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随着科学技术和人民生活水平的提高,绿色、轻量化的产品越来越多地受到人们的关注。镁及其镁合金具有质轻、比强度高、比弹性模量大、阻尼性能优异、尺寸稳定性好、电磁屏蔽性强、资源储量丰富、可回收再利用等诸多优点,镁合金材料的开发及利用受到了越来越多地关注,但其耐腐蚀性差、低温塑性差的缺点大大限制了镁及其合金的应用。而铝合金拥有良好的塑性成形能力和抗腐蚀能力,因此将镁合金与铝合金结合显得很有必要,一方面,既减轻了铝合金在相同体积下的质量,另一方面又克服了镁合金材料耐腐蚀性差的缺点。结合两种合金的优点产生协同效应,使复合板优于单一合金材料,以达到满足于大多数行业需求的目的。本文采用固-液铸轧法制备的镁/铝复合板,以预热到15℃的AZ31B镁合金作为基板,将A356在610℃-700℃温度范围内熔融,并作为覆层金属液浇覆在基板上,通过轧制结合方式成功制备镁/铝双金属复合板,在此浇覆温度范围内优选出最佳浇覆工艺参数,并对成形较好的复合板进行了后续退火热处理及轧制道次的实验探究,借助FEG-450热场发射扫描电子显微镜(SEM)-能谱仪(EDS)及电子背散射衍射仪(EBSD)、EPMA-1600电子探针(EPMA)、Axio Scope A1光学显微镜、D/max-2400X射线衍射仪(XRD)、HV-100型显微硬度计、WDW-100D型电子万能材料试验机研究了 A356铝合金覆层温度、退火工艺及轧制道次对复合板微观组织形成机理和力学性能的影响,为合理调控镁/铝复合板微观组织及界面硬脆相的形成提供了理论指导,并探究了微观组织形成机理与力学性能的内在联系。研究A356覆层温度的影响时,结果表明:轧制成形的镁/铝复合板界面过渡区均可分为三个区域,靠近AZ31B个一侧形成了镁侧过渡区Ⅰ[区(δ-Mg和Mg17Al12),靠近A356 一侧形成了铝侧过渡区Ⅱ区(a-Al和A13Mg2),以及扩散中间区Ⅲ区(Mg17A112、Mg2Si和A13Mg2),且镁侧过渡区的宽度大于铝侧过渡区的宽度。随着覆层温度的提高,原子间相互扩散的程度加剧,界面过渡区域的宽度呈指数型增长,金属间化合物的种类和体积分数也在持续增加。显微硬度在界面过渡区域出现了突增,主要由于界面过渡区域存在硬脆相 A13Mg2(315HV)和Mg17A112(275HV)。当A356覆层温度为640Ⅲ时,界面结合主要以原子扩散和反应扩散两种结合方式主导,复合板的剪切强度达到最大值,为108MPa。当覆层温度高于640℃时,界面过渡区上金属间化合物的体积分数增大,并呈连续状态分布,对界面的结合起到了割裂的作用,导致剪切强度迅速下降。研究后续退火工艺的影响时发现,退火后复合板界面过渡区域金属间化合物的种类较铸轧态并没有变化,但镁铝金属间化合物(Mg17A112和A13Mg2)的体积分数较轧制态有了较大增加。在退火过程中,AZ31B—侧晶粒先后经历了回复、再结晶和晶粒长大的过程,新晶核首先在晶粒畸变严重的区域形成。在温度为250℃退火180min后,AZ31B 一侧基本由各向同性的细小等轴晶粒组成,再结晶体积分数为96%,基本达到了完全再结晶状态,小角度晶界(LAGB)的体积分数大幅度减少,大部分残余的应力得到充分释放,但是此时金属间化合物形成所需的热力学及动力学条件已经达到,新的金属间化合物在界面过渡区域开始形成。界面过渡区的宽度与退火温度和退火时间满足扩散动力学方程:(△X)2=2.07 x 104exp(-60407/RT)(t-11.54exp 21211/RT),此时区域II的宽度要明显高于区域I,这主要由于A13Mg2的扩散激活能小于Mg17A112的扩散激活能。界面过渡区域的显微硬度明显高于两侧基体硬度,两侧基体的硬度相比于铸轧态时有所降低(铸轧态AZ31B显微硬度为80HV,A356显微硬度为72HV),且随着退火温度的提高逐渐下降,这主要是由于退火热处理使晶粒内的位错密度大大降低,由轧制过程产生的加工硬化现象基本消除。随着退火温度的不断提高,剪切强度先升高后降低,在200℃下退火180min后试样的剪切强度达到了最大值116MPa,此时机械结合和冶金结合共同起主导作用。研究轧制道次的影响时发现,随着轧制道次的增加,晶粒越细小且择优取向也越明显,变形量逐渐增加,储存的畸变能也在逐渐增加,镁/铝复合板厚度越来越薄。经过第一阶段轧制后(1-3轧制道次),界面过渡区变窄且呈锯齿状分布,复合板内部晶粒由最初的粗大片状转变为纤维状,在第3轧制道次(每道次压下率为200%)时复合板的外观良好,且界面结合强度最高。经过第二阶段轧制后(4-5轧制道次),界面过渡区又变宽,晶粒又由纤维状转变为细小的颗粒状弥散分布于基体,在第4和第5轧制道次后,界面过渡区域的金属间化合物数量较之前有少量增加,这主要归结于在每轧制道次时间间隔时在400℃对镁/铝复合板保温时生成了新的金属间化合物。对复合板试样界面处施加外力时,硬脆相处易产生应力集中,导致剪切实验时易在脆性相处发生断裂,断口部位并未发现宏观的塑性变形痕迹。靠近AZ31B一侧的断口出现多条平行且连续的“河流状”裂纹,同时存在许多小平面(刻面),靠近A356一侧的断口存在多条平行但不连续的撕裂棱。结合两种基体的晶格类型,表明AZ31B一侧发生了解理断裂,A356一侧发生了准解理断裂,两种断裂方式均为脆性断裂。