化学成分对高强Al-Mg-Si合金组织和性能的影响

陈保安， 张静媛， 祝志祥， 韩 钰， 潘学东， 张 磊， 陈素红

(1. 全球能源互联网研究院有限公司 先进输电技术国家重点实验室， 北京 102209；2. 全球能源互联网研究院有限公司 电工新材料研究所， 北京 102209；3. 国网山东省电力公司电力科学研究院， 山东 济南 250003)

开发高强度、高导电率铝合金导线代替传统的钢芯铝绞线，能够大大地降低输电线路的电能损耗，从而有效地节约能源[1-3]。6×××系铝合金可以通过变形和热处理来改善合金的力学性能和导电性能，广泛应用于高强度的全铝合金导线材料[4-7]。其中，6201合金和6101合金作为该体系具有代表性的合金，在铝合金导线领域有着广阔的应用前景。二者相比，6201合金导线的强度高于6101合金，但导电率低[8]。通常，对于该系列铝合金导线，往往采用热变形获得轧杆，再通过固溶+拔丝+人工时效的工艺来实现合金导线综合性能的优化[5-6]。研究表明[9-12]，在可时效强化的Al-Mg-Si 合金中，Mg、Si含量以及Mg/Si比对合金的工艺、组织和性能具有显著的影响，根本原因是由于合金主要强化相β″相的成分组成会随着Mg/Si比的变化而不同。然而，在实际导线生产过程中，对不同体系铝合金导线的合金成分规定却非常宽泛，6101铝合金中Mg含量(质量分数，下同)为0.35%～0.80%，Si含量为0.3%～0.7%；而对于6201合金，Mg含量为0.6%～0.9%；Si含量为0.5%～0.9%[8]。显而易见，如此宽泛的成分范围规定对实际选材和生产带来很大困扰。因此，非常有必要深入了解架空导线用高强Al-Mg-Si合金成分对性能的影响规律。本文设计了5种不同Mg、Si含量和Mg/Si比的合金，围绕5种Al-Mg-Si合金微观组织、力学性能和导电性能的差异进行讨论，研究高强铝合金中合金成分与性能之间的变化关系。同时，本文还进一步在高强铝合金中添加稀土元素Ce，讨论了稀土元素微合金化对高强铝合金微观组织和性能的影响。

1 试验材料和方法

制备了5种不同成分的Al-Mg-Si合金，分别编号为1号～5号，具体成分见表1。首先通过熔炼获得铝合金铸锭，采用99.7%工业纯铝、Al-20Si中间合金和99.9%的镁锭为原材料，在坩埚电阻炉中进行熔炼，熔炼温度为铝锭750 ℃，采用六氯乙烷进行除气精炼，最后在720 ℃浇铸得到20 mm×20 mm×300 mm的铸锭。在560 ℃下保温6 h对铸锭进行均匀化处理；然后在420 ℃下保温1 h，通过6道次轧制成直径φ9.5 mm的圆杆；圆杆经过固溶处理(530 ℃×1 h,水冷)之后，经过11道次拉拔，再获得φ3.8 mm的铝合金单丝，最后进行175 ℃的等温时效处理0.5、1、2、4、6和8 h。

表1 Al-Mg-Si试验合金的化学成分(质量分数，%)

采用FEI VERIOS 460扫描电镜(SEM)对合金的显微组织进行观察，通过标准的金相试样制备流程制备金相试样，抛光后采用Keller试剂对金相试样进行腐蚀，通过背散射技术(EBSD)观察和表征合金的晶粒/晶界特征，采用JEOL JEM 2100F透射电镜(TEM)对纳米析出相进行观察，透射试样采用电解双喷方法制备，电解双喷液为体积分数5%的高氯酸甲醇溶液，温度为-25 ℃，电压为30 V，并在透射下采用选取电子衍射模式(SAED)和高分辨模式(HRTEM)表征纳米析出相的结构。

2 试验结果与分析

2.1 力学性能和导电性能

不同成分Al-Mg-Si合金的时效力学性能曲线如图1所示。从图1(a)可知，时效后合金的抗拉强度均低于初始态，而且随着时效时间的增加呈现降低趋势。通过抗拉强度对比可以发现，Rm4>Rm2>Rm1，这说明Mg、Si含量增加，合金抗拉强度也随之增加。另一方面，3号合金与2号合金相比，二者虽然Mg、Si总量相同(1.2%)，但是3号合金在不同时效时间下的抗拉强度均要高于2号合金。时效4 h时，3号合金的抗拉强度比2号合金高了约20 MPa，这意味着Mg/Si原子比对合金力学性能的影响非常明显。然而4号与3号合金的抗拉强度非常接近，但均高于2号和1号合金。由此可见，在高强铝合金中，增加Si原子含量更容易提高合金的强度。进一步对比发现，在175 ℃时效4 h，5号 合金的抗拉强度高达325 MPa，相比之下，4号合金的抗拉强度仅为304 MPa。不仅如此，5号合金的伸长率也要高于其它合金，如图1(b)所示。图1(c)为不同合金的导电率随时效时间的变化曲线，随着时效时间的增加，不同合金导电率均呈现增加趋势。通过对比可以发现，在合金初始态以及时效初期，3号和4号合金的导电率比1号和2号合金低了约1%IACS，这是由于固溶原子含量增加导致导电率下降。而当时效时间增加，3号和4号合金的导电率增长速率要略高于2号合金，在时效时间为4和8 h时，3号和4号合金的导电率超过了2号合金，但整体上仍低于1号合金。由以上分析可得，合金的力学性能和导电率强烈依赖于Mg、Si原子总量和Mg/Si原子比。由以上分析可知，175 ℃时效4 h工艺下，合金同时具有良好的力学性能和导电率。

图1 5种铝合金的抗拉强度(a)、175 ℃时效4 h时伸长率(b)和导电率(c)Fig.1 Tensile strength(a), elongation aged at 175 ℃ for 4 h(b) and conductivity(c) of the five aluminum alloys

2.2 微观组织

图2 5种合金经175 ℃时效4 h后的SEM形貌Fig.2 SEM morphologies of the five aluminum alloys after aging at 175 ℃ for 4 h(a) No.1； (b) No.2； (c) No.3； (d) No.4； (e) No.5

图3 5种合金经175 ℃时效4 h后粗大颗粒的尺寸和体积分数Fig.3 Size and volume fraction of coarse particle in the five aluminum alloys after aging at 175 ℃ for 4 h

5种合金的TEM明场像观察结果如图4所示。从图4可以发现，绝大部分晶粒呈现细长的板条状形貌，宽度在0.2～0.8 μm之间，同时在板条晶粒附近也可以发现局部的等轴状晶粒(见图4(e))。由于拉拔过程中剧烈的塑性变形，位错密度急剧增加，在晶粒内部形成位错亚结构或者亚晶界。进一步通过EBSD对3号合金纵向截面进行观察，扫描步长为0.15 μm，如图5所示。图5(a，b)和图5(d，e)分别为铝合金初始状态和时效(175 ℃×4 h)后的IPF图和IQ图。其中IQ图中标注了晶界特征的分布情况，红线表示晶粒取向差小于2°的晶界，绿线表示2°～15°的晶界，蓝线表示大于15°的晶界。与TEM观察结果一致，晶粒具有细长板条状和等轴状两种形貌。晶粒取向差分布统计结果表明，合金初始态微观组织主要由小角度晶界构成，晶粒取向差小于5°的晶界所占比例高达60%以上(见图4(c))。从图4(b，e)可以看出，粗大晶粒内部存在大量的小角度晶界，这是由于塑性变形使得晶粒内部形成剪切带或者亚晶界。合金175 ℃时效4 h之后，虽然发生了部分的回复和再结晶，但微观组织仍然以小于15°的小角晶界为主(见图4(f))。

图4 5种铝合金经175 ℃时效4 h后的TEM形貌Fig.4 TEM morphologies of the five aluminum alloys after aging at 175 ℃ for 4 h(a) No.1； (b) No.2； (c) No.3； (d) No.4； (e) No.5

图5 3号合金初始状态(a～c)和175 ℃×4 h时效后(d～f)的EBSD分析结果(a,d)IPF图；(b,e)IQ图；(c，f)晶界取向差分布Fig.5 EBSD analysis result of the alloy No.3 at initial state(a-c) and after aging at 175 ℃ for 4 h(d-f)(a,d) IPF images； (b,e) IQ images； (c,f) distribution of grain boundaries misorietation

图6 175 ℃时效4 h的5种合金中纳米析出相的TEM形貌Fig.6 TEM morphologies for nanoprecipitation of the five alloys aged at 175 ℃ for 4 h (a) No.1； (b) No.2； (c) No.3； (d) No.4； (e) No.5

图7 针状β″沉淀相截面(a～c)和(001)Al晶面不同取向的β″相(d)的高分辨形貌和电子衍射斑点Fig.7 HRTEM images and electron diffraction patterns for cross section of needle-shaped β″ precipitation(a-c) and different β″ phase with different orientation on the (001)Al plane(d)

表2 5种Al-Mg-Si合金经175 ℃时效4 h后的析出相β″微观特征统计结果

3 讨论

3.1 微观组织与强度的关系

Al-Mg-Si合金中不同亚稳相在形貌、成分、结构以及与基体界面的共格程度不同，与位错之间的相互作用也不同。然而，大量的理论和试验证实，β″相是6××× 系合金中主要强化相。这里分别讨论5种合金中不同微观组织特征对屈服强度的贡献。除了析出相对屈服强度的贡献σP，还有晶界强化σHP、固溶强化σSS和位错强化机制σDis对强度的贡献，合金的屈服强度σy可表示为：

σy=σi+σHP+σDis+σSS+σP

(1)

(2)

(3)

(4)

(5)

式中：Cj为第j个元素的质量分数(wt%)，Kj是与溶质原子相关的常数，KMg=29 MPa·(wt%)-2/3，KSi=66.3 MPa·(wt%)-2/3。位错密度对强度的贡献σDis可以用泰勒公式来计算[27]：

(6)

式中：常数α=0.24，ρDis为位错密度(1/m2)。由于现有TEM分析很难准确得到位错密度，使得无法估算合金的屈服强度。这里，利用表2中175 ℃×4 h下析出相特征参数代入公式(2～4)，计算得到1号～5号合金的时效析出相对屈服强度贡献分别为130.6、91.7、161.4、182.4和185.4 MPa。通过对比发现，虽然β″相是6×××系铝合金的主要强化相，但对强度的贡献并不能完全反映合金强度的演变规律。实际上，由于合金在冷拔过程中位错密度急剧升高，变形强化对合金的强度贡献占主导地位。因此，时效后合金的强度均低于未时效初始态合金(见图1)。随着Mg、Si含量的增加，且控制Mg/Si原子比，使得Mg/Si原子比更加接近β″相的名义化学成分，更利于β″相的析出。析出相体积分数越多，对回复和再结晶阻碍作用也越强烈，可能是导致3号和4号合金强度高于2号合金的主要原因之一。

3.2 微观组织与延性的关系

Liu等[28]建立Al-Mg-Si合金多尺度第二相颗粒与延性之间的解析模型，认为时效析出相提高强度的同时降低合金的延性。而与时效纳米析出相相比，晶界上粗大连续相对延性的影响更加严重。本试验中纳米析出相尺寸体积分数低于1%，因此，晶界粗大连续相对延性起主导作用，Komori[29]提出了粗大颗粒体积分数与延性的关系：

(7)

式中：fc为粗大颗粒的体积分数。由公式(7)可知，粗大颗粒体积分数越大，合金延性越差。从图2(f) 可以看出，随着Mg、Si含量的增加，粗大颗粒体积分数呈现增加趋势，势必导致合金延性降低(见图1(b))。而添加稀土元素Ce之后，与4号合金相比，5号合金粗大颗粒平均尺寸略有降低，但体积分数变化不明显。文献[1,30-31]报道，Al-Mg-Si合金中添加稀土元素La和Ce，能够改变AlFeSi相的成分，从而优化粗大颗粒的形貌和尺寸，有利于合金伸长率的提高。

3.3 微观组织与导电率的关系

依据Matheissen定律，合金的电阻率与微观组织的关系可表示为：

ρalloy=ρAl+Δρsol+Δρpre+Δρvac+ΔρDis+ΔρGB

(8)

式中：ρAl、Δρsol、Δρpre、Δρvac、ΔρDis和ΔρGB依次代表纯Al、固溶原子、析出相、空位、位错和晶界对电阻率的影响。175 ℃×4 h时效处理后，空位浓度可以忽略。同时，位错和晶界对电阻的影响又非常小，所以这里只考虑固溶原子与析出相对电阻率的影响。固溶原子对电子的散射作用远强于第二相，是降低电阻率的主要因素[32]。因此，4号和3号合金的导电率要低于1号合金。通常，时效析出第二相的同时，大大降低了基体的固溶原子浓度，有助于提高合金的导电率。然而，当析出相粗化长大到一定程度时，也会增加其对电子的散射作用，导致导电率降低[33]。本试验中时效时间较短，随着时效时间的增加，合金的导电率也随之增加，说明固溶原子析出导致导电率升高的有利因素远高于析出相对电子散射作用的不利因素。由2.2节分析可得，3号合金中析出相密度高于2号合金，意味着时效过程中消耗了更多的固溶原子，因此3号合金的导电率也要优于2号合金。此外，由于稀土元素Ce的添加，并没有明显增加合金析出相密度，导电率改善的原因则可能是稀土元素的净化作用，Ce元素能与Fe、Si元素形成化合物，导致固溶原子析出，这也有利于导电率的提高[34]。

4 结论

1) 随着Mg、Si含量的增加，Al-Mg-Si合金的力学性能增加，导电性能下降；在Mg、Si原子总量相同时，降低Mg/Si原子比有助于Al-Mg-Si合金力学性能和导电率的同时提高。

2) 随着Mg、Si含量的增加，Al-Mg-Si合金中的时效析出相尺寸和密度也随之增加；降低Mg/Si比有利于促进Al-Mg-Si合金的时效析出行为，3号合金时效析出相的数量密度和体积分数比4号合金更高；添加稀土元素Ce前后，时效析出相特征变化不明显，说明Ce对合金中第二相的时效析出行为影响较小。

3) Al-Mg-Si合金的力学性能取决于位错亚结构和时效析出相的共同作用，而导电性能则主要取决于固溶原子的含量，3号、4号和5号合金的综合性能要优于1号、2号合金。