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镁合金板材耐腐蚀性差、室温塑性低是制约其广泛使用的主要因素。为此,本文将具有优良耐腐蚀性和良好塑性的铝合金Al(5052)薄板包覆于镁合金Mg(AZ31B)板材表面,通过三种不同的热轧工艺制备了Al(5052)/Mg(AZ31B)/Al(5052)复合板,研究了轧制工艺和退火工艺对复合板基板微观组织、界面微结构、界面结合强度及其综合力学性能的影响。并对退火后界面上出现的影响复合板整体力学性能的界面金属间化合物层(Intermetallic Compound Layer,IMCL)的弹性常数和力学性能进行了反演分析。对于复合板而言,服役或成形时保持其结构完整性至关重要,但由于异质复合板各组元板的力学性能的差异,将导致其承载或成形时产生界面应力而致界面分层,从而使复合板失效。针对目前常规测试方法无法准确测量具有界面强连接的复合薄板的法向结合强度和切向结合强度的困难,提出了两种测试界面法向和切向结合强度的新方法,即由胶黏剂粘接复合薄板构造对接接头,采用四点弯曲法测试界面法向结合强度,该方法可以将测试范围从20MPa提高到40MPa;将常规拉伸试样标距区外的覆层去除,构造无约束覆层-单轴拉伸(Unconstrained Cladding-Uniaxial Tensile,UCC-UT)试样进行拉伸测试界面切向结合强度。在实验的基础上对这两种方法进行了相应的理论分析,并建立了相应的计算公式和评价准则。在再结晶温度以上进行al(5052)/mg(az31b)/al(5052)轧制时,塑性变形机制引起的基板组织演化规律十分复杂,为了揭示其在不同轧制工艺和退火工艺下的演化规律,依据轧制后基板的组织特征,建立了描述热轧时复合板的覆板和基板的不同层深处的温度分布和流变行为的模型,依此模型将基板分为三个区域:界面区(regioni)、近界面区(regionii)和中心区(regioniii),并利用该模型阐明不同热轧工艺和不同退火工艺下的基板组织演化规律。对al(5052)/mg(az31b)/al(5052)进行三种热轧工艺的研究表明:(1)当改变轧制压下量,由于5052和az31b的流变行为的差异,在regioni内产生较大的切应力,使该区的晶粒显著细化,且该区的宽度随压下量的增加而增加;对于regionii而言,随着压下量的增加,该区域内由粗大晶粒、粗晶内的孪晶、大量的剪切带和夹杂在剪切带区域内的动态再结晶(drx)晶粒构成的复杂变形组织逐步被分布均匀的细小drx晶粒取代;对于regioniii来说,相对于regioni的变形程度较小,其内的变形组织由压下量较小时的大量孪晶组织、粗晶、以及在粗晶晶界上由动态再结晶产生的链状组织构成,当压下量较大时的动态再结晶和剪切带变形组织转变,直至动态再结晶和细小的孪晶组织全部取代原始态中的粗晶组织。界面结合强度随压下量的增加而增加。而力学性能测试则表明:当压下量为30%时复合板具有最高的延伸率为12.3%,具有良好的塑性。而当压下量为70%时,极限拉伸强度高达304.4mpa。(2)当改变轧制速度时,随着变形速度的提高,regioni的晶粒细化显著,且该区的宽度随着轧制速度的增加呈先增加后减小的趋势;而regionii的孪生组织大幅度增加,原始态中的粗晶相应地减少,随后drx组织逐步增加;regioniii的drx组织呈现逐步增加的趋势,孪晶组织逐步减少,而轧制流线则变得越来越明显;界面结合强度呈先增大后减小的趋势;在轧制速度为15rpm时,复合板的综合力学性能最好,屈服强度为216.2mpa,极限拉伸强度为274.8mpa,延伸率为14.1%。(3)当改变轧制温度时,从200℃到300℃轧制时,regioni的晶粒细化不明显,超过300℃轧制时,晶粒细化明显且细化区变宽;随着轧制温度的升高,regionii的大量的孪晶组织开始开始减少,粗晶增多,并出现了明显的轧制流线。regioniii也有类似的组织演化规律,但是孪晶组织减少的数量没有regionii中那么明显。界面结合强度则呈现逐步增加的趋势。力学性能测试则表明400℃轧制时复合板的综合力学性能最好,其屈服强度为238mpa,极限拉伸强度为278.2mpa,延伸率为9.49%。研究表明轧制态的复合板的力学性能随轧制工艺的变化而发生变化,但是并不显著,这和轧制态复合板的基板复杂的金相组织和加工硬化行为有关系。为了改善基板组织,提高轧制复合板的力学性能,选取了较佳轧制工艺(400℃+15rpm+40%)制备的al(5052)/mg(az31b)/al(5052)进行不同退火工艺,研究了不同的退火工艺对复合板基板的组织演化、界面微结构、界面结合强度和力学性能的影响。通过基板的组织观察,确定了150℃为复合板合适的去应力退火温度。并对复合板在150℃进行了不同时间的退火,实验研究表明150℃+1h退火时可以获得综合力学性能最好的复合板,随退火时间延长,静态再结晶晶粒开始长大将降低复合板的综合力学性能,由于低温退火,未能引起界面原子的显著扩散,界面结合强度随退火时间的变化不明显。由实验确定200℃为界面无相变的最高退火温度。进行了200℃下不同时长的退火,研究发现:随着退火时间的延长,界面的结合强度下降,因此进行无相变退火改善复合板性能时,应将时间控制在1h~2h之间。在300℃进行不同时间的退火发现,基板组织优化和界面金属间化合物形成竞争关系,界面金属间化合物的厚度随退火时间的增长呈抛物线规律变厚;而基板组织的晶粒度则呈现逐步减小后趋于稳定;当退火时间为30min时,在界面上形成约1.6μm厚的IMCL,尽管IMCL为硬脆性相层,但是由于尺度效应导致薄IMCL可以有效地增强界面结合性能,防止拉伸时界面分层,从而有效提高复合板的综合力学性能。对热轧Al/Mg/Al界面上的两相金属间化合物层(IMCL)的断裂过程进行了实验研究,据此将其在受轴向拉伸时的断裂分成三个区域:理想工作区、含缺陷工作区与失效工作区。发现在含缺陷工作区IMCL产生横向裂纹,但此时仍能其到连接基板和覆层的作用,Al/Mg/Al复合板整体并未失效。在其弹性阶段利用VRH方法结合Rule of mixture进行了力学性能反演,得到了IMCL的弹性模量为49.8GPa,剪切弹性模量为19.14 GPa,泊松比为0.301,断裂应力为131.81MPa,断裂应变为0.2702%,断裂时IMCL的塑性应变为0.026%。