王 冉，冷金鳳

（濟(jì)南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，山東 濟(jì)南 250000）

6201 鋁合金由于高強(qiáng)度、低成本以及良好的導(dǎo)電性和成形性而被廣泛用作架空導(dǎo)線(xiàn)[1]。高強(qiáng)度的鋁合金架空導(dǎo)線(xiàn)可以確保電線(xiàn)電纜在長(zhǎng)距離和復(fù)雜服役環(huán)境中的安全性；高電導(dǎo)率可以減少動(dòng)力傳輸中的能量損失。然而，強(qiáng)度和電導(dǎo)率的平衡問(wèn)題限制了6201 鋁合金導(dǎo)線(xiàn)的廣泛應(yīng)用，因此開(kāi)發(fā)一種高強(qiáng)度和高導(dǎo)電率的鋁合金導(dǎo)線(xiàn)對(duì)輸電線(xiàn)路的建設(shè)具有重要意義。

為了制備高強(qiáng)度和高導(dǎo)電率的鋁合金導(dǎo)線(xiàn)，需要對(duì)6201 鋁合金進(jìn)行成分改良。有部分學(xué)者制備了高強(qiáng)高導(dǎo)的Al-Sc-Zr 合金，經(jīng)冷拔和300℃/25h+400℃/50h 時(shí)效后，極限抗拉強(qiáng)度為194MPa，電導(dǎo)率為61% IACS。Al3(Sc,Zr)沉淀相在不降低電導(dǎo)率的情況下，能進(jìn)一步提高材料的力學(xué)性能，這為高強(qiáng)高導(dǎo)的6201 鋁合金導(dǎo)線(xiàn)的研究提供了方向。

一般來(lái)說(shuō)，通過(guò)合金化提升合金強(qiáng)度的同時(shí)會(huì)導(dǎo)致電導(dǎo)率的下降，因此需要進(jìn)行適當(dāng)?shù)臒崽幚韥?lái)提升電導(dǎo)率。所有未從Sc 中受益的研究都對(duì)6xxx 系合金使用了傳統(tǒng)的熱處理工藝，沒(méi)有包含Sc 析出相的時(shí)效處理階段（300 ℃～400 ℃）。前人研究表明Al-Mg-Sc-Zr 合金在500℃時(shí)效過(guò)程中形成的納米級(jí)析出物提高了合金的機(jī)械性能和電導(dǎo)率。這表明，盡管Sc 具有提高6201 鋁合金強(qiáng)度的潛力，但必須采用專(zhuān)門(mén)的熱處理工藝來(lái)確保其發(fā)揮作用。本文制備了Al-Mg-Si-Sc-Zr 合金，并研究了高溫時(shí)效和低溫時(shí)效相結(jié)合的多級(jí)時(shí)效工藝對(duì)Al-Mg-Si-Sc-Zr 合金強(qiáng)度和電導(dǎo)率的影響。

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

實(shí)驗(yàn)所用合金的化學(xué)成分如表1 所示，采用工業(yè)純鋁(純度99.7%，質(zhì)量分?jǐn)?shù)，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(jìn)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(yù)熱至200℃）中。鑄錠尺寸為Ф90mm×300mm。鑄錠經(jīng)535℃/12h 均勻化退火處理后，擠壓成直徑20mm 的鋁合金棒。最終，經(jīng)過(guò)3 道次冷拔（CD）后獲得了直徑為7.8mm的鋁合金線(xiàn)。樣品在600℃固溶處理12h 后立即水淬火，然后進(jìn)行時(shí)效處理。

使用Olympus-GX51 光學(xué)顯微鏡(OM)觀察復(fù)合材料的微觀結(jié)構(gòu)。試樣硬度測(cè)試采用HBRVU-187.5 型布氏硬度計(jì)，載荷為1839N，保壓時(shí)間為15s，樣品的硬度值經(jīng)10 次測(cè)試取平均值。在WDW-100A 微機(jī)控制電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行了復(fù)合材料的拉伸試驗(yàn)。拉伸試樣長(zhǎng)度為180mm，在室溫下以2mm/min 的加載速率進(jìn)行測(cè)試。使用電導(dǎo)率測(cè)試儀SIGMATEST2.069 測(cè)量合金的電導(dǎo)率，電導(dǎo)率用%IACS（國(guó)際退火銅標(biāo)準(zhǔn)，100%IACS=58.0MS/m）表征。

表1 實(shí)驗(yàn)所用合金的化學(xué)成分

2 結(jié)果與討論

圖1 為Al-Mg-Si 和Al-Mg-Si-Sc-Zr 鑄 態(tài) 合 金的金相組織形貌。兩種合金的鑄態(tài)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(xì)化到110±10um。Al-Mg-Si-Sc-Zr 合金中在非平衡凝固過(guò)程中形成了Al3(Sc,Zr)相，作為異質(zhì)成核的有效核心導(dǎo)致了晶粒細(xì)化。

圖1 合金鑄態(tài)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(shí)效條件下的時(shí)效硬化曲線(xiàn)。在300℃時(shí)效過(guò)程中，隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，合金的硬度先增加后降低，在1h 時(shí)達(dá)到峰值81HB。這主要是由于Al-Mg-Si-Sc-Zr 合金在300℃時(shí)效過(guò)程中，與基體相干的Al3(Sc,Zr)沉淀相從過(guò)飽和固溶體中析出，基體的晶格畸變降低。在高溫時(shí)效下合金會(huì)發(fā)生重結(jié)晶、晶粒生長(zhǎng)和沉淀相溶解等現(xiàn)象，這會(huì)導(dǎo)致Al-Mg-Si-Sc-Zr 合金的硬度降低。從圖2b 可以看出，在低溫時(shí)效過(guò)程中，Al-Mg-Si-Sc-Zr 合金的硬度隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)先增加后降低。

在160℃時(shí)效12h 達(dá)到峰值硬度95HB，在180℃時(shí)效8h 達(dá)到峰值硬度101HB，在200℃時(shí)效6h 達(dá)到峰值硬度97HB。

在低溫時(shí)效過(guò)程中，隨著時(shí)間的延長(zhǎng)，過(guò)渡相不斷從過(guò)飽和固溶體中析出，時(shí)效溫度越高，原子的擴(kuò)散速度越快，達(dá)到峰值時(shí)效所需的時(shí)間越短。當(dāng)β"相達(dá)到臨界尺寸時(shí)，Al-Mg-Si-Sc-Zr 合金的表現(xiàn)出最高的硬度。Al3(Sc,Zr)相的熱穩(wěn)定性好，在低溫時(shí)效過(guò)程中不會(huì)發(fā)生生長(zhǎng)和粗化，而是彌散分布在鋁基體中，合金在低溫時(shí)效過(guò)程中硬度的增加主要?dú)w因于Mg2Si 強(qiáng)化相。

在300℃時(shí)效過(guò)程中，由于時(shí)效溫度超過(guò)了Mg2Si 相的固溶溫度，因此在合金中不會(huì)析出Mg2Si 相，只析出了Al3(Sc,Zr)相，在兩級(jí)時(shí)效過(guò)程中Mg2Si 過(guò)渡相的析出是電導(dǎo)率持續(xù)增加的原因。

兩級(jí)時(shí)效的溫度越高，合金的電導(dǎo)率越高，這是由于相干和半相干的析出相（GP 區(qū)和β''相）在高溫下轉(zhuǎn)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(shí)效硬化曲線(xiàn)(a) 300℃一級(jí)時(shí)效(b)160℃-200℃二級(jí)時(shí)效

表2 是Al-Mg-Si-Sc-Zr 合金人工時(shí)效后的靜態(tài)拉伸性能和電導(dǎo)率。經(jīng)過(guò)300 ℃/1h+180 ℃/8h 時(shí)效的Al-Mg-Si-Sc-Zr 合金具有較高的綜合性能，其抗拉強(qiáng)度和電導(dǎo)率分別為312MPa 和53.5% IACS，與300℃/1h+160℃/6h 兩級(jí)時(shí)效處理相比，強(qiáng)度和電導(dǎo)率分別提高了6.0%和4.1%，與300℃/1h+200℃/4h 兩級(jí)時(shí)效處理相比強(qiáng)度提高了2.2%，而電導(dǎo)率下降了1.1%。這表明在Al3(Sc,Zr)析出相和Mg2Si 強(qiáng)化相的協(xié)同強(qiáng)化中存在一個(gè)關(guān)鍵點(diǎn)，能夠在保持高強(qiáng)度的同時(shí)達(dá)到高電導(dǎo)率。

表2 Al-Mg-Si-Sc-Zr 合金在不同時(shí)效條件下的力學(xué)性能和電導(dǎo)率

在300℃/1h時(shí)效處理下，韌窩和大的撕裂棱同時(shí)存在，表明塑性斷裂和沿晶斷裂同時(shí)發(fā)生。兩級(jí)時(shí)效處理后的Al-Mg-Si-Sc-Zr 合金，斷口表面出現(xiàn)了更多細(xì)小的韌窩，未觀察到大的撕裂棱。

3 結(jié)論

（1）當(dāng) 在Al-Mg-Si 合 金 中 添 加0.1% Sc 和0.1%Zr（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）時(shí)，鑄態(tài)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(jīng)600 ℃/12h 固 溶 處 理+300℃/1h+180℃/6h 兩級(jí)時(shí)效處理后綜合性能最佳，抗拉強(qiáng)度和導(dǎo)電率分別為315.0Mpa 和53.2%IACS。

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