热处理工艺对Al-Mg-Si-Sc-Zr 合金力学性能和电导率的影响

王 冉，冷金凤

（济南大学 材料科学与工程学院，山东 济南 250000）

6201 铝合金由于高强度、低成本以及良好的导电性和成形性而被广泛用作架空导线[1]。高强度的铝合金架空导线可以确保电线电缆在长距离和复杂服役环境中的安全性；高电导率可以减少动力传输中的能量损失。然而，强度和电导率的平衡问题限制了6201 铝合金导线的广泛应用，因此开发一种高强度和高导电率的铝合金导线对输电线路的建设具有重要意义。

为了制备高强度和高导电率的铝合金导线，需要对6201 铝合金进行成分改良。有部分学者制备了高强高导的Al-Sc-Zr 合金，经冷拔和300℃/25h+400℃/50h 时效后，极限抗拉强度为194MPa，电导率为61% IACS。Al3(Sc,Zr)沉淀相在不降低电导率的情况下，能进一步提高材料的力学性能，这为高强高导的6201 铝合金导线的研究提供了方向。

一般来说，通过合金化提升合金强度的同时会导致电导率的下降，因此需要进行适当的热处理来提升电导率。所有未从Sc 中受益的研究都对6xxx 系合金使用了传统的热处理工艺，没有包含Sc 析出相的时效处理阶段（300 ℃～400 ℃）。前人研究表明Al-Mg-Sc-Zr 合金在500℃时效过程中形成的纳米级析出物提高了合金的机械性能和电导率。这表明，尽管Sc 具有提高6201 铝合金强度的潜力，但必须采用专门的热处理工艺来确保其发挥作用。本文制备了Al-Mg-Si-Sc-Zr 合金，并研究了高温时效和低温时效相结合的多级时效工艺对Al-Mg-Si-Sc-Zr 合金强度和电导率的影响。

1 实验材料及方法

实验所用合金的化学成分如表1 所示，采用工业纯铝(纯度99.7%，质量分数，下同)，Al-20Si(纯度99.2%)、纯镁(纯度99.85%)、Al-2%Sc 和Al-5%Zr 中间合金熔炼制备。采用坩埚电阻炉进行熔炼，在760℃保温30min 后精炼除渣，最后在720℃的熔体温度下浇入金属型模具（预热至200℃）中。铸锭尺寸为Ф90mm×300mm。铸锭经535℃/12h 均匀化退火处理后，挤压成直径20mm 的铝合金棒。最终，经过3 道次冷拔（CD）后获得了直径为7.8mm的铝合金线。样品在600℃固溶处理12h 后立即水淬火，然后进行时效处理。

使用Olympus-GX51 光学显微镜(OM)观察复合材料的微观结构。试样硬度测试采用HBRVU-187.5 型布氏硬度计，载荷为1839N，保压时间为15s，样品的硬度值经10 次测试取平均值。在WDW-100A 微机控制电子万能试验机上进行了复合材料的拉伸试验。拉伸试样长度为180mm，在室温下以2mm/min 的加载速率进行测试。使用电导率测试仪SIGMATEST2.069 测量合金的电导率，电导率用%IACS（国际退火铜标准，100%IACS=58.0MS/m）表征。

表1 实验所用合金的化学成分

2 结果与讨论

图1 为Al-Mg-Si 和Al-Mg-Si-Sc-Zr 铸 态 合 金的金相组织形貌。两种合金的铸态组织主要由等轴晶组成，Al-Mg-Si 合金平均晶粒尺寸为150±12um，Al-Mg-Si-Sc-Zr 合金的平均晶粒尺寸细化到110±10um。Al-Mg-Si-Sc-Zr 合金中在非平衡凝固过程中形成了Al3(Sc,Zr)相，作为异质成核的有效核心导致了晶粒细化。

图1 合金铸态组织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

图2 显示了Al-Mg-Si-Sc-Zr 合金在不同时效条件下的时效硬化曲线。在300℃时效过程中，随着时效时间的延长，合金的硬度先增加后降低，在1h 时达到峰值81HB。这主要是由于Al-Mg-Si-Sc-Zr 合金在300℃时效过程中，与基体相干的Al3(Sc,Zr)沉淀相从过饱和固溶体中析出，基体的晶格畸变降低。在高温时效下合金会发生重结晶、晶粒生长和沉淀相溶解等现象，这会导致Al-Mg-Si-Sc-Zr 合金的硬度降低。从图2b 可以看出，在低温时效过程中，Al-Mg-Si-Sc-Zr 合金的硬度随着时效时间的延长先增加后降低。

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

在低温时效过程中，随着时间的延长，过渡相不断从过饱和固溶体中析出，时效温度越高，原子的扩散速度越快，达到峰值时效所需的时间越短。当β"相达到临界尺寸时，Al-Mg-Si-Sc-Zr 合金的表现出最高的硬度。Al3(Sc,Zr)相的热稳定性好，在低温时效过程中不会发生生长和粗化，而是弥散分布在铝基体中，合金在低温时效过程中硬度的增加主要归因于Mg2Si 强化相。

在300℃时效过程中，由于时效温度超过了Mg2Si 相的固溶温度，因此在合金中不会析出Mg2Si 相，只析出了Al3(Sc,Zr)相，在两级时效过程中Mg2Si 过渡相的析出是电导率持续增加的原因。

两级时效的温度越高，合金的电导率越高，这是由于相干和半相干的析出相（GP 区和β''相）在高温下转变成非相干的析出相（β 相）。

图2 Al-Mg-Si-Sc-Zr 合金不同温度下时效硬化曲线(a) 300℃一级时效(b)160℃-200℃二级时效

表2 是Al-Mg-Si-Sc-Zr 合金人工时效后的静态拉伸性能和电导率。经过300 ℃/1h+180 ℃/8h 时效的Al-Mg-Si-Sc-Zr 合金具有较高的综合性能，其抗拉强度和电导率分别为312MPa 和53.5% IACS，与300℃/1h+160℃/6h 两级时效处理相比，强度和电导率分别提高了6.0%和4.1%，与300℃/1h+200℃/4h 两级时效处理相比强度提高了2.2%，而电导率下降了1.1%。这表明在Al3(Sc,Zr)析出相和Mg2Si 强化相的协同强化中存在一个关键点，能够在保持高强度的同时达到高电导率。

表2 Al-Mg-Si-Sc-Zr 合金在不同时效条件下的力学性能和电导率

在300℃/1h时效处理下，韧窝和大的撕裂棱同时存在，表明塑性断裂和沿晶断裂同时发生。两级时效处理后的Al-Mg-Si-Sc-Zr 合金，断口表面出现了更多细小的韧窝，未观察到大的撕裂棱。

3 结论

（1）当 在Al-Mg-Si 合 金 中 添 加0.1% Sc 和0.1%Zr（质量分数）时，铸态组织明显改善，平均晶粒尺寸从150um 减少到110um。

（2）Al-Mg-Si-Sc-Zr 合 金 经600 ℃/12h 固 溶 处 理+300℃/1h+180℃/6h 两级时效处理后综合性能最佳，抗拉强度和导电率分别为315.0Mpa 和53.2%IACS。

（3）Al-Mg-Si-Sc-Zr 合金在300℃的时效过程中，析出大量的Al3(Sc,Zr)沉淀相，在180℃时效时形成大量的Mg2Si 强化相，共同改善合金。