624 工程科学学报，第42卷，第5期 温度的升高而增大，随应变量的增加而减小2-2)， 加的高压而具有低的跃迁能量，因此，塑性变形引 轧制压下率越大，应变量越大，塑性功产生热量越 起的空位会导致合金元素在界面上的扩散增加2)， 多，使得镁基体温度越高，镁基体晶粒尺寸与压下 此外，塑性变形增大，金属基体内部产生的热量也 率之间的关系取决于由压下率的变化引起的应变 会增加，所以综合起来导致了Al和Mg元素扩散 量和温度升高的变化，如果温度上升的影响大于 宽度随着压下率增加而增大.扩散层宽度的增加 应变量增加的影响，则最终晶粒尺寸将随着压下 说明铝/镁复合板的冶金结合随着压下率的增加而 率而增加，反之亦然.因此，同一轧制温度下，在压 增强，因此，复合板的结合强度应当随着压下率的 下率增加初始阶段塑性功产生热量不足，此时应 增加而升高.但是，由图3可知当压下率>62%时 变量的增加对镁基体晶粒组织变化起主要作用， 铝/镁复合板的结合强度反而出现了降低，为了探 使得晶粒组织发生细化：当压下率继续增加，塑 明该现象产生的原因，需要对复合板界面处进行 性功产生热量超过临界值，使得镁基体温度升高 显微观察 量足够大，此时温度的升高对镁基体晶粒组织变 500 化起主要作用，使得晶粒尺寸在更大压下率时 (>62%)变大 400 如图4所示，在同一轧制温度下，铝/镁复合板 300 界面附近镁基体的晶粒尺寸随着压下率的增加而 色200 先变小后变大，与宏观上复合板结合强度随着压下 率增加先升高后降低的变化规律相一致.由图4(b)、 100 (e)和(f)可见，在62%（±1%）压下率时，铝/镁复合 板界面附近镁合金的品粒尺寸随着轧制温度的升 0 5 10 15 20 高而变大，与宏观上压下率为62%（±1%）时复合板 Width/μm 结合强度随着轧制温度升高而降低的变化规律相 图5在350℃、62%压下率下复合板界面的元素线扫描曲线图 一致.综上所述，晶粒细化能够改善金属基体的力 Fig.5 Elemental line scanning curve of the composite plate interface at 350 C with 62%reduction rate 学性能，金属基体性能增强有助于提高复合板的 结合性能，因此，板材基体近界面处较小的晶粒组 6.2 6.0 =6.0 织有助于提高复合板的结合强度 扩散层是影响铝/镁复合板结合强度的重要因 5.6 素，因此对复合板界面处进行了元素线扫描实验， 5.4 并且研究了压下率对扩散层宽度的影响规律.图5 昌2 5.0 5.0 为350℃、62%压下率下铝/镁复合板界面的元素 4.8 线扫描曲线，元素A1的浓度从7075铝合金侧向 4.6 4.4 45 AZ3IB镁合金侧减小，而元素Mg的浓度分布恰 40 50556065 7075 好相反，复合板界面中存在明显的元素扩散层，说 Reduction ratio/% 明复合板达到了冶金结合状态.图6为铝/镁复合 图6350℃复合板在不同压下率下的扩散层宽度 板在不同压下率下的扩散层宽度，单道次热轧制 Fig.6 Diffusion layer width of the composite plate at 350 C with the 备的铝/镁复合板在40%、62%和70%压下率下元 different reduction rates 素扩散宽度分别为4.5、5和6um,随着压下率的 图7为7075/AZ31B复合板在350℃不同压下 增加，A!和Mg元素的相互扩散层宽度也随之增大 率下的界面微观结构，未发现界面处存在明显的 分析知A1和Mg之间由变形促进的扩散是通过三 化合物层，图7(a)中RD表示轧向，ND表示法向 种基本的机制形成24-2：机械诱发的原子位移，沿 当压下率从62%提高到70%时，由于两种材料轧 位错管道扩散和塑性变形引起的空缺.然而，严重 制过程中变形不协调，使得近复合板界面处的镁 塑性变形所产生的位错大多位于晶界处陶，由于 合金基体处产生了裂纹，这导致了镁合金基体力 轧制过程中的高应变率，它们在移动时很难拖动 学性能的降低，从而降低了铝/镁复合板的结合强 原子.塑性变形诱导的空位在高应变率下连续产 度.虽然更大的压下率使得复合板形成更强的冶 生，并且消除了晶体缺陷7这些空位由于试样施 金结合，但是镁基体近界面处产生的裂纹使得压温度的升高而增大，随应变量的增加而减小[22−23] ， 轧制压下率越大，应变量越大，塑性功产生热量越 多，使得镁基体温度越高，镁基体晶粒尺寸与压下 率之间的关系取决于由压下率的变化引起的应变 量和温度升高的变化，如果温度上升的影响大于 应变量增加的影响，则最终晶粒尺寸将随着压下 率而增加，反之亦然. 因此，同一轧制温度下，在压 下率增加初始阶段塑性功产生热量不足，此时应 变量的增加对镁基体晶粒组织变化起主要作用， 使得晶粒组织发生细化；当压下率继续增加，塑 性功产生热量超过临界值，使得镁基体温度升高 量足够大，此时温度的升高对镁基体晶粒组织变 化起主要作用，使得晶粒尺寸在更大压下率时 （>62%）变大. 如图 4 所示，在同一轧制温度下，铝/镁复合板 界面附近镁基体的晶粒尺寸随着压下率的增加而 先变小后变大，与宏观上复合板结合强度随着压下 率增加先升高后降低的变化规律相一致. 由图 4（b）、 （e）和（f）可见，在 62%（±1%）压下率时，铝/镁复合 板界面附近镁合金的晶粒尺寸随着轧制温度的升 高而变大，与宏观上压下率为 62%（±1%）时复合板 结合强度随着轧制温度升高而降低的变化规律相 一致. 综上所述，晶粒细化能够改善金属基体的力 学性能，金属基体性能增强有助于提高复合板的 结合性能，因此，板材基体近界面处较小的晶粒组 织有助于提高复合板的结合强度. 扩散层是影响铝/镁复合板结合强度的重要因 素，因此对复合板界面处进行了元素线扫描实验， 并且研究了压下率对扩散层宽度的影响规律. 图 5 为 350 ℃、62% 压下率下铝/镁复合板界面的元素 线扫描曲线，元素 Al 的浓度从 7075 铝合金侧向 AZ31B 镁合金侧减小，而元素 Mg 的浓度分布恰 好相反，复合板界面中存在明显的元素扩散层，说 明复合板达到了冶金结合状态. 图 6 为铝/镁复合 板在不同压下率下的扩散层宽度，单道次热轧制 备的铝/镁复合板在 40%、62% 和 70% 压下率下元 素扩散宽度分别为 4.5、5 和 6 μm，随着压下率的 增加，Al 和 Mg 元素的相互扩散层宽度也随之增大. 分析知 Al 和 Mg 之间由变形促进的扩散是通过三 种基本的机制形成[24−25] ：机械诱发的原子位移，沿 位错管道扩散和塑性变形引起的空缺. 然而，严重 塑性变形所产生的位错大多位于晶界处[26] ，由于 轧制过程中的高应变率，它们在移动时很难拖动 原子. 塑性变形诱导的空位在高应变率下连续产 生，并且消除了晶体缺陷[27] . 这些空位由于试样施 加的高压而具有低的跃迁能量，因此，塑性变形引 起的空位会导致合金元素在界面上的扩散增加[28] ， 此外，塑性变形增大，金属基体内部产生的热量也 会增加，所以综合起来导致了 Al 和 Mg 元素扩散 宽度随着压下率增加而增大. 扩散层宽度的增加 说明铝/镁复合板的冶金结合随着压下率的增加而 增强，因此，复合板的结合强度应当随着压下率的 增加而升高. 但是，由图 3 可知当压下率>62% 时 铝/镁复合板的结合强度反而出现了降低，为了探 明该现象产生的原因，需要对复合板界面处进行 显微观察. 图 7 为 7075/AZ31B 复合板在 350 ℃ 不同压下 率下的界面微观结构，未发现界面处存在明显的 化合物层，图 7（a）中 RD 表示轧向，ND 表示法向. 当压下率从 62% 提高到 70% 时，由于两种材料轧 制过程中变形不协调，使得近复合板界面处的镁 合金基体处产生了裂纹，这导致了镁合金基体力 学性能的降低，从而降低了铝/镁复合板的结合强 度. 虽然更大的压下率使得复合板形成更强的冶 金结合，但是镁基体近界面处产生的裂纹使得压 0 5 10 15 20 0 100 200 300 400 500 Cps Width/μm Mg Al 图 5    在 350 ℃、62% 压下率下复合板界面的元素线扫描曲线图 Fig.5    Elemental line scanning curve of the composite plate interface at 350 ℃ with 62% reduction rate 40 45 50 55 60 65 70 75 4.4 4.6 4.8 5.0 5.2 5.4 5.6 5.8 6.0 6.2 4.5 5.0 6.0 Diffusion layer width/μm Reduction ratio/% 图 6    350 ℃ 复合板在不同压下率下的扩散层宽度 Fig.6    Diffusion layer width of the composite plate at 350 ℃ with the different reduction rates · 624 · 工程科学学报，第 42 卷，第 5 期