铝合金凭借其比强度高、质量轻、可塑性强、易加工等优势，在汽车轻量化领域得到广泛应用[1-2]。 然而，传统铝合金往往需要进行长时间的热处理来满足结构件的性能要求， 这不仅延长了生产周期，增加了生产成本，还可能导致结构件产生热变形和表面起泡等现象，极大降低良品率[3-4]。 为此，国内外很多学者研究开发出免热处理铝合金，使合金在铸态下即具有良好的强塑性，满足使用要求[5-9]。 目前，常用的免热处理铝合金主要是Al-Si 系和Al-Mg 系两类。 其中Al-Si 系铝合金因具备优异铸造性能、良好流动性及综合力学性能，是免热处理铝合金的研究重点。 其成分及微观组织的设计研究，对我国交通运输领域材料的开发应用具有重要意义[10]。
免热处理Al-Si 合金一般是亚共晶铝硅合金，主要由初生铝(α-Al)和共晶硅组成。 α-Al 晶粒的细化与共晶Si 的变质处理对于优化Al-Si 合金的凝固组织以及提升其力学性能具有关键作用。 然而，同时添加α-Al 晶粒细化剂和共晶Si 变质剂时， 两者之间可能会产生不利的相互作用，导致α-Al 晶粒细化效果和共晶Si 变质效果减弱，引发“多重中毒”效应[11]。研究表明[12-13]，当共晶硅变质剂Sr 与含B 的晶粒细化剂共同使用时， 就可能会引发变质中毒效应，使共晶硅的变质效果降低。 稀土元素被称为“工业维生素”，其化学活性高，能同时细化α-Al 和变质共晶硅，避免中毒效应的发生。 谷立冬等[14]研究发现，在Al-8Si 二元合金中添加0.15%La(质量分数，下同)可使合金中的晶粒和共晶硅得到双重细化，进而显著提高合金的热导率和力学性能。 史记[15]研究发现， 在激光增材制造Al-12Si 合金中添加稀土Yb，可使α-Al 等轴化、细化，并且在高温高冷却速率下能变质共晶硅， 使其从不规则片状转变成棒状、 颗粒状。 在Yb 含量较高时， 合金中形成块状Yb-Al-Si 相，变质效果下降。 朱胜等[16]研究发现，添加0.2%Er，可使Al-12Si 合金中的晶粒得到细化，片状共晶硅转变为短棒状，并且析出了Al3Er 第二相，起弥散强化作用。 近年来，国内以La、Ce 等元素为主的高丰度稀土供应过剩， 导致市场价格不断下滑，这一情况为稀土在铝合金中的应用提供了有利契机[14]。然而，传统研究方法多聚焦于单一稀土元素的细化/变质效果评估，对多组元协同作用机制及热力学驱动力的解析仍存在诸多局限。
基于此， 将JMatPro 热力学模拟与实验验证相结合，通过CALPHAD 相图计算优化多组元配比，结合稀土元素的偏摩尔吉布斯自由能(partial Gibbs energy)分析，系统分析Ce 微合金化在Al-Si-Mg-Cu-Mn 体系中的相形成动力学本质、 凝固组织调控规律与力学性能的影响。
1 实验材料与方法
为探究稀土Ce 的添加对合金组织和力学性能的影响，实验以工业纯镁(99.99%，质量分数，下同)、工业纯铝(99.99%)、Al-30Si、Al-50Cu、Al-20Mn及Al-10Ce 中间合金作为原材料，制备不同Ce 含量(0.1%、0.2%、0.3%、0.4%)的Al-7Si-0.5Mg-0.3Cu-0.15Mn 合金试样。 试样实际成分经X 射线荧光光谱仪(XRF-1800，日本岛津)测得，如表1 所示。
表1 合金化学成分
Tab.1 Chemical compositions of the experimental alloys(mass fraction/%)
AlloySiMgCuMnFeCeAl 0 Ce7.340.470.350.140.15-Bal.0.1Ce7.260.470.330.130.150.10Bal.0.2Ce7.290.470.340.140.150.19Bal.0.3Ce7.310.460.340.130.160.31Bal.0.4Ce7.310.460.330.130.160.42Bal.
合金的制备在5 kW 的井式电阻炉中进行。 熔炼前，所有需要与熔体接触的工具(搅拌棒、扒渣勺、钟罩、模具、坩埚)都经洁净清理，喷涂TiB2 并烘干。将纯铝和铝硅合金置于电阻炉中， 并使电阻炉升温至780 ℃。 当合金开始熔化时， 将电阻炉温度降至750 ℃保温。 待合金完全熔化之后，除去表面杂质，再加入提前预热好的Al-30Si、Al-50Cu、Al-20Mn 中间合金，充分搅拌并保温10 min，使熔体成分均一化。随后， 将用铝箔包裹好的纯镁和Al-10Ce 中间合金用钟罩压入熔体中，静置5 min。 待熔体温度降至720 ℃时，采用0.6%C2Cl6 进行除气精炼，静置15 min，待杂质充分上浮后扒渣， 并将金属液浇注到预热温度为220 ℃的钢模(图1)中。
图1 浇注使用的金属型模具
Fig.1 Metal molds used in casting
待金属液冷却成形后，从距底部40 mm 处取大小为12 mm×12 mm×10 mm 的试样。 对于光学金相试样，将其研磨抛光，并用浓度0.5%的HF 水溶液腐蚀10 s， 之后在LEICA DMi8 金相显微镜下观察。 用ImageJ 测量其二次枝晶臂间距(secondary dendrite arm spacing,SDAS)， 每个试样至少统计10组，结果取测量值的平均值。 对于扫描电镜样品，为便于对比不同Ce 含量下的共晶硅组织形貌， 需要对样品进行深腐蚀， 采用0.5%HF 水溶液腐蚀1.5 min，之后在配套有能谱分析仪(EDS) 的扫描电镜(SEM，IT800-SHL)下观察。由于纤维状共晶硅尺寸细小，为便于分析， 采用Nano Measurer1.2 软件测量共晶硅的尺寸，每个样品至少测量300 个。 对于需要进行α-Al 晶粒尺寸测量的样品， 需要将金相试样在Barker 试剂(200 mL 水，5 mL HBF4，浓度48%)下阳极覆膜后在偏振光下进行观察。 采用MATLAB 中的linecut 插件通过线性截线法对α-Al 的晶粒尺寸进行测定与统计，每个试样都需统计至少10 组图片的晶粒。此外，采用布鲁克D8 Advance X 射线衍射仪对试样进行XRD 物相检测， 测试所用辐射源为Cu-Kα 靶材，扫描速度为6(°)/min。 α-Al 的晶格常数通过Jade6 软件分析XRD 谱图得到。 在Instron的5982 型电子万能拉伸试验机上进行室温拉伸试验，拉伸速率为0.6 mm/min。 每组拉伸试验至少进行3 次， 取平均值作为试样的抗拉强度和伸长率值。 拉伸试样根据GB/T 228.1-2010《金属材料拉伸试验第1 部分：室温试验方法》设计，尺寸如图2所示。
图2 室温拉伸试样
Fig.2 Illustration of the tensile sample
2 实验结果及讨论
2.1 优化Al-Si-Mg-Cu 合金含量
对于热处理铝合金，可以通过固溶处理改善共晶硅形貌， 因此这类合金通常具有较高的Si 含量，以获得更好的强韧性。 然而，对于免热处理铝硅合金，Si 含量通常不超过8%，过高的Si 含量反而会对合金性能产生不利影响[17]。本次实验中，Si 含量设定为7%，并添加了常见的合金化元素Mg 和Cu 以强化合金性能。 为减少实验工作量和成本， 采用基于CALPHAD 方法开发的JMatPro 软件， 通过相平衡计算和性能模拟，探究Mg、Cu 对合金性能的影响规律，从而确定基体合金中Mg、Cu 元素的合适含量。
考虑到Mg 含量过高会影响铸态下合金的热稳定性以及共晶硅的变质效果， 免热处理Al-Si 合金中Mg 含量通常控制在0%～0.5%之间[3-18]。 采用JMat-Pro 软件对Al-7Si-(0.1-0.5)Mg 合金的力学性能进行计算，结果如图3a 所示。 当Mg 含量从0.1%增加到0.5%时，合金的抗拉强度(UTS)随之增加，伸长率(EL)无明显变化。 因此，本次实验将Mg 含量确定为0.5%。 图3b 展示了Al-7Si-0.5Mg 合金力学性能随Cu 含量变化的模拟结果。 合金的抗拉强度随Cu 含量增加而增加。 通过对抗拉强度随Cu 含量变化的曲线求一阶导数，得到抗拉强度的增幅曲线，可以发现增幅先增大后减小。当Cu 含量为0.3%时，抗拉强度增幅最大。 继续增加Cu 含量后，合金的抗拉强度继续增大，但增幅减缓，并且伸长率从11.6%下降至10.5%。 因此，综合考虑强度和塑性，当Mg 含量为0.5%时，Cu 含量定为0.3%较优。
图3 合金力学性能随添加元素含量变化趋势：(a)Al-7Si 合金力学性能随Mg 含量变化；(b)Al-7Si-0.5Mg 合金力学性能随Cu含量变化
Fig.3 Trend of the mechanical properties of the alloy with increasing added element content:(a)variation in the mechanical properties of the Al-7Si alloys with different Mg contents;(b)variation in the mechanical properties of the Al-7Si-0.5Mg alloys with different Cu contents
为进一步分析图3b 中性能变化的原因， 通过JMatPro 软件计算Mg 含量为0.5%，Cu 含量分别为0.1%、0.3%和0.5%时的成分相图，如图4 所示。 当含0.5%Mg 和0.1%Cu 时，合金中Mg 和Cu 生成的强化相主要为Mg2Si 相和Q 相(Al5Cu2Mg8Si6)。 当Cu 含量为0.3%时，Mg/Cu 接近1.53(Q 相的Mg、Cu质量比)，合金中主要强化相为Q 相。 当Cu 含量继续增加至0.5%时，除Mg2Si 相和Q 相，合金中还生成Al2Cu 强化相。 结合合金力学性能的变化趋势可知，当合金中主要强化相为Mg2Si 时，合金抗拉强度提升不显著；当合金中主要强化相为Q 相时，合金抗拉强度增幅明显，同时塑性保持较高水平；当Cu含量进一步增加时，Cu 以Al2Cu 相析出， 此时合金抗拉强度虽有所增大，但增幅减缓，且塑性降低。 因此， 实验中Mg、Cu 含量分别设定为0.5%和0.3%，以促进Q 相析出，取代Mg2Si 相和Al2Cu 相，从而在提高合金强度的同时，避免塑性显著下降。
图4 Al-7Si-0.5Mg-xCu 合金相图计算：(a)Al-7Si-0.5Mg-0.1Cu;(b)Al-7Si-0.5Mg-0.3Cu;(c)Al-7Si-0.5Mg-0.5Cu
Fig.4 Phase diagram calculation of the Al-7Si-0.5Mg-xCu alloy:(a)Al-7Si-0.5Mg-0.1Cu;(b)Al-7Si-0.5Mg-0.3Cu;(c)Al-7Si-0.5Mg-0.5Cu
另外，在实际熔炼过程中，合金中难免会混入杂质Fe。 Fe 在Al-Si 合金中易形成针状β-AlFeSi相，严重损害合金性能。 因此，需将合金中Fe 含量控制在较低水平(＜0.2%)，并引入Mn 元素，将针状β-AlFeSi 相转变为汉字状、块状的α-Al(Fe, Mn)Si相，从而改善合金性能[19]。 如图5 所示，合金中添加0.15%Mn 即可将β-AlFeSi 相完全转变为α-Al(Fe,Mn)Si 相。
图5 Al-7Si-0.5Mg-0.3Cu-0.15Mn-0.2Fe 合金相图
Fig.5 Phase diagram of the Al-7Si-0.5Mg-0.3Cu-0.15Mn-0.2Fe alloy
2.2 Ce 对显微组织的影响
图6为不同Ce 含量合金的金相组织。 可以观察到，合金中主要存在的物相为共晶硅(深色)和α-Al(浅色)。 由于合金中添加的Mg、Cu 含量较少，没有观察到由其组成的明显的第二相。 未添加Ce 时，α-Al枝晶呈现粗大且零乱的树枝状结构， 共晶硅分布在α-Al 的枝晶界处，整体呈现半连续网状结构，但分布较不均匀， 存在局部聚集现象； 添加Ce 后，α-Al枝晶形态变得规则有序， 同时共晶硅的分布也更加均匀，局部聚集现象显著减少。
图6 不同Ce 含量的合金金相组织：(a)0%;(b)0.1%;(c)0.2%;(d)0.3%;(e)0.4%
Fig.6 The metallographic structures of alloys with different Ce contents:(a)0 wt.%;(b)0.1 wt.%;(c)0.2 wt.%;(d)0.3 wt.%;(e)0.4 wt.%
图7为经ImageJ 统计的不同Ce 含量合金的二次枝晶臂间距。 未添加Ce 时， 合金的二次枝晶粗大，SDAS 为29.5 μm。 合金中添加0.1%Ce 时，SDAS减小至24.1 μm。 继续增加Ce 含量后，合金的SDAS进一步减小。当合金中Ce 含量为0.3%时，SDAS 最小为19.4 μm。 Ce 含量继续增加至0.4%时，SDAS 相较0.3%时略有升高。研究表明[20]，SDAS 与局部凝固时间成正比，即：
图7 不同Ce 含量合金二次枝晶臂间距
Fig.7 SDAS of alloys with different Ce contents
式中，tf 为局部凝固时间；a 为成分相关常数。 Ce 在Al 中固溶度极小， 在凝固过程中易在固液前沿富集， 造成成分过冷， 使得局部凝固时间降低， 因此SDAS 减小。
添加不同Ce 含量合金的偏光显微组织如图8a～e 所示。 图8f 为通过截线法统计的合金晶粒尺寸随Ce 含量变化的折线图。 可以看出，当合金中添加0.1%Ce 时， 平均晶粒尺寸从未添加Ce 的979 μm 降低至776 μm。 合金中Ce 含量为0.2%时，平均晶粒尺寸进一步降低至637 μm。 当合金中添加0.3%Ce 时，平均晶粒尺寸为577 μm，细化效果最好，相较未添加Ce 的α-Al 晶粒细化了41%。 当Ce 含量继续增加至0.4%时，合金的晶粒细化效果降低，晶粒尺寸增加至593 μm。
图8 不同Ce 含量的合金偏光金相组织：(a)0%;(b)0.1%;(c)0.2%;(d)0.3%;(e)0.4%;(f) 晶粒尺寸统计
Fig.8 Polarized metallographic microstructures of alloys with different Ce contents:(a)0 wt.%;(b)0.1 wt.%;(c)0.2 wt.%;(d)0.3 wt.%;(e)0.4 wt.%;(f)statistical analysis of the grain size
合金的晶粒尺寸主要取决于合金凝固时的有效形核率和过冷度[21]。 添加稀土Ce 后，α-Al 晶粒发生显著细化主要有两方面的原因。 一方面， 合金中形成了AlSi2Ce、Al11Ce3 等稀土相，这些相可充当α-Al的异质形核基底，有效提高α-Al 的形核率，进而细化晶粒[22]；另一方面，在凝固过程中，由于Ce 元素在Al 中的固溶度较低， 其倾向于在固-液界面前沿富集。 这不仅增加了固-液界面附近液相的成分过冷度，促进α-Al 形核，还阻碍了α-Al 晶粒沿特定方向的长大[23]。
图9展示了添加不同Ce 含量的合金试样中共晶硅的尺寸及分布。 可以明显看出，Ce 微合金化可显著改善共晶硅形貌。 未添加Ce 的合金中共晶硅呈现明显层片状形貌， 尺寸分布在2～30 μm 之间，分布范围广，其中约1/2 的晶粒尺寸分布在6～10 μm，平均尺寸为9.29 μm。 合金中添加0.1%Ce 后，共晶硅的平均尺寸为6.62 μm， 主要分布在2～17 μm 之间，尺寸分布范围较大，其中约1/3 的共晶硅尺寸分布在4～6 μm。 合金中Ce 添加量为0.2%时，共晶硅尺寸分布范围减小至1～14 μm， 平均尺寸进一步减小至4.58 μm。 当Ce 添加量为0.3%时，共晶硅平均尺寸最小为2.72 μm，较未添加Ce 的共晶硅减小了71%， 并且共晶硅尺寸主要分布范围为1～7 μm，分布范围小， 其中约1/2 的共晶硅尺寸集中分布在1.0～2.5 μm 之间。 当合金中Ce 添加量增加至0.4%时，共晶硅尺寸分布在1～14 μm 之间，分布范围增大，平均尺寸也增大至4.33 μm。
图9 不同Ce 含量合金的共晶Si 形貌及尺寸分布：(a)0%;(b)0.1%;(c)0.2%;(d)0.3%;(e)0.4%
Fig.9 Morphology and size distribution of eutectic Si in alloys with different Ce contents:(a)0 wt.%;(b)0.1 wt.%;(c)0.2 wt.%;(d)0.3 wt.%;(e)0.4 wt.%
稀土元素Ce 和Sr(共晶硅的常见变质剂)在元素周期表中处于对角线位置，具有一些相似特性。这两种元素均能通过杂质诱导孪晶机制(impurity induced twinning,IIT)对共晶硅进行变质处理。 根据杂质诱导孪晶理论[24]，当变质元素的原子半径(ri)与硅原子半径(rSi)的比值接近1.65 时，变质元素会吸附在Si相的生长界面前沿，改变共晶硅生长方向，诱发大量孪晶，使共晶硅生长的各向异性消失。经计算，Ce 与Si 的原子半径比为1.55，接近有效值，是共晶硅的有效变质剂。 因此，当合金中引入Ce 元素时，共晶硅由粗大层片状，变质为细小纤维状。
值得注意的是，Ce 的添加量对合金组织的影响呈现非线性特征。当Ce 添加量较少时，Ce 以原子或团簇的形式吸附在共晶硅相的{111}面上，抑制共晶硅层状生长[25]。 在Ce 含量为0.3%时，界面吸附饱和，呈现最佳变质效果。 并且图10 EDS 分析显示，此时合金中已有2 μm 左右的富Ce 相生成。 当Ce含量增至0.4%时，富Ce 相粗化至20 μm。这种粗大金属间化合物的形成消耗了游离态的Ce 原子，减少了有效变质剂的浓度， 使得共晶硅的变质效果下降，出现了过变质现象。
图10 添加0.3%Ce 后合金微观组织：(a)SEM 像；(b～g)(a)中矩形区域的元素分布
Fig.10 Microstructure of the alloy with 0.3 wt.%Ce added:(a)SEM image;(b～g)element distribution in the rectangular area in(a)
图11 对应于图8(e)(含0.4%Ce 合金)的能谱分析：(a)Al;(b)Si;(c)Mg;(d)Ce;(e)Mn;(f)Cu
Fig.11 Energy spectrum analysis of Fig.8(e)(alloy with 0.4 wt.%Ce):(a)Al;(b)Si;(c)Mg;(d)Ce;(e)Mn;(f)Cu
图12展示了工业纯铝，未添加Ce 及添加了0.3%Ce 合金的XRD 谱。 当合金中含有0.3%Ce时，谱图中出现了AlSi2Ce 相和Al11Ce3 相的衍射峰， 这表明稀土Ce 在合金中确实形成了AlSi2Ce 和Al11Ce3 等第二相。 此外，通过Jade 6 软件对合金中Al 基体的晶格常数进行了计算， 结果如表2 所示。 在未添加Ce 的合金中，共晶硅呈粗大层片状，破坏了Al 基体的连续性，引起Al 衍射峰较纯铝向低角度偏移。 且合金晶格常数为4.051 41 nm，与工业纯铝晶格常数(4.046 04 nm)相差较大，这表明此时Al 基体发生了较大程度的晶格畸变。 合金中添加0.3%Ce 后，共晶硅取得了很好的变质效果， 由粗大层片状转变为细小纤维状，增加了Al 基体的连续性，降低了Al 峰的偏移程度，并且晶格畸变程度减小，晶格常数与纯铝的晶格常数差异减小。
图12 工业纯铝、未添加Ce 及添加0.3%Ce 合金XRD 谱
Fig.12 XRD patterns of industrial pure Al and alloys without Ce and with 0.3 wt.%Ce
表2 工业纯铝、未添加Ce及添加0.3%Ce合金中Al基体晶格参数
Tab.2 Lattice parameters of the Al matrix in industrial pure Al and alloys without Ce and with 0.3 wt.% Ce
Alloy2θ/(°)Lattice constant/nm {111} {200} {220} {311} {222}Pure Al38.521 44.777 65.121 78.257 82.482 4.046 04 0 wt.%Ce 38.454 44.699 65.062 78.186 82.389 4.051 41 0.3 wt.%Ce 38.475 44.724 65.102 78.235 82.443 4.049 24
为进一步揭示Ce 元素加入后合金微观组织改善的热力学本质， 采用JMatPro 软件计算了添加0.3%Ce 合金的相图及Ce 的偏摩尔吉布斯自由能随温度的变化曲线，如图13 所示。Ce 的偏摩尔吉布斯自由能(μCe)反应了组分Ce 在体系中的能量状态。μCe 越低，Ce 在体系中越稳定；μCe 越高，Ce 在体系中越不稳定，倾向于发生偏聚或反应[26]。 由图12a 可知，合金中添加了0.3%Ce 后，固、液相线温度分别为612.3 和556.1 ℃。 当合金温度在液相线以上时(T＞612.3 ℃)，随着温度的降低，合金μCe 逐渐升高，表明Ce 在合金中的稳定性逐渐降低。 Ce 倾向于从液相中析出，形成富Ce 化合物。 这些化合物可作为α-Al 的异质形核核心， 促进α-Al 晶粒形核，细化晶粒。 当温度在固、液相线之间时(556.1 ℃＜T＜612.3 ℃)，随温度降低，μCe 迅速升高。 这是因为随着温度降低，α-Al 晶粒逐渐从液相中析出，使得Ce在固液界面处的浓度相对增加， 导致μCe 升高。 此时，Ce 倾向于在固液界面处偏聚，抑制α-Al 晶粒的生长，从而进一步细化晶粒。 另外值得注意的是，当温度低于570.7 ℃时，合金中共晶硅相开始析出，μCe开始以更快速率升高。 这表明Ce 倾向于吸附在共晶硅表面，改变其生长方式，促进共晶硅形貌由粗大层片状转变为细小纤维状。 当温度低于556.1 ℃时， 随着温度的降低，Ce 在固相中的偏摩尔吉布斯自由能逐渐降低。 这表明Ce 易于在共晶硅表面偏聚，进一步改善共晶硅相形貌，使Si 相更为细小、均匀。
图13 Al-7Si-0.5Mg-0.3Cu-0.15Mn-0.2Fe-0.3Ce 合金热力学分析：(a)相图；(b)Ce 的偏摩尔吉布斯自由能随温度变化曲线
Fig.13 Thermodynamic analysis of the Al-7Si-0.5Mg-0.3Cu-0.15Mn-0.2Fe-0.3Ce alloy:(a)phase diagram;(b)partial Gibbs energy of Ce varying with temperature
2.3 Ce 对合金力学性能的影响
图14展示了不同含Ce 量合金的力学性能，包括抗拉强度。 未添加Ce 的合金拉伸性能较低，平均抗拉强度为153 MPa，伸长率为4.9%。 这是因为合金中没有添加Ce 时，共晶硅作为一种脆性相，呈粗大层片状形貌。在承受载荷时，层片状共晶硅的边缘部位极易产生应力集中，进而形成裂纹源，导致合金力学性能下降。 通过添加Ce，合金微观结构得到显著改善，具体体现在合金SDAS 的减小、共晶硅形态的转变以及α-Al 晶粒的细化。这些变化有效提升了合金的抗拉强度和伸长率。 当合金中Ce 含量为0.3%时，其微观组织的改善效果最为显著，合金性能达到最优值。 此时，合金的抗拉强度为179 MPa，伸长率为7.4%， 相比未添加Ce 的合金分别提高了17%和51%。 Ce 含量增加至0.4%时，由于生成了粗大的含Ce 金属间化合物，合金力学性能下降。
图14 不同Ce 含量合金拉伸性能：(a)应力-应变曲线；(b)抗拉强度及伸长率
Fig.14 Tensile properties of alloys with different Ce contents:(a)stress-strain curves;(b)UTS and EL
3 结论
(1)基于CALPHAD 相图计算方法，在铝硅合金体系中，将Mg/Cu 值控制在1.53，能够促进Q 相(Al5Cu2Mg8Si6)的形成，取代Mg2Si 和Al2Cu 相，从而在提高合金强度的同时，避免塑性显著下降。
(2)结合偏摩尔吉布斯自由能演变分析，揭示了Ce 微合金化的双重调控机制：凝固初期，液相中升高的μCe 驱动富Ce 化合物异质形核，使合金的二次枝晶臂间距和α-Al 晶粒尺寸分别较未添加Ce 的合金降低了34.2%和41%； 在共晶阶段， 硅相表面μCe 急剧升高引发Ce 选择性吸附， 导致共晶硅形貌由层片状转变为纤维状， 共晶硅尺寸较未添加Ce的合金降低了71%。
(3)添加0.3%Ce 时，Al-7Si-0.5Mg-0.3Cu-0.15Mn合金获得最优强塑匹配，其抗拉强度(179 MPa)和伸长率(7.4%)较未添加Ce 的合金分别提升17%和51%，实现力学性能的协同优化。
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