微量Ce對(duì)亞快速凝固Al-Zn-Mg-Cu合金組織與性能的影響

黃高仁，孫乙萌，張 利，劉玉林

(沈陽(yáng)航空航天大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，沈陽(yáng) 110136)

Al-Zn-Mg-Cu系合金因具有低密度、高比強(qiáng)度、較好的耐腐蝕性和韌性、優(yōu)良的加工性能而被廣泛地應(yīng)用于航空航天、高速列車(chē)、核工業(yè)等重要領(lǐng)域[1-3]。20世紀(jì)90年代，工業(yè)發(fā)達(dá)國(guó)家采用噴射成形技術(shù)成功開(kāi)發(fā)了含鋅量8%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)以上(最高達(dá)14%)，抗拉強(qiáng)度達(dá)到780～830MPa，伸長(zhǎng)率為8%～13%的超高強(qiáng)鋁合金，奠定了新一代超高強(qiáng)鋁合金在高性能輕合金中的重要地位[4-6]。目前，國(guó)內(nèi)外學(xué)者對(duì)Al-Zn-Mg-Cu系合金的研究發(fā)展主要集中于以下幾個(gè)方面：(1)優(yōu)化合金成分設(shè)計(jì)，提高合金元素含量，添加稀土等微量元素，進(jìn)一步提高合金的強(qiáng)度、韌性和耐蝕性[7]；(2)改進(jìn)傳統(tǒng)的鑄錠冶金制備技術(shù)，提高合金的綜合性能[8]；(3)發(fā)展更好的熱處理工藝，實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)度、高塑性、高韌性和高抗蝕性的統(tǒng)一[9-12]。

經(jīng)過(guò)多年的研究和探索，稀土是最被看重和最有希望的鋁合金變質(zhì)劑[13]。研究表明，在鋁合金中加入微量稀土元素，可以?xún)艋辖鹨?，顯著改善鋁合金的金相組織，細(xì)化晶粒，去除有害氣體和雜質(zhì)，減少裂紋源，從而提高合金強(qiáng)度，增加合金韌性，改善加工性能[14-16]。

亞快速凝固的冷卻速率為100～103K/s，也被稱(chēng)為準(zhǔn)快速凝固或近快速凝固[17-18]。亞快速凝固生產(chǎn)的鑄件能減小枝晶間距，細(xì)化晶粒，減小偏析，提高鑄件力學(xué)性能，具有很好的應(yīng)用前景。薄帶連軋、壓鑄和連鑄連軋等鑄造工藝都屬于亞快速凝固。目前以傳統(tǒng)方式鑄造的主流Al-Zn-Mg-Cu系合金的Zn含量通常不超過(guò)8%，而快速凝固能大幅提高鋁合金中主合金元素固溶度，提高合金力學(xué)性能。本工作采用的亞快速凝固能夠解決快速凝固在生產(chǎn)實(shí)際中難以應(yīng)用的問(wèn)題，使Al-Zn-Mg-Cu系合金強(qiáng)度提高的同時(shí)，以合理的均勻化與固溶時(shí)效工藝使合金的塑韌性不會(huì)大幅下降，保證合金優(yōu)良的綜合性能。

本工作旨在通過(guò)在亞快速凝固Al-Zn-Mg-Cu合金中添加Ce，研究Ce對(duì)合金組織和力學(xué)性能的影響，探究微量Ce對(duì)熱處理工藝的影響，以便探求合理的均勻化制度，為今后提高Al-Zn-Mg-Cu合金綜合性能提供更多的方法和參考途徑。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)以Al-12Zn-3Mg-2Cu-0.12Zr合金，即合金A為基礎(chǔ)，在合金A中添加微量Ce(合金B(yǎng))作為對(duì)照組。合金制備采用工業(yè)純Al(99.7%)，純Zn，純Mg以及Al-50Cu，Al-10Zr和Al-10Re(混合稀土)中間合金，在坩堝電阻爐中熔煉。合金化學(xué)成分見(jiàn)表1。變質(zhì)細(xì)化劑為Al-5Ti-1B絲，精煉除氣劑為C2Cl6，以亞快速冷卻方式凝固。亞快速凝固在自制的雙面水冷鐵模中進(jìn)行[19]，試樣尺寸為150mm×200mm×15mm，冷卻速率約為20K/s，澆注溫度在720℃左右。凝固后的合金板材采用460℃/16h+470℃/16h的雙級(jí)均勻化熱處理工藝，固溶溫度與均勻化溫度一致，所以在均勻化退火后直接進(jìn)行室溫水淬，淬火轉(zhuǎn)移時(shí)間小于5s，隨后進(jìn)行120℃/24h的人工時(shí)效。

表1 實(shí)驗(yàn)合金化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 Chemical compositions of experimental alloys(mass fraction/%)

金相試樣預(yù)磨后，采用自制的電解拋光裝置進(jìn)行電解拋光和電解腐蝕，顯微組織觀察使用OLYMPUS GX71光學(xué)金相顯微鏡。DSC實(shí)驗(yàn)在Labsys-1600差熱分析儀上進(jìn)行，升溫速率為10℃/min，最終溫度為700℃。在RG3050微機(jī)控制電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行時(shí)效后試樣的拉伸力學(xué)性能測(cè)試，使用Zeiss-Sigma掃描電鏡觀察合金斷口組織，并用Oxford X-MaxN進(jìn)行EDS分析。

2 結(jié)果與分析

合金A和B亞快速凝固試樣的金相顯微組織如圖1和圖2(偏光)所示。由圖1可知，晶界上存在著大量由于金屬液以較快的冷卻速率凝固而形成的非平衡共晶組織。對(duì)比圖1(a)和(b)，合金A枝晶間距較大，且伴有嚴(yán)重的枝晶偏析，合金B(yǎng)相對(duì)于合金A而言，非平衡共晶相的數(shù)量并未顯著增多，但合金B(yǎng)枝晶間距減小，晶界面積增加，枝晶偏析減小，非平衡相分布均勻。觀察圖2可知，兩種合金的鑄態(tài)組織主要都以等軸晶為主，但稀土的加入明顯使晶粒更為細(xì)小。合金B(yǎng)的晶粒尺寸較合金A明顯細(xì)化，也不存在合金A中的分散縮孔，且細(xì)化晶粒的效果較為顯著。

為研究Ce對(duì)兩種合金熱處理工藝的影響，制定合理的均勻化溫度，對(duì)兩種合金樣品進(jìn)行了DSC實(shí)驗(yàn)，亞快速凝固的兩種合金鑄錠的熔化過(guò)程DSC曲線如圖3所示。由圖可知，在合金的熔化過(guò)程中，第一個(gè)吸熱峰為合金低熔點(diǎn)共晶相熔化的吸熱峰(a)，合金A和B的吸熱峰溫度分別為479.5℃和476.5℃，說(shuō)明合金B(yǎng)中的共晶相的初熔溫度更低。換而言之，添加Ce降低了共晶相的初熔溫度。第二個(gè)吸熱峰為合金熔化的吸熱峰(b)，合金A和B的吸熱峰溫度分別為610.9℃和619.3℃，合金B(yǎng)的熔點(diǎn)相對(duì)更高些。

圖1 合金A和B亞快速凝固的金相顯微組織圖 (a)合金A；(b)合金B(yǎng)Fig.1 Metallographic images of alloys A and B solidified under near-rapid cooling (a)alloy A;(b)alloy B

圖2 合金A和B的亞快速凝固金相(偏光)顯微組織圖 (a)合金A；(b)合金B(yǎng)Fig.2 Metallographic (polarized) images of alloys A and B solidified under near-rapid cooling (a)alloy A;(b)alloy B

在DSC曲線的指導(dǎo)下，對(duì)合金A和B進(jìn)行均勻化處理。經(jīng)過(guò)460℃/16h的熱處理后，其金相顯微組織圖像如圖4所示。觀察圖4(a)和(b)可以發(fā)現(xiàn)，合金經(jīng)過(guò)460℃/16h的熱處理后的非平衡共晶相已大部分溶入基體。

將合金A和B經(jīng)460℃/16h均勻化處理前后的金相照片使用OLYMPUS金相分析軟件對(duì)比分析。將合金鑄錠中的α-Al基體相標(biāo)記為α，將非平衡共晶相標(biāo)記為β，分析結(jié)果見(jiàn)表2。

圖3 合金A和B熔化過(guò)程的DSC曲線Fig.3 DSC curves of alloys A and B during fusion

圖4 合金A和B經(jīng)460℃/16h熱處理后的金相顯微組織圖 (a)合金A；(b)合金B(yǎng)Fig.4 Metallographic images of alloys A and B after heat treatment at 460℃ for 16h (a)alloy A;(b)alloy B

表2 合金A和B中均勻化處理前后基體和共晶組織的體積分?jǐn)?shù)(%)Table 2 Volume fraction(%) of the matrix and eutectic phasesin alloys A and B before and after homogenizing annealing

由表2數(shù)據(jù)對(duì)比可以看出，稀土元素Ce的添加使合金B(yǎng)中共晶組織有所增加，但不顯著。由460℃/16h均勻化處理后的數(shù)據(jù)可以發(fā)現(xiàn)，共晶相比例顯著降低，說(shuō)明均勻化處理使得共晶組織溶入基體。經(jīng)均勻化處理后，合金A中β相減少36%，合金B(yǎng)中β相減少51%。顯然，合金B(yǎng)的均勻化程度更高，這說(shuō)明添加Ce可以促進(jìn)合金中的共晶相回溶。

合金A和B樣品經(jīng)460℃/16h的均勻化熱處理都未曾過(guò)燒，為了探究Ce對(duì)Al-Zn-Mg-Cu合金過(guò)燒溫度是否有影響，將均勻化溫度設(shè)為470℃和480℃再進(jìn)行實(shí)驗(yàn)。發(fā)現(xiàn)合金A,B在不同熱處理溫度下，合金組織變化不盡相同，合金A和B經(jīng)過(guò)470℃/16h和經(jīng)過(guò)480℃/16h熱處理的金相顯微組織圖像如圖5所示。

圖5(a-1),(b-1)分別為合金A，B經(jīng)470℃/16h熱處理的金相顯微組織圖像，圖5(a-1)中枝晶大部溶解，但還有少量共晶相或難溶相存在，合金沒(méi)有出現(xiàn)過(guò)燒現(xiàn)象，而圖5(b-1)中，枝晶已全部回溶入基體，有部分晶粒交界處的三角晶界熔化，晶內(nèi)出現(xiàn)燒損而產(chǎn)生點(diǎn)蝕，合金出現(xiàn)了過(guò)燒現(xiàn)象。圖5(a-2),(b-2)分別為合金A，B經(jīng)480℃/16h熱處理的金相顯微組織圖像，圖5(a-2)與圖5(b-1)相似，枝晶回溶入基體，部分三角晶界熔化，晶內(nèi)出現(xiàn)燒損，合金出現(xiàn)了過(guò)燒現(xiàn)象，圖5(b-2)合金無(wú)論晶內(nèi)還是晶界處都出現(xiàn)燒損，合金出現(xiàn)了嚴(yán)重過(guò)燒現(xiàn)象。這個(gè)結(jié)果與DSC曲線相吻合，即合金B(yǎng)中的共晶相的初熔溫度比合金A低。共晶相初熔溫度低使其在均勻化過(guò)程中比較容易回溶。因此在相同均勻化溫度下，合金B(yǎng)的均勻化程度更高。

圖5 合金A和B經(jīng)不同溫度16h熱處理的金相顯微組織圖 (a)alloy A；(b)alloy B；(1)470℃；(2)480℃Fig.5 Metallographic microstructures of alloys A and B after heat treatment at different temperatures for 16h(a)alloy A；(b)alloy B；(1)470℃；(2)480℃

圖6為合金A和B均勻化處理后的SEM顯微組織圖，表3是對(duì)圖6上5個(gè)位置的能譜分析。分析圖6和表3，位置1是對(duì)合金A中殘余相的能譜分析，殘余相是一種AlZnMgCu四元相，位置2是對(duì)合金A基體組織的能譜分析，位置3和位置4是對(duì)合金B(yǎng)中兩種不同的殘余相的能譜分析，位置4表示的殘余相也是AlZnMgCu四元相，但Mg，Cu元素與位置2表示的殘余相偏析程度不同。位置3表示的殘余相中含有遠(yuǎn)高于基體組織的Ce含量，位置5是對(duì)合金B(yǎng)基體組織的能譜分析，表明合金基體組織中含有微量Ce元素，這可能是合金B(yǎng)在凝固過(guò)程中部分Ce元素與其他合金元素富集并作為異質(zhì)形核的核心，起到促進(jìn)晶粒細(xì)化的作用，而其他少量Ce元素固溶于基體。

圖6 合金A和B均勻化處理后的SEM顯微組織圖 (a)合金A；(b)合金B(yǎng)Fig.6 SEM microstructures of alloys A and B after homogenizing annealing (a)alloy A;(b)alloy B

PositionAlZnMgCuZrCe132．5727．7628．8310．800．04-291．844．862．430．87--354．3515．241．2626．950．211．99431．4125．8717．5824．950．130．08591．215．622．370．700．050．06

合金A和B試樣經(jīng)拉伸后的力學(xué)性能如表4所示。兩種合金的屈服強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率都較低，表明合金的脆性?xún)A向較大。合金B(yǎng)在伸長(zhǎng)率變化不大的情況下略微提高了屈服強(qiáng)度，大幅度提高了抗拉強(qiáng)度。所以添加Ce可以有效提高合金強(qiáng)度。

表4 合金A和B的力學(xué)性能Table 4 Mechanical properties of alloys A and B

合金A和B經(jīng)拉伸斷裂后的斷口垂面金相組織照片如圖7所示。在相同的熱處理工藝條件下，合金B(yǎng)的熱處理效果明顯更好。由于兩種合金的溶質(zhì)元素含量接近20%，均勻化熱處理難以將溶質(zhì)元素全部回溶基體，合金斷裂的裂紋沿著殘余的以顆粒狀分布的析出相分布，殘余相可能成為合金斷裂過(guò)程的裂紋源，這對(duì)合金的塑韌性有著負(fù)面作用。

圖7 合金A和B斷口垂面金相顯微組織圖 (a)合金A；(b)合金B(yǎng)Fig.7 Metallographic microstructures of perpendicular to fracture of alloys A and B (a)alloy A;(b)alloy B

圖8所示為合金A和B的斷口SEM顯微組織圖。兩種合金的斷裂方式都是偏脆性斷裂，斷口都存在大片的條狀撕裂棱。圖8(b)中斷口裂紋較多，存在少量韌窩，說(shuō)明合金B(yǎng)較A有較高的強(qiáng)度，對(duì)塑性也應(yīng)有更好的改善。但從兩種合金的力學(xué)性能對(duì)比上看，合金強(qiáng)度的提升較為明顯，但塑性變化不大。

圖8 合金A和B的斷口SEM顯微組織圖 (a)合金A；(b)合金B(yǎng)Fig.8 SEM microstructures of fracture surfaces of alloys A and B (a)alloy A;(b)alloy B

鋁合金在熔煉過(guò)程中會(huì)帶入大量氣體和氧化夾雜，使鑄件產(chǎn)生針孔、裂紋和夾雜等缺陷，降低鋁合金的強(qiáng)度，工業(yè)生產(chǎn)中使用氯鹽精煉除氣和濾網(wǎng)過(guò)濾仍不能完全消除。

本實(shí)驗(yàn)中添加Ce能使合金的晶粒尺寸顯著細(xì)化，明顯消除合金鑄造過(guò)程中產(chǎn)生的分散縮孔，對(duì)合金起到細(xì)晶和凈化的作用。由于稀土與氫有較大的親和力[20-21]，能大量吸附和溶解氫形成穩(wěn)定的化合物，降低鋁合金的含氫量和孔隙率。稀土能與氮生成難熔化合物[22]，在熔煉過(guò)程中大部分以渣的形式排除，從而凈化鋁液。

由Al-Ce二元相圖可知，Ce在α-Al中的固溶度最大為0.05%，大部分稀土富集在晶界處。在凝固過(guò)程中，稀土聚集在固-液界面前沿，增大成分過(guò)冷，從而使合金的二次枝晶間距縮小。稀土與α-Al基體形成的Al4RE第二相粒子在合金凝固時(shí)起異質(zhì)形核的作用，催化α相形核細(xì)化晶粒，對(duì)提高合金形核率使晶粒細(xì)化、提高合金塑性和彈性模量都有顯著效果[23]。

Al-Zn-Mg-Cu合金鑄錠需要均勻化退火來(lái)溶解非平衡相，消除枝晶偏析和成分不均，由于合金凝固過(guò)程中冷卻速率過(guò)快而導(dǎo)致合金元素在晶界和枝晶間偏聚，均勻化后這些元素在晶內(nèi)充分?jǐn)U散，消除了成分偏析，所以均勻化效果對(duì)合金最終的力學(xué)性能有著重大影響。

經(jīng)460℃/16h均勻化處理后，合金B(yǎng)共晶相低熔點(diǎn)共晶組織的溶解比合金A效果更好，可以認(rèn)為Ce元素對(duì)合金的均勻化有著促進(jìn)作用，促進(jìn)Al-Zn-Mg-Cu合金中的低熔點(diǎn)共晶相更好地回溶入基體，縮短均勻化時(shí)間，提高合金的均勻化效果。根據(jù)菲克第二定律對(duì)合金成分偏析均勻化的解釋?zhuān)谙嗤木鶆蚧瘻囟认拢鲈氐臄U(kuò)散系數(shù)是一定的，枝晶間距越小，偏析元素的擴(kuò)散距離越短，則均勻化時(shí)間越短，效率越高。

合金A的熱處理溫度應(yīng)低于480℃，合金B(yǎng)的熱處理溫度應(yīng)低于470℃，添加稀土元素Ce對(duì)合金的均勻化溫度有所影響，可以有效降低合金的均勻化溫度。在相同的實(shí)驗(yàn)條件下，添加Ce可以有效提高合金強(qiáng)度，合金強(qiáng)度的提高與Ce對(duì)合金的細(xì)晶強(qiáng)化和對(duì)合金均勻化的促進(jìn)作用都有關(guān)。

3 結(jié)論

(1)在Al-Zn-Mg-Cu合金中添加Ce能減小枝晶間距，使合金的晶粒尺寸顯著細(xì)化，對(duì)合金起到細(xì)晶和凈化的作用。

(2)微量Ce元素可以促進(jìn)Al-Zn-Mg-Cu合金中的低熔點(diǎn)共晶相回溶基體，縮短均勻化時(shí)間，提高合金的均勻化效率。合金A的均勻化溫度應(yīng)低于480℃，合金B(yǎng)的均勻化溫度應(yīng)低于470℃。

(3)合金B(yǎng)在伸長(zhǎng)率變化不大的情況下略微提高了屈服強(qiáng)度，大幅度提高了抗拉強(qiáng)度。所以添加Ce可以有效提高合金強(qiáng)度，但合金脆性?xún)A向較大。

[1] 劉兵，彭超群，王日初，等. 大飛機(jī)用鋁合金的研究現(xiàn)狀及展望[J]. 中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào), 2010, 20(9):1705-1715.

LIU B, PENG C Q, WANG R C, et al. Recent development and prospects for giant plane aluminum alloys[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2010, 20(9):1705-1715.

[2] BERG L K, GJONNES J, HANSEN V, et al. GP-zones in Al-Zn-Mg alloys and their role in artificial aging[J]. Acta Materialia, 2001, 49(17):3443-3451.

[3] 祝令狀，李忠華，張楨，等. 噴射成形7055鋁合金熱變形行為模擬[J]. 航空材料學(xué)報(bào), 2016, 36(1):18-25.

ZHU L Z, LI Z H, ZHANG Z, et al. Hot deformation simulation of spray formed 7055 aluminum alloy[J]. Journal of Aeronautical Materials, 2016, 36(1):18-25.

[4] 陳昌麒. 超高強(qiáng)鋁合金的發(fā)展[J]. 中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào), 2002, 12(增刊): 22-27.

CHEN C Q. Development of ultra-high strength aluminum alloys[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2002, 12(Suppl):22-27.

[5] LEATHAM A. Spray forming: alloys, products and markets[J]. Metal Powder Report, 1999, 54(54):28-30.

[6] 馬志峰，趙唯一，陸政. 織構(gòu)及組織結(jié)構(gòu)對(duì)超高強(qiáng)鋁合金平面力學(xué)性能的影響[J]. 航空材料學(xué)報(bào), 2015, 35(3):1-6.

MA Z F, ZHAO W Y, LU Z. Impact of texture and microstructure on in-plane anisotropy of ultra-high strength aluminium alloy[J]. Journal of Aeronautical Materials, 2015, 35(3):1-6.

[7] IMAMURA T. Current status and trend of applicable material technology for aerospace structure[J]. Light Metals, 1999, 49(7):302-309.

[8] 王洪，付高峰，孫繼紅，等. 超高強(qiáng)鋁合金研究進(jìn)展[J]. 材料導(dǎo)報(bào), 2006, 20(2): 58-60.

WANG H, FU G F, SUN J H, et al. Present research and developing trends of ultra high strength[J]. Materials Review, 2006, 20(2): 58-60.

[9] CHEN K H, HUANG L P. Strengthening-toughening of 7××× series high strength aluminum alloys by heat treatment[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2003, 13(3): 484-490.

[10] ZENG Y, YIN Z M, ZHU Y Z, et al. Microstructure investigation of a new type super high strength aluminum alloy at different heat-treated conditions[J]. Rare Metals, 2004, 23(4): 377-384.

[11] 彭速中. 高強(qiáng)鋁合金7B04強(qiáng)韌化固溶時(shí)效熱處理工藝的研究[J]. 鋁加工, 2004(3):49-54.

PENG S Z. Study on solution-aging heat teatment process for high strength 7B04 aluminum alloy[J]. Aluminium Fabrication, 2004 (3):49-54.

[12] 趙鳳，魯法云，郭富安. 兩種7050鋁合金厚板的組織與性能[J]. 航空材料學(xué)報(bào), 2015, 35(2):64-71.

ZHAO F, LU F Y, GUO F A. Comparative analysis of microstructures and properties of two kinds of thick plates of 7050-T7451 aluminum alloy[J]. Journal of Aeronautical Materials, 2015, 35(2):64-71.

[13] 唐多光. 鑄造鋁合金精煉變質(zhì)的好材料——稀土合金[J]. 特種鑄造及有色合金, 1999(5):42-44.

TANG D G. An excellent material for casting Al alloy refinement and modification—rare earth alloy[J]. Special Casting and Nonferrous Alloys, 1999(5):42-44.

[14] 劉光華．稀土材料與應(yīng)用技術(shù)(第一版)[M]. 北京:化學(xué)工業(yè)出版社, 2005．

[15] 王麗萍，康福偉，郭二軍，等. 單一稀土Ce，La和混合稀土在工業(yè)純鋁中的作用[J]. 中國(guó)稀土學(xué)報(bào), 2003, 21(2):218-221.

WANG L P, KANG F W, GUO E J, et al. Role of single rare earths Ce, La and mischmetal in commercial pure aluminum[J]. Journal of the Chinese Society of Rare Earths, 2003, 21(2):218-221.

[16] 張中可，車(chē)云，張德恩. 稀土對(duì)ZL205A合金組織結(jié)構(gòu)的影響[J]. 貴州科學(xué), 2008, 26(1):52-56.

ZHANG Z K, CHE Y, ZHANG D E. The impact of rare-earth elements to the structure of the alloy ZL205A[J]. Guizhou Science, 2008, 26(1):52-56.

[17] 沈?qū)幐?，湯亞力，關(guān)紹康，等. 凝固理論進(jìn)展與快速凝固[J]. 金屬學(xué)報(bào), 1996, 32(7):673-684.

SHEN N F, TANG Y L, GUAN S K, et al. Solidification theory and rapid solidification[J]. Acta Metallurgica Sinica, 1996, 32(7):673-684.

[18] 張海峰，丁炳哲，胡壯麒. 塊狀金屬玻璃研究與進(jìn)展[J]. 金屬學(xué)報(bào), 2001, 37(11):1131-1141.

ZHANG H F, DING B Z, HU Z Q. Investigations and progresses on bulk metal glasses[J]. Acta Metallurgica Sinica, 2001, 37(11):1131-1141.

[19] LIU Y L, HUANG G R, SUN Y M, et al. Effect of Mn and Fe on the formation of Fe- and Mn-rich intermetallics in Al-5Mg-Mn alloys solidified under near-rapid cooling[J]. Materials, 2016, 9(2):1-14.

[20] 曹大力，石忠寧，楊少華，等. 稀土在鋁及鋁合金中的作用[J]. 稀土, 2006, 27(5):88-93.

CAO D L, SHI Z N, YANG S H, et al. Effects of rare earth on aluminum and its alloys[J]. Chinese Rare Earths, 2006, 27(5):88-93.

[21] 鐘建華，朱洪斌，馮凱，等. 稀土元素對(duì)7075鋁合金組織的影響[J]. 特種鑄造及有色合金, 2010, 30(10):899-901.

ZHONG J J, ZHU H B, FENG K, et al. Effects of RE on microstructure of 7075 aluminum alloy[J]. Special Casting and Nonferrous Alloys, 2010, 30(10):899-901.

[22] 袁孚勝，李明茂，朱應(yīng)祿，等. 稀土在鋁及其合金中的作用和應(yīng)用[J]. 上海有色金屬, 2009, 30(3):129-133.

YUAN F S, LI M M, ZHU Y L, et al. Effect of rare earths in aluminum and aluminum alloys and its applications[J]. Shanghai Nonferrous Metals, 2009, 30(3):129-133.

[23] CHAUBEY A K, MOHAPATRA S, JAYASANKAR K, et al. Effect of cerium addition on microstructure and mechanical properties of Al-Zn-Mg-Cu alloy[J]. Transactions of the Indian Institute of Metals, 2009, 62(6):539-543.