储量丰富的镁及其合金比强度、比模量和阻尼特性高，在航空航天和轨道交通等领域有广阔的应用前景^[1~3]。镁合金强韧化元素中的Zn是关键的低成本合金化元素，其固溶强化和时效强化效应可显著提高镁合金的强度和塑性^[4~6]。提高镁基体中Zn的含量可增强其强化效果，但是高锌镁合金固有的宽凝固温度区间使其在铸造过程中溶质偏析和凝固收缩严重而引发显微缩松与热裂缺陷^[7]，使其加工成形性能降低。

搅拌摩擦加工(FSP)是一种源于搅拌摩擦焊的新型强塑性变形工艺，能显著细化和均匀化合金的铸造组织并闭合凝固孔隙，从而提高其强度和塑性^[8]。为了避免在加工过程中出现组织液化，搅拌摩擦加工目前只用于高熔点共晶体系镁合金的改性。Feng和Ma^[9]研究铸态AZ91D镁合金的FSP改性中发现，大量的Al溶入镁基体中使其含量达到7.5% (质量分数)，相当于原始铸态组织Al含量的3倍。这一发现推动了更多研究者探索用FSP工艺提高其他合金元素在镁基体中的固溶度^[10,11]。但是，这种固溶增强效应高度依赖合金体系的热稳定性。Wagner等^[12]研究表明，镁合金中的Zn含量达到6% (质量分数)时对其进行FSP，Zn不能全部溶入镁基体而在晶界形成共晶组织。由于Mg-Zn共晶反应温度为340 ℃，FSP的摩擦热输入使晶间第二相熔化，其在搅拌剪切应力作用下产生沿晶裂纹。即使将加工速度从52 mm/min提高到150 mm/min缩短热作用时间，仍不能避免搅拌区内的低熔点共晶导致产生液化裂纹。这表明，高锌Mg-Zn二元合金不能用常规的FSP技术提高镁基体中的Zn含量，也难以用FSP技术制备均匀、致密的无液化组织。

近年来，在Mg-Zn二元合金中引入稀土元素在晶界生成热稳定性优异的第二相，抑制了晶界在高温下的迁移和氧化^[13]。Wang等^[14]将FSP技术应用于稀土改性的Mg-6Zn-1Y-0.5Zr合金，细化了高锌镁合金的铸态组织。这虽然实现了高熔点化合物的相变(Mg₃Zn₆Y相→Mg₃Zn₃Y₂相)和基体再结晶细化，但是只能使这种材料体系中部分Zn固溶，限制了基体中固溶度的进一步提高。Zhou等^[15]研究Mg-7Zn合金时发现，Cu可显著提高其共晶温度且在中低温下只发生MgZnCu单一相变。因此，为了解决高锌镁合金的共晶液化开裂和Zn高固溶度的矛盾，本文在Mg-8Zn合金中添加不同含量的Cu并对其进行高转速、高热输入的FSP，研究Cu对其微观组织和力学性能的影响。

实验用熔炼原料有纯度为99.9% (质量分数，下同)的Mg、Zn和Mg-10Cu中间合金，制备Mg-8Zn、Mg-8Zn-0.5Cu和Mg-8Zn-1Cu合金。将原料称量配料后分层装入石墨坩埚在电阻炉中熔炼，使用CO₂和SF₆混合气体保护。将炉料以10 ℃/min的速率升温至750 ℃保温45 min，炉料充分熔化后机械搅拌10 min使熔体均匀，静置10 min后在CO₂和SF₆混合气体保护下将熔体浇注到直径为50 mm高度为200 mm的钢模中冷却成型，用20 pores/cm陶瓷泡沫过滤器除渣。

将3种成分的合金铸锭分别加工成尺寸为200 mm × 45 mm × 8 mm的板材并对其进行高热输入FSP处理，加工参数为：转速1000 r/min、行进速度50 mm/min。搅拌头轴肩直径18 mm，搅拌针长5.5 mm、端部直径4.4 mm、根部直径6.5 mm并具有三斜面圆锥螺纹特征。

用差热分析(DTA)确定各类合金中的相转变温度，DTA样品取自各成分合金的铸态板材，用电火花线切割机将其加工成直径为2 mm、厚度为1 mm 的圆柱体试样，除去表面氧化层后使用综合热分析仪SETSYS-18进行检测。用OLYMPUS GX53光学显微镜(OM)观察加工态样品的宏观形貌，用ZEISS Sigma 500扫描电镜(SEM)的成像模式观察加工区的显微组织形貌和元素分布，进行电子背散射衍射(EBSD)确定合金的晶粒尺寸。对观察OM和SEM形貌的样品进行机械磨抛后将其在腐蚀液(1 g苦味酸 + 1 mL醋酸 + 2 mL水 + 20 mL乙醇)中腐蚀。将EBSD样品机械抛磨后用Leica EM TIC 3X仪器进行三离子束切割。用Ultima IV型X射线衍射仪(XRD，Cu Kα辐射，工作电压40 kV，电流40 mA)测试样品的XRD谱，扫描范围为10°~90°，扫描速度为10 (°)/min。XRD样品分别取自铸态板材和FSP加工区，用电火花切割将其加工成尺寸为200 mm × 45 mm × 8 mm的块状试样。用Thermofisher Talos F200X透射电镜(TEM)观察加工区中的纳米沉淀相。制备TEM样品时，用电火花切割从加工区切取0.8 mm厚的薄片，将其机械研磨使其厚度为50 μm后截成直径为3 mm的圆片，然后在PIPS II型离子减薄仪上进行离子减薄。

使用FM-300维氏硬度计测试FSP试样横截面沿加工区中心线的硬度，覆盖区域包含铸态母材和加工区。测试载荷为100 g，停留时间为15 s，测试硬度点的间隔为0.5 mm。在加工区选取试样用于测试试样的拉伸性能，拉伸试样呈狗骨头状，标距部分的尺寸为3 mm(长) × 1.5 mm(宽) × 1 mm(厚)。室温拉伸实验在MTS型力学试验机上进行，拉伸速度为0.18 mm/min，应变速率为1 × 10^-3 s^-1。

镁合金的共晶温度影响FSP的加工性能，表1中按共晶温度的升序列出了常见合金化元素的数据。Zn在α-Mg基体中的极限固溶度与室温固溶度的差值仅比Mg-Al和Mg-Y合金的低，但是Mg-Al系合金时效后析出粗大的层片状析出相^[9]。Mg-Y合金的成本过高^[16]，所以Mg-Zn系合金是最具应用潜力的低成本时效强化型镁合金。Mg-Zn合金340 ℃的共晶温度显著低于其他合金元素，使其对加工温度异常敏感，加工热量过高便使局部熔化开裂，这也是对高Zn含量Mg-Zn合金FSP研究较少的直接原因。因此，在系统研究FSP前先较为深入的研究Cu能否改善Mg-8Zn合金的凝固行为和铸态组织。

由于在室温下Zn在镁基体中的固溶度较低，高锌镁合金中未能固溶在基体中的Zn以大量粗大第二相的形式沿晶界析出(图1)。高倍SEM二次电子形貌观察发现，合金中都有弥散分布的球状共晶组织(α-Mg/Mg₂Zn₃)和晶界块状共晶组织。但是，添加Cu元素后块状共晶的形貌发生转变：从初始规则的层片状(图1d)转变为板状(图1e)，最终呈现无规则的层片簇和棒状形态(图1f)。同时，在Mg-8Zn合金中观察到大量的凝固疏松，而添加Cu后此类缺陷显著减少和组织明显细化。对第二相含量的计算结果表明，Mg-8Zn、Mg-8Zn-0.5Cu和Mg-8Zn-1Cu合金中第二相面积的占比分别为2.8%、3.1%和5.4%。

显微组织的演变与合金凝固路径的相变机制密切相关。图2中的Mg-Zn平衡相图^[17]表明，合金在340 ℃发生共晶反应，对应的反应式为L →α-Mg + Mg₇Zn₃。因此，合金具有离异共晶组织，其中Mg₇Zn₃相以孤立岛或板状形态被α-Mg相包裹^[12]。除上述典型离异共晶外，Mg-8Zn铸态组织中还有与共析反应机制相关的层状结构(图1d)。在凝固后的冷却过程中，Mg₇Zn₃相发生共析分解(Mg₇Zn₃ → α-Mg + MgZn)形成层状的α-Mg/MgZn组织^[18]。同时，在高锌镁合金的实际凝固过程中常出现非平衡过冷。由于温度过冷和成分过冷(图2b红色折线标注区域)^[19]，合金在Mg和Mg₂Zn₃液相线延长线的交点发生另一种共晶反应(L → α-Mg + Mg₂Zn₃)生成球状的α-Mg/Mg₂Zn₃共晶组织^[20]。Zn含量的提高显著增强成分过冷度并扩大了凝固区间(图2a)，使凝固过程中液态金属难以充分补缩，最终产生大面积的疏松缺陷。添加Cu使合金凝固组织中(图1e)的块状Mg₇Zn₃相和球状Mg/Mg₂Zn₃共晶组织数量减少而板状MgZnCu三元化合物数量明显增多。这表明，添加Cu后，虽然合金仍存在340 ℃低熔点共晶反应但其共晶产物的数量显著减少，有利于降低疏松倾向。同时，Cu的加入提高了溶质富集程度和扩大了成分过冷区，使枝晶前沿的液相中更易形成新晶核而非单一枝晶持续粗化生长，从而细化了铸造组织并提高了补缩通道密度，最终抑制了疏松缺陷的形成。

进一步对合金进行DTA热分析，以明确Cu含量对共晶反应类型及共晶温度的影响。图3中的DTA曲线表明，在铸态Mg-8Zn-xCu合金的升温过程中在346~347 ℃、429~434 ℃、448 ℃、582~601 ℃和619~622 ℃出现5个特征吸热峰，分别对应组织中Mg₇Zn₃、MgZnCu、Cu₂Mg、MgZn₂和α-Mg熔化的相转变。在之前的SEM检测结果中未标记MgZn₂相，是因为SEM的分辨率过低^[12]。为了提高对微弱热效应信号的识别能力，对原始DTA曲线进行微分处理。结果表明，随着合金中Cu含量的提高Mg₇Zn₃相的吸热峰强度递减，而MgZnCu相的峰强度呈增强趋势，与图1所示铸态组织中板状Mg₇Zn₃共晶向无规则层片簇/棒状MgZnCu共晶的演变规律吻合。此现象证实，Cu的添加抑制了346 ℃的低熔点共晶相的生成，Zn主要参与434 ℃高熔点的MgZnCu三元共晶反应而不是低熔点的二元共晶反应。

如图4所示，在Mg-8Zn合金的加工区表面出现了明显的起皮缺陷。与之不同的是，Mg-8Zn-0.5Cu和Mg-8Zn-1Cu合金加工区表面平整光洁。这表明，在高热输入FSP参数(转速 1000 r/min，行进速度50 mm/min)相同的条件下，Cu的添加显著提高了Mg-8Zn高锌镁合金的FSP加工成形性能。

表面成形性能较低的Mg-8Zn加工区横截面的宏观金相观察(图5a)发现，加工区表面明显开裂。图5b给出了加工区表层裂隙Region 1的SEM照片，可见裂纹沿晶间共晶界面萌生。组织中的富Zn晶间共晶膜(图5c)和裂纹沿FSP剪切方向呈链状分布(图5b)。同时，还出现了加工区上、下分层现象，中间分层区域的形貌如图5d所示。可以看出，在上层组织中分布着大量晶间共晶相，在晶界生成了共晶膜(图5e)，而下层组织中的共晶均呈孤立岛状形态断续地沿晶界分布(图5f)。

与Mg-8Zn合金相比，添加Cu的Mg-8Zn-0.5Cu和Mg-8Zn-1Cu合金的加工区宏观金相没有出现组织开裂缺陷，如图6a、b所示。在Mg-8Zn-0.5Cu合金加工区的SEM照片中(图6c)可见，第二相均匀地分布在基体中。EDS能谱分析结果(图6d)表明，在这些第二相中不仅显著富集Zn，还有明显的Cu偏聚。在Mg-8Zn-1Cu合金加工区中第二相的数量显著增多，但是分布的均匀性显著降低(图6e)。从图6f中放大的形貌可见，Mg-8Zn-1Cu合金经FSP后破碎的共晶相颗粒明显团聚，从而使加工区的组织不均匀。因此，本文以加工成型性最优的Mg-8Zn-0.5Cu合金为例，表征其EBSD晶粒尺寸(图7)，以明确FSP细化组织的作用。结果表明，铸态合金的初始晶粒尺寸为84.56 μm(图7a)，经FSP处理后动态再结晶的晶粒显著细化到14.68 μm(图7b)。

为了明确合金的物相组成，测试了各合金样品的XRD谱。如图8a所示，Mg-8Zn铸态合金中低熔点共晶的Mg₇Zn₃和Mg₂Zn₃相的特征峰强度较高。而添加Cu的合金Mg₇Zn₃和Mg₂Zn₃的特征峰非常微弱，铸态Mg-8Zn-0.5Cu和Mg-8Zn-1Cu合金组织中的第二相以MgZnCu为主，进一步证实Cu使合金中低熔点的二元共晶相逐渐转变为高共晶温度的MgZnCu相。与铸态合金相比，经FSP处理的Mg-8Zn-xCu合金中第二相的特征衍射峰强度都显著降低。但是，添加Cu的Mg-8Zn-0.5Cu和Mg-8Zn-1Cu合金FSP处理后在2θ = 72.56°的MgZn₂衍射峰则呈现出增强趋势，表明在FSP过程中重新生成了MgZn₂相。为了更清晰地观察各物相衍射峰位的变化，局部放大了FSP前后的Mg-8Zn及Mg-8Zn-0.5Cu合金的2θ = 35°~45°衍射区间(图8b)。结果表明，铸态Mg-8Zn-0.5Cu合金经FSP后MgZnCu的衍射峰强度不仅降低，还向低角度方向偏移约0.2°，这与固溶引起的晶格畸变相关。但是，FSP Mg-8Zn合金相较铸态，Mg₇Zn₃和Mg₂Zn₃的峰位没有明显偏移。

铸态Mg-8Zn合金晶间低熔点Mg₇Zn₃在高热输入FSP过程中易发生熔融。FSP过程中的热量主要由轴肩和金属表面摩擦产生，使Mg-8Zn合金加工区的表层摩擦热富集，使大量共晶相熔融形成连续的液膜，显著降低了晶界结合强度和破坏了合金基体的连续性。部分液膜冷却凝固后形成固态的富Zn晶间共晶膜，而剪切力使另一部分发生了晶间裂纹。同时，在快冷过程中表层的共晶与镁基体间热膨胀系数的差异加剧了界面应力集中，最终导致裂纹扩展^[12,21]。受FSP过程中热输入梯度的影响，高热量使Mg-8Zn合金加工区轴肩影响区的上层组织熔化程度高、液态占比大，而搅拌针影响区因温度较低使下层保持较高的固相比例，于是在变形过程中加工区上下两层组织的流动难以同步，使加工区出现明显的分层形貌。MgZnCu的共晶熔融温度为434 ℃，虽然Mg-8Zn-0.5Cu和Mg-8Zn-1Cu合金在340 ℃发生低温共晶反应，但是组织中大部分第二相是MgZnCu，Mg₇Zn₃和Mg₂Zn₃的占比很低，因此未出现共晶熔融产生的加工区组织分层和开裂。

在Mg-8Zn-0.5Cu合金的FSP过程中MgZnCu相发生明显的固溶(图8b)，其原因是FSP加工区的温度(~400 ℃)显然超过低熔点第二相共晶温度^[22]且达到Mg-8Zn-0.5Cu合金的0.9 T_m值，处于固溶温度区间。在此热力学基础上和FSP的剧烈塑性变形作用，MgZnCu铸态共晶颗粒破碎而增大与基体的接触面积，且基体中的位错增殖为其固溶提供扩散通道^[9~11]，促使其发生显著的固溶。EDS检测发现，晶内Zn固溶度由铸态的2.47% (质量分数)大幅度提高到6.62%，约为室温平衡固溶度(1.7%)的4倍。对比实验结果表明，Mg-8Zn合金加工区Zn的固溶度高达7.7%，其原因是MgZn₂的分解能垒较低而促进了Zn原子在Mg中的固溶。由于Mg-8Zn-0.5Cu合金加工区中的Zn在Mg基体中已处于过饱和状态，在FSP变形过程中少量过饱和的Zn以典型的杆状MgZn₂纳米相动态析出，如图9所示。Cu与Mg的原子半径和晶体结构差异较大，使Cu在Mg基体中固溶引发较大的晶格畸变和在Mg中的固溶度较低。因此，Mg-8Zn合金中的Cu含量提高到1%时，在Mg-8Zn-1Cu合金加工区中不能进一步固溶MgZnCu相颗粒作为异质形核基底促进更多的MgZn₂相析出，以至使基体中的Zn含量降低到5.41%。同时，部分MgZnCu颗粒在FSP作用下出现条带状偏聚。

Mg-8Zn-xCu合金加工区硬度的均匀性随着Cu含量的变化呈现不同的特征，如图10所示。铸态组织中存在共晶组织及枝晶偏析，因此其硬度波动幅度较大。在一般情况下，FSP可细化合金组织、消除铸态组织成分偏析并改善组织均匀性，细晶强化和第二相弥散强化使合金的硬度提高。Mg-8Zn合金加工区的平均硬度虽然大幅度提高到~80HV，但是组织的分层特征和共晶分布不均匀，使不同微观区域的硬度值差异较大。在共晶相富集区取样，其显微硬度高达92HV；而在低共晶相密度区取样，其硬度显著降至64HV，可见加工区硬度的波动幅度超过± 13HV。Mg-8Zn-0.5Cu和Mg-8Zn-1Cu合金加工区的硬度分布均匀性明显提高，平均硬度分别为(62 ± 3)HV和(65 ± 7)HV。这表明，Cu的添加显著改善了组织均匀性，使加工区的硬度波动大幅度降低。

图11给出了FSP Mg-8Zn-xCu合金的拉伸曲线和力学性能。如图11a所示，FSP Mg-8Zn的抗拉强度为250 MPa，断裂延伸率为13.4%。添加0.5%的Cu，FSP Mg-8Zn-0.5Cu合金的抗拉强度显著提高到300 MPa，断裂延伸率显著提高到30.2%。这一优异的力学性能源于多重强化机制的协同作用：首先，FSP剧烈的塑性变形使合金的组织明显细化，从而能产生细晶强化效应；其次，铸态共晶相MgZnCu在FSP热-力耦合作用下发生显著的固溶，使晶内Zn固溶度达到6.62%，产生了较大的固溶强化效果；同时，在FSP过程中过饱和的Zn动态析出生成的纳米级MgZn₂相进一步提高了材料的强度。值得注意的是，与FSP Mg-8Zn合金因晶间低熔点Mg₇Zn₃熔融导致的分层组织不同，Mg-8Zn-0.5Cu合金中主导的高熔点MgZnCu相抑制了FSP过程中晶间共晶熔融，既避免其重新凝固形成连续晶间共晶膜又防止因共晶熔化导致的材料流动不均匀引发的组织分层，从而保障了组织的均匀性。这是使FSP Mg-8Zn-0.5Cu合金的塑性显著提高的重要原因。但是，合金中的Cu含量提高到1%时，由于Cu在Mg基体中的固溶度有限，过量的Cu使未固溶的MgZnCu相颗粒在加工区偏聚(图6e、f)。这种第二相偏聚不仅削弱了固溶强化效果，更可能成为裂纹萌生源，致使抗拉强度降低到231 MPa，断裂延伸率骤降到9.2%。与现有的FSP态Mg-Zn系合金的力学性能比较(图11b)表明，经FSP处理的高Zn含量Mg-8Zn-0.5Cu合金不仅具有更高的抗拉强度，其延伸率也明显优于大多数低锌镁合金^[23~30]，表明其具有优异的强塑性匹配。

分别用SE和BSE两种模式对拉伸试样断口进行了SEM显微分析，如图12所示。可以看出，FSP 的Mg-8Zn合金断口呈现典型人字纹特征(图12a、b)，属于经典的脆性断裂特征。而FSP的Mg-8Zn-0.5Cu合金宏观断口呈现明显的韧窝形貌(图12c)，即典型的塑性断裂特征，且未发现明显的第二相颗粒聚集(图12d)。这表明，添加0.5%的Cu能抑制FSP Mg-8Zn合金的组织分层。同时，大量第二相固溶于基体使合金的韧性断裂机制以均匀塑性变形为主导。韧性断裂机制使高Zn含量的FSP态Mg-8Zn-0.5Cu合金的强度提高，也大幅度改善了合金的塑性。与之相比，Mg-8Zn-1Cu加工态合金的宏观断口呈现河流状花样(图12e)。BSE形貌观察表明，Mg-8Zn-1Cu加工态合金中未固溶的第二相颗粒呈明显的条带状偏聚(图12f)。这种偏聚使合金过早萌生裂纹，加速了脆性断裂。

(1) Cu的添加使铸态Mg-8Zn合金的共晶相由346 ℃低熔点二元共晶向434 ℃高熔点三元共晶转变，主要共晶化合物由Mg₇Zn₃转变为MgZnCu，凝固区间的缩短降低了凝固组织的疏松倾向。

(2) 在高热输入的FSP过程中Mg-8Zn合金中的Mg₇Zn₃共晶熔化使加工区出现明显的分层及开裂，添加Cu生成高熔点共晶相使高转速FSP工艺下形成了均匀致密的组织。

(3) Mg-8Zn-0.5Cu合金的FSP加工温度达到固溶温度和FSP剧烈塑性变形产生的位错通道促进了扩散效应，使Zn在镁基体中的固溶度提高。

(4) 进行FSP后Mg-8Zn合金在高温下形成分层组织和出现裂纹，Mg-8Zn-1Cu合金中未固溶的MgZnCu相形成带状偏析，二者在拉伸过程中均因应力集中而引发脆性断裂。固溶、细晶和动态析出强化使FSP Mg-8Zn-0.5Cu合金的力学性能优异。