Mg、Si元素对Al—Mg—Si合金性能影响探讨

杨怀

摘 要：文章研究了Mg、Si元素对Al-Mg-Si合金性能影响，重点分析Mg/Si对Al-Mg-Si合金导线在时效过程中导电率及显微硬度的影响。利用示差扫描量热法（DSC）及透射电子显微镜（TEM）方法分析，探索镁硅比对Al-Mg-Si合金导线性能影响的内在机理。

关键词：Al-Mg-Si合金；镁硅比；Mg5Si6；时效；导电率；硬度

引言

自从1898年美国正式使用纯铝线做架空绞线和1921年出现Aldrey铝合金以来，铝作为导体在电气工业中被大量应用。铝合金克服了纯铝绞线的强度底、蠕变性、耐热性能差等缺点，使导电用铝合金发展更为迅速。铝合金芯铝绞线（ACAR）在北美的美国、加拿大等国得以大量应用。为实现可持续发展，履行国企社会责任，国网公司近年来积极推进“新材料、新技术和新工艺”应用，建设环境友好和资源节约型电网。节能导线作为输电线路最有效的节能降耗措施正在逐步推广，其中导电率52.5%高强度铝合金及导电率58.5%IACS中强度铝合金在高压、超高压、特高压输等输电线路工程中得以广泛使用。

近年来铝合金产品也得以迅速批量应用，其中高强度铝合金的导电率52.5%、53%IACS两个等级，中强度铝合金的导电率58.5%IACS，与国外先进技术相比还有一定的提升空间。虽然我国铝合金制造水平得以发展迅速，但受研发仪器、研发能力的限制，在电工材料用铝合金的技术一直未有较明显的突破，公司与澳大利亚莫纳什大学合作，对合金导电性能的提升做相关技术研究。

1 合金强化原理

铝镁硅系合金导线是一种可热处理强化型铝合金导线，在人工时效过程中析出强化是其主要的强化手段之一。在人工时效过程中，主要发生点缺陷的消失、固溶原子脱溶、析出相的形核长大以及位错回复现象。固溶原子对铝合金导线导电率的影响要远大于析出相的影响，因此铝镁硅系合金导线的时效过程是导电率不断升高的过程。固溶态Al-Mg-Si合金杆在时效过程中依次析出GP区、β" （Mg5Si6）、β'及β相（Mg2Si），其中β"相呈针状并与基体存在共格关系，时效硬化效应最明显，是峰时效时的产物，随着时效时间的进一步延长，由于新相的产生及长大，新的析出相逐渐失去了与基体的共格关系，时效硬化效应下降，进入过时效阶段。

通过对合金元素配比、成相、固溶等方面展开宏观、微量的分析。发现在铝镁硅合金中强化相Mg5Si6相比Mg2Si相，对合金的导电性能和强度更佳。高导铝合金就是通过配方及工艺调整，是合金强化相以Mg5Si6为主。Mg5Si6强化相与传统的Mg2Si强化相相比，具有相晶粒小，结构稳定，不易聚集长大，分布均匀，能较好的提高铝合金导电性能和强度。

2 合金成分对性能的影响

镁、硅是铝镁硅系合金导线中两种基本的合金元素，其含量直接影响该体系铝合金导线的性能。已有的研究表明，铝镁硅系铝合金导线强化的主要原因是人工时效过程中析出的Mg2Si粒子弥散分布在基体中，从而提高其强度。Mg2Si粒子中镁元素和硅元素的质量比为1.73，但在实际生产过程中所采用的镁硅质量比一般小于1.73，这主要是因为镁对导电率的影响要大于硅元素的影响，余量硅的存在可以促进镁元素的脱溶。余量硅的存在同样可以和铝及杂质元素铁作用生成铝铁硅相。

为了系统的研究镁硅质量比对铝合金导线性能的影响，文章设计了六组合金元素总量为1.3%wt，镁硅质量比从1.00等差升高至2.20的Al-Mg-Si合金导线。在熔炼过程中由于合金元素烧损、成分偏析等因素的存在，造成合金的真实成分和设计成分之间存在一定的偏差。对Al-Mg-Si合金导线的性能而言，成分起到了决定性的作用，为了保证实验的可对比性，研究中将挤压所得Al-Mg-Si合金杆截取成30cm的短杆，并将试样两端锯下进行成分测定，根据实测成分选取实验样品。表1所示为文章所选取实验样品的实测成分。

从表1中可以看出所选取的实验样品合金元素总量接近（1.28±0.05%wt），镁硅比依次升高，从1.10递增至2.40，相邻两组样品镁硅比相差约0.3。本次实验所熔炼六组铝合金依据镁硅比的大小可以分为两组，1-3炉试样镁硅质量比小于1.73，属于富硅型合金，4-6炉试样镁硅质量比大于1.73，属于富镁型合金。

2.1 Mg/Si对Al-Mg-Si合金导电性能的影响

人工时效是Al-Mg-Si合金导线生产制造流程中重要的步骤之一，为了对比研究分析不同镁硅比样品在时效过程中导电率的变化规律，文章将冷变形后所制得铝合金导线置于150℃烘箱中进行人工时效，并测试不同时效时间下导电率的大小，图1所示为不同镁硅比样品在150℃时效过程中导电率的变化。

图1 不同镁硅比铝合金导线时效过程中导电率的变化

从图1中可以看出，随着时效时间的不断延长，铝合金导线的导电率随之不断升高，在时效前三小时内，导电率呈较快的增长速率，随着时效时间的不断延长导电率增长速率逐渐放缓。从图中可以看出富硅型铝合金导线在时效过程中导电率要明显高于富镁型铝合金导线。造成这一现象的主要原因在于，镁元素对导电性的影响要大于硅元素。从实验结果可以看出，随着镁硅比的不断减小，铝合金导线的导电性能随之提高。但当镁硅比降至1.40以下时，铝合金导线导电性能反而劣化。分析可能是由于过量的Si原子固溶于合金中，导致合金导电性能下降。

在整个时效过程中，镁硅比为1.40的铝合金导线的导电率要明显高于镁硅比为2.40铝合金导线。在进行人工时效之前，两者导电率相差无几并较低，仅为45.6IACS%，这主要是大量的固溶原子及冷变形引入的位错缺陷等所造成的。在时效开始的三小时内，两者的导电率均出现快速上升，在时效的第一小时内两者的导电率均有近2%的提升，造成这一现象的主要原因是基体中大量固溶原子的析出所造成的。对比两条曲线可以看出，在时效开始的三小时内，两者的导电率增幅相近，说明两种不同类型的Al-Mg-Si合金导线在时效前三小时内有着数量相当的固溶原子析出。

随着时效时间的延长，在时效三小时后，两者导电率的差距逐渐扩大。镁硅比为1.40的铝合金导线的导电率增速明显高于镁硅比为2.40的铝合金导线。可以推断出，在时效三小时后，镁硅比为1.40的铝合金导线基体中的固溶原子仍以较快的速度脱溶，而镁硅比为2.40的铝合金导线基体中的固溶原子的脱溶速率则逐渐放慢。

随着时效时间的进一步延长，两者的导电率增长速率愈来愈小，在时效28小时后，可以明显看出两种类型的铝合金导线导电率增速进一步下降。从这一现象推断，在时效28小时后，基体中的固溶原子趋于完全脱溶，导电率的提高可能是由于析出相的转变与长大。

图2所示为镁硅比为1.40与镁硅比为2.40的Al-Mg-Si合金导线在190℃时效过程中导电率与时效时间的3次方根之间的关系。从图中可以看出，时效时间大于三小时后，镁硅比为1.40的Al-Mg-Si导线其导电率增长速率明显高于镁硅比为2.40的样品。而且，在这一阶段导线导电率和时效时间3次方根间存在线性关系。

图2 Al-Mg-Si导线时效过程中导线率与时效时间的1/3次方的关系

Al-Mg-Si合金导线在时效过程中，基体中固溶原子是其主要的影响因素，与固溶原子相比，位错、晶界等线面缺陷引起的导电率变化基本可以忽略。因此，在半稳态析出阶段，固溶原子浓度变化和时效时间存在有如下关系：

而固溶体导电率变化和固溶原子浓度变化间存在如下关系，

（2）

由（1），（2）可简单推出：

式中：？驻？滓为电导率变化，k1，k2，k3是与材料相关的常数，？驻C为固溶原子的浓度变化。可以看出在半稳态析出阶段导电率与时效时间的1/3次方成正比。从前文实验结果可以看出，时效三小时后，Al-Mg-Si合金导线进入半稳态析出阶段。根据图2中曲线的斜率可以推断出，在半稳态时效阶段，镁硅比为1.40的基体中固溶原子的脱溶速率是镁硅比为2.40样品的2.3倍左右。实验结果表明采用合适的镁硅比有利于固溶原子的快速脱溶。

2.2 镁硅比对Al-Mg-Si合金杆显微硬度的影响

不同镁硅比的Al-Mg-Si合金杆的时效硬化现象，如图3所示为，不同镁硅比的Al-Mg-Si合金杆在190℃时效过程中显微硬度的变化规律。Al-Mg-Si系铝合金是典型的时效硬化型铝合金，在整个时效过程中，显微硬度呈现先升后降的基本规律。铝镁硅系铝合金在时效过程中依次析出GP区、β"相（Mg5Si6）、β'相及β相（Mg2Si），其中β"（Mg5Si6）相是一种与基体完全共格的析出相，其与基体之间存在由共格引起的应力畸变区，从而对位错的运动形成强烈的阻碍作用，由此可知当基体中析出相以β"相（Mg5Si6）为主时，其处于时效硬化的峰值。从图3中可以看出，铝合金杆在190℃时效过程中，时效峰值出现在7小时附近。随着时效时间的延长，铝合金杆的显微硬度开始下降，时效进入过时效阶段，过时效阶段主要是β'相及β相的形核及长大过程。

图3 不同镁硅比铝合金杆在时效过程中显微硬度的变化

对比分析富硅型与富镁型铝合金杆时效硬化曲线可以看出，镁硅比小于1.73的富硅型铝合金杆在整个时效过程中其显微硬度要明显高于镁硅比大于1.73的富镁型铝合金杆，并且不难发现，随着镁硅比的降低，其峰时效的显微硬度逐渐增高，造成这一现象可能的原因是，镁硅比越小其质量比越接近β"相（Mg5Si6），因此能够形成相对较多的β"相（Mg5Si6），另外由于其硅含量较高，硅原子在铝基体中的固溶强化的效果要优于镁原子。在进行人工时效之前，两者的显微硬度值比较接近。但对比镁硅比为1.40的富硅型铝合金杆和镁硅比为2.40的富镁型铝合金杆的显微硬度变化可以发现，这是因为硅元素在铝基体中固溶强化的效果要优于镁元素。在时效开始时，两者的显微硬度均产生了较大幅度的提升，这一现象与前文中导电率的变化规律是一致的。在时效的前3小时内，大量的固溶原子脱溶形成纳米级的GP区，并在之后的时效过程中转化为共格相β"相，从而提升其硬度。随着时效时间的延长，两种不同类型的铝合金显微硬度增长速率逐渐减缓，当时效时间达到12小时附近时，两者均处于峰时效阶段。两者处于峰时效阶段时，其峰值相差约8MPa，并且可以看出，镁硅比为2.40的铝合金杆在达到时效峰值后其显微硬度值迅速下降，相对于镁硅比为1.40的铝合金杆而言，其更容易进入过时效阶段。

3 合金相分析

3.1 示差扫描量热法（DSC）分析

Al-Mg-Si系铝合金是典型的时效硬化型铝合金，在时效过程中会产生一系列的析出相，不同的析出相对铝合金杆的性能有着不同的影响。因此，研究分析铝合金杆中各析出相析出转变温度有着重要的指导意义。图4所示为镁硅比为1.40的富硅型Al-Mg-Si合金杆在5k/min加热速率下DSC的分析图。

图4 镁硅比为1.40的铝合金杆DSC分析图

从图4中可以看出Al-Mg-Si合金杆在升温过程中出现了四个明显的放热峰，其分别对应着不同的析出相的生成。第一个放热峰a对应的是GP区的生成，其温度范围处于175℃到200℃之间，主要表现为在基体中生成大量的纳米级的原子富集区，导电率及强度的迅速提升。第二个放热峰b对应的是过渡相β"相的生成，其温度处于225℃至275℃之间，主要表现为基体中大量针状过渡相β"相的生成，试样的硬度达到峰值，导电率的增速开始减缓。第三个放热峰c对应的是过渡相β'的生成，析出温度处于275℃至315℃之间，主要表现为师时效进入过时效阶段，硬度下降导电率缓慢上升。第四个放热峰d对应的是平衡相β相的生成，析出温度处于400℃至460℃之间，在这一阶段主要发生的反应时β相的析出及长大。

镁硅比为2.40的富镁型Al-Mg-Si合金进行了相应的DSC分析，如图5所示为镁硅比为2.40的富镁型Al-Mg-Si合金杆DSC分析图。实验采用5k/min的加热速率，结合理论分析对各主要放热峰进行标注。

图5 镁硅比为2.40的铝合金杆DSC分析图

第一个放热峰a对应的是GP区的生成，其温度范围处于170℃到200℃之间，主要表现为在基体中生成大量的纳米级的原子富集区，导电率及强度的迅速提升。第二个放热峰b对应的是过渡相β"相的生成，其温度处于230℃至275℃之间，主要表现为基体中大量针状过渡相β"相的生成，试样的硬度达到峰值，导电率的增速开始减缓。第三个放热峰c对应的是过渡相β'的生成，析出温度处于275℃至315℃之间，主要表现为时效进入过时效阶段，硬度下降导电率缓慢上升，相比于镁硅比为1.40的富硅型铝合金杆，放热峰c并不十分明显。第四个放热峰d对应的是平衡相β相的生成，析出温度处于375℃至425℃之间，在这一阶段主要发生的反应时β相的析出及长大。

β"相（Mg5Si6）是一种与铝基体完全共格的析出相，对基体的强化效果最好，较低的析出温度则有利于β"相的析出，大量β"相的析出不仅有利于强度的提高同时有利于导电率的提高。因此，对于铝合金导线而言，较低的β"相析出温度对提高其综合性能是有利的。镁硅比为1.40的铝合金杆有着明显的β'相放热峰，说明在升温过程中有着大量的β'相析出，而镁硅比为2.40的铝合金杆没有明显的β'相放热峰，说明在升温过程中仅有少量过渡相β'相生成。镁硅比为2.40的富镁型铝合金杆其β相的析出温度要比镁硅比为1.40的富硅型铝合金干低20℃左右，表明镁硅比为2.40的Al-Mg-Si导线中过渡相在时效过程中更容易转化为平衡相β（Mg2Si）相。

3.2 透射电子显微镜（TEM）分析

对镁硅比为1.40及镁硅比为2.40的两种不同类型的Al-Mg-Si合金杆在时效过程中不同阶段做了TEM分析，研究时效过程中析出相类型、数量及形貌的变化，并对前文推断进行验证。图6为固溶状态下镁硅比为1.40与镁硅比为2.40的铝合金杆TEM图像，其中（a）图镁硅比为1.40富硅型、（b）图镁硅比为2.40。从图7中可以看出，两种不同类型的铝合金杆经固溶处理后其基体组织状态类似，合金元素被完全固溶于铝基体中，未发现残留初生相，基体中仅存在少量样品制备过程中引入的位错。

从以上分析可以判断，经固溶处理后的铝合金杆其导电率的主要影响因素为基体中固溶元素的数量和种类。富硅及富镁型铝合金杆其合金元素总量相同，镁元素对导电性的影响要高于硅元素，因此可以看判断，固溶状态下镁硅比为1.40的富硅型铝合金导线导电率要高于镁硅比为2.40的富镁型。但经过冷拔变形后，两者导电率十分接近，无明显区别，造成这一现象的可能原因在于大量的冷变形引入大量的位错及点缺陷等，掩盖了这一差距。

（a）镁硅比1.40 （b）镁硅比2.40

图6 固溶态铝合金杆TEM图像分析

Al-Mg-Si系铝合金在峰时效状态下，其基体中的析出相为针状的β"相（Mg5Si6），弥散分布的针状Mg5Si6能够显著提高基体的强度，基体中镁原子与硅原子的脱溶则提高了其导电率。图7为镁硅比为1.40与2.40铝合金杆在时效10小时时，即峰时效状态下析出相的TEM图像。从图7中可以看出，在峰时效状态下，两者均有大量的析出相产生，析出相呈针状，尺寸相对较小，其长度约为100nm，并在基体中规则排列，与基体存在一定的位向关系。在实验过程中发现，由于镁及硅原子与铝原子的质量衬度较小，在实际观察过程中难以观察到析出相，必须在特定的取向上才能够观察到析出相，如图8所示为镁硅比为1.40的样品在190℃时效10小时晶界处析出相TEM分析图，在左侧晶粒中可以明显观察到大量的析出相，而右侧晶粒中却难以观察到，证明了β"相（Mg5Si6）与基体之间存在特定的取向关系。

对比图7（a、c）与（b、d）可以看出，镁硅比为1.40的与镁硅比2.40的两种类型的铝合金杆在190℃时效10小时后，其析出相的形貌、尺寸、在基体中的排列方式类似，两者之间的主要区别在于析出相的数量。镁硅比为1.40的铝合金杆基体中析出相的数量明显高于镁硅比为2.40的富镁型铝合金杆。在合金元素总量相同的前提下，析出相的数量越多表明基体中固溶原子的析出量就越多，导电率提高越明显，并且其强度也越高。

图9所示为镁硅比为1.40的富硅型及镁硅比为2.40的富镁型铝合金杆在190℃时效48小时后，即过时效状态下析出相TEM形貌分析图。与图7对比可以看出，经过48小时的时效后，镁硅比为1.40的铝合金杆基体中不仅存在一定数量的针状析出相，同时一种存在少量豆瓣状新相及少量短杆状析出相；而镁硅比为2.40的铝合金杆基体中除了针状析出相外，还存在一定数量的短杆状析出相。以上结果表明，随着时效时间的延长，基体中的部分针状β"相发生了转变，残留的β"相也发生了明显的长大，从图9中可以看出，部分针状析出相的尺寸已达到200nm左右。

从图9（a、c）中可以看出，镁硅比为1.40的铝合金杆基体中析出的第二相主要有两种，一种是尺寸长大的针状析出相，一种是豆瓣状析出相。针状析出相依然保持了与基体的位向关系，而豆瓣状新相则没有明显的取向关系，但其周围仍存在畸变区，表明其与基体之间仍存在一定的共格关系，但其强化效果有所下降。从图9（b、d）中可以看出，镁硅比为2.40的铝合金杆基体中的第二相主要有两种，一种是尺寸长大的针状析出相，另一种则是短棒状析出相，短棒状析出相周围没有发现应力畸变区，表明其与基体之间不存在共格关系，且尺寸相对较大因此其强化效果要低于镁硅比为1.40的铝合金杆中的豆瓣状析出相。对比图9（a）与（b）可以看出，两者在析出相的数量上仍存在一定的差距，镁硅比为1.40的铝合金杆基体中的析出相数量要高于镁硅比为2.40的铝合金杆。因此，无论是从导电率或是显微硬度的角度讲，镁硅比为1.40的铝合金导线均优于镁硅比为2.40的铝合金导线。

由DSC分析结果可知，镁硅比为2.40的Al-Mg-Si合金杆中析出的过渡相更容易转化为平衡相，因此可以推断，镁硅比为2.40的Al-Mg-Si合金杆中的短棒状析出相为β（Mg2Si）相，镁硅比为1.40的Al-Mg-Si合金杆中豆瓣状相可能为β'相。

TEM分析结果表明β"相（Mg5Si6）与基体之间存在一定的位向关系。图10所示为Al-Mg-Si合金杆析出相形貌图。根据Al基体的衍射花样和针状β"相（Mg5Si6）的排列方向，可以判断β"相（Mg5Si6）在Al基体中的惯习面为{100}。

4 结束语

文章研究了镁硅比对Al-Mg-Si合金导线在时效过程中导电率及显微硬度的影响。在此基础上对镁硅比为1.40与镁硅比为2.40的铝合金杆进行了差热分析，研究两者析出相转变温度之间的区别。同时对两种铝合金杆做了不同时效状态下TEM分析，探索镁硅比对Al-Mg-Si合金导线性能影响的内在机理，结果发现：

（1）富硅型铝合金导线在时效过程中其导电率及显微硬度两方面均优于富镁型铝合金导线。在文章实验条件下发现，当合金元素总量为1.28%wt时，镁硅比为1.40时其导电性能最好；显微硬度则随着镁硅比的降低而升高，本实验条件下，镁硅比为1.11时其时效硬化效果最佳。

（2）DSC分析表明，当升温速率为5k/min时，镁硅比为2.40的铝合金杆其平衡相β（Mg2Si）析出温度比镁硅比1.40的铝合金杆低20℃，并且其β'相析出放热峰也相对较弱，由此可以推断，镁硅比为2.40的铝合金杆基体中的过渡相β"相易于转化为平衡相Mg2Si。

（3）TEM分析表明，镁硅比为1.40的铝合金在峰时效状态下能析出数量更多的针状过渡相β"-Mg5Si6，β"相在Al基体中以{100}面为惯习面析出。而在过时效状态下，镁硅比为1.40的铝合金杆中针状β"相部分转化为与基体存在一定共格关系的豆瓣状新相，并且析出相数量较多，而镁硅比为2.40的铝合金杆则转变为与集体无明显共格关系的短棒状β（Mg2Si）相。