti原子向Al原子扩散，导致界面原子的晶格畸变和扩散层厚度增加，拉伸结果表明，断裂主要发生在铝侧。尽管进行了如此多铜/铝界面的分子动力学模拟，但对保温温度、保温时间等影响因素的综合分析仍然较少。

　　本文研究不同保温温度和保温时间对Cu-Al界面原子扩散行为的影响，并在300K下研究了扩散界面在不同应变速率下的力学性能。通过径向分布函数(RDF)、均方位移(MSD)、原子浓度变化趋势、能量、体积、过渡层厚、抗拉强度和屈服强度等全面分析了Cu/Al界面的扩散行为和力学性能。

　　1 模拟方法

　　利用开源分子动力学软件Lammps对铜/铝界面层的扩散和力学性能进行了模拟研究。通过开放式可视化工具(Ovito)对所有计算结果进行后处理和可视化。通过Ovito的键角分析和位错分析计算了晶格结构和缺陷分布。借助嵌入原子方法势(EAM)定义Al和Cu的原子间相互作用，EAM中体系原子的总势能为：

　　[E_{total}=sum_{i} F_{i}( ho_{i})+frac{1}{2}sum_{j eq i} phi_{ij}(r_{ij}) quad(1)]

　　其中：(F_{i}( ho_{i}))为原子的嵌入能;(phi_{ij}(r_{ij}))为原子i和j之间的对势;(r_{ij})为原子i和j之间的相对位移;( ho_{i})为原子i和其他原子产生的背景电子密度。

　　焊接过程为搅拌头插入、焊接、拔出。MD模型大小为(138.41×10^{-12}m×101.22×10^{-12}m×101.22×10^{-12}m)，扩散过程中x方向采用收缩边界条件，y、z方向采用周期性边界条件。单晶铜板与铝板的接触面为(100)，铜、铝原子数分别为53312和47500，沿x方向在铜板和铝板的外围分别固定3层原子作为模型边界。分别在650、700、750、800、850K下进行铜铝界面扩散过程模拟。所有原子的初始速度均符合麦克斯韦分布。采用Velocity-Verlet方法对原子的牛顿运动方程进行数值积分，时间步长为1fs。该结构首先在1K下弛豫23ps，然后在21ps内加热至保温温度。随后，采用Nose/Hoover热浴法使温度保持恒定，保温时间为1000ps。加热和保温过程采用恒定原子数、恒定压力、恒定温度(NPT)系综，保持外部压力处于大气压值。

　　选取保温温度为800K来研究扩散界面的力学性能，并在300K不同应变速率下进行单轴拉伸，应变速率分别为(5×10^8s^{-1})、(1×10^9s^{-1})、(5×10^9s^{-1})、(1×10^{10}s^{-1})。

　　2 结果分析

　　2.1 界面原子的扩散

　　不同温度下保温1000ps后，Al原子和Cu原子都穿过了初始界面，扩散进入了对方点阵结构中，在界面形成了铜-铝复合层。过渡层厚度、原子扩散进入对方晶格点阵中的距离都随保温温度升高而改变。铝原子、铜原子各自在对方晶格点阵中的扩散能力有明显的差异。温度低于700K时，铝原子、铜原子向对方点阵中的扩散不明显。温度升高到750K，铜原子扩散进入铝晶格的数量增多，离原始界面的距离增大。提高保温温度到850K，铜原子的扩散更显著。比较铜原子、铝原子越过初始界面的原子数量、离开原始界面的距离，认为界面发生的是Cu原子向Al晶格中的单向扩散，Al原子只在界面处扩散。

　　800K下不同保温时间的扩散状态显示，仍以原始界面为基准线，保温200ps时，铜原子明显向铝原子一侧扩散。保温时间延长，铜原子向铝原子晶格中扩散得更显著，表现在铜原子越过初始界面的数量增多，扩散进入铝晶格中的距离增大(铜原子距离原始界面的最远距离)。当保温时间达到1000ps，铜原子在铝晶格中的分布均匀。相较而言，随时间延长，铝原子扩散的数量、穿过界面的距离并未发生明显变化，仍在界面处扩散。

　　产生这种结果的原因有3点：首先，铜的熔点为1356K，铝的熔点为933K，铜的熔点比铝高423K，相同温度下铝晶格中更容易产生空位和缺陷，有利于铜原子向铝晶格中扩散;其次，金属的熔点越高，金属键越强，越难断裂，使得Al原子很难扩散到Cu晶格中;第三，铝原子半径(0.143nm)大于Cu原子半径(0.128nm)，原子半径小的铜原子更容易扩散到原子半径大的铝晶格中。

　　2.2 扩散系数和过渡层厚变化

　　温度升高，Cu、Al原子均方位移(MSD)增大。因为温度为原子扩散激活能的指数函数，为原子扩散提供了动能，实验仅研究原子在x方向的一维扩散，其中N是系统的维度，视为1。在此基础上，根据爱因斯坦扩散定律，扩散系数为：

　　[D=lim_{t o infty} frac{1}{2t}left<|r_z(t)-r_z(0)|^2 ight> quad(2)]

　　均方位移：

　　[L_{MSD}=left=frac{1}{N}sum_{i=1}^{N}left(|r_{zi}(t)-r_{zi}(0)|^2 ight) quad(3)]

　　其中(r_{zi}(t))为原子在t时刻的位置，(r_{zi}(0))为原子的初始位置，N是体系的原子数。

　　扩散系数计算结果显示，温度低于750K时，Al原子的扩散系数随温度略有增大，当温度升高到800K时，铝原子的扩散系数急剧增大。表明温度达到800K时，空位浓度急剧增大，铝原子更容易越过势垒，扩散驱动力增大。均方位移随温度、时间变化都表现出了相同的趋势。这些模拟的结果与扩散界面实际情况相契合，原因在于同一温度下铜原子间键能高于铝原子间键能，铝原子键容易断裂，为铜原子扩散进入铝点阵提供了有利条件。根据阿伦尼乌斯公式(Arrhenius)，得到Cu原子和Al原子的扩散激活能分别为0.58、0.75eV，与相关文献计算得出的0.50、0.77eV接近。结合面为(100)面、晶格发生畸变、原子活跃度提高等因素都有利于空位的产生和界面附近原子的扩散。

　　标准大气压条件下，分别加热到650、700、750、800、850K下保温1000ps后的径向分布函数(g(r))用来描述体系结构的有序性：

　　[g(r)=frac{dN}{4pi r^2 ho dr} quad(4)]

　　对比不同温度下的径向分布函数发现：随着温度升高，铜、铝原子均呈现峰宽增加、峰高降低的趋势，但相同条件下，铝原子峰值低于铜原子，且随温度升高铝原子峰数量明显减少，铜原子峰的数量并未随温度升高而减少。表明铝原子侧无序化明显，这种变化趋势归因于温度升高，原子热运动加剧。

　　不同温度下体系总能量和体积的变化显示，高于800K时，能量和体积的变化趋势很明显，这是温度高导致原子扩散速度增大的原因;而低于750K下，能量和体积在固定值附近先波动后稳定下来，这表明晶格转变已经完成。相变曲线全过程分为3个阶段，第一阶段(0~21ps)为升温过程，FCC结构快速转换，少量转换为BCC、HCP，大量转换为无序结构;第二阶段(21~200ps)为保温过程，因温度不同出现了不同的现象，低于750K时，从21ps开始结构转变已经达到稳定化，而高于800K时，结构转变仍在继续;第三阶段(200~1021ps)仍属于保温阶段，所有温度下相结构转变都达到稳定，不再发生改变。这是由于温度越高，Al-Al键断裂越多，无序结构比例越高，Al侧完全无序化转变所需时间越短。

　　分子动力学模拟中一般将扩散原子浓度均超过5%的区域定义为过渡层。随温度升高，原子在x方向扩散的距离越远。1000ps下650、700、750、800、850K的过渡层厚度分别为(7.864×10^{-4}mu m)、(8.026×10^{-4}mu m)、(8.943×10^{-4}mu m)、(11.816×10^{-4}mu m)、(13.201×10^{-4}mu m)，表明温度越高，过渡层越厚，且在800K下急剧加厚。这是由于温度较低时原子运动速度较慢，温度升高后参与扩散的原子数量增加，一方面使得过渡层厚度加厚，另一方面为生成金属间化合物提供了条件，最终影响铜/铝界面的力学性能。比较850K、800K下的过渡层厚度，800K时增长减缓，这是因为升温到800K时，金属原子的扩散速率增加，但与此同时，扩散过程中的相互碰撞也会增加，使得扩散的速度减慢，最终达到一个动态平衡状态，扩散速率接近平衡，与Mypati等提出的铜铝界面最佳均匀化温度为783K的实验结果基本一致。因此，选择保温温度800K来研究保温时间对铜/铝界面扩散的影响。

　　800K时不同保温时间下，铜、铝原子沿着x方向的浓度分布和过渡层厚度显示，200、400、600、800、1000ps的过渡层厚度依次为(11.546×10^{-4}mu m)、(11.683×10^{-4}mu m)、(11.694×10^{-4}mu m)、(11.739×10^{-4}mu m)、(11.816×10^{-4}mu m)，即随保温时间延长，过渡层厚度逐渐增厚，但增厚的趋势并非线性关系，时间短于1000ps时，过渡层厚增长缓慢。然而，如果保温温度太低，因扩散速率低，即使延长保温时间，过渡层厚度仍然较薄。比较保温温度和保温时间对过渡层厚度增长的影响，显然时间的影响弱于温度。

　　2.3 扩散机理

　　为了验证铜原子在铝中的扩散机制，在假设所有铝原子都停留在晶格位置的基础上，观察单个铜原子的运动轨迹发现，铜、铝原子扩散存在2种扩散机制：空位扩散机制和间隙扩散机制。空位扩散机制按2种途径扩散：一种是最近邻跳跃机制;另一种是次近邻跳跃机制，铜原子占据的是铝原子的晶格结点位置。间隙跳跃机制中，铜原子占据铝晶格点阵的间隙，即八面体间隙位置，通过跃迁实现转移。

　　统计0~100ps内铜原子在铝侧的跳跃频率，最近邻跳跃机制、次近邻跳跃机制、间隙跳跃机制的跳跃频率分别为14、2、1次，即最近邻跳跃机制占比为82.4%，次近邻跳跃机制占比11.8%，间隙跳跃机制占比5.9%。显然扩散机制以最近邻跳跃机制为主。

　　2.4 力学性能分析

　　搅拌摩擦焊接头拉伸断裂试样显示，断裂发生在铝侧。650、700、750、800、850K不同温度下扩散界面经300K弛豫后，在(1×10^{10}s^{-1})拉伸应变速率下的单轴拉伸应力-应变曲线显示，对应的抗拉强度分别为3.25、3.22、3.24、3.19、3.02GPa。850K时扩散界面抗拉强度最低，且没有屈服现象发生。850K扩散界面随应变率增大时，界面的微观结构演化显示，在应变为0.1时，铝侧出现了微裂纹;应变增大到0.15时，微裂纹扩展，成为贯穿空洞;应变继续增大到0.2时，空洞扩展、尺寸增大，最终导致铝侧断裂，与铜/铝搅拌摩擦接头单轴拉伸实验的断裂位置一致。

　　800K扩散界面在300K温度下不同拉伸应变速率的实验结果显示，随拉伸应变速率的增加，界面的抗拉强度、屈服强度都增大。A、B、C、D各点对应的抗拉强度分别为3.19、3.07、2.89、2.51GPa，E、F、G、H为屈服点，强度分别为2.87、2.59、1.99、1.85GPa。

　　800K保温后界面在300K以(5×10^9s^{-1})应变速率拉伸过程中的微观结构演变显示，因原子的无序排列，层错在Al侧形核，增大应变后层错比例提高，最终贯穿铝侧区域，成为界面发生断裂的原因之一。塑性变形过程中参与滑移的位错，主要位错的Burgers矢量为(b=1/6〈112〉)。位错滑移遇到铜/铝界面时，因该界面的势垒很高，未穿越铜/铝界面，Cu侧没有发生塑性变形。

　　在拉伸变形过程中，首先发生1个全位错分解为2个肖克莱位错，2个肖克莱不全位错夹着一个层错区，层错区的边界线就是肖克莱位错，位错能下降1/6。此外，还发生了2个肖克莱位错合成压杆位错的反应，位错能下降5/18。

　　随应变的增大，铝侧无序原子结构和密排六方结构比例增大，缺陷增多。这些缺陷和无序结构的产生是由于铜原子向铝原子扩散过程中发生了柯肯达尔效应，在Al侧界面产生了空洞。

　　为跟踪拉伸变形过程中位错的演化，利用DXA方法计算位错长度发现，灰色区域为界面发生塑性变形(从屈服点开始至应力达到最大抗拉强度)的阶段，在此过程中各类型位错线变化与拉伸应变速率有关。应变速率较低时，位错线总长度先缩短后增长;全位错的数量(Burgers矢量为1/2〈110〉)几乎没有变化;柏氏矢量为1/6〈112〉的肖克莱(Shockley)不全位错数量不断增多且远大于其他类型的位错数量，因此推断肖克莱位错在铜/铝界面的塑性变形过程中起主导作用。应变速率较高时，位错线总长度呈增长趋势;全位错的数量在屈服点之前就开始有减小，原因是位错发生分解所致。

　　3 结论

　　采用分子动力学模拟了不同温度和时间条件下Cu、Al原子在Cu/Al界面的扩散过程及界面在300K下不同应变速率下的拉伸过程，得到如下结论：

　　1) 界面主要是铜原子向铝原子的单向扩散，扩散机制为最近邻扩散机制。从650K开始，随保温温度升高，铝侧原子无序化程度提高。800K保温时，时间低于1000ps过渡层厚度增长缓慢。

　　2) 界面在300K下拉伸，850K保温时扩散界面的抗拉强度明显下降，且无屈服，拉伸过程中铝侧产生空洞，随空洞不断合并、长大，最终撕裂;保温温度800K的界面结合最佳;微观结构分析表明，层错在Al侧形核、并逐步充满整个区域，导致界面区域受到严重破坏;而铜侧未发生塑性变形。

　　3) 拉伸变形过程中，在(varepsilon=0、0.08、0.11)时铝侧产生大量位错，位错反应有全位错的分解和压杆位错的合成。在塑性变形过程中，Shockley型位错的数量远大于其他类型位错的数量，起主导作用。在变形过程中，随应变速率增大，Shockley位错增长速度减慢。

　　参考文献

　　[1] 何凯，胡德安，陈益平，等. 铝/铜异种材料激光焊焊缝形成机制[J]. 南昌航空大学学报(自然科学版)，2020，34(1)：7-11.

　　[2] 庞嘉尧，杨宏，程伟，等. 铜-铝合金搅拌摩擦焊研究进展[J]. 金属加工(热加工)，2021(2)：53-59.

　　[3] 余章钦，胡建华，杨正，等. 铜/铝磁脉冲半固态辅助钎焊界面扩散过程[J]. 焊接学报，2023，44(4)：120-128，136.

　　[4] 金玉花，周子正，邢逸初，等. 滚动轧制对7050铝合金FSW接头组织的影响[J]. 兰州理工大学学报，2023，49(4)：30-34.

　　[5] XU XL，LIU QY，QI S，et al. Effect of incomplete penetration defects on mechanical and fatigue properties of friction-stir-welded 6802-T6 joint[J]. Journal of Materials Research and Technology，2021，15：4021-4031.

　　[6] MENG XC，HUANG YX，CAO J，et al. Recent progress on control strategies for inherent issues in friction stir welding[J]. Progress in Materials Science，2021，115：100706.

　　[7] 韩雪杰，郭巧能，杨仕娥，等. 温度和保温时间对铜/铝薄膜的界面扩散性能及力学性能影响的分子动力学模拟[J]. 热加工工艺，2019，48(14)：102-107.

　　[8] DAS A，DE ZHI L，DAVID W，et al. Joining technologies for automotive battery systems manufacturing[J]. World Electric Vehicle Journal，2018，9(2)：22.

　　[9] DAS A，LI D，WILLIAMS D，et al. Weldability and shear strength feasibility study for automotive electric vehicle battery tab interconnects[J]. Journal of the Brazilian Society of Mechanical Sciences and Engineering，2019，41(1)：54.

　　[10] SUN BQ，LU LX，ZHU Y. Molecular dynamics simulation on the diffusion of flavor，O₂ and H₂O molecules in LDPE film[J]. Materials，2019，12(21)：3515.

　　[11] 罗龙，王宝峰，李丽荣. 铜/铝热轧扩散复合界面扩散的分子动力学模拟[J]. 热处理技术与装备，2011，32(2)：55-60.

　　[12] CHEN SD，SOHAK，KE FJ. Molecular dynamics modeling of diffusion bonding[J]. Scripta Materialia，2005，52(11)：1135-1140.

　　[13] LI C，LI DX，TAO XM，et al. Molecular dynamics simulation of diffusion bonding of Al-Cu interface[J]. Modelling and Simulation in Materials Science and Engineering，2014，22(6)：065013.

　　[14] MYPATIA O，KUMAR BPP，MD API，et al. Molecular dynamics simulation of atomic diffusion in friction stir spot welded Al to Cu joints[J]. Mechanics of Advanced Materials and Structures，2021，29(27)：6053-6059.

　　[15] LI QH，DONG ZB，JI SD，et al. Effects of welding parameter on atom-scale interfacial diffusion behavior of Al/Cu dissimilar friction stir welding[J]. Physica Status Solidi，2021，258(10)：2100123.

　　[16] LIU JY，ZHANG LQ. Investigation on the diffusion behaviors and mechanical properties of the Ti/Al interface using molecular dynamics simulation[J]. Journal of Materials Engineering and Performance，2024，33(6)：2920-2939.

　　[17] PLIMPTON S. Fast parallel algorithms for short-range molecular dynamics[J]. Journal of Computational Physics，1995，117(1)：1-19.

　　[18] STUKOWSKI A. Extracting dislocations and non-dislocation crystal defects from atomistic simulation data[J]. Modelling and Simulation in Materials Science and Engineering，2010，18(8)：015012.

　　[19] ACKLAND GJ，JONES AP. Applications of local crystal structure measures in experiment and simulation[J]. Phys Rev B，2006，73(5)：054104.

　　[20] CAI J，YE Y. Simple analytical embedded-atom-potential model including a long-range force for fcc metals and their alloys[J]. Phys Rev B，1996，54(12)：8398-8410.

　　[21] 林雪，于美杰，王成国，等. 原子径向分布函数在材料结构研究中的应用[J]. 材料导报，2012，26(3)：116-119.

　　[22] TRATH，OKAZAKI M，HAO DD. Tensile fracture behavior of Cu/Al butt friction stir welding：role of interface morphology[J]. Journal of Materials Engineering and Performance，2022，31(2)：1039-1045.