銅-鋁電磁脈沖焊接界面形成過程的原子擴散行為

李成祥，許晨楠，周言，陳丹，米彥

(重慶大學,輸配電裝備及系統安全與新技術國家重點實驗室,重慶,400044)

0 序言

銅、鋁均具有其獨特的材料性能，兩者可靠連接可充分發揮各自優勢，在工業制造中的應用愈加廣泛，如電動汽車鋰離子電池銅極耳與鋁合金蓋引出極的連接等.電磁脈沖焊接(electromagnetic pulse welding，EMPW)是一種適用于銅、鋁連接的先進制造技術.與激光焊、爆炸焊等技術不同，EMPW 通過高壓放電產生的電磁力作為驅動力，在微秒級時間內可將焊接飛板(動力板) 加速至600 m/s～ 800 m/s，使其與焊接基板(待焊接板)發生猛烈碰撞，可忽略異種金屬間不同物化性質差異實現連接，且無飛濺、熱影響區，具有快速、環保和安全等優勢，在航天飛機制造、車輛生產、印制電路板焊接等領域具有極大的應用潛力[1-3].EMPW 界面結合機制關系著焊接機理的闡明及效果的調控，一直以來受到了國內外學者的廣泛關注.

EMPW 過程存在高速撞擊產生的塑性變形以及高速撞擊和渦流熱效應導致的局部升溫混合作用[4-6].對于EMPW 界面的結合機制，Li 等人[7]認為界面紋波是由局部熔融形成的中間層和固態鍵合形成的非晶相擴散層導致.Gobel 等人[8]發現當界面呈紋波狀時，未見明顯的擴散層，但存在金屬間化合物聚集在熔融區域，得出沿界面的相形成和結合過程發生了局部熔化.然而，也有學者觀測到EMPW 界面存在擴散層及機械咬合區域，未觀測到金屬間化合物，且擴散層中存在非晶相和多孔組織[9-12].因此，目前關于EMPW 界面結合機制主要存在3 種觀點：①結合界面處發生原子擴散從而實現連接；②界面連接是一種宏觀的機械咬合，即材料發生塑性變形實現連接；③EMPW 是一種熔化焊連接，結合界面處出現了局部熔化區.

盡管上述研究促進了對EMPW 界面結合機制的認識，但針對EMPW 過程中的原子擴散行為的研究尚不完善，且界面形成是1 個動態過程，不同階段的原子擴散行為的差異不能忽略.與此同時，原子擴散是金屬焊接過程中的重要物理現象之一，對于揭示EMPW 界面結合機制具有重要意義.為此，針對銅-鋁EMPW 過程中的原子擴散行為及其界面結合機制開展研究.運用分子動力學模型結合EMPW 的動力學過程對銅-鋁EMPW 典型界面(平直界面與渦旋界面) 對應的不同階段原子擴散行為進行研究，并通過EMPW 試驗驗證.文中對EMPW 界面形成過程中的界面結合機制進行了原子層面的深入研究，可為EMPW 機理的闡明、焊接效果的調控提供科學依據與理論基礎.

1 試驗和模擬方法

1.1 材料預處理

EMPW 試驗樣品的材料采用1060 鋁及T2銅，切割成幾何尺寸均為100 mm × 50 mm ×1 mm 的板件.其中，鋁板作為飛板，銅板作為基板.試驗前，采用酒精將焊接面超聲波清洗3 min，并通風干燥.

1.2 分子動力學模型

1.2.1 模型構建

該文采用LAMMPS 軟件構建分子動力學模型[13].在分子動力學中，單個原子的運動狀態可通過對牛頓運動方程積分獲得.其中，牛頓第二定律的微分方程為

式中：mi是原子的相對原子質量，ri是原子的空間位置矢量，t是模擬的時間，V(r1,r2,···,rN)是原子的勢函數.勢函數被用來表示原子間的相互作用.嵌入原子勢通常被用于金屬體系當中，其函數形式[14]為

式中：?是沖擊勢，為原子間的排斥作用；F是吸引勢，為嵌入到電子氣中的原子所受到的力；ρ是原子所處位置ri處的電子密度函數.

分子動力學模擬過程中，原子間的相互作用采用Cai 等人[15]得出的銅和鋁的嵌入原子合金勢，模擬步長設置為1 fs 進行加載、卸載、冷卻3 個階段的模擬.如圖1 所示，首先建立銅板和鋁板區域，銅板范圍為(0～ 3.5) nm3× (0～ 3.5) nm3× (?27.5～ ?1.5) nm3，包含28 800 個原子；鋁板范圍為(0～ 3.5) nm3×(0～ 3.5) nm3× (1.5～ 27.5) nm3，包含20 736 個原子.將兩塊板件的x-y表面設置為周期性邊界條件，用于模擬無限表面以消除x-y方向的尺度效應，并將z方向設置為自由邊界條件.銅板、鋁板之間用3 nm 真空隔開，其間距遠大于勢函數的相互作用范圍，相互不會造成影響.兩板邊緣分別固定5 層原子，達到碰撞固定的作用.最初整個系統采用Nose-Hoover 恒溫器在25 ℃、零外壓的定溫定壓(constant pressure temperature，NPT)系綜下給予服從麥克斯韋速率分布的初速度進行弛豫.然后，給予鋁板(飛板)一個初速度使兩板件發生碰撞，原子的牛頓運動過程采用蛙跳法進行積分，在鋁板固定層速度達到零時停止運動.再使該系統在微正則(micro-canonical，NVE) 系綜下弛豫1000 ps 完成加載階段.保持NVE 系綜的平衡溫度不變，在該溫度、零外壓的NPT 系綜下弛豫1000 ps 完成卸載階段.最后在NPT 系綜下冷卻到25 ℃室溫，完成冷卻階段.

圖1 分子動力學模型Fig.1 Molecular dynamics simulation model

1.2.2 擴散層計算公式推導

擴散系數與位移有一定的相關性.可以根據愛因斯坦擴散定律，將擴散系數表示為

式中：N是系統的維數.該文只考慮z方向上的擴散，因此取N=1，即均方位移(mean square displacement，MSD) 函數LMSD曲線斜率的一半為擴散系數.

為了更深入地理解銅-鋁EMPW 過程中的原子擴散過程，該文提出一種基于LAMMPS 模擬的混合計算方法計算擴散層厚度.在等溫條件下，當系統達到平衡時，銅和鋁的規律擴散過程符合經典擴散方程，可以表示為

式中：n為原子濃度，t為擴散時間，D為擴散系數.式(4)包含的一個常規解為式中：N為擴散物質量，x為擴散距離.

該解與高斯密度分布函數的形式相似，相應的平均值為μ=0，方差為在擴散當中，通常將濃度超過5%的區域定義為擴散層.且對于高斯密度分布函數，其均值前后2 倍方差的面積為95%，即

所以得出擴散厚度計算公式為

由于實際焊接情況的擴散現象不夠明顯，所以該文模擬了1 組較大碰撞速度下的擴散過程以驗證所推導的式(7)的準確性.模擬過程中，設置縱向速度vz=1 800 m/s，橫向速度vx=800 m/s，原子均方位移如圖2 所示.

圖2 EMPW 界面的原子均方位移Fig.2 MSD of EMPW interfacial atoms

均方位移函數能夠表征原子的位移程度，當曲線上升時說明原子產生了位置移動，在宏觀上表現為元素的擴散；當曲線保持在一定數值，或產生震蕩時說明原子在自身位置震動.擴散幾乎發生在卸載階段，這是由于在相同的溫度下加載階段壓強較大，Al 的熔點隨著壓力的增加而顯著增加.此時整個系統仍保持固態，在加載階段沒有發生明顯的擴散.而在卸載階段，一旦系統壓力被卸載，Al 的熔點降低，系統就會迅速熔化而發生明顯的擴散.可以計算得出擴散系數分別為DAl=6.200 0 nm2/ns，DCu=0.120 4 nm2/ns.根據式(7)可以計算得出擴散厚度x=8.024 4 nm.通過從LAMMPS 輸出文件提取原子的坐標信息也可以計算出擴散層的厚度，圖2 中EMPW 界面的原子均方位移對應的原子分布曲線如圖3所示.同樣以濃度超過5%的區域作為擴散層，其擴散層厚度為8.24 nm，與計算結果基本一致，從而驗證了式(7)的準確性.

圖3 EMPW 界面的原子分布曲線Fig.3 Distribution curves of EMPW interfacial atoms

1.3 EMPW 綜合試驗平臺

該試驗采用的EMPW 綜合試驗平臺如圖4 所示，它由EMPW 裝置WD-28 和高速觀測系統組成.

圖4 EMPW 綜合試驗平臺Fig.4 EMPW comprehensive test platform

WD-28 裝置主要由高壓電源、充放電開關、儲能電容器組和焊接線圈組成，其控制信號由現場可編程邏輯門陣列產生，可產生0～ 6 μs 的可調脈沖信號，控制放電開關的導通.試驗中，采用尺寸為110 mm × 10 mm × 8 mm 的I 型焊接線圈.鋁板和銅板間放置兩個2 mm 厚的絕緣墊片.試驗中，使用Phantom V710 高速攝像機捕獲焊接過程中飛板的動力學過程，該相機具備200～500 mm 變焦Nikon AF-S 200-500 mm f 5.5E ED VR 鏡頭.高速攝像機的同步觸發裝置與示波器相連接，當示波器檢測到電壓、電流信號時會自動觸發高速攝像機進行拍攝.采樣頻率設置為610 000 幀/s，采集分辨率為192 × 24.在該采樣頻率下曝光時間極短，再加上間隙內光線微弱，因此采用LED 燈作為背光源進行補充照明.

1.4 微觀結構表征方法

將焊接后的銅-鋁EMPW 接頭試樣切割成1 mm 薄片進行磨樣處理，并用Leica EM RES102離子減薄儀拋光.之后利用FEI Quanta 3D FEG 聚焦離子束制備樣品，采用FEI Talos F200S G2 場發射透射電子顯微鏡對結合界面微觀結構進行觀測.

2 試驗結果與分析

2.1 飛板的運動速度及EMPW 界面形成過程

根據該課題組前期研究可知，當放電電壓為15 kV、鋁板與銅板之間間隙距離為2 mm 時，所獲的EMPW 接頭的力學性能具有更好的穩定性和優越性[16].因此，該文主要對該條件下的EMPW 試樣進行詳細研究.當放電電壓為15 kV 時，設備輸出放電電壓和放電電流波形如圖5 所示.由圖5 可知，開關同步導通后，放電電流呈現出典型的衰減振蕩波形，其周期約40 μs.在第1 個振蕩周期內，放電電流達到最大值，約為300 kA.高速攝像機的所獲圖片結果如圖6 所示，由圖6 可以觀察到EMPW 過程飛板的動力學過程.整個碰撞過程可以分為兩個階段：變形階段和擴張階段.當放電開關導通后，飛板在電磁力的驅動下產生塑性變形并向基板運動.由于板件是1 個平面結構，且板件中部受到的洛倫茲力高于板件邊緣[17]，所以板件中部在t=4.92 μs 時先與基板發生碰撞，板件邊緣在t=13.12 μs 與基板相撞，這個階段為變形階段.當飛板與基板碰撞后，飛板在慣性與電磁力共同作用下繼續緊貼著基板運動，碰撞點繼續向外移動，這個階段為擴張階段.EMPW 板件運動參數如圖7 所示，由運動過程可知，變形階段以頂端運動的某1 點為參考，縱向移動速度可根據式vz=?s/?t計算得出.擴張階段以頂端左側運動的某一點為參考，橫向移動速度可根據式vx=?d/?t計算得出，其縱向速度vz=vx/tanα，碰撞點移動速度即為縱向速度與橫向速度的矢量和.當t=13.12 μs 時，計算得到縱向速度vz=608 m/s，飛板與基板的碰撞角度約為19°，其橫向速度vx為208 m/s，則碰撞點移動速度為643 m/s.

圖5 EMPW 設備放電電壓和放電電流波形Fig.5 Discharge voltage and current waveforms of the EMPW equipment

圖6 EMPW 板件動力學過程Fig.6 EMPW Plates dynamics process

此外根據圖6，該文還計算了碰撞后不同時刻EMPW 界面的碰撞點移動速度與碰撞角度，如圖8 所示.由圖8 可知，碰撞點移動速度先增大后減小，碰撞角度一直增大.原因在于變形階段結束后，洛倫茲力需要克服的板件變形抗力變小，鋁板的速度得以進一步提升.鋁板與銅板碰撞時，最大變形區域與焊接線圈之間的距離達到5 mm，鋁板磁感應強度及感應渦流都會減小.因此隨著擴張距離的增加，洛倫茲力繼續減小，鋁板的速度不斷降低，直至0 m/s.鋁板與銅板碰撞后，角度的變化并沒有停止.鋁板碰撞點的速度高于非碰撞區域的速度，因此，碰撞角度持續增大，直到鋁板停止變形.典型的銅-鋁EMPW 界面的形成過程，可以分為4 個階段如圖9 所示.

圖8 碰撞過程的參數變化Fig.8 Parameters in the collision process

圖9 EMPW 界面形成過程Fig.9 EMPW interface formation process.(a) the first stage;(b) the second stage;(c) the third stage;(d) the fourth stage

根據文獻[16]，在第1 階段鋁板在運動過程中存在“削頂”現象，因此在碰撞的初始時刻，銅板與鋁板之間的夾角，即兩者的初始碰撞角α1幾乎為0o如圖9 (a)所示.這樣的碰撞角度使初始碰撞區易產生反彈，形成負位移，此階段銅板與鋁板未能形成可靠結合.在第2 階段，碰撞角隨碰撞點向外移動而逐漸增大，當滿足金屬射流形成的臨界條件(碰撞角度達到α2)，夾角處便會產生金屬射流，連接界面中形成平直界面的焊接區如圖9 (b)所示.當鋁板與銅板碰撞后，由圖8 的計算結果，鋁板碰撞角(擴張角)是會不斷增大的.根據文獻[18]，隨著碰撞角的增大，波紋的波長和波幅先增大后減小.當碰撞角達到α3時焊接過程進入圖9 (c) 所示的第3 階段，其波長和波幅達到最大值.當碰撞角增大到不再滿足波紋的形成條件時，連接界面的波紋不再產生，逐漸變得平直直至不能形成可靠焊接.因此，銅-鋁EMPW 界面主要存在兩種典型界面，即平直界面和渦旋界面.為進一步探究界面形成過程對原子擴散行為的影響，將不同典型界面形成過程的參數帶入分子動力學模型中.

文中選取了圖8中t為13.12 μs 和16.40 μs的時刻，所分別對應EMPW 的平直界面與渦旋界面形成條件.平直界面形成的縱向、橫向碰撞速度分別為vz=608 m/s、vx=208 m/s，渦旋界面形成的縱向、橫向碰撞速度分別為vz=765 m/s、vx=296 m/s.此外，文中還采用高速攝像機拍攝了放電電壓為12～ 14 kV 時的焊接過程，得到4 組包含對應的放電電壓下內平直界面形成區對應的橫向、縱向速度及碰撞角度等運動參數如表1 所示.隨著放電電壓升高，其碰撞瞬間的夾角度數幾乎不變，橫向速度及縱向速度均有一定程度的增加.

表1 不同放電電壓下的運動參數Table 1 Motion parameters under different discharge voltages

2.2 擴散過程的分子動力學模擬

將計算得出的碰撞速度帶入分子動力學模型之中，進行加載、卸載、冷卻3 個階段的模擬，以探究EMPW 界面原子擴散行為.將表1 中第4 組運動參數的碰撞速度帶入1.2 小節所述的分子動力學模型之中，由LAMMPS 輸出系統文件得到EMPW界面平均溫度和壓強等熱力學參數的變化.其中加載階段整個系統的熱力學參數變化如圖10 所示.由加載階段整個系統的溫度和壓力可知，隨著系統動能轉化為內能渦旋界面溫度在接近5 ps 的時間內急劇上升至220 ℃，經過撞擊后整個系統溫度發生一定程度的波動，約500 ps 后基本平穩維持在185 ℃左右如圖10(a) 所示.如圖10(b) 所示渦旋界面的壓強也在最初急劇上升至9.7 GPa，之后在8.8 GPa 左右保持穩定.而平直界面的溫度和壓強較渦旋界面稍低，分別維持在145 ℃和6.3 GPa 左右.部分局部區域的原子所獲得的溫度可能更高，這些原子能夠在高溫與壓力的作用下獲得足夠的能量，使得內能得到提升，足以在下一卸載階段克服勢壘而發生擴散.在高溫以及極大的壓力作用下，異種金屬原子間能夠得到很好的接觸而形成鍵合.擴散是物質中原子或分子的遷移現象.當部分原子獲得足夠能量而克服勢壘遷移到其他位置時，在宏觀上就表現為物質的擴散.從擴散的微觀機制上來看，大部分學者認為磁場對于銅-鋁這樣的順磁-抗磁合金系擴散起抑制作用，但上述觀點都是在高溫(500～ 1 000 ℃)、大時間尺度(h)下提出的.而對于EMPW 這種低溫(低于250 ℃)短時(小于100 μs)過程，磁場并不會對分子間作用有顯著影響，因此該模型并未考慮磁場對勢函數的影響[19-20].為了更好的對原子的擴散運動進行分析，描繪了各階段銅、鋁原子的均方位移如圖11 所示.

圖10 加載階段EMPW 界面熱力學參數變化Fig.10 Thermodynamic parameters of EMPW interface during the loading stage.(a) temperature;(b)pressure

圖11 EMPW 界面碰撞過程的均方位移Fig.11 MSD of EMPW interface collision process.(a)vortex interface;(b) flat interface

圖11 中渦流界面模擬得出的均方位移值以及上升程度均大于平直界面結果.在加載階段，鋁板經過碰撞之后原子位置產生了一定程度的震蕩，之后逐漸穩定，渦旋界面和平直界面的鋁板均方位移值分別保持在19.4 nm2和16.5 nm2；銅板均方位移值在該階段只有小幅度震蕩,由卸載階段所示，鋁板和銅板的均方位移值均有一定程度的增加.冷卻階段的均方根位移曲線幾乎保持原數值不變，原子沒有發生擴散運動.由該結果分析可知，原子在加載階段由于撞擊能量轉化為原子內力，在位置上發生劇烈震蕩；進入卸載階段后，銅和鋁原子開始從界面兩側擴散，在給定速度條件下，鋁的擴散率大于銅的擴散率.這些現象主要是由于銅的熔點(1 083 ℃)遠遠高于鋁(660 ℃)，因此在同樣的溫度下，鋁原子的擴散速度更快.但擴散運動將很快結束并進入冷卻階段，整個焊接過程的擴散程度并不明顯.

對圖11 的原子均方位移進行線性擬合，計算得出平直結合界面鋁板的原子擴散系數為3.079 8～ 7.6648 nm2/μs，銅板的原子擴散系數為0～ 0.3086 nm2/μs；渦旋結合界面鋁板的原子擴散系數為7.682 1～ 14.4511 nm2/μs，銅板的原子擴散系數為0.187 3～ 1.0684 nm2/μs.根據文獻[21]可知焊接中的卸載階段大概可以持續5～ 10 μs，可以根據得到的擴散系數帶入到式(7)中計算出實際焊接的平直、渦旋界面對應的擴散厚度為11.10～29.73 nm 和20.27～ 43.25 nm.加載階段結束后平直界面模型結果如圖12 所示.渦旋界面與其結果相似，其中紅色為鋁原子、藍色為銅原子.在加載過程中，系統溫度始終低于鋁、銅的熔點，加載階段無明顯擴散.

圖12 加載階段結束的EMPW 界面模型Fig.12 EMPW interface model at the end of loading stage

明顯的擴散主要發生在卸載階段，圖13 為卸載階段結束后的模型，銅和鋁的原子擴散深度較小，但依舊可以看出由于渦旋界面的碰撞速度以及產生的界面溫度更高，渦旋界面的擴散程度相對更大.結合界面出現了銅原子向鋁原子中擴散的現象，這是由于隨著系統溫度升高，鋁中的鍵更容易斷裂形成空位，銅原子容易向鋁側擴散.與之對應的界面結構分析結果如圖13(b)所示，綠色表示面心立方(face centered cubic，FCC)結構，紅色表示六方最密堆積(hexagonal close packed，HCP)結構，灰色為非晶態結構.由平直界面的結構分析結果可知，銅板仍保持原有的FCC 結構，但鋁板由于橫向速度的剪切應力作用出現HCP 結構與FCC 結構的共存結構，而界面位置呈非晶相結構，該結構更多的存在于鋁板區域.

圖13 卸載階段結束的EMPW 界面Fig.13 EMPW interface at the end of unloading stage.(a) interface model;(b) interface structure

對于渦旋界面，鋁板由于橫向速度更高，受到更大的剪切應力并作用于銅板，所以銅板也呈現HCP 結構與FCC 結構的共存結構.且渦旋界面的銅板界面也出現了更多的非晶相.非晶相大多存在于鋁板的原因在于鋁板屈服強度低于銅板，更易在壓力的作用下產生塑性變形，而銅板的屈服強度較高，所以在壓力較大的渦旋界面才出現了更多非晶相.

2.3 放電電壓對擴散厚度的影響

將不同放電電壓下得到的內平直界面形成區的縱向和橫向速度帶入到分子動力學模型中進行模擬，通過繪制出對應的均方位移曲線擬合得出擴散系數，并根據式(7) 計算得出擴散厚度.如表2 所示，隨著放電電壓升高，鋁原子擴散系數有一定程度增大，而銅原子擴散系數幾乎沒有變化.

表2 不同放電電壓下的擴散Table 2 Diffusion under different discharge voltages

這表明飛板(鋁板)的速度提升能夠有效提升其擴散行為，而基板(銅板)的擴散行為受飛板速度的影響較小.隨著電壓升高，根據公式計算得出的擴散厚度也相應變寬，但變化量均為納米級，增幅較小，表明電壓升高產生的速度增量僅能在較小范圍內促進EMPW 過程的原子擴散行為.

2.4 結合界面的微觀形貌

第4 組運動參數所對應的兩種典型銅-鋁EMPW 界面的微觀形貌如圖14 所示.

圖14 典型銅-鋁EMPW 界面Fig.14 Typical Cu-Al EMPW interfaces.(a) flat interface;(b) vortex interface

由圖14 可知，平直界面只有小幅度的波紋起伏，可以近似視為直線；渦旋界面的接合面有明顯的對側金屬凸起，且相互嵌入產生了卷曲的渦旋結構，形成機械咬合連接.

2.4.1 平直結合界面

對平直結合界面進行TEM 分析如圖15 所示，圖15(a)中部分區域存在非晶擴散層，未發現明顯的金屬間化合物.Al 和Cu 元素線掃描分析結果如圖15(b) 所示，以原子濃度大于5%(點A、B) 的分布區域作為擴散層，其擴散厚度為13.78 nm，與計算得出的擴散層厚度一致.圖15(c)為結合界面非晶層區域，非晶層厚度約6.64 nm，比擴散層稍窄，且在鋁側形成過飽和固溶體，與模擬的結構分析一致.由此前的壓強和溫度模擬結果圖10 可知，在碰撞過程中界面溫度迅速上升到165 ℃，升溫速率達到1012 ℃/s，且未超過鋁的熔點.

圖15 平直界面透射電鏡顯微形貌Fig.15 TEM of flat interface.(a) microscopic morphology;(b) elemental analysis;(c) amorphous diffusion layer

這表明非晶化過程是固態轉變，以及劇烈塑性變形引起的.壓力達到最大值7.1 GPa，沖擊壓力的增加導致界面處塑性應變的增加，并且產生的相對較高的表面自由能可通過結構缺陷得到調節.即應變超過臨界值時，晶體結構可能會坍塌并轉變為非晶態結構，從而降低表面自由能.因此，溫度的急劇變化以及界面較大的沖擊壓力為非晶層的形成提供了有利條件.

2.4.2 渦旋結合界面

對圖14(b) 中渦旋結構中部的區域1 進行TEM 分析，分析結果如圖16 所示.結合界面TEM微觀形貌如圖16(a)所示，主要元素的線掃描分析結果如圖16(b)所示.由圖16(a)可知，在渦旋的中間區域存在約100 nm 長，最寬處約寬23.31 nm 的非晶區域.渦旋界面受到的更大沖擊壓力使得其非晶區域寬度大于平直界面非晶層.對該區域以及渦旋結構的背部進行線掃描分析，結果如圖16(b)所示，非晶區域只有極少量鋁元素擴散，為富銅非晶相.此外，渦旋的背部擴散厚度為41.5 nm，擴散程度高于平直界面，與模擬結果一致.

圖16 渦旋結構中部TEM 分析Fig.16 TEM of the middle region of vortex structure.(a)microscopic morphology;(b) elemental analysis

圖14(b)中區域2 標注的結合界面渦旋結構尾部的TEM 分析，分析結果如圖17 所示.結合界面TEM 微觀形貌如圖17(a)所示.根據此處線掃描分析結果圖17(b)可以看出，無元素平行區域，即無金屬間化合物生成.其擴散層厚度為35.493 5 nm，也處于計算的擴散厚度范圍內，說明模型能夠較為準確地預測出EMPW 的原子擴散程度.此外，可以看出渦旋結構尾部圖17(a)的鋁一側C 區域附近有明顯的細小晶粒結構.細小晶粒結構集中在渦旋界面尾部的鋁側區域如圖18 所示，且左邊越靠近結合界面的區域，晶粒細化程度越高.晶粒的大小可以決定位錯塞積群應力場到晶內位錯源的距離.晶粒越小該距離越短，滑移就越容易從1 個晶粒轉移到另1 個晶粒.因而，體積一定時，晶粒越細晶粒數量就越多，塑性變形時位向有利的晶粒數量也越多，塑性變形形變能較均勻的分散到各個晶粒上，金屬的塑性也就越好.EMPW 過程中的猛烈撞擊導致了界面處晶粒的細化，有利于材料發生塑性變形，而塑性變形產生的渦旋結構如同機械咬合結構，實現銅、鋁之間的可靠連接.

圖17 渦旋結構尾部TEM 分析Fig.17 TEM of the tail region of vortex structure.(a)microscopic morphology;(b) Elemental analysis

圖18 渦旋結構尾部晶粒Fig.18 Tail crystal grains of vortex structure

3 結論

(1)構建分子動力學模型且推導了擴散層混合計算公式，并通過試驗進行了驗證，表明該文所構建的分子動力學模型能夠較為精準地預測擴散層厚度.

(2)銅-鋁EMPW 過程中碰撞點移動速度先增大后減小，碰撞角度不斷增大，當碰撞速度較大時，有利于材料晶粒細化，產生塑性變形，從而在同一界面形成了平直-渦旋-平直的現象.

(3) EMPW 典型結合界面形成過程的不同階段原子擴散程度不同，渦旋界面形成過程的原子擴散程度高于平直界面形成過程.原子擴散行為的差異由不同階段碰撞點移動速度與角度產生.

(4) EMPW 過程存在原子擴散行為與相互咬合的機械結構，此外，結合界面未發現金屬間化合物.因此，文中試驗條件下界面結合機制主要為材料塑性變形引起的冶金結合和機械咬合共同作用.