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Al-Zn-Mg-Cu-Zr系铝合金因其具有超高的强度和韧性，在航空航天中得到普遍应用。随着航空领域的发展，将会对飞机的整体性能、使用寿命、安全可靠性、结构质量控制等方面的要求不断提高，这就对高强铝合金提出了更高性能的要求［1–2］。众所周知，微合金化是改善合金显微组织、获得优良综合性能最有效的方法之一，其中稀土元素是目前提高超强铝合金综合性能最有效的微合金化元素［3］，稀土（RE）元素与α-Al基体的相互作用，可形成极其细小弥散的块状化合物（AlZnMgCuRE）和与铝基体共格的弥散相，这些均匀分布于基体中的弥散相可以强烈钉扎位错和亚晶界［3］，能有效抑制再结晶，从而提高合金的耐腐蚀性能、耐高温性能以及断裂韧性等［3–5］。
近年来，国内外研究者开始在7xxx系铝合金中加入微量稀土元素（如Sc，Er，La，Ce等）［5］，以探索新型的超强铝合金。Sc是当前为止提高铝合金性能最有效的元素之一，是由于初生和析出的Al3Sc或Al3（Sc，Zr）相可导致铝合金在凝固、热处理和变形过程中晶粒细化，进而促进铝合金的晶界强化［6］。现如今，对Al-Zn-Mg-Cu-Zr系铝合金的主要研究集中在变形后的组织和性能，对铝合金的铸造组织和性能方面研究较少，选择合适的微合金化元素可有效的改善铸造合金的组织和工艺性能，减少铸造缺陷，提高合金性能，从而能够为该系变形铝合金的铸锭制备提供借鉴［7］。稀土Nd在Al-Zn-Mg-Cu-Zr系铝合金的应用较少，绝大多数在2xxx系铝合金和Al-Si系合金中应用。Shi等［8］研究了Nd含量对过共晶Al-15Si合金的影响，发现添加0.3%Nd时可以显著细化初生硅和共晶硅的尺寸；Hu等［9］研究了Nd对近共晶Al-12Si合金显微组织和性能的影响，结果表明Nd含量为0.3%的合金中存在亚微米尺寸或纳米尺寸的Al2Nd相，使初生硅相转变为细小颗粒状，共晶硅由粗大的针状变成细小的纤维状。同时，Al2Nd相的形成有效地阻碍了位错运动，增加位错的钉扎作用；张新明等［10］研究Nd对2519铝合金组织与耐热性能的影响，发现Nd在合金中以Al8Cu4Nd的形式存在，该稀土相热稳定性强，在较高温度下能有效地阻碍基体的变形和晶界的迁移，从而能够提高其合金的耐热性能。
为了探索开发新型Al-Zn-Mg-Cu-Zr系高强度铝合金，添加不同含量的稀土元素Nd，通过扫描电镜（SEM）观察和能谱（EDS）分析，并进行力学性能测试，研究稀土在超高强铝合金中的作用机制，分析了稀土元素Nd对Al-Zn-Mg-Cu-Zr铝合金铸态组织的影响。
采用99.99%高纯铝、Al-30%Zn，Al-20%Mg，Al-30%Cu，Al-10%Zr，Mg-30%Nd等中间合金为原料，在电阻感应炉中进行配制合金，预先将熔炼坩埚升温至730 ℃，待样品全部熔化扒渣处理后，将合金液的温度降低到710 ℃，在经过C2Cl6（总重量的0.4%）和通入Ar进行除气处理、精炼20 min，扒渣后倒入到预热200 ℃的石墨模具中。制备6种Al-6.1Zn-2.3Mg-1.7Cu-0.15Zr-xNd铸态铝合金，样品编号及化学成分如表1所示。
通过光学显微镜（Axio Imager Alm，OM）、SEM（QuantaFEG650）观察合金铸态组织中第二相的微观形貌和分布，并结合EDS分析第二相的种类和各元素的含量情况［12］；经过电解抛光（Barker试剂）后阳极覆膜，在偏振光显微镜下观察铸态晶粒的大小；采用X射线衍射仪（D/MAX-2500/PC，XRD）进行物相和定量分析；通过Image J 软件对扫描图像的第二相体积分数进行定量分析，并且根据线截距测量法来测量合金的平均晶粒度和二次枝晶臂间距（SDAS）［2］；采用在布氏硬度计（MTS3000CT）测量合金硬度，为避免误差对每个样品重复进行10次硬度测量后取其平均值；室温拉伸实验在Gleeble-3500热模拟试验机上进行，所使用板材试样如图1所示，样品截距部分的尺寸为10 mm×8 mm×2 mm，拉伸速率2 mm∙min−1，每种合金的拉伸强度取3个拉伸试样的平均值。
图2为不同稀土Nd含量Al-Zn-Mg-Cu-Zr-xNd合金的铸态OM组织，图3为经电解抛光阳极覆膜后，得到的6种实验合金在铸态下的金相组织。可以看出，未添加稀土元素Nd的铸态组织呈现出典型的树枝晶网状结构，主要由白色树枝状α-Al基体和黑色非平衡共晶相组成（图2（a））。Nd的加入使合金的铸态组织明显细化，合金的共晶组织变得薄且不连续，枝晶间距和晶界处的非平衡共晶相也相对减少（图2（b））。但随着Nd加入量的不断增加，晶粒有重新长大的趋势（图2（c~f）），合金的细化效果相对减弱。这主要是因为Nd的加入量超过一定的限度时，会在晶界处形成大量含Nd的金属间化合物，使晶界粗化，减弱了Nd原子对合金成分过冷的作用［14–16］，因此Nd的添加量要有一定的限度。
由图3可以看出，不含Nd元素的合金，其显微组织晶粒异常粗大，枝状晶胞呈团簇出现（图3（a））；添加0.2%Nd后的合金有少量枝状晶团簇已经开始熔裂变小，析出相也趋向均匀图3（b），随着Nd添加量的不断提高，晶粒尺寸有稍许的增加，但仍比不添加稀土的晶粒尺寸小。图2和图3铸态的显微组织表明，Nd元素有很好的抑制枝晶生长、细化晶粒的作用，0.2%Nd的细化效果最好。
通过Image J对6种合金铸态组织的枝晶臂间距（SDAS）、平均晶粒尺寸及第二相体积分数进行统计，可直观的表达出稀土Nd对合金铸态组织的影响。（1）图4为不同Nd含量对合金铸态组织的平均晶粒尺寸和SDAS的影响，可知随着Nd增加呈现出先减小后增加的趋势，当添加0.2%Nd时，合金的二次枝晶臂间距和平均晶粒尺寸变化最大，此时枝晶臂间距平均最小为53.24 μm，平均晶粒尺寸为258.98 μm，比不添加Nd的铸态组织分别改善了48.1%和50.5%。当Nd的添加量为0.2%时，抑制合金晶粒长大的效果最为明显，但Nd含量超过0.2%后，合金中形成了大量含Nd的金属间化合物，存在于晶界，使晶界变粗，减弱了成分过冷的作用［33］，降低凝固速率，不利于晶粒细化［17–20］。（2）图5为不同Nd含量合金的铸态组织第二相体积分数统计图，结果表明不添加Nd的Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金第二相体积分数为5.705%，随着Nd含量的增加，合金中第二相体积分数先下降后上升的趋势，在Nd含量为0.2%时最少为2.619%，可见，添加Nd降低了合金第二相的含量［2，20–21］。
Nd的加入使得合金的铸态组织得到细化，因为Nd具有较高的化学活性，Nd在铝基体中的固溶度小于1%，稀土元素Nd在合金铸造凝固的过程中，受凝固扩散动力学条件的限制，会在固/液界面的前沿发生聚集，且在结晶形核、长大的过程中发生溶质再分配，使成分过冷区发生变化［23］，从而抑制合金凝固过程中枝晶的生长；随着成分过冷区的增大，会加剧枝晶在界面处产生缩颈、熔断和第二相球化，从而为晶核提供更多的形核质点，提高了成分过冷区内的形核率，使二次枝晶间距缩小、细化铸态组织、增加界面面积［22–26，33–34］，进而能够提高合金强度和塑性。
为了观察合金铸态组织中非平衡共晶相的形貌及种类，进行SEM及EDS分析，如图6所示。分析可知，不含Nd合金的微观组织中，沿晶界分布着大量的层状和骨骼状共晶相，还存在着少量不溶性金属间化合物（图6（a）），由于冷却速度过快导致枝晶偏析，这些非平衡共晶相以短条状、层片状的形式沿晶界呈连续网状分布［21，27］。图6（b）为含0.2%Nd合金的微观组织，铸态枝晶组织变得不连续，枝晶间距变窄且晶界变得更加清晰，因为Nd元素凝固时受到扩散动力学条件限制而大量稀土聚集在固液界面前沿［22］，阻碍了枝晶的扩展，从而细化了晶粒；但随着Nd元素的不断增加（图6（c~f）），过多的块状稀土相在晶界处长大和粗化，使枝晶臂间距增大，晶界变粗。
为了确定铸态组织中第二相的成分，对其进行EDS分析，结果如表2所示。图6（b，d）中点B，E和F处亮白色多边形块状组织的元素摩尔比nAl：nCu：nNd≈8∶4∶1，根据文献［10］可判断为Al8Cu4Nd相，且从电负性方面看，Al分别与Cu和Nd的电负性差为0.29和0.47，而Nd和Cu的电负性差为0.76，Nd和Cu的电负性差较大，所以，在凝固过程中Nd和Cu原子最容易结合，容易在晶界处形成Al8Cu4Nd［23］；图6中点A，D和H浅灰色组织的元素摩尔比nAl：nCu≈2∶1，可判断其为θ（Al2Cu）相，从图6可观察到Al2Cu相会少量附着在晶界处非平衡共晶组织上；点C和G处存在层片状的共晶相，可以清晰地观察到白色相和灰色基体相交替分布，主要由Al，Zn，Mg，Cu 4元素组成，可初步判断为T（AlZnMgCu）相［28–29］。
为了探究铸态合金晶界处的微观结构和成分分布，对添加0.2%Nd铸态组织进面扫描分析，Al，Zn，Mg，Cu，Zr，Nd元素面扫描结果如图7所示。可以清晰地看出，晶内Zn，Zr和Mg元素分布较为均匀，而Cu和Nd元素在铸态组织中产生严重的成分偏析，这是由于该元素的溶质分配系数k<1，容易在晶界处聚集，且在亮白色组织含量更高，容易结合形成Al8Cu4Nd相［12，22，30］。由于Cu的扩散速率远低于Zn，Mg的扩散速率［29］，后续均匀化过程主要受到Cu元素扩散调控。 从图7中可知，元素Zn，Zr，Mg和Nd在晶内分布较均匀，Cu元素在晶界处的偏聚严重，该处可能为合金元素含量较高的低熔点相［31］。为了更好的调控铸态组织，对Al-Zn-Mg-Cu-Zr-xNd合金铸态组织中Cu元素进行面扫，图8探究了稀土Nd是否对Cu元素的偏聚有所改善。从图8（a，b）中可知稀土元素Nd的添加，有利于减少Cu元素的偏聚，因为Nd的加入使偏析距离缩短，易于扩散均匀化，从而使晶内偏析降低［31］。为了能够更好的观察稀土Nd对枝晶处Cu元素的偏聚影响，采用高倍数下观察0.25%Nd与0.4%Nd合金的面SEM情况。如图8（c，d）所示，0.25%Nd合金的Cu元素在枝晶处的偏聚相对较少，同时基体中也存在均匀分布的Cu元素，但当达到0.4%Nd时，改善效果相对较弱，且Cu元素在基体中的分布较少，这是由于Nd元素对合金的细化效果相对减弱，通过SEM结合EDS可知随着稀土含量的不断增多，大块稀土相（Al8Cu4Nd相）较多的存在于枝晶处（图6），使元素扩散不易进行。
图9显示了Al-Zn-Mg-Cu-2r-xNd合金的XRD图谱，将XRD图谱与JCPDS卡进行比较，确定合金相的组成，可知主要为α-Al基体、Al2Cu和Mg（Zn，Cu，Al）2相，加入稀土元素后，合金中出现了少量的含Nd的稀土化合物，分别为Al2Nd，Al3Nd和Al8Cu4Nd相，但是经过SEM观察未发现Al2Nd和Al3Nd相，因为Nd元素在铸造过程中少部分固溶在基体中，大部分不断地被推聚至固/液界面前沿，在晶界处Nd优先与Cu结合形成Al8Cu4Nd相，此相的形成使合金的基体中Cu的固溶量大大减少，进而降低了合金的力学性能和耐腐蚀性能，为了保证基体整体的力学性能，稀土的添加量尤为重要。图9中未能检测到T（AlZnMgCu）相，是由于Cu原子通过原子扩散作用溶入到MgZn2相中，取代了部分Zn原子形成Mg（Zn，Cu，Al）2晶体结构，因为Zn，Cu和Al的原子半径大小相似，因此，晶格畸变相对较小，使这种取代反应更有可能发生［12，32］；图9中发现S（Al2CuMg）相，但在SEM中很难找出，较多的非平衡共晶相为θ和T相，在铸造凝固过程中，S相吸收较多的Cu原子形成Al2Cu，同时Mg原子向低Cu的方向扩散形成T相［12，29–32］，可以解释EDS分析出铸态组织出现较多的θ和T相。
根据图9可进行定量分析，X射线定量分析是根据X射线衍射强度公式［35–36］，某一物相的相对含量增加，其衍射强度也随之增加，通过衍射强度的数值可以确定对应物相的相对含量［35］。由于各物相对X射线的吸收影响不同，X射线衍射强度与该物相的相对含量之间不成线性比例关系，但能有一定的趋势范围。同时可以用某一个扫描范围内一个物相全部或部分衍射峰的高度（或面积）之和来表示这个物相的衍射强度。从图9可以看出衍射角度在19°~22°范围内Mg（Al，Cu，Zn）2的衍射强度随着稀土Nd含量的增加，在0.2%Nd处衍射强度出现最低点，与图5中第二相体积分数的规律相一致，在图9局部放大图中也可清晰表明，添加0.2%Nd时衍射强度较弱，出现此现象是由于稀土Nd的添加减少了元素的偏聚和晶界处粗大的第二相（图8）；值得注意的是当衍射强度在28°左右时，出现了Al3Nd相，且随着稀土Nd含量的不断增加，Al3Nd相的峰值和峰宽不断增大，表明Al3Nd相不断增多。
结合EDS分析结果，可以判断，Al-Zn-Mg-Cu-Zr-xNd合金的铸态组织为α-Al+Mg（Al，Cu，Zn）2+η（MgZn2）+极少量的θ（Al2Cu）相+Al8Cu4Nd。
图10为不同稀土添加量Al-Zn-Mg-Cu-Zr-xNd合金的布氏硬度值，可以看出Nd元素的添加对Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金的硬度有明显的影响，随着Nd含量的不断添加，总体来说布氏硬度保持相对稳定的状态，这一现象表明含Nd的合金具有良好的组织均匀性。当添加0.2%Nd时硬度值达到最大HBW 105.2，相比于不添加稀土的合金增长了44.9%，随着稀土含量的增加，不同合金的布氏硬度呈缓慢下降的趋势，Nd含量为0.4%合金的布氏硬度降低到HBW 99.8。
影响合金硬度主要有以下几方面：稀土Nd的加入使α-Al基体产生晶格畸变和点缺陷，点缺陷钉扎和阻碍作用使合金得到了强化；在熔体凝固过程中会析出细小的稀土相，可以作为α-Al基体的异质形核基底，从而提高形核率，细化晶粒，提高布氏硬度［19，37–39］；同时有第二相强化的作用，当添加稀土Nd后会形成高熔点的稀土相，高熔点相的形成增强了对晶界的钉扎作用，第二相和第二相周围的应变场会有效阻碍位错的运动，这种阻碍效果取决于析出相的种类、尺寸大小、弥散程度，阻碍位错运动的效果越明显则该合金强度越高。并且Nd可与合金形成不同键合作用的多种Nd-Al稀土化合物，强烈钉扎位错，提高合金硬度［17］。
为了能够更好的表征稀土Nd对合金室温下综合力学性能的影响，对6种合金进行拉伸测试。由于熔铸的合金内部不可避免的存在气孔和缩松等缺陷，以至于众多研究者对7xxx系铝合金的铸态拉伸性能研究甚少，主要集中于时效后的力学性能。图11显示了不同稀土添加量对Al-Zn-Mg-Cu-Zr-xNd铸态合金拉伸性能的影响，可以看出，随着稀土Nd含量的不断增加，极限抗拉强度出现先增大后减小的趋势，当添加0.2%Nd时抗拉强度达到最大值163 MPa，相比于不添加稀土合金增长了34.3%，随着稀土添加量的增加，性能出现缓慢下降的趋势，当Nd含量增加到0.4%时，抗拉强度达到最小值127 MPa，仍比未添加稀土的合金增长了15.7%；相对于延伸率来说，规律不大显著，当添加0.2%Nd时延伸率为2.5%，较0Nd合金增长了44%。主要是由于铸造缺陷，导致宏观断口可以明显的观察到细小的气孔，导致合金脆性断裂明显。总的来看稀土元素的添加可增加合金的延伸率，是由于稀土元素的净化作用，能大量的吸附和溶解氢，形成稳定的化合物，不会聚集成气泡，使铝的含氢量和孔隙率明显降低，导致脆性断裂的程度降低［11］。
随着稀土元素的增加导致合金性能下降，除了铸造缺陷外，还有一个主要原因是块状的稀土相将分裂组织的连续性和均匀性，在块状角部容易导致应力集中，并且在外力的作用下，易在块状初生稀土相的角处断裂或者与铝基体分离，导致裂纹的萌生［19］。当添加0.2%Nd时，晶粒细化最明显且导致合金晶界面积增加，合金的强度和韧性相对增加；但稀土含量进一步加大，块状的稀土相尺寸与数量增多，对性能的不利影响越严重，综上所述，选择稀土添加量为0.2%Nd。
研究不同Nd含量对Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金显微组织和力学性能的影响，探究合适的Nd添加量，主要结论如下：
1. 在Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金中添加Nd元素，能显著改善晶粒和枝晶尺寸。在Nd添加量为0.2%时，细化效果最佳，其平均晶粒尺寸和SDAS为258.98和53.24 μm，比不添加Nd的合金分别减小了50.5%和48.1%；当Nd含量超过0.2%，粗大稀土相的形成导致晶界处成分过冷度减少，降低凝固速率，使晶界处初生相长大粗化，枝晶臂间距增大。
2. Al-Zn-Mg-Cu-Zr-xNd合金的铸态组织中主要包括，α-Al基体、层片状Mg（Al，Cu，Zn）2，η（MgZn2），极少量浅灰色θ（Al2Cu）相以及不规则块状Al8Cu4Nd相。
3. 合金铸态组织为典型的树枝状结构，且存在严重的成分偏析，在Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金中添加Nd有利于改善合金Cu元素的偏聚。
4. 随着稀土元素Nd含量的不断增加，合金的力学性能呈先增大后减小的趋势。当添加0.2%Nd时合金的硬度达到最大值HBW 105.2，相对于不添加稀土的合金硬度值增长了44.9%；抗拉强度达到163 MPa，延伸率为2.5%，相比于不添加稀土合金分别增长了34.3%，44%。当Nd含量超过0.2%时，晶界处粗大稀土化合物容易引起应力集中，降低合金力学性能。选择添加0.2%Nd时综合性能最优。
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