吳宗河，祁梓宸，許朋朋，趙云鵬，肖 宏

燕山大學(xué)國家冷軋板帶裝備及工藝工程技術(shù)研究中心，秦皇島 066004

在當(dāng)前經(jīng)濟(jì)可持續(xù)發(fā)展戰(zhàn)略下，輕型結(jié)構(gòu)的廣泛應(yīng)用對節(jié)能減排具有重要意義[1].鎂是地球上儲(chǔ)量最多的輕金屬元素之一，鎂合金是目前實(shí)際工程應(yīng)用中最輕的結(jié)構(gòu)材料，具有比強(qiáng)度和比剛度高、導(dǎo)熱導(dǎo)電性良好和吸振能力強(qiáng)等優(yōu)點(diǎn)[2]，被譽(yù)為21世紀(jì)超輕量綠色金屬材料[3]，在航空航天、汽車工業(yè)、電子通訊等領(lǐng)域有著廣闊的應(yīng)用前景[4].

雖然鎂合金具有很多優(yōu)異的性能，但鎂晶體的密排六方結(jié)構(gòu)（HCP）僅有3個(gè)滑移系，導(dǎo)致其成形性能較低[5]，并且鎂合金性質(zhì)活潑，表面會(huì)形成疏松的MgO膜，使其耐腐蝕性較差[6]，而耐腐蝕性差是制約鎂合金在結(jié)構(gòu)輕量化中被大規(guī)模使用的主要因素之一[7-8].相比而言，鋁及其合金具有耐腐蝕性強(qiáng)、表面可修復(fù)性好、塑性加工性能優(yōu)異等一系列優(yōu)點(diǎn)[9].在鎂合金板材的單側(cè)或者上下兩側(cè)覆蓋一層鋁合金金屬板可有效改善鎂合金板的抗腐蝕性和成形性能，并可以充分利用鎂合金與鋁合金的各自優(yōu)勢.

鋁/鎂復(fù)合板的制備方法主要有爆炸焊接、軋制復(fù)合和擴(kuò)散焊接等方法，相比于爆炸焊接[10-11]和擴(kuò)散焊接法[12-13]，軋制復(fù)合法具有對環(huán)境污染小、復(fù)合后的各層材料厚度均勻、復(fù)合材料性能均勻一致性好、生產(chǎn)效率高成本低等優(yōu)點(diǎn).影響Al/Mg軋制復(fù)合板性能的因素有很多，如軋制溫度、軋制速度以及壓下率等，國內(nèi)外許多學(xué)者對相關(guān)課題進(jìn)行了研究, Luo等[14]采用二道次熱軋法制備了5052 Al/ AZ31 Mg/5052 Al復(fù)合板，第一道次在350 ℃、40%壓下率下進(jìn)行軋制，第二道次在400 ℃、50%壓下率下進(jìn)行軋制，該復(fù)合板擁有良好的整體拉伸性能，但是沒有對復(fù)合板的結(jié)合性能進(jìn)行討論.張建軍[15]在400 ℃軋制溫度下單道次熱軋制備了不同壓下率的5052 Al/AZ31B Mg/5052 Al復(fù)合板，結(jié)果表明隨壓下量逐步增加（30%～70%），Al/Mg軋制復(fù)合板界面結(jié)合由初始的機(jī)械結(jié)合逐步轉(zhuǎn)變?yōu)闄C(jī)械和冶金的混合結(jié)合，界面結(jié)合強(qiáng)度逐步提高.Zhang等[16]在450、465和475 ℃三個(gè)軋制溫度下采用30%、40%和50%三個(gè)壓下率單道次熱軋制備了7075 Al/Mg-12Gd-3Y-0.5Zr/7075 Al復(fù)合板，在相同溫度下鋁鎂復(fù)合板的結(jié)合強(qiáng)度隨著壓下率的增加而升高；另外，Zhang等[17]還在400、450、465和475 ℃四個(gè)軋制溫度下采用60%、70%和80%三個(gè)壓下率單道次熱軋制備了7075 Al/AZ31B Mg/7075 Al復(fù)合板，在相同溫度下隨著壓下率的增加，鋁鎂復(fù)合板的結(jié)合強(qiáng)度反而降低.壓下率對鋁鎂復(fù)合板結(jié)合強(qiáng)度的影響存在差異，對于其影響機(jī)理還缺乏統(tǒng)一的認(rèn)識.

為了研究軋制參數(shù)對鋁鎂復(fù)合板結(jié)合強(qiáng)度的影響變化規(guī)律，本文綜合考慮壓下率、軋制溫度、軋制速度等多種軋制參數(shù)，單道次熱軋制備了7075 Al/AZ31B Mg復(fù)合板，并對鋁/鎂復(fù)合板的金相組織、結(jié)合強(qiáng)度、界面和拉剪斷口進(jìn)行了研究，通過研究軋制工藝參數(shù)對復(fù)合板結(jié)合性能的影響規(guī)律，揭示結(jié)合強(qiáng)度變化規(guī)律的原因，為軋制制備鋁鎂復(fù)合板確定較為合理的軋制工藝.

1 實(shí)驗(yàn)方法

實(shí)驗(yàn)中使用的材料是AZ31B鎂合金板和T6態(tài)的7075鋁合金板，其中AZ31B鎂合金板厚度為2 mm，7075鋁合金板厚度為3 mm，將原始材料平行于原始軋制方向切割成100 mm×30 mm的片，所用7075鋁合金和AZ31B鎂合金板材化學(xué)元素含量列于表1.

在該實(shí)驗(yàn)中，通過配備有鋼絲刷的角磨機(jī)除去金屬待復(fù)合表面上的油脂、污垢和氧化物，然后用丙酮和乙醇反復(fù)清潔表面，并立即用吹風(fēng)機(jī)干燥.為了軋制過程的穩(wěn)定進(jìn)行，采用一端鉚接的固定方式將AZ31B板和7075板組坯.為防止加熱時(shí)間過長導(dǎo)致板坯產(chǎn)生嚴(yán)重氧化，分別將加熱爐的溫度設(shè)定為500，550和600 ℃三個(gè)較高爐溫，將組后的板坯分別在加熱爐中加熱5 min，經(jīng)過K型熱電偶絲實(shí)測，此時(shí)板坯溫度分別為350，370和420 ℃，分別進(jìn)行復(fù)合板總體壓下率為30%，40%，45%，55%，62%和71%的單道次軋制實(shí)驗(yàn).實(shí)驗(yàn)中二輥軋機(jī)的參數(shù)如下：軋輥尺寸為φ200 mm×200 mm，軋制速度為50，100和150 mm·s-1.

表1 鋁合金7075和鎂合金AZ31B的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Table 1 Chemical composition of Al alloy 7075 sheet and Mg alloy AZ31B sheet %

在每個(gè)板中間位置平行于軋制方向切割四個(gè)樣品進(jìn)行拉剪實(shí)驗(yàn)，算取平均值以獲得平均剪切強(qiáng)度.使用INSPEKT Table 100 kN拉伸試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸剪切試驗(yàn).測試速度為0.2 mm·min-1.圖1顯示了拉伸剪切試驗(yàn)樣品的幾何形狀，圖中h0表示軋后復(fù)合板的厚度與拉剪試樣的寬度均為h0，h1表示AZ31B層的厚度，（1.5～2）×h1表示待測結(jié)合區(qū)的寬度為1.5到2倍的h1.

圖1 拉伸剪切試驗(yàn)樣品示意圖Fig.1 Schematic of the tensile shear test sample

沿軋制方向提取用于微觀組織觀察的試樣.將試樣表面用金剛砂紙研磨至5000#，并用粒徑為0.5 μm的Al2O3懸濁液拋光，拋光后用腐蝕劑（配比為：1 g草酸，1 mL濃硝酸，1 mL冰乙酸，150 mL水）對AZ31B基體側(cè)進(jìn)行腐蝕.使用光學(xué)顯微鏡（OM，ZEISS Scope A1）和掃描電子顯微鏡（SEM，JSM-IT500）觀察金相組織和拉剪斷口形貌，通過配備有能量色散譜儀（EDS）的掃描電鏡檢測界面上的元素分布.

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 軋制速度的確定

復(fù)合板的結(jié)合強(qiáng)度主要受兩個(gè)因素影響，一是復(fù)合板界面結(jié)合程度（面積結(jié)合率、元素?cái)U(kuò)散等），二是軋后復(fù)合板中力學(xué)性能相對較低的板材基體強(qiáng)度，金屬基材的晶粒為等軸晶?？梢允沟冒宀牧W(xué)性能更加穩(wěn)定，有利于提高復(fù)合板的結(jié)合性能.應(yīng)變速率是影響晶粒狀態(tài)的重要因素，因此本文實(shí)驗(yàn)的第一項(xiàng)工作為確定合理的軋制速度.7075鋁合金的力學(xué)性能遠(yuǎn)高于AZ31B鎂合金的力學(xué)性能，因此鎂基體性能決定7075/AZ31B復(fù)合板的結(jié)合性能，綜上，本文實(shí)驗(yàn)著重研究鎂側(cè)的組織變化規(guī)律.

根據(jù)前人的研究，350～420 ℃是熱軋制備鋁/鎂復(fù)合板合理的軋制溫度范圍，另外，當(dāng)壓下率為45%時(shí)復(fù)合板可以實(shí)現(xiàn)較好的冶金結(jié)合[18-19]，因此，采用350 ℃、壓下率45%的軋制參數(shù)，進(jìn)行軋制速度為50、100和150 mm·s-1的軋制實(shí)驗(yàn).圖2為7075/AZ31B復(fù)合板在350 ℃、45%壓下率下，不同軋制速度時(shí)鎂合金基體的金相組織，在50 mm·s-1軋制速度下，金相組織呈現(xiàn)為雜亂的軋制態(tài)，存在較為明顯的剪切帶；軋制速度為100 mm·s-1時(shí)，產(chǎn)生了部分動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，細(xì)化等軸晶粒開始出現(xiàn)，在剪切帶處存在明顯的細(xì)小等軸晶粒層；150 mm·s-1軋制速度時(shí)，發(fā)生了完全動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，所有晶粒處于等軸狀態(tài)，這說明提高應(yīng)變速率可促進(jìn)鎂合金動(dòng)態(tài)再結(jié)晶進(jìn)程，此實(shí)驗(yàn)結(jié)果與文獻(xiàn)[20]的研究結(jié)果一致.另外，隨著軋制速度的增加，鎂合金與軋輥的接觸時(shí)間變短，與軋輥熱交換而損失的熱量越少，使得軋后板坯的溫度隨著軋制速度的增加而變高，說明溫度在變形期間對激活鎂合金動(dòng)態(tài)再結(jié)晶過程起重要作用，與文獻(xiàn)[21]的研究結(jié)果相同.綜上所述，當(dāng)軋制速度為150 mm·s-1時(shí)，鎂合金基體發(fā)生完全動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，所有晶粒均為等軸晶粒，此時(shí)板材力學(xué)性能更加穩(wěn)定，有利于提高7075/AZ31B軋制復(fù)合板的結(jié)合性能.因此，本文在接下來不同溫度和壓下率下制備鋁鎂復(fù)合板的實(shí)驗(yàn)中軋制速度選取為150 mm·s-1.

圖2 不同軋制速度下復(fù)合板鎂基體金相組織（350 ℃，壓下率45%）.（a） 50 mm·s-1；（b） 100 mm·s-1；（c） 150 mm·s-1Fig.2 Metallographic structure of the Mg composite matrix under different rolling speeds (350 ℃, 45% reduction rate): (a) 50 mm·s-1; (b) 100 mm·s-1;(c) 150 mm·s-1

2.2 復(fù)合板的結(jié)合強(qiáng)度

根據(jù)上一節(jié)實(shí)驗(yàn)結(jié)果，采用150 mm·s-1的軋制速度，進(jìn)行不同溫度和壓下率的軋制實(shí)驗(yàn)，圖3為7075/AZ31B復(fù)合板在150 mm·s-1軋制速度、350～420 ℃軋制溫度、30%～72%壓下率下的結(jié)合強(qiáng)度.從實(shí)驗(yàn)結(jié)果可以看出，在相同軋制溫度下，7075/AZ31B復(fù)合板的結(jié)合強(qiáng)度均隨著壓下率的增加先升高后降低.在350 ℃軋制溫度下，復(fù)合板的結(jié)合強(qiáng)度先由壓下率40%時(shí)的17 MPa升高到壓下率62%時(shí)的80 MPa再降低到壓下率70%時(shí)的63 MPa；當(dāng)軋制溫度為370 ℃時(shí)，復(fù)合板的結(jié)合強(qiáng)度先由壓下率40%時(shí)的28 MPa升高到壓下率63%時(shí)的76 MPa再降低到壓下率72%時(shí)的68 MPa；420 ℃時(shí)，復(fù)合板的結(jié)合強(qiáng)度在壓下率39%時(shí)為10 MPa，其峰值提前到壓下率44%處，強(qiáng)度為86 MPa，壓下率61%時(shí)再降低到65 MPa.壓下率小于40%時(shí)，不同溫度下7075/AZ31B復(fù)合板的結(jié)合強(qiáng)度均較低，溫度對結(jié)合強(qiáng)度的影響很??；在壓下率44%～55%，溫度由350 ℃提高到420 ℃時(shí)，復(fù)合板的結(jié)合強(qiáng)度會(huì)有明顯的提升；壓下率如果超過60%，則溫度對復(fù)合板結(jié)合強(qiáng)度的影響變小.在420 ℃，44%壓下率時(shí)鋁/鎂復(fù)合板即可達(dá)到最大結(jié)合強(qiáng)度，相比于350 ℃和370 ℃軋制時(shí)得到最大結(jié)合強(qiáng)度的壓下率要明顯降低.

2.3 復(fù)合板顯微組織和微觀形貌

圖3 不同工藝下7075/AZ31B復(fù)合板的結(jié)合強(qiáng)度Fig.3 Bonding strength of the 7075/AZ31B clad sheet under different processes

如圖3所示，在相同軋制溫度下，7075/AZ31B復(fù)合板的結(jié)合強(qiáng)度均隨著壓下率的增加先升高后降低，為了分析上述現(xiàn)象產(chǎn)生的原因，首先對鎂合金的金相組織變化進(jìn)行了分析.圖4為不同軋制溫度和壓下率下鋁/鎂復(fù)合板中鎂基體的金相組織，實(shí)驗(yàn)過程中鎂側(cè)發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，組織呈現(xiàn)為等軸晶粒.由圖4（a）和（b）可見，在350 ℃軋制溫度下，壓下率由40%增加到62%時(shí)，鎂基體晶粒尺寸隨著壓下率的增加而產(chǎn)生細(xì)化，370 ℃時(shí)的晶粒尺寸變化規(guī)律與此一致，如圖4（d）和4（e）所示；由圖4（b）和（c）知，當(dāng)壓下率由62%增加到70%時(shí)，鎂基體晶粒尺寸隨著壓下率的增加而增大；根據(jù)圖4（a）和（d），在40%相同軋制壓下率下，軋制溫度由350 ℃升高到370 ℃時(shí)，鎂側(cè)晶粒有明顯長大；如圖4（b）、（e）和（f）所示，在壓下率相近，軋制溫度由350 ℃升高到420 ℃時(shí)，鎂基體晶粒尺寸隨著軋制溫度的升高而增大.晶粒尺寸隨變形溫度的升高而增大，隨應(yīng)變量的增加而減小[22-23]，軋制壓下率越大，應(yīng)變量越大，塑性功產(chǎn)生熱量越多，使得鎂基體溫度越高，鎂基體晶粒尺寸與壓下率之間的關(guān)系取決于由壓下率的變化引起的應(yīng)變量和溫度升高的變化，如果溫度上升的影響大于應(yīng)變量增加的影響，則最終晶粒尺寸將隨著壓下率而增加，反之亦然.因此，同一軋制溫度下，在壓下率增加初始階段塑性功產(chǎn)生熱量不足，此時(shí)應(yīng)變量的增加對鎂基體晶粒組織變化起主要作用，使得晶粒組織發(fā)生細(xì)化；當(dāng)壓下率繼續(xù)增加，塑性功產(chǎn)生熱量超過臨界值，使得鎂基體溫度升高量足夠大，此時(shí)溫度的升高對鎂基體晶粒組織變化起主要作用，使得晶粒尺寸在更大壓下率時(shí)（>62%）變大.

圖4 不同工藝下復(fù)合板的鎂側(cè)金相組織.（a） 350 ℃+40%壓下率；（b） 350 ℃ +62%壓下率；（c） 350 ℃ + 70%壓下率；（d） 370 ℃ +40%壓下率；（e） 370 ℃ +63%壓下率；（f） 420 ℃ +61%壓下率Fig.4 Metallographic structure of the Mg alloy side of the composite board under different processes: (a) 350 ℃ + 40% reduction rate; (b) 350 ℃ + 62%reduction rate; (c) 350 ℃ + 70% reduction rate; (d) 370 ℃ + 40% reduction rate; (e) 370 ℃ + 63% reduction rate; (f) 420 ℃ + 61% reduction rate

如圖4所示，在同一軋制溫度下，鋁/鎂復(fù)合板界面附近鎂基體的晶粒尺寸隨著壓下率的增加而先變小后變大，與宏觀上復(fù)合板結(jié)合強(qiáng)度隨著壓下率增加先升高后降低的變化規(guī)律相一致.由圖4（b）、（e）和（f）可見，在62%（±1%）壓下率時(shí)，鋁/鎂復(fù)合板界面附近鎂合金的晶粒尺寸隨著軋制溫度的升高而變大，與宏觀上壓下率為62%（±1%）時(shí)復(fù)合板結(jié)合強(qiáng)度隨著軋制溫度升高而降低的變化規(guī)律相一致.綜上所述，晶粒細(xì)化能夠改善金屬基體的力學(xué)性能，金屬基體性能增強(qiáng)有助于提高復(fù)合板的結(jié)合性能，因此，板材基體近界面處較小的晶粒組織有助于提高復(fù)合板的結(jié)合強(qiáng)度.

擴(kuò)散層是影響鋁/鎂復(fù)合板結(jié)合強(qiáng)度的重要因素，因此對復(fù)合板界面處進(jìn)行了元素線掃描實(shí)驗(yàn)，并且研究了壓下率對擴(kuò)散層寬度的影響規(guī)律.圖5為350 ℃、62%壓下率下鋁/鎂復(fù)合板界面的元素線掃描曲線，元素Al的濃度從7075鋁合金側(cè)向AZ31B鎂合金側(cè)減小，而元素Mg的濃度分布恰好相反，復(fù)合板界面中存在明顯的元素?cái)U(kuò)散層，說明復(fù)合板達(dá)到了冶金結(jié)合狀態(tài).圖6為鋁/鎂復(fù)合板在不同壓下率下的擴(kuò)散層寬度，單道次熱軋制備的鋁/鎂復(fù)合板在40%、62%和70%壓下率下元素?cái)U(kuò)散寬度分別為4.5、5和6 μm，隨著壓下率的增加，Al和Mg元素的相互擴(kuò)散層寬度也隨之增大.分析知Al和Mg之間由變形促進(jìn)的擴(kuò)散是通過三種基本的機(jī)制形成[24-25]：機(jī)械誘發(fā)的原子位移，沿位錯(cuò)管道擴(kuò)散和塑性變形引起的空缺.然而，嚴(yán)重塑性變形所產(chǎn)生的位錯(cuò)大多位于晶界處[26]，由于軋制過程中的高應(yīng)變率，它們在移動(dòng)時(shí)很難拖動(dòng)原子.塑性變形誘導(dǎo)的空位在高應(yīng)變率下連續(xù)產(chǎn)生，并且消除了晶體缺陷[27].這些空位由于試樣施加的高壓而具有低的躍遷能量，因此，塑性變形引起的空位會(huì)導(dǎo)致合金元素在界面上的擴(kuò)散增加[28]，此外，塑性變形增大，金屬基體內(nèi)部產(chǎn)生的熱量也會(huì)增加，所以綜合起來導(dǎo)致了Al和Mg元素?cái)U(kuò)散寬度隨著壓下率增加而增大.擴(kuò)散層寬度的增加說明鋁/鎂復(fù)合板的冶金結(jié)合隨著壓下率的增加而增強(qiáng)，因此，復(fù)合板的結(jié)合強(qiáng)度應(yīng)當(dāng)隨著壓下率的增加而升高.但是，由圖3可知當(dāng)壓下率>62%時(shí)鋁/鎂復(fù)合板的結(jié)合強(qiáng)度反而出現(xiàn)了降低，為了探明該現(xiàn)象產(chǎn)生的原因，需要對復(fù)合板界面處進(jìn)行顯微觀察.

圖5 在350 ℃、62%壓下率下復(fù)合板界面的元素線掃描曲線圖Fig.5 Elemental line scanning curve of the composite plate interface at 350 ℃ with 62% reduction rate

圖6 350 ℃復(fù)合板在不同壓下率下的擴(kuò)散層寬度Fig.6 Diffusion layer width of the composite plate at 350 ℃ with the different reduction rates

圖7為7075/AZ31B復(fù)合板在350 ℃不同壓下率下的界面微觀結(jié)構(gòu)，未發(fā)現(xiàn)界面處存在明顯的化合物層，圖7（a）中RD表示軋向，ND表示法向.當(dāng)壓下率從62%提高到70%時(shí)，由于兩種材料軋制過程中變形不協(xié)調(diào)，使得近復(fù)合板界面處的鎂合金基體處產(chǎn)生了裂紋，這導(dǎo)致了鎂合金基體力學(xué)性能的降低，從而降低了鋁/鎂復(fù)合板的結(jié)合強(qiáng)度.雖然更大的壓下率使得復(fù)合板形成更強(qiáng)的冶金結(jié)合，但是鎂基體近界面處產(chǎn)生的裂紋使得壓下率過大時(shí)（>62%）鋁/鎂軋制復(fù)合板的結(jié)合強(qiáng)度出現(xiàn)降低.

圖7 復(fù)合板在350 ℃不同壓下率下的結(jié)合界面.（a） 62%；（b） 70%Fig.7 Bonding interface of the composite plate at 350 ℃ under different reduction rates: (a) 62%; (b) 70%

圖8 350 ℃不同壓下率下斷口的掃描電鏡圖像.（a） 40%/7075側(cè)；（b） 40%/AZ31B側(cè)；（c） 62%/7075側(cè)；（d） 62%/AZ31B側(cè)；（e） 70%/7075側(cè)；（f） 70%/AZ31B側(cè)Fig.8 SEM image of the fracture at 350 ℃ under different reduction rates: (a) 40%/7075 side; (b) 40%/AZ31B side; (c) 62%/7075 side; (d) 62%/AZ31B side; (e) 70%/7075 side; (f) 70%/AZ31B side

對拉剪斷口進(jìn)行電鏡觀察，圖8所示為7075/AZ31B復(fù)合板剪切斷口形貌圖.當(dāng)壓下率為40%時(shí)，斷口整體呈現(xiàn)脆性斷裂形貌；壓下率為62%時(shí)，斷口存在大量韌窩，整體呈現(xiàn)為韌性斷裂狀態(tài)，但AZ31B側(cè)存在極少量脆性斷裂特征；70%壓下率時(shí)，相較于62%壓下率工藝，斷口處韌窩數(shù)量明顯減少，脆性斷裂形貌比重增多，在AZ31B側(cè)表現(xiàn)尤為明顯.在350 ℃時(shí)，鋁/鎂復(fù)合板的結(jié)合強(qiáng)度在62%壓下率時(shí)達(dá)到最大（80 MPa），當(dāng)壓下率為70%時(shí)反而有所下降（63 MPa），因此，宏觀的復(fù)合板結(jié)合強(qiáng)度變化規(guī)律與微觀的斷口形貌差異是完全對應(yīng)的.在斷口7075側(cè)進(jìn)行元素點(diǎn)掃描，結(jié)果如表2所示.當(dāng)壓下率為40%時(shí)，點(diǎn)掃結(jié)果鋁元素占絕大多數(shù)，存在少量鎂元素；壓下率為62%時(shí)，發(fā)現(xiàn)鎂元素占絕大多數(shù)，存在極少量鋁元素；70%壓下率時(shí)，鋁鎂元素各占一部分.對拉剪斷口7075側(cè)進(jìn)行元素面掃描，圖9所示為350 ℃軋制溫度下不同壓下率7075側(cè)斷口的面掃圖像.當(dāng)壓下率為40%時(shí)，7075側(cè)粘有少量AZ31B；壓下率為62%時(shí)，面掃結(jié)果全部呈現(xiàn)Mg元素，說明該試樣的拉剪實(shí)驗(yàn)在AZ31B基體側(cè)產(chǎn)生斷裂；70%壓下率時(shí)，Al、Mg元素各占一部分，呈片狀分布，說明該試樣的拉剪實(shí)驗(yàn)局部在AZ31B基體側(cè)產(chǎn)生斷裂.當(dāng)壓下率較小時(shí)，鋁/鎂復(fù)合板拉剪實(shí)驗(yàn)在界面處產(chǎn)生斷裂，此時(shí)復(fù)合板的結(jié)合強(qiáng)度最低；壓下率為62%時(shí)，復(fù)合板拉剪實(shí)驗(yàn)在鎂基體側(cè)產(chǎn)生斷裂，說明冶金結(jié)合使得復(fù)合板界面處的剪切強(qiáng)度超過了鎂基體的剪切強(qiáng)度，此時(shí)復(fù)合板的結(jié)合強(qiáng)度最高；70%壓下率時(shí)，復(fù)合板拉剪實(shí)驗(yàn)局部在鎂基體側(cè)產(chǎn)生斷裂，此時(shí)鎂基體已經(jīng)產(chǎn)生了裂縫，力學(xué)性能明顯降低，因此鋁/鎂復(fù)合板在62%壓下率時(shí)的結(jié)合強(qiáng)度反而高于70%時(shí)的強(qiáng)度.

表2 元素點(diǎn)掃描測定Al和Mg的元素含量（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Table 2 Contents of Al and Mg determined by elemental point scanning %

圖9 復(fù)合板350 ℃不同壓下率下7075側(cè)斷口的面掃描圖.（a） 40%；（b） 62%；（c） 70%Fig.9 EDS mapping images of the 7075 side for composite plates at 350 ℃ under different reduction rates: (a) 40%; (b) 62%; (c) 70%

3 結(jié)論

（1）壓下率較小時(shí)，7075/AZ31B復(fù)合板的結(jié)合強(qiáng)度隨壓下率的增加而升高，這是由鎂合金近界面晶粒細(xì)化和元素?cái)U(kuò)散變寬決定的.

（2）壓下率較大時(shí)，7075/AZ31B復(fù)合板的結(jié)合強(qiáng)度隨壓下率的增加而降低，鎂基體晶粒尺寸變大和鎂基體近界面處出現(xiàn)裂縫導(dǎo)致復(fù)合板在壓下率過大時(shí)（>60%）結(jié)合強(qiáng)度反而呈降低趨勢.

（3）在相同軋制溫度下，7075/AZ31B復(fù)合板的結(jié)合強(qiáng)度均隨壓下率的增加先升高后降低.在40%壓下率以下，不同溫度下復(fù)合板結(jié)合強(qiáng)度都很低.在44%～55%時(shí)，結(jié)合強(qiáng)度較高，并且提高軋制溫度可以明顯提高結(jié)合強(qiáng)度.當(dāng)壓下率超過60%，溫度對結(jié)合強(qiáng)度的影響變小.提高軋制溫度復(fù)合板結(jié)合強(qiáng)度的峰值由較大壓下率處提前到較小壓下率處，減小對軋機(jī)的能力需求.

（4）當(dāng)7075/AZ31B復(fù)合板的結(jié)合強(qiáng)度較大時(shí)，拉剪斷口存在大量韌窩，斷裂面主要呈現(xiàn)韌性斷裂特征，斷裂發(fā)生在鎂基體側(cè)；結(jié)合強(qiáng)度較小時(shí)，斷裂面主要呈現(xiàn)脆性斷裂特征，斷裂發(fā)生在界面處.