吴 伟，王 玉，车 欣，陈立佳

(沈阳工业大学 材料科学与工程学院，沈阳 110870)

Ce对Al-Zn-Mg-Cu-Sc合金组织和力学性能的影响*

吴 伟，王 玉，车 欣，陈立佳

(沈阳工业大学 材料科学与工程学院，沈阳 110870)

为了研究Ce元素对T6态Al-7.5Zn-2Mg-2.3Cu-0.1Sc合金显微组织和力学性能的影响，通过改变合金中Ce元素的添加量，采用光学显微镜、扫描电子显微镜和电子万能实验机对合金的显微组织、拉伸断口形貌和力学性能进行了研究.结果表明，加入质量分数为0.2%的Ce元素可以显著细化Al-7.5Zn-2Mg-2.3Cu-0.1Sc合金的铸态和T6态显微组织.在合金的T6处理过程中随着时效时间的增加，合金硬度和抗拉强度均先增加后降低，合金的硬度和抗拉强度峰值分别为216 HB和681.7 MPa，合金最高屈服强度为638.2 MPa.合金拉伸断口呈韧脆混合断裂特征.

Al-Zn-Mg-Cu-Sc-Ce合金；稀土元素；热挤压；T6处理；显微组织；布氏硬度；力学性能；断口

Al-Zn-Mg-Cu系合金在具有较高的比强度和硬度的同时，也具有较高的韧性、较好的耐腐蚀性，以及优良的加工性与焊接性，因而被广泛应用于航空和航天领域，并已经成为该领域中重要的结构材料之一.在今后相当长的时间内，超高强铝合金在航空航天及民用领域的作用仍是其他材料无法代替的[1-2].通过优化合金成分和改变时效工艺参数来改变合金的显微组织，从而改善合金的综合性能，是目前研究Al-Zn-Mg-Cu系铝合金的主要方向[3-4].

当稀土元素作为微量元素加入到Al-Zn-Mg-Cu系合金中时，可以起到细化晶粒的变质作用，达到净化熔体、减少气体含量与氧化夹杂精炼的目的，从而可以显著改善和提高Al-Zn-Mg-Cu系合金的综合性能[5].目前，有关复合加入Sc、Zr和Er元素对Al-Zn-Mg-Cu系合金强化作用影响的研究有很多，近年来也有越来越多的学者致力于稀土La、Y和Ni的相关研究[6-8].但有关稀土Ce对Al-Zn-Mg-Cu系合金性能影响的研究较少，因此，本文对T6态Al-7.5Zn-2Mg-2.3Cu-0.1Sc-xCe(x=0.1，0.2)合金的组织和性能进行了研究，为进一步优化合金成分提供了参考依据.

1 材料与方法

实验合金由含铝量为99.8%的工业纯铝、含锌量为99.7%的纯锌、含镁量为99.7%的纯镁、含铜量为99.6%的纯铜熔炼制得，Sc、Ce元素分别以Al-2%Sc和Al-20%Ce中间合金形式加入.利用SG-5-10型坩埚电阻炉进行熔炼后，将熔融金属液浇注到金属模具中，浇注温度为720 ℃，获得质量约为5 kg、直径为130 mm的合金铸锭.

将铸锭进行450 ℃×24 h均匀化处理，去除氧化皮后，利用1 250 t卧式挤压机以2 mm/s的挤压速率和6∶1的挤压比挤压得到直径为20 mm的铝棒.将铝棒分别加工成硬度试样、金相试样和拉伸试样.将上述实验试样分别进行T6处理(480 ℃×2 h固溶+水冷)，随后在温度为120 ℃的SX-4-10型箱式电阻炉中进行4～28 h的时效处理.利用Mc004-M-2型金相试样预磨机打磨金相试样，并利用WX100型抛光机对其进行抛光并进行腐蚀处理.采用蔡司Axio Observer型金相显微镜观察合金组织；采用WDW-110型高低温电子实验机对合金进行拉伸实验；采用S-3400N型扫描电子显微镜观察合金拉伸断口形貌.

2 结果与分析

2.1 显微组织

图1为两种合金的铸态显微组织，由图1可见，两种合金的铸态晶粒尺寸较为均匀.对比图1a、b可以发现，Ce质量分数为0.2%的合金铸态组织的晶粒细化效果更加明显.根据文献[9]可知，在铝合金中添加一定量稀土元素Sc后形成的Al3Sc相可以作为α-Al基体相的有效形核基底，使其析出粒子的形核率大幅度增加，从而减小了α-Al基体相的晶粒尺寸.同理可知，当向Al-7.5Zn-2Mg-2.3Cu-0.1Sc合金中添加一定量的Ce元素后，Ce元素可以起到类似细化作用.

图1 铸态合金的显微组织Fig.1 Microstructures of as-cast alloys

图2为两种合金的T6态显微组织，由图2可见，两种合金的显微组织基本由等轴晶粒组成，平均晶粒尺寸约为30 μm，晶粒较为细小.对比图2a、b可知，当Ce元素的添加量为0.2%时，Ce元素对T6态合金晶粒的细化效果相对较好.这是由于添加适量的Ce元素可以形成弥散分布的具有复杂热稳定性的高熔点第二相Al8Cu4Ce，且该第二相可以成为结晶核心，并起到细化晶粒作用[10].

2.2 力学性能

为了进一步研究Ce元素对Al-7.5Zn-2Mg-2.3Cu-0.1Sc合金力学性能的影响，采用不同实验仪器测试得到了Al-7.5Zn-2Mg-2.3Cu-0.1Sc-xCe(x=0.1，0.2)合金的硬度、抗拉强度、屈服强度和伸长率，具体结果如图3所示.

图3a为两种T6态合金在不同时效时间下的布氏硬度变化曲线.由图3a可见，当时效时间为4～20 h时，两种合金的布氏硬度随时效时间的延长而迅速增加，并均在时效时间为20 h时达到峰值，且峰值硬度分别为208和216 HB.然后随着时效时间的继续延长，两种合金的硬度均有所下降.

图2 T6态合金的显微组织Fig.2 Microstructures of T6 treated alloys

图3b为两种T6态合金在不同时效时间下的抗拉强度变化曲线.由图3b可见，在4～20 h时效时间内Al-7.5Zn-2Mg-2.3Cu-0.1Sc-0.1Ce合金的抗拉强度随时效时间的延长呈上升趋势，并在时效时间为20 h时达到峰值，此时其抗拉强度为578.2 MPa.随着时效时间的继续延长，Al-7.5Zn-2Mg-2.3Cu-0.1Sc-0.1Ce合金的抗拉强度开始逐渐下降.同样，在4～20 h时效时间内Al-7.5Zn-2Mg-2.3Cu-0.1Sc-0.2Ce合金的抗拉强度也随着时效时间的延长而逐渐增加，并在时效时间为20 h时达到峰值，其最高抗拉强度为681.7 MPa.此外，对比两种不同成分合金的抗拉强度随时效时间的变化曲线可知，当时效时间相同时，Al-7.5Zn-2Mg-2.3Cu-0.1Sc-0.2Ce合金的抗拉强度明显高于Al-7.5Zn-2Mg-2.3Cu-0.1Sc-0.1Ce合金.

图3c为两种T6态合金在不同时效时间下的屈服强度变化曲线.由图3c可见，Al-7.5Zn-2Mg-2.3Cu-0.1Sc-0.1Ce合金在4～20 h时效时间的屈服强度随时效时间的延长而迅速增加，并在时效时间为20 h时达到峰值，随后合金的屈服强度开始逐渐下降.Al-7.5Zn-2Mg-2.3Cu-0.1Sc-0.2Ce合金的屈服强度曲线具有相同的规律，当时效时间不高于20 h时，该合金的屈服强度呈逐渐上升趋势，并在时效时间为20 h时达到最大值638.2 MPa.此外，对比两种合金的屈服强度变化曲线可知，在相同时效时间下Al-7.5Zn-2Mg-2.3Cu-0.1Sc-0.2Ce合金的屈服强度明显高于Al-7.5Zn-2Mg-2.3Cu-0.1Sc-0.1Ce合金.

图3 T6态合金的力学性能变化曲线Fig.3 Change curves of mechanical properties of T6 treated alloys

图3d为两种T6态合金在不同时效时间下的伸长率变化曲线.由图3d可见，在4～28 h时效时间范围内，当时效时间相同时，Al-7.5Zn-2Mg-2.3Cu-0.1Sc-0.2Ce合金的伸长率高于Al-7.5Zn-2Mg-2.3Cu-0.1Sc-0.1Ce合金.

在时效初期沉淀析出相可以迅速达到很高的密度，随着时效时间的增加，部分GP区形成了过渡η′相，在GP区和η′相的共同强化作用下合金的强度达到峰值.随后一部分η′相发生粗化，同时又有新的η′相生成，新相的生成促使η′相的粗化程度加剧，从而导致合金强度下降.对比两种合金达到时效峰值时所用的时间可知，具有不同Ce质量分数的两种合金达到时效峰值所需的时间相同，但Al-7.5Zn-2Mg-2.3Cu-0.1Sc-0.2Ce合金的硬度、抗拉强度、屈服强度和伸长率均高于Al-7.5Zn-2Mg-2.3Cu-0.1Sc-0.1Ce合金.根据相关实验[11]可知，Ce元素的添加可以影响合金的微观结构和力学性能.由于在合金时效过程中，随着时效时间的增加，一部分GP区偏聚长大并形成过渡η′相，而一部分GP区会发生回溶.适量Ce元素的添加可以延迟GP区的回溶，促进GP区发生非匀质形核的同时延迟了GP区的长大，从而使得η′相更加弥散、细小，从而有利于合金各项力学性能的提高.

图4为Al-7.5Zn-2Mg-2.3Cu-0.1Sc-0.1Ce合金在不同时效时间下的拉伸断口形貌.由图4a可见，当时效时间为4 h时，合金拉伸断口存在大量韧窝，并呈现出穿晶断裂特征，合金的断裂模式表现为韧性和脆性混合断裂.由图4b、c可见，当时效时间为20和28 h时，合金断口处分布的韧窝数量减少，而解理台阶数量增多，并伴随有沿晶断裂，合金的断裂模式仍为韧脆混合断裂.此外，当时效时间过长时，合金韧性下降，脆性增加，伸长率减小.

图4 Al-7.5Zn-2Mg-2.3Cu-0.1Sc-0.1Ce合金的拉伸断口形貌Fig.4 Morphologies of tensile fracture surfaces of Al-7.5Zn-2Mg-2.3Cu-0.1Sc-0.1Ce alloy

图5为Al-7.5Zn-2Mg-2.3Cu-0.1Sc-0.2Ce合金在不同时效时间下的拉伸断口形貌.由图5a可见，当时效时间为4 h时，合金拉伸断口分布着大量韧窝，并表现出良好的韧性.由图5b可见，当时效时间为20 h时，合金拉伸断口的韧窝数量减少，呈现出明显的穿晶断裂特征，因而在峰时效状态下合金的拉伸断裂方式为韧脆混合断裂.由图5c可见，当时效时间为28 h时，合金拉伸断口表面韧窝数量增多，呈现出大量解理断裂和少量沿晶断裂的特征，此时合金拉伸断口亦呈现出韧脆混合断裂特征.对比图4、5可知，Al-7.5Zn-2Mg-2.3Cu-0.1Sc-0.2Ce合金拉伸断口的韧窝数量更多，合金韧性更好，表明添加质量分数为0.2%的Ce元素可以提高Al-7.5Zn-2Mg-2.3Cu-0.1Sc合金的韧性.

图5 Al-7.5Zn-2Mg-2.3Cu-0.1Sc-0.2Ce合金的拉伸断口形貌Fig.5 Morphologies of tensile fracture surfaces of Al-7.5Zn-2Mg-2.3Cu-0.1Sc-0.2Ce alloy

3 结 论

通过以上实验分析可以得到如下结论：

1) 加入质量分数为0.2%的稀土元素Ce可以显著改善Al-7.5Zn-2Mg-2.3Cu-0.1Sc合金的铸态和T6态显微组织，同时Ce元素可以起到细化晶粒作用；

2) 对Al-7.5Zn-2Mg-2.3Cu-0.1Sc-xCe合金进行T6处理时，随着时效时间的延长，合金硬度和抗拉强度先增加后降低，Al-7.5Zn-2Mg-2.3Cu-0.1Sc-0.2Ce合金的峰值硬度为216 HB，峰值抗拉强度为681.7 MPa，峰值屈服强度为638.2 MPa；

3) Al-7.5Zn-2Mg-2.3Cu-0.1Sc-xCe(x=0.1，0.2)合金的拉伸断裂方式均为韧脆混合断裂，而Al-7.5Zn-2Mg-2.3Cu-0.1Sc-0.2Ce合金的拉伸断口具有更多韧窝，因而合金韧性更好.

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EffectofCeonmicrostructureandmachanicalpropertiesofAl-Zn-Mg-Cu-Scalloy

WU Wei, WANG Yu, CHE Xin, CHEN Li-jia

(School of Materials Science and Engineering, Shenyang University of Technology, Shenyang 110870, China)

In order to study the effect of Ce element on both microstructure and mechanical properties of T6 treated Al-7.5Zn-2Mg-2.3Cu-0.1Sc alloy, the addition amount of Ce element in the alloy was changed, and the microstructure, morphologies of tensile fracture surfaces and mechanical properties of the alloy were investigated with the optical microscope, scanning electron microscope (SEM) and electronic universal testing machine.The results show that after adding the Ce element with the mass fraction of 0.2%, the microstructures of the alloy with as-cast and T6 treated states can be obviously refined.In the T6 treatment process of the alloy, the hardness and ultimate tensile strength of the alloy firstly increase and then decrease with increasing the aging time.In addition, the peak hardness and ultimate tensile strength of the alloy are 216 HB and 681.7 MPa, and the maximum yield strength is 638.2 MPa.The tensile fracture surfaces of the alloy show the mixed ductile-brittle fracture feature.

Al-Zn-Mg-Cu-Sc-Ce alloy; rare element; hot extrusion; T6 treatment; microstructure; Brinell hardness; mechanical property; fracture surface

2016-12-09.

国家自然科学基金资助项目(51274036).

胡水平(1967-)，男，湖北武汉人，副教授，博士，主要从事材料加工工艺及设备、材料性能优化等方面的研究.

* 本文已于2017-10-25 21∶13在中国知网优先数字出版.网络出版地址：http：//kns.cnki.net/kcms/detail/21.1189.T.20171025.2113.052.html

收稿日期：2016-11-28.

基金项目：辽宁省教育厅创新团队项目(LT2013004)；沈阳市科学技术计划资助项目(F12-070-2-00).

作者简介：吴 伟(1962-)，男，辽宁沈阳人，副教授，博士，主要从事轻质合金及其性能等方面的研究.

* 本文已于2017-10-25 21∶12在中国知网优先数字出版.网络出版地址：http：//kns.cnki.net/kcms/detail/21.1189.T.20171025.2112.004.html

10.7688/j.issn.1000-1646.2018.01.05

TG 146.2

A

1000-1646(2018)01-0025-05

尹淑英 英文审校：尹淑英)