镁合金由于具有较低的密度及较高的比强度，可广泛地应用于汽车、3C、航空航天工业中，从而达到降低能耗、节能减排的目的^[1]。然而到目前为止，镁合金由于耐蚀性差、成形难、生产成本较铝合金高，而限制了其作为结构材料的广泛应用，其中对其应用阻碍最严重的问题为耐蚀性差^[2-6]。为了解决这一问题，可采用电镀、电弧喷涂、热扩散技术以及热浸手段在镁合金表面制备纯锌或锌合金涂层，以提高其耐蚀性^[7-11]。Zhang等^[8]采用焦磷酸盐浴将Zn电镀到预处理的AZ91D镁合金表面，Wang等^[10]通过扩散处理在AZ91D镁合金上涂覆锌钇涂层。这些方法虽然可以改善镁合金的耐蚀性，但仍存在加工工艺复杂、环境污染较大、加工设备精度要求高等问题且保护层较薄，长期服役情况下不能起到抗腐蚀作用。

采用轧制^[12]、超声波焊接^[13]、爆炸焊接^[14-15]或累计叠轧^[16]等手段在镁合金两侧包覆耐蚀金属层可以实现低廉高效的快速生产。例如，Lee等^[17]通过温轧和轧后退火制备出纯铝/AZ31B/纯铝复合板材。刘兴海等^[18]采用热轧法制备镁铝复合板，Al-Mg-Al板的抗拉强度随轧制温度的升高先增大后减小，随压下量的增大先升高后降低。铝包覆镁合金板材可以结合二者的优点，在工业中表现出良好的应用前景。然而，相比于Al-Mg复合板材的大量研究，目前对于Zn包覆镁合金板材的报道较少。本工作选取AZ31镁合金板材及纯锌板材作为原材料，采用热轧工艺制备了Zn/AZ31/Zn复合板材，并研究了退火处理对其界面微观结构及力学性能的影响规律。

1 实验材料与方法

采用商业AZ31镁合金板材及纯锌板材作为轧制原材料，初始尺寸分别为1 mm×80 mm×150 mm(AZ31)和0.5 mm×80 mm×150 mm(Zn)。将板材表面打磨干净，去除污染物及氧化物并用酒精清洗。轧制前将AZ31镁合金板材和纯锌板材分别在300 ℃下退火2 h和150 ℃下退火30 min。然后将板材按照Zn/AZ31/Zn的顺序叠放并在前端用铁丝捆绑到一起。随后在300 ℃进行热轧，获得所需复合板材。之后对板材在不同温度与时间下进行退火处理。

采用Axio Imager A2m扫描电子显微镜(SEM)观察Zn/AZ31/Zn复合板材的界面形貌，界面区的微观组织形貌通过Tecnai G2 F30透射电子显微镜(TEM)来表征。板材力学性能测试在电子万能试验机上进行，拉伸样品取样方向沿轧制方向，并采用SEM观察拉伸样品的断口形貌。

2 结果与分析 2.1 退火温度对复合板材界面微观结构的影响

图 1所示为Zn/AZ31/Zn复合板材在不同温度下退火1 h后的界面形貌。对比图 1(a), (b)，可以看到板材在100 ℃下退火后界面与轧制后一致，没有发生元素的扩散。而随着温度的升高，在150 ℃退火后(图 1(c))，板材间开始生成较薄的扩散层且呈断续分布。温度进一步升高，元素扩散加剧，扩散层厚度不断增加，生成了均匀致密的连续扩散层。但在300 ℃退火处理时(图 1(f))，在AZ31和Zn基体之间生成了较厚的扩散层，且在靠近Zn基体的一侧生成了新的扩散层，这一扩散层中间存在大量的裂纹，其可能是由脆性相构成，在退火过程中由于热应力的存在导致裂纹产生。图 2为不同退火温度下板材界面扩散层厚度的变化曲线，可以看到随着温度的变化，扩散层厚度呈现出类抛物线的增长规律。

为了研究退火处理后板材间元素的扩散规律，对微观相貌较为典型的200 ℃及300 ℃退火样品的界面进行了能谱分析，结果如图 3与表 1所示。由图 3可见，在界面处Zn元素及Mg元素的分布发生了明显的变化，根据点扫描结果并结合Mg-Zn二元相图分析，在200 ℃退火的样品界面处可能生成了MgZn₂相及Mg₄Zn₇相，而对于在300 ℃退火的复合板材，其界面处存在Mg₄Zn₇, MgZn₂和Mg₂Zn₁₁相。此外，值得注意的是，与Zn侧相邻的脆性金属间化合物Mg₂Zn₁₁的析出明显诱导了裂纹的形成，这与文献[19-20]报道的Mg-Zn合金的研究结果一致。在轧制过程中，由于AZ31和Zn的变形能力有差异，复合板层间变形不完全均匀，因此在界面处存在应力集中。在退火时，板材界面处的应力不能完全消除，导致在脆性相中间形成应力诱导的微裂纹。与在300 ℃退火的复合板相比，在200 ℃退火的板材没有观察到裂缝。由此可见，通过优化退火工艺，调整界面扩散层的相组成，可以使Zn/AZ31/Zn复合板材获得良好的冶金结合界面。

为了更加准确地表征复合板材界面处扩散层的组成，对200 ℃退火的复合板材进行了TEM分析，其明场图像和选择区域电子衍射(SAED)图如图 4所示。从图 4(a)中可以看出，界面处扩散层分为两部分，即Mg₄Zn₇层(衍射轴[223]，单斜晶系，晶格常数a≈0.524 nm)和MgZn₂层(衍射轴[2110]，六方晶系，晶格常数a≈0.5223 nm)，其SAED图分别如图 4(c), (d)所示。除了界面金属间化合物相之外，还分别从图 4(b), (e)所示的SAED图谱推导出α-Mg和Zn基体相。TEM分析与上述扫描及能谱分析结果一致，确认了复合板材界面扩散层的具体相组成。

综上所述，根据退火温度，Zn/AZ31/Zn复合板材的界面表现出不同的相析出行为。根据Mg-Zn二元相图^[19-21]，体系中主要存在Mg₄Zn₇, MgZn₂和Mg₂Zn₁₁相。本研究中，轧制变形使得AZ31板材和纯锌板材紧密结合，在热处理过程中界面处可能发生元素的扩散，在不同温度条件下形成了不同的析出相。当温度较低(低于200 ℃)时，短时间内元素扩散不充分，没有中间相析出。热处理温度升高后元素扩散加剧，在界面处可观察到Mg₄Zn₇和MgZn₂相的生成，且MgZn₂相的厚度较大。温度升高到300 ℃，元素进一步扩散，除了Mg₄Zn₇和MgZn₂相之外，在靠近Zn基体的一侧生成了较薄的Mg₂Zn₁₁相(见表 1中点6的能谱分析结果)。

2.2 退火温度对复合板材力学性能的影响

图 5为不同退火温度下Zn/AZ31/Zn复合板材的工程应力-应变曲线，不同状态板材的力学性能如表 2所示。从图 5和表 2可以看出，Zn/AZ31/Zn复合板材抗拉强度和屈服强度介于AZ31镁合金和纯Zn之间，而伸长率相对于两种基体材料较低。可以看到，当退火温度低于200 ℃时，板材的力学性能变化不大，这是由于在较低温度下退火，板材间没有明显扩散层的生成。而当退火温度达到200~250 ℃时，AZ31和纯锌之间生成了均匀致密的扩散层，从而导致力学性能有所下降，而伸长率升高。随着温度的进一步升高，扩散层厚度明显增加，板材强度降低而伸长率得到明显的提升。但是当温度达到300 ℃时，由于靠近Zn的一侧生成了易产生裂纹的Mg₂Zn₁₁相，而使复合板材的强度及塑性明显降低。因此可以认为，扩散层的厚度及相组成是影响复合板材力学性能的主要因素。

为了分析拉伸实验中裂纹的形成和扩展机理，选取了典型的200 ℃退火的试样进行拉伸实验，并在施加约60%的最大载荷时中断，对样品进行观察以确定裂纹萌生的位置，结果如图 6所示。可以看出，由于金属间MgZn₂相的存在，裂纹在试样的界面区而不是在AZ31和Zn基体中开始萌生(图 6(a))。随着载荷的进一步增加，AZ31板首先达到塑性极限，并且发生断裂，而纯Zn板由于与AZ31板相比具有更大的延展性而没有表现出任何断裂行为(图 6(b))。但此时，Zn/AZ31/Zn复合板材已经失去了作为层压金属复合材料的作用。

图 7为200 ℃退火1 h后Zn/AZ31/Zn复合板材的典型断口形貌。AZ31基体表现出明显的塑性断裂特性，在断裂面上可以观察到大量的撕裂棱和韧窝(图 7(b))。而纯Zn基体主要表现出准解理断裂特征，在其表面观察到许多小的解理面。此外，在解理面中还可以看到一些撕裂特性。

2.3 退火时间对复合板材界面微观形貌的影响

图 8为Zn/AZ31/Zn复合板材在200 ℃下不同退火时间后的界面形貌。可以看到，随着退火时间的延长，扩散层厚度逐渐增加，且厚度的增加呈线性增长，如图 9所示。由此可知，扩散层中元素的扩散与退火时间呈线性关系。此外，随着退火时间的变化，扩散层析出相并没有发生明显的变化，根据上述结果，扩散层应主要由Mg₄Zn₇相和MgZn₂相组成，即使退火时间延长至4 h也未见Mg₂Zn₁₁相的产生，这表明扩散层的相析出主要由温度因素决定，而时间因素仅对其厚度产生影响。

2.4 退火时间对复合板材力学性能的影响

图 10为200 ℃不同时间退火后Zn/AZ31/Zn复合板材的工程应力-应变曲线，可以看出，相比于轧制态板材，退火不同时间后的板材强度均有所下降，但塑性得到改善，这是由于扩散层的生成使板材间实现了冶金结合，从而减缓了界面处裂纹的发生致使塑性增强，而由于析出相较基体相比强度低，导致复合板材的力学性能有所下降。

3 结论

(1) 退火处理温度是影响Zn/AZ31/Zn复合板材界面微观结构的主要因素。随着退火温度的升高，界面层厚度也增加。退火温度在200~250 ℃时，复合板材获得由Mg₄Zn₇和MgZn₂相组成的良好的冶金结合界面。但是当退火温度升高至300 ℃时，复合板材界面由Mg₂Zn₁₁, MgZn₂和Mg₄Zn₇相组成，由于靠近Zn基体一侧有脆性Mg₂Zn₁₁相的析出，使扩散层中出现了明显的裂纹。

(2) 在200 ℃退火的Zn/AZ31/Zn复合板表现出适度的拉伸强度以及良好的塑性，低于AZ31合金，但远高于纯Zn。退火温度过低板材间无法进行元素扩散而形成冶金结合，导致界面处裂纹容易产生，板材塑性较低；退火温度过高使板材间产生脆性相并导致微裂纹出现，使板材的强度明显降低。

(3) 退火时间影响复合板材界面扩散层厚度，而对其相组成没有影响，因而不同退火时间下复合板材的力学性能差别较大，在本实验中，复合板材在200 ℃退火1 h时性能最佳。