吳 偉，王 玉，車 欣，陳立佳

(沈陽工業(yè)大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，沈陽 110870)

Ce對Al-Zn-Mg-Cu-Sc合金組織和力學(xué)性能的影響*

吳 偉，王 玉，車 欣，陳立佳

(沈陽工業(yè)大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，沈陽 110870)

為了研究Ce元素對T6態(tài)Al-7.5Zn-2Mg-2.3Cu-0.1Sc合金顯微組織和力學(xué)性能的影響，通過改變合金中Ce元素的添加量，采用光學(xué)顯微鏡、掃描電子顯微鏡和電子萬能實驗機(jī)對合金的顯微組織、拉伸斷口形貌和力學(xué)性能進(jìn)行了研究.結(jié)果表明，加入質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.2%的Ce元素可以顯著細(xì)化Al-7.5Zn-2Mg-2.3Cu-0.1Sc合金的鑄態(tài)和T6態(tài)顯微組織.在合金的T6處理過程中隨著時效時間的增加，合金硬度和抗拉強(qiáng)度均先增加后降低，合金的硬度和抗拉強(qiáng)度峰值分別為216 HB和681.7 MPa，合金最高屈服強(qiáng)度為638.2 MPa.合金拉伸斷口呈韌脆混合斷裂特征.

Al-Zn-Mg-Cu-Sc-Ce合金；稀土元素；熱擠壓；T6處理；顯微組織；布氏硬度；力學(xué)性能；斷口

Al-Zn-Mg-Cu系合金在具有較高的比強(qiáng)度和硬度的同時，也具有較高的韌性、較好的耐腐蝕性，以及優(yōu)良的加工性與焊接性，因而被廣泛應(yīng)用于航空和航天領(lǐng)域，并已經(jīng)成為該領(lǐng)域中重要的結(jié)構(gòu)材料之一.在今后相當(dāng)長的時間內(nèi)，超高強(qiáng)鋁合金在航空航天及民用領(lǐng)域的作用仍是其他材料無法代替的[1-2].通過優(yōu)化合金成分和改變時效工藝參數(shù)來改變合金的顯微組織，從而改善合金的綜合性能，是目前研究Al-Zn-Mg-Cu系鋁合金的主要方向[3-4].

當(dāng)稀土元素作為微量元素加入到Al-Zn-Mg-Cu系合金中時，可以起到細(xì)化晶粒的變質(zhì)作用，達(dá)到凈化熔體、減少氣體含量與氧化夾雜精煉的目的，從而可以顯著改善和提高Al-Zn-Mg-Cu系合金的綜合性能[5].目前，有關(guān)復(fù)合加入Sc、Zr和Er元素對Al-Zn-Mg-Cu系合金強(qiáng)化作用影響的研究有很多，近年來也有越來越多的學(xué)者致力于稀土La、Y和Ni的相關(guān)研究[6-8].但有關(guān)稀土Ce對Al-Zn-Mg-Cu系合金性能影響的研究較少，因此，本文對T6態(tài)Al-7.5Zn-2Mg-2.3Cu-0.1Sc-xCe(x=0.1，0.2)合金的組織和性能進(jìn)行了研究，為進(jìn)一步優(yōu)化合金成分提供了參考依據(jù).

1 材料與方法

實驗合金由含鋁量為99.8%的工業(yè)純鋁、含鋅量為99.7%的純鋅、含鎂量為99.7%的純鎂、含銅量為99.6%的純銅熔煉制得，Sc、Ce元素分別以Al-2%Sc和Al-20%Ce中間合金形式加入.利用SG-5-10型坩堝電阻爐進(jìn)行熔煉后，將熔融金屬液澆注到金屬模具中，澆注溫度為720 ℃，獲得質(zhì)量約為5 kg、直徑為130 mm的合金鑄錠.

將鑄錠進(jìn)行450 ℃×24 h均勻化處理，去除氧化皮后，利用1 250 t臥式擠壓機(jī)以2 mm/s的擠壓速率和6∶1的擠壓比擠壓得到直徑為20 mm的鋁棒.將鋁棒分別加工成硬度試樣、金相試樣和拉伸試樣.將上述實驗試樣分別進(jìn)行T6處理(480 ℃×2 h固溶+水冷)，隨后在溫度為120 ℃的SX-4-10型箱式電阻爐中進(jìn)行4～28 h的時效處理.利用Mc004-M-2型金相試樣預(yù)磨機(jī)打磨金相試樣，并利用WX100型拋光機(jī)對其進(jìn)行拋光并進(jìn)行腐蝕處理.采用蔡司Axio Observer型金相顯微鏡觀察合金組織；采用WDW-110型高低溫電子實驗機(jī)對合金進(jìn)行拉伸實驗；采用S-3400N型掃描電子顯微鏡觀察合金拉伸斷口形貌.

2 結(jié)果與分析

2.1 顯微組織

圖1為兩種合金的鑄態(tài)顯微組織，由圖1可見，兩種合金的鑄態(tài)晶粒尺寸較為均勻.對比圖1a、b可以發(fā)現(xiàn)，Ce質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.2%的合金鑄態(tài)組織的晶粒細(xì)化效果更加明顯.根據(jù)文獻(xiàn)[9]可知，在鋁合金中添加一定量稀土元素Sc后形成的Al3Sc相可以作為α-Al基體相的有效形核基底，使其析出粒子的形核率大幅度增加，從而減小了α-Al基體相的晶粒尺寸.同理可知，當(dāng)向Al-7.5Zn-2Mg-2.3Cu-0.1Sc合金中添加一定量的Ce元素后，Ce元素可以起到類似細(xì)化作用.

圖1 鑄態(tài)合金的顯微組織Fig.1 Microstructures of as-cast alloys

圖2為兩種合金的T6態(tài)顯微組織，由圖2可見，兩種合金的顯微組織基本由等軸晶粒組成，平均晶粒尺寸約為30 μm，晶粒較為細(xì)小.對比圖2a、b可知，當(dāng)Ce元素的添加量為0.2%時，Ce元素對T6態(tài)合金晶粒的細(xì)化效果相對較好.這是由于添加適量的Ce元素可以形成彌散分布的具有復(fù)雜熱穩(wěn)定性的高熔點第二相Al8Cu4Ce，且該第二相可以成為結(jié)晶核心，并起到細(xì)化晶粒作用[10].

2.2 力學(xué)性能

為了進(jìn)一步研究Ce元素對Al-7.5Zn-2Mg-2.3Cu-0.1Sc合金力學(xué)性能的影響，采用不同實驗儀器測試得到了Al-7.5Zn-2Mg-2.3Cu-0.1Sc-xCe(x=0.1，0.2)合金的硬度、抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長率，具體結(jié)果如圖3所示.

圖3a為兩種T6態(tài)合金在不同時效時間下的布氏硬度變化曲線.由圖3a可見，當(dāng)時效時間為4～20 h時，兩種合金的布氏硬度隨時效時間的延長而迅速增加，并均在時效時間為20 h時達(dá)到峰值，且峰值硬度分別為208和216 HB.然后隨著時效時間的繼續(xù)延長，兩種合金的硬度均有所下降.

圖2 T6態(tài)合金的顯微組織Fig.2 Microstructures of T6 treated alloys

圖3b為兩種T6態(tài)合金在不同時效時間下的抗拉強(qiáng)度變化曲線.由圖3b可見，在4～20 h時效時間內(nèi)Al-7.5Zn-2Mg-2.3Cu-0.1Sc-0.1Ce合金的抗拉強(qiáng)度隨時效時間的延長呈上升趨勢，并在時效時間為20 h時達(dá)到峰值，此時其抗拉強(qiáng)度為578.2 MPa.隨著時效時間的繼續(xù)延長，Al-7.5Zn-2Mg-2.3Cu-0.1Sc-0.1Ce合金的抗拉強(qiáng)度開始逐漸下降.同樣，在4～20 h時效時間內(nèi)Al-7.5Zn-2Mg-2.3Cu-0.1Sc-0.2Ce合金的抗拉強(qiáng)度也隨著時效時間的延長而逐漸增加，并在時效時間為20 h時達(dá)到峰值，其最高抗拉強(qiáng)度為681.7 MPa.此外，對比兩種不同成分合金的抗拉強(qiáng)度隨時效時間的變化曲線可知，當(dāng)時效時間相同時，Al-7.5Zn-2Mg-2.3Cu-0.1Sc-0.2Ce合金的抗拉強(qiáng)度明顯高于Al-7.5Zn-2Mg-2.3Cu-0.1Sc-0.1Ce合金.

圖3c為兩種T6態(tài)合金在不同時效時間下的屈服強(qiáng)度變化曲線.由圖3c可見，Al-7.5Zn-2Mg-2.3Cu-0.1Sc-0.1Ce合金在4～20 h時效時間的屈服強(qiáng)度隨時效時間的延長而迅速增加，并在時效時間為20 h時達(dá)到峰值，隨后合金的屈服強(qiáng)度開始逐漸下降.Al-7.5Zn-2Mg-2.3Cu-0.1Sc-0.2Ce合金的屈服強(qiáng)度曲線具有相同的規(guī)律，當(dāng)時效時間不高于20 h時，該合金的屈服強(qiáng)度呈逐漸上升趨勢，并在時效時間為20 h時達(dá)到最大值638.2 MPa.此外，對比兩種合金的屈服強(qiáng)度變化曲線可知，在相同時效時間下Al-7.5Zn-2Mg-2.3Cu-0.1Sc-0.2Ce合金的屈服強(qiáng)度明顯高于Al-7.5Zn-2Mg-2.3Cu-0.1Sc-0.1Ce合金.

圖3 T6態(tài)合金的力學(xué)性能變化曲線Fig.3 Change curves of mechanical properties of T6 treated alloys

圖3d為兩種T6態(tài)合金在不同時效時間下的伸長率變化曲線.由圖3d可見，在4～28 h時效時間范圍內(nèi)，當(dāng)時效時間相同時，Al-7.5Zn-2Mg-2.3Cu-0.1Sc-0.2Ce合金的伸長率高于Al-7.5Zn-2Mg-2.3Cu-0.1Sc-0.1Ce合金.

在時效初期沉淀析出相可以迅速達(dá)到很高的密度，隨著時效時間的增加，部分GP區(qū)形成了過渡η′相，在GP區(qū)和η′相的共同強(qiáng)化作用下合金的強(qiáng)度達(dá)到峰值.隨后一部分η′相發(fā)生粗化，同時又有新的η′相生成，新相的生成促使η′相的粗化程度加劇，從而導(dǎo)致合金強(qiáng)度下降.對比兩種合金達(dá)到時效峰值時所用的時間可知，具有不同Ce質(zhì)量分?jǐn)?shù)的兩種合金達(dá)到時效峰值所需的時間相同，但Al-7.5Zn-2Mg-2.3Cu-0.1Sc-0.2Ce合金的硬度、抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長率均高于Al-7.5Zn-2Mg-2.3Cu-0.1Sc-0.1Ce合金.根據(jù)相關(guān)實驗[11]可知，Ce元素的添加可以影響合金的微觀結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能.由于在合金時效過程中，隨著時效時間的增加，一部分GP區(qū)偏聚長大并形成過渡η′相，而一部分GP區(qū)會發(fā)生回溶.適量Ce元素的添加可以延遲GP區(qū)的回溶，促進(jìn)GP區(qū)發(fā)生非勻質(zhì)形核的同時延遲了GP區(qū)的長大，從而使得η′相更加彌散、細(xì)小，從而有利于合金各項力學(xué)性能的提高.

圖4為Al-7.5Zn-2Mg-2.3Cu-0.1Sc-0.1Ce合金在不同時效時間下的拉伸斷口形貌.由圖4a可見，當(dāng)時效時間為4 h時，合金拉伸斷口存在大量韌窩，并呈現(xiàn)出穿晶斷裂特征，合金的斷裂模式表現(xiàn)為韌性和脆性混合斷裂.由圖4b、c可見，當(dāng)時效時間為20和28 h時，合金斷口處分布的韌窩數(shù)量減少，而解理臺階數(shù)量增多，并伴隨有沿晶斷裂，合金的斷裂模式仍為韌脆混合斷裂.此外，當(dāng)時效時間過長時，合金韌性下降，脆性增加，伸長率減小.

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

圖5為Al-7.5Zn-2Mg-2.3Cu-0.1Sc-0.2Ce合金在不同時效時間下的拉伸斷口形貌.由圖5a可見，當(dāng)時效時間為4 h時，合金拉伸斷口分布著大量韌窩，并表現(xiàn)出良好的韌性.由圖5b可見，當(dāng)時效時間為20 h時，合金拉伸斷口的韌窩數(shù)量減少，呈現(xiàn)出明顯的穿晶斷裂特征，因而在峰時效狀態(tài)下合金的拉伸斷裂方式為韌脆混合斷裂.由圖5c可見，當(dāng)時效時間為28 h時，合金拉伸斷口表面韌窩數(shù)量增多，呈現(xiàn)出大量解理斷裂和少量沿晶斷裂的特征，此時合金拉伸斷口亦呈現(xiàn)出韌脆混合斷裂特征.對比圖4、5可知，Al-7.5Zn-2Mg-2.3Cu-0.1Sc-0.2Ce合金拉伸斷口的韌窩數(shù)量更多，合金韌性更好，表明添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.2%的Ce元素可以提高Al-7.5Zn-2Mg-2.3Cu-0.1Sc合金的韌性.

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

3 結(jié) 論

通過以上實驗分析可以得到如下結(jié)論：

1) 加入質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.2%的稀土元素Ce可以顯著改善Al-7.5Zn-2Mg-2.3Cu-0.1Sc合金的鑄態(tài)和T6態(tài)顯微組織，同時Ce元素可以起到細(xì)化晶粒作用；

2) 對Al-7.5Zn-2Mg-2.3Cu-0.1Sc-xCe合金進(jìn)行T6處理時，隨著時效時間的延長，合金硬度和抗拉強(qiáng)度先增加后降低，Al-7.5Zn-2Mg-2.3Cu-0.1Sc-0.2Ce合金的峰值硬度為216 HB，峰值抗拉強(qiáng)度為681.7 MPa，峰值屈服強(qiáng)度為638.2 MPa；

3) Al-7.5Zn-2Mg-2.3Cu-0.1Sc-xCe(x=0.1，0.2)合金的拉伸斷裂方式均為韌脆混合斷裂，而Al-7.5Zn-2Mg-2.3Cu-0.1Sc-0.2Ce合金的拉伸斷口具有更多韌窩，因而合金韌性更好.

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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.

國家自然科學(xué)基金資助項目(51274036).

胡水平(1967-)，男，湖北武漢人，副教授，博士，主要從事材料加工工藝及設(shè)備、材料性能優(yōu)化等方面的研究.

* 本文已于2017-10-25 21∶13在中國知網(wǎng)優(yōu)先數(shù)字出版.網(wǎng)絡(luò)出版地址：http：//kns.cnki.net/kcms/detail/21.1189.T.20171025.2113.052.html

收稿日期：2016-11-28.

基金項目：遼寧省教育廳創(chuàng)新團(tuán)隊項目(LT2013004)；沈陽市科學(xué)技術(shù)計劃資助項目(F12-070-2-00).

作者簡介：吳 偉(1962-)，男，遼寧沈陽人，副教授，博士，主要從事輕質(zhì)合金及其性能等方面的研究.

* 本文已于2017-10-25 21∶12在中國知網(wǎng)優(yōu)先數(shù)字出版.網(wǎng)絡(luò)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 英文審校：尹淑英)