Al-Mg-Al熱軋復(fù)合板的制備及其微觀組織和力學(xué)性能研究.pdf

1、鎂合金板材耐腐蝕性差、室溫塑性低是制約其廣泛使用的主要因素。為此，本文將具有優(yōu)良耐腐蝕性和良好塑性的鋁合金 Al(5052)薄板包覆于鎂合金 Mg(AZ31B)板材表面，通過三種不同的熱軋工藝制備了Al(5052)/Mg(AZ31B)/Al(5052)復(fù)合板，研究了軋制工藝和退火工藝對復(fù)合板基板微觀組織、界面微結(jié)構(gòu)、界面結(jié)合強(qiáng)度及其綜合力學(xué)性能的影響。并對退火后界面上出現(xiàn)的影響復(fù)合板整體力學(xué)性能的界面金屬間化合物層（Intermetal

2、lic Compound Layer,IMCL）的彈性常數(shù)和力學(xué)性能進(jìn)行了反演分析。
　　對于復(fù)合板而言，服役或成形時(shí)保持其結(jié)構(gòu)完整性至關(guān)重要，但由于異質(zhì)復(fù)合板各組元板的力學(xué)性能的差異，將導(dǎo)致其承載或成形時(shí)產(chǎn)生界面應(yīng)力而致界面分層，從而使復(fù)合板失效。針對目前常規(guī)測試方法無法準(zhǔn)確測量具有界面強(qiáng)連接的復(fù)合薄板的法向結(jié)合強(qiáng)度和切向結(jié)合強(qiáng)度的困難，提出了兩種測試界面法向和切向結(jié)合強(qiáng)度的新方法，即由膠黏劑粘接復(fù)合薄板構(gòu)造對接接頭，采用四點(diǎn)彎

3、曲法測試界面法向結(jié)合強(qiáng)度，該方法可以將測試范圍從20MPa提高到40MPa；將常規(guī)拉伸試樣標(biāo)距區(qū)外的覆層去除，構(gòu)造無約束覆層-單軸拉伸（Unconstrained Cladding-Uniaxial Tensile，UCC-UT）試樣進(jìn)行拉伸測試界面切向結(jié)合強(qiáng)度。在實(shí)驗(yàn)的基礎(chǔ)上對這兩種方法進(jìn)行了相應(yīng)的理論分析，并建立了相應(yīng)的計(jì)算公式和評(píng)價(jià)準(zhǔn)則。
　　在再結(jié)晶溫度以上進(jìn)行 Al(5052)/Mg(AZ31B)/Al(5052)軋制時(shí)

4、，塑性變形機(jī)制引起的基板組織演化規(guī)律十分復(fù)雜，為了揭示其在不同軋制工藝和退火工藝下的演化規(guī)律，依據(jù)軋制后基板的組織特征，建立了描述熱軋時(shí)復(fù)合板的覆板和基板的不同層深處的溫度分布和流變行為的模型，依此模型將基板分為三個(gè)區(qū)域：界面區(qū)（Region I）、近界面區(qū)（Region II）和中心區(qū)（Region III），并利用該模型闡明不同熱軋工藝和不同退火工藝下的基板組織演化規(guī)律。
　　對 Al(5052)/Mg(AZ31B)/Al(5

5、052)進(jìn)行三種熱軋工藝的研究表明：（1）當(dāng)改變軋制壓下量，由于5052和AZ31B的流變行為的差異，在Region I內(nèi)產(chǎn)生較大的切應(yīng)力，使該區(qū)的晶粒顯著細(xì)化，且該區(qū)的寬度隨壓下量的增加而增加；對于Region II而言，隨著壓下量的增加，該區(qū)域內(nèi)由粗大晶粒、粗晶內(nèi)的孿晶、大量的剪切帶和夾雜在剪切帶區(qū)域內(nèi)的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶（DRX）晶粒構(gòu)成的復(fù)雜變形組織逐步被分布均勻的細(xì)小DRX晶粒取代；對于Region III來說，相對于Region I

6、的變形程度較小，其內(nèi)的變形組織由壓下量較小時(shí)的大量孿晶組織、粗晶、以及在粗晶晶界上由動(dòng)態(tài)再結(jié)晶產(chǎn)生的鏈狀組織構(gòu)成，當(dāng)壓下量較大時(shí)的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶和剪切帶變形組織轉(zhuǎn)變，直至動(dòng)態(tài)再結(jié)晶和細(xì)小的孿晶組織全部取代原始態(tài)中的粗晶組織。界面結(jié)合強(qiáng)度隨壓下量的增加而增加。而力學(xué)性能測試則表明：當(dāng)壓下量為30％時(shí)復(fù)合板具有最高的延伸率為12.3%，具有良好的塑性。而當(dāng)壓下量為70%時(shí)，極限拉伸強(qiáng)度高達(dá)304.4MPa。（2）當(dāng)改變軋制速度時(shí)，隨著變形速度的

7、提高，Region I的晶粒細(xì)化顯著，且該區(qū)的寬度隨著軋制速度的增加呈先增加后減小的趨勢；而Region II的孿生組織大幅度增加，原始態(tài)中的粗晶相應(yīng)地減少，隨后DRX組織逐步增加；Region III的DRX組織呈現(xiàn)逐步增加的趨勢，孿晶組織逐步減少，而軋制流線則變得越來越明顯；界面結(jié)合強(qiáng)度呈先增大后減小的趨勢；在軋制速度為15rpm時(shí)，復(fù)合板的綜合力學(xué)性能最好，屈服強(qiáng)度為216.2MPa，極限拉伸強(qiáng)度為274.8MPa，延伸率為14.

8、1%。（3）當(dāng)改變軋制溫度時(shí)，從200℃到300℃軋制時(shí)，Region I的晶粒細(xì)化不明顯，超過300℃軋制時(shí)，晶粒細(xì)化明顯且細(xì)化區(qū)變寬；隨著軋制溫度的升高，Region II的大量的孿晶組織開始開始減少，粗晶增多，并出現(xiàn)了明顯的軋制流線。Region III也有類似的組織演化規(guī)律，但是孿晶組織減少的數(shù)量沒有Region II中那么明顯。界面結(jié)合強(qiáng)度則呈現(xiàn)逐步增加的趨勢。力學(xué)性能測試則表明400℃軋制時(shí)復(fù)合板的綜合力學(xué)性能最好，其屈服強(qiáng)

9、度為238MPa，極限拉伸強(qiáng)度為278.2MPa，延伸率為9.49%。
　　研究表明軋制態(tài)的復(fù)合板的力學(xué)性能隨軋制工藝的變化而發(fā)生變化，但是并不顯著，這和軋制態(tài)復(fù)合板的基板復(fù)雜的金相組織和加工硬化行為有關(guān)系。為了改善基板組織，提高軋制復(fù)合板的力學(xué)性能，選取了較佳軋制工藝（400℃+15rpm+40%）制備的 Al(5052)/Mg(AZ31B)/Al(5052)進(jìn)行不同退火工藝，研究了不同的退火工藝對復(fù)合板基板的組織演化、界面微結(jié)

10、構(gòu)、界面結(jié)合強(qiáng)度和力學(xué)性能的影響。通過基板的組織觀察，確定了150℃為復(fù)合板合適的去應(yīng)力退火溫度。并對復(fù)合板在150℃進(jìn)行了不同時(shí)間的退火，實(shí)驗(yàn)研究表明150℃+1h退火時(shí)可以獲得綜合力學(xué)性能最好的復(fù)合板，隨退火時(shí)間延長，靜態(tài)再結(jié)晶晶粒開始長大將降低復(fù)合板的綜合力學(xué)性能，由于低溫退火，未能引起界面原子的顯著擴(kuò)散，界面結(jié)合強(qiáng)度隨退火時(shí)間的變化不明顯。由實(shí)驗(yàn)確定200℃為界面無相變的最高退火溫度。進(jìn)行了200℃下不同時(shí)長的退火，研究發(fā)現(xiàn)：隨

11、著退火時(shí)間的延長，界面的結(jié)合強(qiáng)度下降，因此進(jìn)行無相變退火改善復(fù)合板性能時(shí)，應(yīng)將時(shí)間控制在1h~2h之間。在300℃進(jìn)行不同時(shí)間的退火發(fā)現(xiàn)，基板組織優(yōu)化和界面金屬間化合物形成競爭關(guān)系，界面金屬間化合物的厚度隨退火時(shí)間的增長呈拋物線規(guī)律變厚；而基板組織的晶粒度則呈現(xiàn)逐步減小后趨于穩(wěn)定；當(dāng)退火時(shí)間為30min時(shí)，在界面上形成約1.6μm厚的IMCL，盡管IMCL為硬脆性相層，但是由于尺度效應(yīng)導(dǎo)致薄 IMCL可以有效地增強(qiáng)界面結(jié)合性能，防止拉伸

12、時(shí)界面分層，從而有效提高復(fù)合板的綜合力學(xué)性能。
　　對熱軋 Al/Mg/Al界面上的兩相金屬間化合物層（IMCL）的斷裂過程進(jìn)行了實(shí)驗(yàn)研究，據(jù)此將其在受軸向拉伸時(shí)的斷裂分成三個(gè)區(qū)域：理想工作區(qū)、含缺陷工作區(qū)與失效工作區(qū)。發(fā)現(xiàn)在含缺陷工作區(qū) IMCL產(chǎn)生橫向裂紋，但此時(shí)仍能其到連接基板和覆層的作用，Al/Mg/Al復(fù)合板整體并未失效。在其彈性階段利用VRH方法結(jié)合Rule of mixture進(jìn)行了力學(xué)性能反演，得到了IMCL的彈性