2024年4月26日发(作者：谢高义)
Al-Zn-Mg-Cu-Zr-0.12Ce合金铸锭的均匀化退火及组织演
变
袁新雄;尹登峰;余鑫祥;潘康观;卢少康;胡婷;吕正风;祝贞凤
【摘 要】采用光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)、电子探针(EPMA)、波谱分析
(WDS)、X射线衍射(XRD)以及差示扫描量热仪(DSC)等技术对Al-Zn-Mg-Cu-Zr-
0.12Ce合金铸态组织及均匀化退火过程中的组织演变进行研究.结果表明:该合金铸
态组织存在严重的枝晶偏析,主要由α(Al)基体、α(Al)+Mg(Zn,Al,Cu)2非平衡共晶
组织以及少量的θ(Al2Cu)相、Al8Cu4Ce相、Al7Cu2Fe相构成;均匀化退火过程
中,大量层片状共晶组织溶入基体,同时转变生成Al2CuMg相;合金的过烧温度为
474.87℃;合金的最佳单级均匀化退火工艺为465℃、40 h,这与均匀化动力学方程
测算结果接近;合金经(435℃,8 h)+(470℃,32 h)双级均匀化退火处理后,回溶效果
更好,主要残留相为难溶的Al2CuMg相,少量含Fe杂质相以及Al8Cu4Ce
相.%The microstructure of the as-cast Al-Zn-Mg-Cu-Zr-0.12Ce aluminum
alloy and microstructure evolution during homogenization were
investigated by means of optical microscopy (OM), scanning electron
microscopy (SEM), electron probe micro-analyzer (EPMA), wavelength
dispersive spectroscopy (WDS), X-ray diffractometry (XRD) and differential
scanning calorimetry (DSC). The results indicate that the severe dendritic
segregation exists in Al-Zn-Mg-Cu-Zr-0.12Ce alloy ingot. The as-cast
microstructure mainly involvesα(Al), non-equilibrium eutectics
(α(Al)+Mg(Zn, Al, Cu)2), and small amounts ofθ(Al2Cu), Al8Cu4Ce and
Al7Cu2Fe phases. During homogenization, the lamellar eutectic structures
in the as-cast alloy is dissolved into the matrix, meanwhile, a
transformation from Mg(Zn, Al, Cu)2 to Al2CuMg phase also occurs. The
overburnt temperature of the alloy is 474.87℃. The optimum parameters
of single homogenization are (465℃, 40 h), which is consistent with the
result of homogenization kinetic analysis. The eutectic phases are
eliminated more sufficiently with two-step homogenization treatment at
435℃ for 12 h and then at 470℃ for 32 h. The residual second particles
after homogenization are some small Al2CuMg, Fe-rich and Al8Cu4Ce
phases.
【期刊名称】《中国有色金属学报》
【年(卷),期】2017(027)003
【总页数】9页(P459-467)
【关键词】Al-Zn-Mg-Cu-Zr-0.12Ce合金;均匀化;组织演变;均匀化动力学
【作 者】袁新雄;尹登峰;余鑫祥;潘康观;卢少康;胡婷;吕正风;祝贞凤
【作者单位】中南大学材料科学与工程学院,长沙 410083;中南大学材料科学与工
程学院,长沙 410083;烟台南山学院工学院,烟台 265713;中南大学材料科学与工程
学院,长沙 410083;中南大学材料科学与工程学院,长沙 410083;中南大学材料科学
与工程学院,长沙 410083;中南大学材料科学与工程学院,长沙 410083;烟台南山学
院工学院,烟台 265713;烟台南山学院工学院,烟台 265713
【正文语种】中 文
【中图分类】TG146
近年来，在7055铝合金的基础上，通过调整合金成分，最新开发的一系列高强高
韧铝合金(如AA7136、AA7056和AA7095等)其合金元素Zn含量均超过
8.5%(质量分数)，高Zn含量Al-Zn-Mg-Cu系合金已成为研究热点[1−3]。研究
结果表明，在原有合金成分基础上增加Zn元素含量，可显著提高合金的强度[4]。
但合金元素含量增加会产生严重的枝晶偏析和区域偏析，形成大量非平衡共晶组织
及金属间化合物，必须通过均匀化处理消除或降低化学成分和组织不均匀性，提高
合金热塑性，同时使低熔点第二相充分溶解，为后续固溶和时效热处理工艺做准备
[5−6]。
目前，国内外关于Al-Zn-Mg-Cu系合金均匀化退火前后组织演变的研究持续深入。
MONDA等[7]研究发现，7055铝合金铸态组织中存在η(MgZn2)、
T(Al2Mg3Zn3)、S(Al2CuMg) 和θ(Al2Cu) 4种物相；陈康华等[8]发现，7055
合金经470 ℃、35 h均匀化退火后，η(MgZn2)完全回溶，而T(Al2Mg3Zn3)和
S(Al2CuMg)仍然存在。最近的报道表明[9−11]，S(Al2CuMg)可能存在于铸态组
织中，也可能在均匀化退火过程中形成。此外，稀土Ce作为微合金化元素，常用
来改善和提高合金综合性能。赖建平等[12]研究认为，在Al-Zn-Mg-Cu合金中加
入少量Ce可抑制GP区析出，促进η'相析出。CHAUBEY等[13]发现添加微量Ce
可以改善7055铝合金的枝晶组织，影响析出相的形貌、尺寸及其分布。胡桂云等
[14]发现稀土Ce可以有效改善7A52合金的耐腐蚀性能。但是，目前关于含Ce
超高强铝合金均匀化退火及组织演变规律的研究少有提及。本文作者研究高含锌量
Al-Zn-Mg-Cu-Zr-0.12Ce合金均匀化退火前后的组织演变及成分分布，优化均匀
化退火工艺，为指导生产提供了理论和实验依据。
以工业高纯铝(99.94%(质量分数))、高纯锌、高纯镁、及中间合金Al-51.5%Cu、
Al-3.29%Zr、Al-10%Ce(质量分数)为原料，合金的熔炼在石墨坩埚电阻炉内进行，
熔化温度为760~780 ℃，精炼温度为730~740 ℃、铸造温度控制在720 ℃左右，
于铜模中浇铸成方形铸锭，其化学成分如表1所列。均匀化退火实验在空气炉中
进行，温度误差约±3 ℃。
金相组织观察及统计测量在Axiovert 200 MAT型光学显微镜上进行，腐蚀试剂
为2 mL HF+3 mL HCl+5 mL HNO3+190 mL蒸馏水(Keller试剂)。差热分析
(DSC)在METZSCH DSC200F3型同步热分析仪上进行，升温速率为 10 ℃/min。
采用D/Max 2500型X线衍射仪进行物相分析，扫描速率为2 (°)/min。利用FEI
Quanta−200型场发射扫描电镜、JXA−8230型电子探针分析仪对合金铸态、均
匀化退火组织的形貌、枝晶偏析以及合金成分分布情况进行观察，同时，利用配套
的波谱仪(Wavelength dispersive spectrometer, WDS)进行第二相成分分析。
2.1 合金的铸态组织
图1所示为试验合金的铸态组织金相照片。由图1可见，加入适量的稀土元素Ce，
可以显著减小枝晶间距，细化铸态晶粒，对铝合金具有良好的变质效果。铸态组织
背散射电子图像(见图2)显示，晶界处分布着大量非平衡共晶组织和少量的难溶金
属间化合物，这些非平衡共晶相呈层片状(见图2(b))或骨骼状(见图2(d))沿晶界连
续网状分布。波谱分析(如表2)结果表明，合金铸态组织中的共晶相(见图2中B
处、D处)均具有较高含量的Zn、Mg和Cu。分析发现，B处为AlZnMgCu四元
相，D处为α(Al)+AlZnMgCu四元相的混合组织。后续的X射线衍射分析得知，
AlZnMgCu四元非平衡共晶相具有MgZn2的晶体结构，这是由于Cu和Al原子
进入MgZn2相置换了其中Zn的位置而形成Mg(Zn, Cu, Al)2结构相，XRD谱中
MgZn2相对应位置的衍射峰，实为同具有MgZn2相结构的Mg(Zn, Cu, Al)2相
的衍射峰[15]。而与之相伴随的浅灰色区域为富Cu金属间化合物，如图2中A、
G处所示，其主要元素构成为Al和Cu，根据元素含量配比n(Al):n(Cu)≈2:1，判
断其为θ(Al2Cu)相。不难发现，θ(Al2Cu)相往往与AlZnMgCu四元相紧密结合
在一起，形成两相相伴而生的组织结构。图中亮白色块状(E处、F处)为富Ce相。
这种富Ce相尺寸相对较大，分布在连续网状组织周围，其元素摩尔比
n(Al):n(Cu):n(Ce)≈8:4:1，判断其为Al8Cu4Ce相，这与此前的研究结果一致[12]。
对于深灰色结晶相(C处)，波谱分析结果证明是含有Al、Cu、Fe的结晶相，该相
是7xxx系铝合金中较常见的一个高熔点难溶杂质相，通常是以Al7Cu2Fe相的形
式存在[15]。
对合金铸态组织进行元素面扫描分析，其结果如图3所示。由图3可见，铸态组
织中存在着严重的元素偏聚，主合金元素Zn、Mg 和 Cu及其他元素存在明显的
富集现象。但各元素的富集偏聚程度有所差别，如元素Al在晶内与晶界处存在着
最大程度的成分起伏，元素Zr均匀分布在晶内和晶界处。对于主合金元素而言，
元素偏析情况：Zn、Cu最为严重、Mg相对较轻。此外，元素Ce与Cu、Fe偏
聚的位置重合，与元素Mg 相互排斥。
2.2 合金均匀化退火组织
2.2.1 均匀化退火工艺
对合金铸态组织进行DSC分析，判断合金组织中低熔点共晶相的过烧温度，其结
果如图4所示。根据DSC曲线可知，铸态组织在474.87 ℃有明显的吸热峰，所
对应的是非平衡共晶相熔化的温度。为了防止合金均匀化过程中产生局部过烧，均
匀化温度一般较初熔温度低8 ℃左右，为此，选定该合金单级均匀化退火工艺为
465 ℃下退火8 h、16 h、24 h、32 h、40 h，同时选择双级均匀化(435 ℃，8
h)+(470 ℃，32 h)作为对比研究。
对不同均匀化热处理制度下的合金进行X射线衍射分析和扫描电镜组织观察，其
结果如图5和6所示。由图5可见，铸态合金由α(Al)和MgZn2相组成。随着均
匀化退火时间延长，MgZn2相逐渐回溶，合金经465 ℃、40 h退火后，MgZn2
相衍射峰完全消失，表明其已基本回溶至α(Al)基体中。同时，出现了微弱的
Al2CuMg相的衍射峰，这与后续的波谱分析结果一致。此外，铸态组织中未能发
现θ(Al2Cu)和富Ce相的衍射峰，这是由于含量太低所致。图6反映了不同均匀
化时间条件下非平衡共晶组织的溶解情况。单级均匀化条件下，延长均匀化退火时
间至40 h，均匀化效果显著，回溶较为充分。考虑到过烧、过热风险，可认为最
佳单级均匀化工艺为465 ℃、40 h。而在双级均匀化(435 ℃，8 h)+(470 ℃，32
h)条件下(见图6(g))，与单级均匀化退火相比，回溶效果更好，残留相的数量更少。
由此可见，合金的均匀化退火时最佳工艺为(435 ℃，8 h)+(470 ℃，32 h)。
2.2.2 均匀化退火过程中的组织演变
合金试样经双级均匀化退火后的背散射电子像如图7所示。铸态枝晶组织消除，
非平衡共晶组织几乎完全溶解。对合金残留相进行波谱分析，其结果如表3所示。
可以清晰地发现，原先Mg(Zn, Cu, Al)2相所占据的位置被新相(C处)所取代。波
谱分析表明，新相中Al、Cu、Mg的摩尔比约为2:1:1，这与图5中XRD谱检测
到的Al2CuMg相成分吻合，由此确定均匀化退火过程中生成了新的Al2CuMg相。
同时，Al7Cu2Fe(B处)和Al8Cu4Ce(A处、D处)粒子仍然存在，Al2Cu相溶解消
失。对退火态组织进行元素面扫描(见图8)分析发现，元素Cu、Ce和Fe在局部
区域仍存在较大程度上的富集。因此，在均匀化退火过程中，Mg(Zn, Cu, Al)2回
溶至基体，同时发生了Mg(Zn, Cu, Al)2→Al2CuMg相转变，θ(Al2Cu)相消失，
合金均匀化退火态组织中仅含少量难溶的Al2CuMg相，含Fe杂质相以及
Al8Cu4Ce相。
3.1 相的形成及组织演变
由于合金本身成分设计和铸造条件造成的差异，Al-Zn-Mg-Cu 系合金铸态组织中
可能会出现η(MgZn2)、T(Al2Mg3Zn3)、S(Al2CuMg)相以及少量的θ(Al2Cu)相、
富Fe相和Mg2Si相[7,16]。对于铸态组织中出现的θ(Al2Cu)相与AlZnMgCu四
元相相伴而生的组织结构，如图2(b)和(d) 所示。万里等[17]的研究认为，铸态组
织中的独立第二相的种类与Cu的含量相关，当Cu含量大于2.0%时，铸态组织
第二相主要为T(Al2Zn3Mg3)相和θ(Al2Cu)相。结合金属的凝固理论及合金化机
理解释该现象[15]。Al-Zn-Mg-Cu系合金非平衡凝固过程中，当液态金属达到
液相线温度时，首先发生匀晶转变L→α(Al)，α(Al)相优先从熔体中形核析出。随
着温度的降低，α(Al)相以树枝状生长方式不断凝固长大，同时溶质元素 Zn、Cu
和 Mg 不断向残留液相中扩散富集，合金凝固过程中的发生溶质再分配，Cu 原子
不断向残留液相中移动，残留液相中的Cu的浓度不断升高。随着温度进一步降低，
共晶转变(约548 ℃)L→α(Al)+θ(Al2Cu)发生，Al2Cu相开始从熔体中形核长大。
当温度降低至约475 ℃时，开始发生共晶转变L→α(Al)+T(AlZnMgCu)。此时，
液相中的先期形成的固相颗粒α(Al)和θ(Al2Cu)充当异质形核点，AlZnMgCu四
元相将优先选择依附在这些颗粒上形核析出，最终形成了两相相伴而生的组织结构。
合金铸态组织中存在严重的成分偏析，均匀化退火过程中，非平衡共晶组织中的元
素开始向晶内扩散，Mg(Zn, Cu, Al)2相逐渐溶解。由于Cu原子的扩散速率远低
于Zn、Mg原子的，均匀化退火过程中，Cu原子逐渐积累并产生一定程度上的富
集。由表3可见，新相S(Al2CuMg)化学成分含有少量的Zn(1.216%(摩尔分数)，
对比Mg(Zn, Cu, Al)2四元共晶相中元素Zn的含量，说明Zn原子从Mg(Zn, Cu,
Al)2相扩散至基体，S(Al2CuMg)相沿着Mg(Zn, Cu, Al)2相的位置形核长大，从
而发生Mg(Zn, Cu, Al)2→Al2CuMg的相变过程。此相变主要取决于Mg(Zn, Cu,
Al)2共晶相与基体之间的Cu、Zn原子交换[11]。如图7(a)灰色区域所示，经过
(435 ℃，8 h)+(470 ℃，24 h)退火，层片状共晶组织基本溶入基体，同时大量类
似椭圆球形的S(Al2CuMg)粒子生成。在此基础上延长均匀化退火时间至32 h时
(见图7(b))，S(Al2CuMg)粒子体积分数减少，说明部分S(Al2CuMg)相溶入基体，
由于S(Al2CuMg)相是一种高熔点相，在此温度下无法完全消除。
此外，由于Al8Cu4Ce相熔点较高，均匀化退火前后几乎没有溶入基体，可见该
相难以通过均匀化退火消除。元素面扫描结果(见图3和8)分析发现，元素Ce与
Cu、Fe偏聚的位置高度重合，与元素Mg 相互“排斥”。其中，元素Ce与Cu、
Fe的结合作用强，与Mg的结合作用弱，这与稀土元素本身的高化学活性有关。
通常可用“交互性强度”来描述合金元素相互作用形成金属间化合物的难易程度及
和基体中合金元素的固溶度大小[18]。元素Ce与其他元素间的交互作用强度W
可表示为
式中：εr为原子尺寸因素；Nr为电负性因素；W 越大则元素间交互作用越强烈，
形成金属间化合物趋势越强，合金元素在基体中固溶度越低。查阅相关文献[19]可
知，元素Ce与Al之间的W为4.35，Ce与Cu之间的W为11.8，即Ce除了极
少数溶于Al基体，多数以化合物Al8Cu4Ce相的形式存在。此外，Ce与Fe之间
的W为11.5，故而Ce的加入能有效吸附杂质元素，减轻杂质元素的影响；而元
素Ce与Mg之间的W仅为0.85，两者之间交互作用很弱，使得Mg和Ce难以
顺利以化合物的形式存在，从而有利于Mg元素在Al基体中的溶解，提高Mg的
固溶度。
3.2 均匀化动力学分析
均匀化过程主要是基于原子的晶内扩散过程，溶质原子从含量高的晶界处向晶内扩
散，当成分趋于均匀时均匀化过程便基本结束[20]。相关的研究[10, 21−22]认为，
均匀化退火动力学方程可近似表示为
式中：T和t为均匀化退火温度和时间；R为摩尔气体常数；Q为热激活能；D0
为扩散系数；L为枝晶间距。由于Cu的扩散速率远低于Zn、Mg的扩散速率，所
以均匀化过程主要受Cu元素扩散调控。查阅文献[23]可知，D0(Cu)=0.084
cm2/s，Q(Cu)=136.8 kJ/mol，R=8.31 J/(mol·K)，将各参量代入式(2)中绘出不
同枝晶间距L对应的Cu元素均匀化动力学曲线(见图 9)。在金相显微镜上对铸态
组织进行观察测量，定量统计得出枝晶平均间距L约为45 μm。从动力学曲线可
以看出，在465 ℃均匀化退火条件下，最佳退火时间约为37.9 h，这与实验结果
(465 ℃，40 h)比较接近。
1) Al-Zn-Mg-Cu-Zr-0.12Ce合金铸态组织成分分布不均匀，存在严重的枝晶偏析，
非平衡共晶组织呈连续网状分布。合金铸态组织由α(Al)基体、Mg(Zn, Al, Cu)2
相以及少量的θ(Al2Cu)相、Al8Cu4Ce相、Al7Cu2Fe相构成。
2) 合金铸锭均匀化的过烧温度为474.87 ℃，在465 ℃均匀化退火温度条件下，
最佳单级均匀化退火时间约为40 h，与动力学方程测算结果较为接近。对比非平
衡共晶相的残留情况，(435 ℃，8 h)+(470 ℃，32 h)双级均匀化退火效果最佳。
3) 试验合金经(435 ℃，8 h)+(470 ℃，32 h)均匀化退火后，Mg(Zn, Al, Cu)2溶
入基体，同时，转变生成S(Al2CuMg)相。合金残留相主要是难溶的Al2CuMg相，
少量含Fe杂质相以及Al8Cu4Ce相。
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2024年4月26日发(作者：谢高义)
Al-Zn-Mg-Cu-Zr-0.12Ce合金铸锭的均匀化退火及组织演
变
袁新雄;尹登峰;余鑫祥;潘康观;卢少康;胡婷;吕正风;祝贞凤
【摘 要】采用光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)、电子探针(EPMA)、波谱分析
(WDS)、X射线衍射(XRD)以及差示扫描量热仪(DSC)等技术对Al-Zn-Mg-Cu-Zr-
0.12Ce合金铸态组织及均匀化退火过程中的组织演变进行研究.结果表明:该合金铸
态组织存在严重的枝晶偏析,主要由α(Al)基体、α(Al)+Mg(Zn,Al,Cu)2非平衡共晶
组织以及少量的θ(Al2Cu)相、Al8Cu4Ce相、Al7Cu2Fe相构成;均匀化退火过程
中,大量层片状共晶组织溶入基体,同时转变生成Al2CuMg相;合金的过烧温度为
474.87℃;合金的最佳单级均匀化退火工艺为465℃、40 h,这与均匀化动力学方程
测算结果接近;合金经(435℃,8 h)+(470℃,32 h)双级均匀化退火处理后,回溶效果
更好,主要残留相为难溶的Al2CuMg相,少量含Fe杂质相以及Al8Cu4Ce
相.%The microstructure of the as-cast Al-Zn-Mg-Cu-Zr-0.12Ce aluminum
alloy and microstructure evolution during homogenization were
investigated by means of optical microscopy (OM), scanning electron
microscopy (SEM), electron probe micro-analyzer (EPMA), wavelength
dispersive spectroscopy (WDS), X-ray diffractometry (XRD) and differential
scanning calorimetry (DSC). The results indicate that the severe dendritic
segregation exists in Al-Zn-Mg-Cu-Zr-0.12Ce alloy ingot. The as-cast
microstructure mainly involvesα(Al), non-equilibrium eutectics
(α(Al)+Mg(Zn, Al, Cu)2), and small amounts ofθ(Al2Cu), Al8Cu4Ce and
Al7Cu2Fe phases. During homogenization, the lamellar eutectic structures
in the as-cast alloy is dissolved into the matrix, meanwhile, a
transformation from Mg(Zn, Al, Cu)2 to Al2CuMg phase also occurs. The
overburnt temperature of the alloy is 474.87℃. The optimum parameters
of single homogenization are (465℃, 40 h), which is consistent with the
result of homogenization kinetic analysis. The eutectic phases are
eliminated more sufficiently with two-step homogenization treatment at
435℃ for 12 h and then at 470℃ for 32 h. The residual second particles
after homogenization are some small Al2CuMg, Fe-rich and Al8Cu4Ce
phases.
【期刊名称】《中国有色金属学报》
【年(卷),期】2017(027)003
【总页数】9页(P459-467)
【关键词】Al-Zn-Mg-Cu-Zr-0.12Ce合金;均匀化;组织演变;均匀化动力学
【作 者】袁新雄;尹登峰;余鑫祥;潘康观;卢少康;胡婷;吕正风;祝贞凤
【作者单位】中南大学材料科学与工程学院,长沙 410083;中南大学材料科学与工
程学院,长沙 410083;烟台南山学院工学院,烟台 265713;中南大学材料科学与工程
学院,长沙 410083;中南大学材料科学与工程学院,长沙 410083;中南大学材料科学
与工程学院,长沙 410083;中南大学材料科学与工程学院,长沙 410083;烟台南山学
院工学院,烟台 265713;烟台南山学院工学院,烟台 265713
【正文语种】中 文
【中图分类】TG146
近年来，在7055铝合金的基础上，通过调整合金成分，最新开发的一系列高强高
韧铝合金(如AA7136、AA7056和AA7095等)其合金元素Zn含量均超过
8.5%(质量分数)，高Zn含量Al-Zn-Mg-Cu系合金已成为研究热点[1−3]。研究
结果表明，在原有合金成分基础上增加Zn元素含量，可显著提高合金的强度[4]。
但合金元素含量增加会产生严重的枝晶偏析和区域偏析，形成大量非平衡共晶组织
及金属间化合物，必须通过均匀化处理消除或降低化学成分和组织不均匀性，提高
合金热塑性，同时使低熔点第二相充分溶解，为后续固溶和时效热处理工艺做准备
[5−6]。
目前，国内外关于Al-Zn-Mg-Cu系合金均匀化退火前后组织演变的研究持续深入。
MONDA等[7]研究发现，7055铝合金铸态组织中存在η(MgZn2)、
T(Al2Mg3Zn3)、S(Al2CuMg) 和θ(Al2Cu) 4种物相；陈康华等[8]发现，7055
合金经470 ℃、35 h均匀化退火后，η(MgZn2)完全回溶，而T(Al2Mg3Zn3)和
S(Al2CuMg)仍然存在。最近的报道表明[9−11]，S(Al2CuMg)可能存在于铸态组
织中，也可能在均匀化退火过程中形成。此外，稀土Ce作为微合金化元素，常用
来改善和提高合金综合性能。赖建平等[12]研究认为，在Al-Zn-Mg-Cu合金中加
入少量Ce可抑制GP区析出，促进η'相析出。CHAUBEY等[13]发现添加微量Ce
可以改善7055铝合金的枝晶组织，影响析出相的形貌、尺寸及其分布。胡桂云等
[14]发现稀土Ce可以有效改善7A52合金的耐腐蚀性能。但是，目前关于含Ce
超高强铝合金均匀化退火及组织演变规律的研究少有提及。本文作者研究高含锌量
Al-Zn-Mg-Cu-Zr-0.12Ce合金均匀化退火前后的组织演变及成分分布，优化均匀
化退火工艺，为指导生产提供了理论和实验依据。
以工业高纯铝(99.94%(质量分数))、高纯锌、高纯镁、及中间合金Al-51.5%Cu、
Al-3.29%Zr、Al-10%Ce(质量分数)为原料，合金的熔炼在石墨坩埚电阻炉内进行，
熔化温度为760~780 ℃，精炼温度为730~740 ℃、铸造温度控制在720 ℃左右，
于铜模中浇铸成方形铸锭，其化学成分如表1所列。均匀化退火实验在空气炉中
进行，温度误差约±3 ℃。
金相组织观察及统计测量在Axiovert 200 MAT型光学显微镜上进行，腐蚀试剂
为2 mL HF+3 mL HCl+5 mL HNO3+190 mL蒸馏水(Keller试剂)。差热分析
(DSC)在METZSCH DSC200F3型同步热分析仪上进行，升温速率为 10 ℃/min。
采用D/Max 2500型X线衍射仪进行物相分析，扫描速率为2 (°)/min。利用FEI
Quanta−200型场发射扫描电镜、JXA−8230型电子探针分析仪对合金铸态、均
匀化退火组织的形貌、枝晶偏析以及合金成分分布情况进行观察，同时，利用配套
的波谱仪(Wavelength dispersive spectrometer, WDS)进行第二相成分分析。
2.1 合金的铸态组织
图1所示为试验合金的铸态组织金相照片。由图1可见，加入适量的稀土元素Ce，
可以显著减小枝晶间距，细化铸态晶粒，对铝合金具有良好的变质效果。铸态组织
背散射电子图像(见图2)显示，晶界处分布着大量非平衡共晶组织和少量的难溶金
属间化合物，这些非平衡共晶相呈层片状(见图2(b))或骨骼状(见图2(d))沿晶界连
续网状分布。波谱分析(如表2)结果表明，合金铸态组织中的共晶相(见图2中B
处、D处)均具有较高含量的Zn、Mg和Cu。分析发现，B处为AlZnMgCu四元
相，D处为α(Al)+AlZnMgCu四元相的混合组织。后续的X射线衍射分析得知，
AlZnMgCu四元非平衡共晶相具有MgZn2的晶体结构，这是由于Cu和Al原子
进入MgZn2相置换了其中Zn的位置而形成Mg(Zn, Cu, Al)2结构相，XRD谱中
MgZn2相对应位置的衍射峰，实为同具有MgZn2相结构的Mg(Zn, Cu, Al)2相
的衍射峰[15]。而与之相伴随的浅灰色区域为富Cu金属间化合物，如图2中A、
G处所示，其主要元素构成为Al和Cu，根据元素含量配比n(Al):n(Cu)≈2:1，判
断其为θ(Al2Cu)相。不难发现，θ(Al2Cu)相往往与AlZnMgCu四元相紧密结合
在一起，形成两相相伴而生的组织结构。图中亮白色块状(E处、F处)为富Ce相。
这种富Ce相尺寸相对较大，分布在连续网状组织周围，其元素摩尔比
n(Al):n(Cu):n(Ce)≈8:4:1，判断其为Al8Cu4Ce相，这与此前的研究结果一致[12]。
对于深灰色结晶相(C处)，波谱分析结果证明是含有Al、Cu、Fe的结晶相，该相
是7xxx系铝合金中较常见的一个高熔点难溶杂质相，通常是以Al7Cu2Fe相的形
式存在[15]。
对合金铸态组织进行元素面扫描分析，其结果如图3所示。由图3可见，铸态组
织中存在着严重的元素偏聚，主合金元素Zn、Mg 和 Cu及其他元素存在明显的
富集现象。但各元素的富集偏聚程度有所差别，如元素Al在晶内与晶界处存在着
最大程度的成分起伏，元素Zr均匀分布在晶内和晶界处。对于主合金元素而言，
元素偏析情况：Zn、Cu最为严重、Mg相对较轻。此外，元素Ce与Cu、Fe偏
聚的位置重合，与元素Mg 相互排斥。
2.2 合金均匀化退火组织
2.2.1 均匀化退火工艺
对合金铸态组织进行DSC分析，判断合金组织中低熔点共晶相的过烧温度，其结
果如图4所示。根据DSC曲线可知，铸态组织在474.87 ℃有明显的吸热峰，所
对应的是非平衡共晶相熔化的温度。为了防止合金均匀化过程中产生局部过烧，均
匀化温度一般较初熔温度低8 ℃左右，为此，选定该合金单级均匀化退火工艺为
465 ℃下退火8 h、16 h、24 h、32 h、40 h，同时选择双级均匀化(435 ℃，8
h)+(470 ℃，32 h)作为对比研究。
对不同均匀化热处理制度下的合金进行X射线衍射分析和扫描电镜组织观察，其
结果如图5和6所示。由图5可见，铸态合金由α(Al)和MgZn2相组成。随着均
匀化退火时间延长，MgZn2相逐渐回溶，合金经465 ℃、40 h退火后，MgZn2
相衍射峰完全消失，表明其已基本回溶至α(Al)基体中。同时，出现了微弱的
Al2CuMg相的衍射峰，这与后续的波谱分析结果一致。此外，铸态组织中未能发
现θ(Al2Cu)和富Ce相的衍射峰，这是由于含量太低所致。图6反映了不同均匀
化时间条件下非平衡共晶组织的溶解情况。单级均匀化条件下，延长均匀化退火时
间至40 h，均匀化效果显著，回溶较为充分。考虑到过烧、过热风险，可认为最
佳单级均匀化工艺为465 ℃、40 h。而在双级均匀化(435 ℃，8 h)+(470 ℃，32
h)条件下(见图6(g))，与单级均匀化退火相比，回溶效果更好，残留相的数量更少。
由此可见，合金的均匀化退火时最佳工艺为(435 ℃，8 h)+(470 ℃，32 h)。
2.2.2 均匀化退火过程中的组织演变
合金试样经双级均匀化退火后的背散射电子像如图7所示。铸态枝晶组织消除，
非平衡共晶组织几乎完全溶解。对合金残留相进行波谱分析，其结果如表3所示。
可以清晰地发现，原先Mg(Zn, Cu, Al)2相所占据的位置被新相(C处)所取代。波
谱分析表明，新相中Al、Cu、Mg的摩尔比约为2:1:1，这与图5中XRD谱检测
到的Al2CuMg相成分吻合，由此确定均匀化退火过程中生成了新的Al2CuMg相。
同时，Al7Cu2Fe(B处)和Al8Cu4Ce(A处、D处)粒子仍然存在，Al2Cu相溶解消
失。对退火态组织进行元素面扫描(见图8)分析发现，元素Cu、Ce和Fe在局部
区域仍存在较大程度上的富集。因此，在均匀化退火过程中，Mg(Zn, Cu, Al)2回
溶至基体，同时发生了Mg(Zn, Cu, Al)2→Al2CuMg相转变，θ(Al2Cu)相消失，
合金均匀化退火态组织中仅含少量难溶的Al2CuMg相，含Fe杂质相以及
Al8Cu4Ce相。
3.1 相的形成及组织演变
由于合金本身成分设计和铸造条件造成的差异，Al-Zn-Mg-Cu 系合金铸态组织中
可能会出现η(MgZn2)、T(Al2Mg3Zn3)、S(Al2CuMg)相以及少量的θ(Al2Cu)相、
富Fe相和Mg2Si相[7,16]。对于铸态组织中出现的θ(Al2Cu)相与AlZnMgCu四
元相相伴而生的组织结构，如图2(b)和(d) 所示。万里等[17]的研究认为，铸态组
织中的独立第二相的种类与Cu的含量相关，当Cu含量大于2.0%时，铸态组织
第二相主要为T(Al2Zn3Mg3)相和θ(Al2Cu)相。结合金属的凝固理论及合金化机
理解释该现象[15]。Al-Zn-Mg-Cu系合金非平衡凝固过程中，当液态金属达到
液相线温度时，首先发生匀晶转变L→α(Al)，α(Al)相优先从熔体中形核析出。随
着温度的降低，α(Al)相以树枝状生长方式不断凝固长大，同时溶质元素 Zn、Cu
和 Mg 不断向残留液相中扩散富集，合金凝固过程中的发生溶质再分配，Cu 原子
不断向残留液相中移动，残留液相中的Cu的浓度不断升高。随着温度进一步降低，
共晶转变(约548 ℃)L→α(Al)+θ(Al2Cu)发生，Al2Cu相开始从熔体中形核长大。
当温度降低至约475 ℃时，开始发生共晶转变L→α(Al)+T(AlZnMgCu)。此时，
液相中的先期形成的固相颗粒α(Al)和θ(Al2Cu)充当异质形核点，AlZnMgCu四
元相将优先选择依附在这些颗粒上形核析出，最终形成了两相相伴而生的组织结构。
合金铸态组织中存在严重的成分偏析，均匀化退火过程中，非平衡共晶组织中的元
素开始向晶内扩散，Mg(Zn, Cu, Al)2相逐渐溶解。由于Cu原子的扩散速率远低
于Zn、Mg原子的，均匀化退火过程中，Cu原子逐渐积累并产生一定程度上的富
集。由表3可见，新相S(Al2CuMg)化学成分含有少量的Zn(1.216%(摩尔分数)，
对比Mg(Zn, Cu, Al)2四元共晶相中元素Zn的含量，说明Zn原子从Mg(Zn, Cu,
Al)2相扩散至基体，S(Al2CuMg)相沿着Mg(Zn, Cu, Al)2相的位置形核长大，从
而发生Mg(Zn, Cu, Al)2→Al2CuMg的相变过程。此相变主要取决于Mg(Zn, Cu,
Al)2共晶相与基体之间的Cu、Zn原子交换[11]。如图7(a)灰色区域所示，经过
(435 ℃，8 h)+(470 ℃，24 h)退火，层片状共晶组织基本溶入基体，同时大量类
似椭圆球形的S(Al2CuMg)粒子生成。在此基础上延长均匀化退火时间至32 h时
(见图7(b))，S(Al2CuMg)粒子体积分数减少，说明部分S(Al2CuMg)相溶入基体，
由于S(Al2CuMg)相是一种高熔点相，在此温度下无法完全消除。
此外，由于Al8Cu4Ce相熔点较高，均匀化退火前后几乎没有溶入基体，可见该
相难以通过均匀化退火消除。元素面扫描结果(见图3和8)分析发现，元素Ce与
Cu、Fe偏聚的位置高度重合，与元素Mg 相互“排斥”。其中，元素Ce与Cu、
Fe的结合作用强，与Mg的结合作用弱，这与稀土元素本身的高化学活性有关。
通常可用“交互性强度”来描述合金元素相互作用形成金属间化合物的难易程度及
和基体中合金元素的固溶度大小[18]。元素Ce与其他元素间的交互作用强度W
可表示为
式中：εr为原子尺寸因素；Nr为电负性因素；W 越大则元素间交互作用越强烈，
形成金属间化合物趋势越强，合金元素在基体中固溶度越低。查阅相关文献[19]可
知，元素Ce与Al之间的W为4.35，Ce与Cu之间的W为11.8，即Ce除了极
少数溶于Al基体，多数以化合物Al8Cu4Ce相的形式存在。此外，Ce与Fe之间
的W为11.5，故而Ce的加入能有效吸附杂质元素，减轻杂质元素的影响；而元
素Ce与Mg之间的W仅为0.85，两者之间交互作用很弱，使得Mg和Ce难以
顺利以化合物的形式存在，从而有利于Mg元素在Al基体中的溶解，提高Mg的
固溶度。
3.2 均匀化动力学分析
均匀化过程主要是基于原子的晶内扩散过程，溶质原子从含量高的晶界处向晶内扩
散，当成分趋于均匀时均匀化过程便基本结束[20]。相关的研究[10, 21−22]认为，
均匀化退火动力学方程可近似表示为
式中：T和t为均匀化退火温度和时间；R为摩尔气体常数；Q为热激活能；D0
为扩散系数；L为枝晶间距。由于Cu的扩散速率远低于Zn、Mg的扩散速率，所
以均匀化过程主要受Cu元素扩散调控。查阅文献[23]可知，D0(Cu)=0.084
cm2/s，Q(Cu)=136.8 kJ/mol，R=8.31 J/(mol·K)，将各参量代入式(2)中绘出不
同枝晶间距L对应的Cu元素均匀化动力学曲线(见图 9)。在金相显微镜上对铸态
组织进行观察测量，定量统计得出枝晶平均间距L约为45 μm。从动力学曲线可
以看出，在465 ℃均匀化退火条件下，最佳退火时间约为37.9 h，这与实验结果
(465 ℃，40 h)比较接近。
1) Al-Zn-Mg-Cu-Zr-0.12Ce合金铸态组织成分分布不均匀，存在严重的枝晶偏析，
非平衡共晶组织呈连续网状分布。合金铸态组织由α(Al)基体、Mg(Zn, Al, Cu)2
相以及少量的θ(Al2Cu)相、Al8Cu4Ce相、Al7Cu2Fe相构成。
2) 合金铸锭均匀化的过烧温度为474.87 ℃，在465 ℃均匀化退火温度条件下，
最佳单级均匀化退火时间约为40 h，与动力学方程测算结果较为接近。对比非平
衡共晶相的残留情况，(435 ℃，8 h)+(470 ℃，32 h)双级均匀化退火效果最佳。
3) 试验合金经(435 ℃，8 h)+(470 ℃，32 h)均匀化退火后，Mg(Zn, Al, Cu)2溶
入基体，同时，转变生成S(Al2CuMg)相。合金残留相主要是难溶的Al2CuMg相，
少量含Fe杂质相以及Al8Cu4Ce相。
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