铜/铝复合材料的差异表面预处理以实现界面协同增强

《Materials Today Communications》：Differential surface pretreatment for synergistic interfacial strengthening of copper/aluminum composites

　　邵杰天|雷曹|孙艳岚|李秀敏|景振全|崇学英|陈超
河北工业职业技术学院材料工程学院，石家庄050091，中国

摘要
传统的均匀化表面处理方法忽视了硬金属和软金属之间的形态机械匹配要求，从而限制了层状复合材料中界面协同效应的潜力。本研究提出了一种差异化的表面预处理策略。在硬质侧构建了锐利的周期性沟槽，而在软质侧保持相对光滑的表面。这种结构（称为硬质齿/软质基体界面）实现了界面性能的协同增强。采用铜和铝作为模型材料，在铜侧制造了最大轮廓高度（Rt）为28.4 μm的周期性沟槽，在铝侧制备了Rt为7.9 μm的光滑表面。这种组合使得界面结合强度达到了83.5 MPa，比均匀处理后的组合高出21.89%至39.63%。此外，这种配置实现了最高的界面硬度梯度（54.1 HV）和最宽的扩散层（约4.46 μm）。与均匀处理相比，扩散层的厚度增加了7.99%至17.06%。由于硬质齿/软质基体结构增强了机械互锁作用，导致了局部严重的塑性变形，在界面附近形成了晶粒细化层。晶粒尺寸从基体中的约30 μm细化到小于2 μm，并伴随着高密度位错的积累。这些富含缺陷的区域为原子扩散提供了“短路”路径，显著加速了原子迁移。本研究为通过基于材料特性的差异化表面形貌设计精确控制复合材料界面结构提供了一种新的方法和范式。

1. 引言
铜/铝（Cu/Al）复合板在电力电子和新能源等领域具有显著的应用价值，这得益于铜的高电导率和热导率以及铝的轻量化和低成本优势[1]，[2]，[3]。目前的制造方法主要分为三类：液-液复合铸造、液-固复合铸造和固态粘合。液-液和液-固工艺在界面处需要较高的热量输入，这容易导致脆性金属间化合物（例如Al2Cu、Al4Cu9）的过量形成，从而显著降低结合强度；例如，通过水平连续铸造制备的复合材料的界面强度仅有约15 N·mm-1[4]。相比之下，固态粘合依靠严重的塑性变形来破坏表层并暴露新鲜金属基底，通过机械互锁和冶金结合的协同效应实现界面结合。这种方法能够在较低的热条件下生产高质量的Cu/Al复合板[5]，[6]。在固态技术中，轧制粘合被认为是工业规模制造Cu/Al复合板的最有前景的方法之一[7]，[8]。
表面预处理是轧制粘合过程中制造金属层压复合板的关键步骤，并显著影响其界面结合性能[9]，[10]。例如，杨等人[11]比较了钢丝刷处理、酸浸处理和扇盘研磨处理。他们的研究表明，扇盘研磨通过机械热耦合效应促进了TiC反应层在Ti/钢界面上的形成，使得界面强度达到了242.6 MPa，比传统的酸浸方法提高了约40%，突显了表面形貌对界面反应动力学的显著影响。牛等人[12]研究了Cu/Al系统，发现沿着轧制方向研磨的方向性沟槽使结合强度提高了15%-20%。这种改进归因于变形过程中金属流动方向与表面纹理之间的协同效应。邓的团队[13]，[14]，[15]使用电子背散射衍射（EBSD）分析证实，钢丝刷处理在铝表面形成的纳米结晶硬化层（晶粒尺寸约200 nm）有效地抑制了界面裂纹的起始。轧制后的结合强度比砂纸处理高出32%，退火后的界面扩散层厚度增加了43%。这些发现表明，表面纳米结晶可以同时提高机械结合和冶金结合的效果。尽管这些研究揭示了表面形貌和硬化层对界面性能的积极影响，但一个共同的特点是铜和铝两侧都采用了相同或相似的表面处理方法（例如，都用钢丝刷或砂纸处理）[16]，[17]。
然而，这种均匀化的预处理方法未能利用铜（硬质）和铝（软质）之间的内在属性差异作为界面设计的核心基础。因此，很难同时实现界面处有效的机械互锁和均匀的冶金结合，从而限制了复合板的最终性能。
因此，本研究首次提出了一种基于材料属性匹配的差异化表面预处理设计范式。核心理念是放弃对两种金属采用相同的处理方法，而是根据铜（硬质）和铝（软质）的固有属性来定制它们的表面状态。以Cu/Al系统为模型，对硬质铜和软质铝应用不同的表面预处理方法。利用扫描电子显微镜（SEM）、EBSD和透射电子显微镜（TEM）对Cu/Al复合板界面进行了微观结构表征。随后，研究了差异化预处理对微观结构特征和界面性能的影响，并阐明了其增强的机制。这项工作旨在为高性能金属层压复合材料的界面设计提供一个新的理论框架和处理途径。

2. 实验材料和方法
2.1. Cu/Al复合材料的制备
使用商业T2铜板和1060铝合金板作为实验材料。铜板和铝板的尺寸均为100 mm×50 mm×2 mm。在直径为800 mm、轧制速度为1.58 m/s的双高冷轧机上进行了轧制实验。
轧制前，使用Dongcheng WSM710-100角磨机结合不同的抛光工具（即钢丝刷和扇盘）以往复方式准备结合表面。研磨方向与轧制方向平行。这一过程持续进行，直到表面氧化膜完全去除，暴露出新鲜的金属基底，如图1所示。然后将铜板堆放在铝板之上。使用铝铆钉将T2铜板和1060铝合金板对准并临时固定，形成三明治结构。最后，在室温下通过轧制粘合制备了Cu/Al复合板，单次轧制减少了35%。具体的表面处理组合和相应的样品标识在表1中总结。

2.2. 机械测试
使用万能拉伸试验机[18]进行了搭接剪切试验来评估界面结合强度。搭接剪切试样按照中国国家标准GB/T6396-2008制备。Cu/Al复合板的搭接剪切试样尺寸如图2所示。试样长度为50 mm，宽度为15 mm，中心间隙等于覆层厚度的1.5倍。拉伸试验在室温下进行，试样头的移动速度为1×10-3 mm/s。为了最小化实验偏差，每种条件测试了三个重复试样，并报告了平均值。

2.3. 微观形态特征的表征
使用激光扫描共聚焦显微镜（OLS4000）扫描了预处理后金属表面的三维形貌。获得了表面轮廓曲线，并分析了包括算术平均粗糙度（Ra）、均方根粗糙度（Rq）和轮廓最大高度（Rt）等参数。
使用JSM-IT500扫描电子显微镜检查了Cu/Al复合板的界面微观结构和元素分布。使用能量色散谱仪（EDS）对结合界面和搭接剪切断裂表面进行了元素分析。
搭接剪切断裂表面的SEM显微图通过Image Pro Plus软件进行了二值化处理。统计量化了铜侧断裂表面上铝残留物的面积分数。这一指标用于评估界面结合质量和失效模式。

3. 结果
3.1. 预处理后的表面特征
图3显示了使用微维克斯硬度计在抛光前后测量的T2铜板和1060铝合金板的表面硬度。从图中可以看出，铝侧的初始硬度为41.7 HV。经过扇盘抛光后，由于其加工硬化作用，表面硬度增加到72.8 HV，增加了74.6%。钢丝刷抛光后的表面硬度为68.2 HV，增加了63.5%。对于铜侧，初始硬度为100.8 HV。扇盘抛光后的硬度增加到122.3 HV（增加了21.5%），而钢丝刷抛光后的硬度为111.5 HV（增加了10.6%）。这些结果表明，无论是在处理前还是处理后，铜的硬度都显著高于铝。此外，与钢丝刷抛光相比，扇盘抛光引起了更明显的表面硬化效果。扇盘抛光后铜和铝之间的硬度差为49.5 HV，而钢丝刷抛光后为43.3 HV。这种硬度差异预计有助于后续粘合过程中的机械互锁[19]，[20]。
图4展示了抛光后表面的三维形貌及相应的轮廓曲线。扇盘抛光后，铜和铝表面都呈现连续、尖锐的“犁沟状”形态，轮廓曲线具有明显的方向性和规则的周期性波动。值得注意的是，铜表面的沟槽深度和陡度明显大于铝表面。相比之下，钢丝刷抛光后的铜表面形成了浅而不明显的沟槽，轮廓波动相对平缓。同时，铝表面形成了分布较均匀的“坑状”凹陷，相应的轮廓曲线表现为孤立的峰，表明整体上没有明显的尖锐突起。就形态特征而言，扇盘抛光更有利于在硬质铜表面构建具有显著深度和清晰边缘的宏观沟槽结构。相反，钢丝刷抛光倾向于在软质铝表面生成均匀、平滑的微波动。这些差异化的形态特征为随后设计“硬突起/软基底”机械互锁提供了直接的拓扑基础。

表2总结了表面粗糙度参数。扇盘抛光对两种金属表面的粗糙化效果更为显著。对于铜板，扇盘抛光后的算术平均粗糙度（Ra）大约是钢丝刷抛光的2-3倍。铝板也观察到了类似的趋势。一个关键发现是，扇盘在铜表面上产生的最大轮廓高度（Rt）显著高于铝表面。这表明能够在硬质铜侧创建更深、更尖锐的宏观沟槽，为其作为“硬突起”提供了必要的形态基础。相比之下，用钢丝刷抛光的铝板表现出较低的表面粗糙度参数，其表面形态以均匀的微波动为主，这符合对相对平坦的“软基体”的要求。表2显示了不同抛光方法下铜板和铝板的表面粗糙度。

**表2. 不同抛光方法下铜板和铝板的表面粗糙度**
| 板材/抛光方法 | Ra（μm） | Rq（μm） | Rt（μm） |
| --- | --- | --- | --- |
| 铜板/鼓盘 | 3.72 | 4.82 | 28.4 |
| 铜板/钢丝刷 | 1.42 | 1.78 | 12.3 |
| 铝板/鼓盘 | 3.11 | 3.79 | 21.6 |
| 铝板/钢丝刷 | 0.97 | 1.33 | 7.9 |

**3.2. 界面结合强度**
图5展示了使用不同抛光方法和组合制造的Cu/Al复合板的界面结合强度。Cu-B/Al-G样品（铜侧用鼓盘抛光，铝侧用钢丝刷抛光）的界面结合强度最高，达到了83.5 MPa。相比之下，Cu-G/Al-B样品（铜侧用钢丝刷抛光，铝侧用鼓盘抛光）的结合强度最低，为42.8 MPa。将这些结果与硬度差异相关联，Cu-B/Al-G组合的硬度差异最大，为54.1 HV，而Cu-G/Al-B组合的硬度差异最小，为38.7 HV。四种样品的硬度差异从高到低排列为：Cu-B/Al-G > Cu-B/Al-B > Cu-G/Al-B > Cu-G/Al-B。这种硬度差异的趋势与界面结合强度的排名非常吻合。

**3.3. 界面微观结构和成分**
图6展示了从四种不同预处理组合获得的Cu/Al复合界面背散射电子（BSE）形态。对于Cu-G/Al-G组合（图6a），界面呈现直线状，没有明显的微观互锁特征。Cu-B/Al-G组合（图6b）显示出显著的机械互锁现象，其中来自硬铜侧的凸起（“牙齿”）嵌入到了软铝基体中。Cu-G/Al-B组合的界面（图6c）观察到了孔隙缺陷，这是由于软铝侧的尖锐凸起折叠造成的。Cu-B/Al-B组合的界面形态更为复杂，显示出波浪状的互锁模式，但在局部区域仍存在未填充的孔隙。

**3.4. 界面元素扩散**
图8展示了Cu/Al复合板铜侧的搭接剪切断裂表面。Cu-G/Al-G样品的表面保留了明显的抛光痕迹，铝残留物覆盖率为11.2%。对于Cu-B/Al-G样品，由于强烈的机械互锁，表面出现了大面积撕裂和残留的铝，铝残留物覆盖率为22.7%。Cu-G/Al-B和Cu-B/Al-B样品的残留物覆盖率分别为13.41%和14.22%。

**4. 讨论**
**4.1. 表面参数与界面性能的耦合效应**
基于四组正交实验数据，进行了分析以评估硬度梯度（ΔH）和地形匹配对界面结合强度的贡献。
(1) 地形匹配的贡献：对Cu-B/Al-B和Cu-B/Al-G样品进行了比较。这两种样品的铜侧处理方式相同（均使用鼓盘抛光），但铝侧的处理方式不同。它们的硬度梯度相似（分别为49.5 HV和54.1 HV，差异仅为4.6 HV）。然而，地形匹配从“硬齿/硬基体”配置转变为“硬齿/软基体”配置。结合强度从约62.3 MPa增加到83.5 MPa，提高了约21.2 MPa。这21.2 MPa的增益主要归因于地形匹配的优化。
对四种组合的粗糙度参数（表3）及其相应的结合强度（图5）进行了相关性分析。结果表明，单侧粗糙度参数（例如铜侧的Rt或铝侧的Ra）与结合强度之间不存在简单的线性相关性。例如，结合强度最高的Cu-B/Al-G样品的铜侧Rt为28.4 μm，而结合强度约为62.3 MPa的Cu-B/Al-B样品的铜侧Rt也为28.4 μm。尽管如此，它们的结合强度仍有约21 MPa的差异。这表明单侧的粗糙度不能独立决定界面性能。
进一步分析显示，两侧粗糙度之间的匹配关系对结合强度有更显著的影响。研究了两侧最大轮廓高度比（Rt-Cu/Rt-Al）与结合强度之间的关系。当该比值较高时（Cu-B/Al-G组合，Rt-Cu/Rt-Al = 28.4/7.9 ≈ 3.6），结合强度达到最大值。当该比值过低（Cu-G/Al-G组合，12.3/7.9 ≈ 1.6）或适中（Cu-B/Al-B组合，28.4/21.6 ≈ 1.3）时，结合强度相对较低。这表明较硬侧（铜）的粗糙度应显著高于较软侧（铝），才能实现有效的“硬齿嵌入软基体”互锁模式。

(2) 硬度梯度的贡献：对Cu-G/Al-G和Cu-B/Al-G样品进行了比较。这两种样品的铝侧处理方式相同（均使用钢丝刷抛光），且“齿-基体”地形匹配相似。然而，硬度梯度从43.3 HV增加到54.1 HV（增加了10.8 HV）。结合强度从约62.8 MPa增加到83.5 MPa，提高了约20.7 MPa。这种增益主要归因于硬度梯度的增加。
上述分析表明，在最佳组合相对于均匀组合的性能提升中，地形匹配优化和硬度梯度增加各自贡献了约20 MPa的增益，两者的重要性相当。以最差组合（Cu-G/Al-B，42.8 MPa）为基准，最佳组合（Cu-B/Al-G，83.5 MPa）的总增益为40.7 MPa。大致估计，约50%的增益来自地形匹配设计，另外50%来自硬度梯度的优化。这表明界面结合强度的显著增强是这两个因素协同作用的结果。没有适当的地形匹配的高硬度梯度，或者没有足够的硬度梯度驱动力的理想地形，都无法实现最佳性能。

**4.2. 通过不同预处理构建的界面状态及其对机械互锁的影响**
鼓盘抛光和钢丝刷抛光在硬化程度上的差异源于它们不同的材料去除和变形机制。鼓盘表面的磨料颗粒主要通过高速切割去除材料。在这个过程中，切削区经历了极高的应变率下的严重剪切变形。同时，切削热导致表面层迅速升温，随后迅速冷却。这种热机械耦合效应在切割面上形成了高硬度的强化层。相比之下，钢丝刷的金属丝主要通过反复刮擦和挤压作用于金属表面。硬化主要是通过表层材料的累积塑性变形实现的。由于缺乏高速切割的热辅助作用，硬化效果相对较低。铜侧也观察到了类似的硬化机制，但由于铜的初始硬度较高，硬化幅度相对较小。

这些机制差异导致铜和铝在经过不同预处理后具有不同的初始表面状态。鼓盘抛光后，铜侧表现出高硬度（122.3 HV）和尖锐的沟槽（Rt = 28.4 μm）。铝侧也获得了相对较高的硬度（72.8 HV）和深的表面形貌（Rt = 21.6 μm）。钢丝刷抛光后，铜侧的硬度较低（111.5 HV）和粗糙度较高（Rt = 12.3 μm）。铝侧的硬度较低（68.2 HV），表面较为光滑（Rt = 7.9 μm）。因此，不同的预处理组合在硬度梯度（ΔH）和地形特征之间建立了不同的匹配关系。其中，Cu-B/Al-G组合形成了理想的“硬齿/软基体”模型。作为“牙齿”的硬铜侧具有高硬度和深而尖锐的沟槽；作为“基体”的软铝侧保持较低的硬度和平滑的表面。两者之间的最大硬度差异为54.1 HV，为后续滚压 bonding 期间有效的机械互锁提供了理想的机械和几何条件。

**4.3. 协同强化机制**
本研究提出的“硬突起/软基底”界面设计通过差异预处理主动构建了一个有利于机械互锁和冶金结合协同作用的初始状态。实验结果表明，在最佳的Cu-B/Al-G组合中，这两种机制形成了一个连续的、相互增强的跨尺度强化链，从宏观的机械互锁发展到微观的原子扩散[12]，[29]。这一协同链的起点是界面处极端的局部塑性变形，由高效的机械互锁触发。如第4.1节所述，在“硬突起/软基底”匹配条件下，尖锐的铜突起穿透铝基体，在界面微区产生强烈的剪切应变。这一过程产生了三个关键效应：首先，它有效地破碎并分散了表面氧化膜，使新鲜的金属原子直接接触；其次，它在界面附近（特别是软铝侧）注入了极高密度的位错（图9b）；第三，强烈的塑性应变能量驱动界面附近的动态重结晶和晶粒细化（图9a），形成了一个梯度纳米结构层。这些由机械过程引起的微观结构变化，创造了一个富含晶界和位错等晶体缺陷的界面过渡区。随后，这种高缺陷密度的界面微环境为原子扩散提供了动力学优势。根据固态扩散理论，位错核心和晶界可以作为原子快速迁移的“短路路径”。因此，由机械互锁产生的高位错密度和细晶粒区可以显著降低Cu和Al之间的扩散能量障碍，从而加速扩散动力学[30]。这直接解释了为什么在Cu-B/Al-G组合的界面观察到最宽的元素扩散区（图7b，约4.46微米），那里的机械互锁最为明显。换句话说，宏观的机械互锁位点有效地转化为了微观原子扩散的优先反应前线。最终，机械互锁和冶金结合实现了功能的互补性和协同性：强大的机械互锁为界面提供了宏观的剪切承载能力和几何稳定性，而增强的冶金结合通过填充微观间隙并在原子尺度上形成扩散层，提高了界面抵抗分层的能力和韧性。差异表面预处理产生的强化机制在图10中示意性地展示。搭接剪切断裂形态（图8）证实了这种协同效应。最佳组合（Cu-B/Al-G）表现出混合断裂模式，其特征是大面积撕裂和残留的铝金属，表明断裂需要消耗更多能量来同时克服机械锚定力和原子间键合。下载：下载高分辨率图像（208KB）下载：下载全尺寸图像图10. 差异表面预处理强化机制。总之，本研究揭示的协同强化机制本质上是一个有方向的跨尺度能量传递和转化路径：“机械能量输入（轧制）- 微观结构演变（缺陷增殖、晶粒细化）- 原子过程激活（加速扩散）”。在差异预处理框架内的“硬突起/软基底”设计最有效地引导轧制能量集中在界面，并通过优化界面硬度梯度和拓扑匹配将其转化为上述跨尺度链反应的驱动力。这为层压复合材料的界面性能导向设计提供了明确的物理图景和理论基础。5. 结论本研究使用不同的抛光方法和组合成功地制备了Cu/Al复合板材，显著提升了界面结合质量。主要结论如下：（1）提出并验证了一种性能匹配的差异表面预处理策略。“硬突起/软基底”组合——在铜侧使用瓣盘抛光（形成高硬度尖锐凹槽），在铝侧使用钢丝刷抛光（形成低硬度平滑起伏）——构建了具有最大硬度差（ΔH=54.1 HV）的最佳初始界面状态，从而实现了最高的界面结合强度83.5 MPa。（2）界面强化是机械互锁和冶金结合协同作用的结果。关键在于，由高效机械互锁引起的极端局部塑性变形作为破碎氧化膜、引入高密度晶体缺陷的关键驱动力，并随后激活和加速了界面原子扩散。（3）这项工作阐明了界面硬度梯度和拓扑匹配之间的协同作用对于调节机械互锁效率的重要性。它阐明了从宏观机械变形到微观原子扩散的跨尺度协同强化路径，为层压复合材料界面的合理设计提供了新的范式。作者贡献声明cao lei：可视化、软件、概念化。Sun yanlan：撰写——审稿与编辑、可视化、软件、概念化。Shaojie Tian：撰写——初稿、资金获取、概念化。Zhenquan Jing：撰写——审稿与编辑、可视化、概念化。Chen chao：可视化。Xiumin Li：撰写——审稿与编辑、可视化、验证、软件、资金获取、概念化。