熱處理工藝對Al-Mg-Si-Sc-Zr 合金力學性能和電導率的影響

王 冉，冷金鳳

（濟南大學 材料科學與工程學院，山東 濟南 250000）

6201 鋁合金由于高強度、低成本以及良好的導電性和成形性而被廣泛用作架空導線[1]。高強度的鋁合金架空導線可以確保電線電纜在長距離和復雜服役環境中的安全性；高電導率可以減少動力傳輸中的能量損失。然而，強度和電導率的平衡問題限制了6201 鋁合金導線的廣泛應用，因此開發一種高強度和高導電率的鋁合金導線對輸電線路的建設具有重要意義。

為了制備高強度和高導電率的鋁合金導線，需要對6201 鋁合金進行成分改良。有部分學者制備了高強高導的Al-Sc-Zr 合金，經冷拔和300℃/25h+400℃/50h 時效后，極限抗拉強度為194MPa，電導率為61% IACS。Al3(Sc,Zr)沉淀相在不降低電導率的情況下，能進一步提高材料的力學性能，這為高強高導的6201 鋁合金導線的研究提供了方向。

一般來說，通過合金化提升合金強度的同時會導致電導率的下降，因此需要進行適當的熱處理來提升電導率。所有未從Sc 中受益的研究都對6xxx 系合金使用了傳統的熱處理工藝，沒有包含Sc 析出相的時效處理階段（300 ℃～400 ℃）。前人研究表明Al-Mg-Sc-Zr 合金在500℃時效過程中形成的納米級析出物提高了合金的機械性能和電導率。這表明，盡管Sc 具有提高6201 鋁合金強度的潛力，但必須采用專門的熱處理工藝來確保其發揮作用。本文制備了Al-Mg-Si-Sc-Zr 合金，并研究了高溫時效和低溫時效相結合的多級時效工藝對Al-Mg-Si-Sc-Zr 合金強度和電導率的影響。

1 實驗材料及方法

實驗所用合金的化學成分如表1 所示，采用工業純鋁(純度99.7%，質量分數，下同)，Al-20Si(純度99.2%)、純鎂(純度99.85%)、Al-2%Sc 和Al-5%Zr 中間合金熔煉制備。采用坩堝電阻爐進行熔煉，在760℃保溫30min 后精煉除渣，最后在720℃的熔體溫度下澆入金屬型模具（預熱至200℃）中。鑄錠尺寸為Ф90mm×300mm。鑄錠經535℃/12h 均勻化退火處理后，擠壓成直徑20mm 的鋁合金棒。最終，經過3 道次冷拔（CD）后獲得了直徑為7.8mm的鋁合金線。樣品在600℃固溶處理12h 后立即水淬火，然后進行時效處理。

使用Olympus-GX51 光學顯微鏡(OM)觀察復合材料的微觀結構。試樣硬度測試采用HBRVU-187.5 型布氏硬度計，載荷為1839N，保壓時間為15s，樣品的硬度值經10 次測試取平均值。在WDW-100A 微機控制電子萬能試驗機上進行了復合材料的拉伸試驗。拉伸試樣長度為180mm，在室溫下以2mm/min 的加載速率進行測試。使用電導率測試儀SIGMATEST2.069 測量合金的電導率，電導率用%IACS（國際退火銅標準，100%IACS=58.0MS/m）表征。

表1 實驗所用合金的化學成分

2 結果與討論

圖1 為Al-Mg-Si 和Al-Mg-Si-Sc-Zr 鑄 態 合 金的金相組織形貌。兩種合金的鑄態組織主要由等軸晶組成，Al-Mg-Si 合金平均晶粒尺寸為150±12um，Al-Mg-Si-Sc-Zr 合金的平均晶粒尺寸細化到110±10um。Al-Mg-Si-Sc-Zr 合金中在非平衡凝固過程中形成了Al3(Sc,Zr)相，作為異質成核的有效核心導致了晶粒細化。

圖1 合金鑄態組織形貌及晶粒尺寸分布(a) Al-Mg-Si 合金(b) Al-Mg-Si-Sc-Zr 合金(c)Al-Mg-Si 合金晶粒尺寸分布(d)Al-Mg-Si-Sc-Zr 合金晶粒尺寸分布

圖2 顯示了Al-Mg-Si-Sc-Zr 合金在不同時效條件下的時效硬化曲線。在300℃時效過程中，隨著時效時間的延長，合金的硬度先增加后降低，在1h 時達到峰值81HB。這主要是由于Al-Mg-Si-Sc-Zr 合金在300℃時效過程中，與基體相干的Al3(Sc,Zr)沉淀相從過飽和固溶體中析出，基體的晶格畸變降低。在高溫時效下合金會發生重結晶、晶粒生長和沉淀相溶解等現象，這會導致Al-Mg-Si-Sc-Zr 合金的硬度降低。從圖2b 可以看出，在低溫時效過程中，Al-Mg-Si-Sc-Zr 合金的硬度隨著時效時間的延長先增加后降低。

在160℃時效12h 達到峰值硬度95HB，在180℃時效8h 達到峰值硬度101HB，在200℃時效6h 達到峰值硬度97HB。

在低溫時效過程中，隨著時間的延長，過渡相不斷從過飽和固溶體中析出，時效溫度越高，原子的擴散速度越快，達到峰值時效所需的時間越短。當β"相達到臨界尺寸時，Al-Mg-Si-Sc-Zr 合金的表現出最高的硬度。Al3(Sc,Zr)相的熱穩定性好，在低溫時效過程中不會發生生長和粗化，而是彌散分布在鋁基體中，合金在低溫時效過程中硬度的增加主要歸因于Mg2Si 強化相。

在300℃時效過程中，由于時效溫度超過了Mg2Si 相的固溶溫度，因此在合金中不會析出Mg2Si 相，只析出了Al3(Sc,Zr)相，在兩級時效過程中Mg2Si 過渡相的析出是電導率持續增加的原因。

兩級時效的溫度越高，合金的電導率越高，這是由于相干和半相干的析出相（GP 區和β''相）在高溫下轉變成非相干的析出相（β 相）。

圖2 Al-Mg-Si-Sc-Zr 合金不同溫度下時效硬化曲線(a) 300℃一級時效(b)160℃-200℃二級時效

表2 是Al-Mg-Si-Sc-Zr 合金人工時效后的靜態拉伸性能和電導率。經過300 ℃/1h+180 ℃/8h 時效的Al-Mg-Si-Sc-Zr 合金具有較高的綜合性能，其抗拉強度和電導率分別為312MPa 和53.5% IACS，與300℃/1h+160℃/6h 兩級時效處理相比，強度和電導率分別提高了6.0%和4.1%，與300℃/1h+200℃/4h 兩級時效處理相比強度提高了2.2%，而電導率下降了1.1%。這表明在Al3(Sc,Zr)析出相和Mg2Si 強化相的協同強化中存在一個關鍵點，能夠在保持高強度的同時達到高電導率。

表2 Al-Mg-Si-Sc-Zr 合金在不同時效條件下的力學性能和電導率

在300℃/1h時效處理下，韌窩和大的撕裂棱同時存在，表明塑性斷裂和沿晶斷裂同時發生。兩級時效處理后的Al-Mg-Si-Sc-Zr 合金，斷口表面出現了更多細小的韌窩，未觀察到大的撕裂棱。

3 結論

（1）當 在Al-Mg-Si 合 金 中 添 加0.1% Sc 和0.1%Zr（質量分數）時，鑄態組織明顯改善，平均晶粒尺寸從150um 減少到110um。

（2）Al-Mg-Si-Sc-Zr 合 金 經600 ℃/12h 固 溶 處 理+300℃/1h+180℃/6h 兩級時效處理后綜合性能最佳，抗拉強度和導電率分別為315.0Mpa 和53.2%IACS。

（3）Al-Mg-Si-Sc-Zr 合金在300℃的時效過程中，析出大量的Al3(Sc,Zr)沉淀相，在180℃時效時形成大量的Mg2Si 強化相，共同改善合金。