Mg、Si元素對Al—Mg—Si合金性能影響探討

楊懷

摘 要：文章研究了Mg、Si元素對Al-Mg-Si合金性能影響，重點分析Mg/Si對Al-Mg-Si合金導線在時效過程中導電率及顯微硬度的影響。利用示差掃描量熱法（DSC）及透射電子顯微鏡（TEM）方法分析，探索鎂硅比對Al-Mg-Si合金導線性能影響的內在機理。

關鍵詞：Al-Mg-Si合金；鎂硅比；Mg5Si6；時效；導電率；硬度

引言

自從1898年美國正式使用純鋁線做架空絞線和1921年出現Aldrey鋁合金以來，鋁作為導體在電氣工業中被大量應用。鋁合金克服了純鋁絞線的強度底、蠕變性、耐熱性能差等缺點，使導電用鋁合金發展更為迅速。鋁合金芯鋁絞線（ACAR）在北美的美國、加拿大等國得以大量應用。為實現可持續發展，履行國企社會責任，國網公司近年來積極推進“新材料、新技術和新工藝”應用，建設環境友好和資源節約型電網。節能導線作為輸電線路最有效的節能降耗措施正在逐步推廣，其中導電率52.5%高強度鋁合金及導電率58.5%IACS中強度鋁合金在高壓、超高壓、特高壓輸等輸電線路工程中得以廣泛使用。

近年來鋁合金產品也得以迅速批量應用，其中高強度鋁合金的導電率52.5%、53%IACS兩個等級，中強度鋁合金的導電率58.5%IACS，與國外先進技術相比還有一定的提升空間。雖然我國鋁合金制造水平得以發展迅速，但受研發儀器、研發能力的限制，在電工材料用鋁合金的技術一直未有較明顯的突破，公司與澳大利亞莫納什大學合作，對合金導電性能的提升做相關技術研究。

1 合金強化原理

鋁鎂硅系合金導線是一種可熱處理強化型鋁合金導線，在人工時效過程中析出強化是其主要的強化手段之一。在人工時效過程中，主要發生點缺陷的消失、固溶原子脫溶、析出相的形核長大以及位錯回復現象。固溶原子對鋁合金導線導電率的影響要遠大于析出相的影響，因此鋁鎂硅系合金導線的時效過程是導電率不斷升高的過程。固溶態Al-Mg-Si合金桿在時效過程中依次析出GP區、β" （Mg5Si6）、β'及β相（Mg2Si），其中β"相呈針狀并與基體存在共格關系，時效硬化效應最明顯，是峰時效時的產物，隨著時效時間的進一步延長，由于新相的產生及長大，新的析出相逐漸失去了與基體的共格關系，時效硬化效應下降，進入過時效階段。

通過對合金元素配比、成相、固溶等方面展開宏觀、微量的分析。發現在鋁鎂硅合金中強化相Mg5Si6相比Mg2Si相，對合金的導電性能和強度更佳。高導鋁合金就是通過配方及工藝調整，是合金強化相以Mg5Si6為主。Mg5Si6強化相與傳統的Mg2Si強化相相比，具有相晶粒小，結構穩定，不易聚集長大，分布均勻，能較好的提高鋁合金導電性能和強度。

2 合金成分對性能的影響

鎂、硅是鋁鎂硅系合金導線中兩種基本的合金元素，其含量直接影響該體系鋁合金導線的性能。已有的研究表明，鋁鎂硅系鋁合金導線強化的主要原因是人工時效過程中析出的Mg2Si粒子彌散分布在基體中，從而提高其強度。Mg2Si粒子中鎂元素和硅元素的質量比為1.73，但在實際生產過程中所采用的鎂硅質量比一般小于1.73，這主要是因為鎂對導電率的影響要大于硅元素的影響，余量硅的存在可以促進鎂元素的脫溶。余量硅的存在同樣可以和鋁及雜質元素鐵作用生成鋁鐵硅相。

為了系統的研究鎂硅質量比對鋁合金導線性能的影響，文章設計了六組合金元素總量為1.3%wt，鎂硅質量比從1.00等差升高至2.20的Al-Mg-Si合金導線。在熔煉過程中由于合金元素燒損、成分偏析等因素的存在，造成合金的真實成分和設計成分之間存在一定的偏差。對Al-Mg-Si合金導線的性能而言，成分起到了決定性的作用，為了保證實驗的可對比性，研究中將擠壓所得Al-Mg-Si合金桿截取成30cm的短桿，并將試樣兩端鋸下進行成分測定，根據實測成分選取實驗樣品。表1所示為文章所選取實驗樣品的實測成分。

從表1中可以看出所選取的實驗樣品合金元素總量接近（1.28±0.05%wt），鎂硅比依次升高，從1.10遞增至2.40，相鄰兩組樣品鎂硅比相差約0.3。本次實驗所熔煉六組鋁合金依據鎂硅比的大小可以分為兩組，1-3爐試樣鎂硅質量比小于1.73，屬于富硅型合金，4-6爐試樣鎂硅質量比大于1.73，屬于富鎂型合金。

2.1 Mg/Si對Al-Mg-Si合金導電性能的影響

人工時效是Al-Mg-Si合金導線生產制造流程中重要的步驟之一，為了對比研究分析不同鎂硅比樣品在時效過程中導電率的變化規律，文章將冷變形后所制得鋁合金導線置于150℃烘箱中進行人工時效，并測試不同時效時間下導電率的大小，圖1所示為不同鎂硅比樣品在150℃時效過程中導電率的變化。

圖1 不同鎂硅比鋁合金導線時效過程中導電率的變化

從圖1中可以看出，隨著時效時間的不斷延長，鋁合金導線的導電率隨之不斷升高，在時效前三小時內，導電率呈較快的增長速率，隨著時效時間的不斷延長導電率增長速率逐漸放緩。從圖中可以看出富硅型鋁合金導線在時效過程中導電率要明顯高于富鎂型鋁合金導線。造成這一現象的主要原因在于，鎂元素對導電性的影響要大于硅元素。從實驗結果可以看出，隨著鎂硅比的不斷減小，鋁合金導線的導電性能隨之提高。但當鎂硅比降至1.40以下時，鋁合金導線導電性能反而劣化。分析可能是由于過量的Si原子固溶于合金中，導致合金導電性能下降。

在整個時效過程中，鎂硅比為1.40的鋁合金導線的導電率要明顯高于鎂硅比為2.40鋁合金導線。在進行人工時效之前，兩者導電率相差無幾并較低，僅為45.6IACS%，這主要是大量的固溶原子及冷變形引入的位錯缺陷等所造成的。在時效開始的三小時內，兩者的導電率均出現快速上升，在時效的第一小時內兩者的導電率均有近2%的提升，造成這一現象的主要原因是基體中大量固溶原子的析出所造成的。對比兩條曲線可以看出，在時效開始的三小時內，兩者的導電率增幅相近，說明兩種不同類型的Al-Mg-Si合金導線在時效前三小時內有著數量相當的固溶原子析出。

隨著時效時間的延長，在時效三小時后，兩者導電率的差距逐漸擴大。鎂硅比為1.40的鋁合金導線的導電率增速明顯高于鎂硅比為2.40的鋁合金導線。可以推斷出，在時效三小時后，鎂硅比為1.40的鋁合金導線基體中的固溶原子仍以較快的速度脫溶，而鎂硅比為2.40的鋁合金導線基體中的固溶原子的脫溶速率則逐漸放慢。

隨著時效時間的進一步延長，兩者的導電率增長速率愈來愈小，在時效28小時后，可以明顯看出兩種類型的鋁合金導線導電率增速進一步下降。從這一現象推斷，在時效28小時后，基體中的固溶原子趨于完全脫溶，導電率的提高可能是由于析出相的轉變與長大。

圖2所示為鎂硅比為1.40與鎂硅比為2.40的Al-Mg-Si合金導線在190℃時效過程中導電率與時效時間的3次方根之間的關系。從圖中可以看出，時效時間大于三小時后，鎂硅比為1.40的Al-Mg-Si導線其導電率增長速率明顯高于鎂硅比為2.40的樣品。而且，在這一階段導線導電率和時效時間3次方根間存在線性關系。

圖2 Al-Mg-Si導線時效過程中導線率與時效時間的1/3次方的關系

Al-Mg-Si合金導線在時效過程中，基體中固溶原子是其主要的影響因素，與固溶原子相比，位錯、晶界等線面缺陷引起的導電率變化基本可以忽略。因此，在半穩態析出階段，固溶原子濃度變化和時效時間存在有如下關系：

而固溶體導電率變化和固溶原子濃度變化間存在如下關系，

（2）

由（1），（2）可簡單推出：

式中：？駐？滓為電導率變化，k1，k2，k3是與材料相關的常數，？駐C為固溶原子的濃度變化。可以看出在半穩態析出階段導電率與時效時間的1/3次方成正比。從前文實驗結果可以看出，時效三小時后，Al-Mg-Si合金導線進入半穩態析出階段。根據圖2中曲線的斜率可以推斷出，在半穩態時效階段，鎂硅比為1.40的基體中固溶原子的脫溶速率是鎂硅比為2.40樣品的2.3倍左右。實驗結果表明采用合適的鎂硅比有利于固溶原子的快速脫溶。

2.2 鎂硅比對Al-Mg-Si合金桿顯微硬度的影響

不同鎂硅比的Al-Mg-Si合金桿的時效硬化現象，如圖3所示為，不同鎂硅比的Al-Mg-Si合金桿在190℃時效過程中顯微硬度的變化規律。Al-Mg-Si系鋁合金是典型的時效硬化型鋁合金，在整個時效過程中，顯微硬度呈現先升后降的基本規律。鋁鎂硅系鋁合金在時效過程中依次析出GP區、β"相（Mg5Si6）、β'相及β相（Mg2Si），其中β"（Mg5Si6）相是一種與基體完全共格的析出相，其與基體之間存在由共格引起的應力畸變區，從而對位錯的運動形成強烈的阻礙作用，由此可知當基體中析出相以β"相（Mg5Si6）為主時，其處于時效硬化的峰值。從圖3中可以看出，鋁合金桿在190℃時效過程中，時效峰值出現在7小時附近。隨著時效時間的延長，鋁合金桿的顯微硬度開始下降，時效進入過時效階段，過時效階段主要是β'相及β相的形核及長大過程。

圖3 不同鎂硅比鋁合金桿在時效過程中顯微硬度的變化

對比分析富硅型與富鎂型鋁合金桿時效硬化曲線可以看出，鎂硅比小于1.73的富硅型鋁合金桿在整個時效過程中其顯微硬度要明顯高于鎂硅比大于1.73的富鎂型鋁合金桿，并且不難發現，隨著鎂硅比的降低，其峰時效的顯微硬度逐漸增高，造成這一現象可能的原因是，鎂硅比越小其質量比越接近β"相（Mg5Si6），因此能夠形成相對較多的β"相（Mg5Si6），另外由于其硅含量較高，硅原子在鋁基體中的固溶強化的效果要優于鎂原子。在進行人工時效之前，兩者的顯微硬度值比較接近。但對比鎂硅比為1.40的富硅型鋁合金桿和鎂硅比為2.40的富鎂型鋁合金桿的顯微硬度變化可以發現，這是因為硅元素在鋁基體中固溶強化的效果要優于鎂元素。在時效開始時，兩者的顯微硬度均產生了較大幅度的提升，這一現象與前文中導電率的變化規律是一致的。在時效的前3小時內，大量的固溶原子脫溶形成納米級的GP區，并在之后的時效過程中轉化為共格相β"相，從而提升其硬度。隨著時效時間的延長，兩種不同類型的鋁合金顯微硬度增長速率逐漸減緩，當時效時間達到12小時附近時，兩者均處于峰時效階段。兩者處于峰時效階段時，其峰值相差約8MPa，并且可以看出，鎂硅比為2.40的鋁合金桿在達到時效峰值后其顯微硬度值迅速下降，相對于鎂硅比為1.40的鋁合金桿而言，其更容易進入過時效階段。

3 合金相分析

3.1 示差掃描量熱法（DSC）分析

Al-Mg-Si系鋁合金是典型的時效硬化型鋁合金，在時效過程中會產生一系列的析出相，不同的析出相對鋁合金桿的性能有著不同的影響。因此，研究分析鋁合金桿中各析出相析出轉變溫度有著重要的指導意義。圖4所示為鎂硅比為1.40的富硅型Al-Mg-Si合金桿在5k/min加熱速率下DSC的分析圖。

圖4 鎂硅比為1.40的鋁合金桿DSC分析圖

從圖4中可以看出Al-Mg-Si合金桿在升溫過程中出現了四個明顯的放熱峰，其分別對應著不同的析出相的生成。第一個放熱峰a對應的是GP區的生成，其溫度范圍處于175℃到200℃之間，主要表現為在基體中生成大量的納米級的原子富集區，導電率及強度的迅速提升。第二個放熱峰b對應的是過渡相β"相的生成，其溫度處于225℃至275℃之間，主要表現為基體中大量針狀過渡相β"相的生成，試樣的硬度達到峰值，導電率的增速開始減緩。第三個放熱峰c對應的是過渡相β'的生成，析出溫度處于275℃至315℃之間，主要表現為師時效進入過時效階段，硬度下降導電率緩慢上升。第四個放熱峰d對應的是平衡相β相的生成，析出溫度處于400℃至460℃之間，在這一階段主要發生的反應時β相的析出及長大。

鎂硅比為2.40的富鎂型Al-Mg-Si合金進行了相應的DSC分析，如圖5所示為鎂硅比為2.40的富鎂型Al-Mg-Si合金桿DSC分析圖。實驗采用5k/min的加熱速率，結合理論分析對各主要放熱峰進行標注。

圖5 鎂硅比為2.40的鋁合金桿DSC分析圖

第一個放熱峰a對應的是GP區的生成，其溫度范圍處于170℃到200℃之間，主要表現為在基體中生成大量的納米級的原子富集區，導電率及強度的迅速提升。第二個放熱峰b對應的是過渡相β"相的生成，其溫度處于230℃至275℃之間，主要表現為基體中大量針狀過渡相β"相的生成，試樣的硬度達到峰值，導電率的增速開始減緩。第三個放熱峰c對應的是過渡相β'的生成，析出溫度處于275℃至315℃之間，主要表現為時效進入過時效階段，硬度下降導電率緩慢上升，相比于鎂硅比為1.40的富硅型鋁合金桿，放熱峰c并不十分明顯。第四個放熱峰d對應的是平衡相β相的生成，析出溫度處于375℃至425℃之間，在這一階段主要發生的反應時β相的析出及長大。

β"相（Mg5Si6）是一種與鋁基體完全共格的析出相，對基體的強化效果最好，較低的析出溫度則有利于β"相的析出，大量β"相的析出不僅有利于強度的提高同時有利于導電率的提高。因此，對于鋁合金導線而言，較低的β"相析出溫度對提高其綜合性能是有利的。鎂硅比為1.40的鋁合金桿有著明顯的β'相放熱峰，說明在升溫過程中有著大量的β'相析出，而鎂硅比為2.40的鋁合金桿沒有明顯的β'相放熱峰，說明在升溫過程中僅有少量過渡相β'相生成。鎂硅比為2.40的富鎂型鋁合金桿其β相的析出溫度要比鎂硅比為1.40的富硅型鋁合金干低20℃左右，表明鎂硅比為2.40的Al-Mg-Si導線中過渡相在時效過程中更容易轉化為平衡相β（Mg2Si）相。

3.2 透射電子顯微鏡（TEM）分析

對鎂硅比為1.40及鎂硅比為2.40的兩種不同類型的Al-Mg-Si合金桿在時效過程中不同階段做了TEM分析，研究時效過程中析出相類型、數量及形貌的變化，并對前文推斷進行驗證。圖6為固溶狀態下鎂硅比為1.40與鎂硅比為2.40的鋁合金桿TEM圖像，其中（a）圖鎂硅比為1.40富硅型、（b）圖鎂硅比為2.40。從圖7中可以看出，兩種不同類型的鋁合金桿經固溶處理后其基體組織狀態類似，合金元素被完全固溶于鋁基體中，未發現殘留初生相，基體中僅存在少量樣品制備過程中引入的位錯。

從以上分析可以判斷，經固溶處理后的鋁合金桿其導電率的主要影響因素為基體中固溶元素的數量和種類。富硅及富鎂型鋁合金桿其合金元素總量相同，鎂元素對導電性的影響要高于硅元素，因此可以看判斷，固溶狀態下鎂硅比為1.40的富硅型鋁合金導線導電率要高于鎂硅比為2.40的富鎂型。但經過冷拔變形后，兩者導電率十分接近，無明顯區別，造成這一現象的可能原因在于大量的冷變形引入大量的位錯及點缺陷等，掩蓋了這一差距。

（a）鎂硅比1.40 （b）鎂硅比2.40

圖6 固溶態鋁合金桿TEM圖像分析

Al-Mg-Si系鋁合金在峰時效狀態下，其基體中的析出相為針狀的β"相（Mg5Si6），彌散分布的針狀Mg5Si6能夠顯著提高基體的強度，基體中鎂原子與硅原子的脫溶則提高了其導電率。圖7為鎂硅比為1.40與2.40鋁合金桿在時效10小時時，即峰時效狀態下析出相的TEM圖像。從圖7中可以看出，在峰時效狀態下，兩者均有大量的析出相產生，析出相呈針狀，尺寸相對較小，其長度約為100nm，并在基體中規則排列，與基體存在一定的位向關系。在實驗過程中發現，由于鎂及硅原子與鋁原子的質量襯度較小，在實際觀察過程中難以觀察到析出相，必須在特定的取向上才能夠觀察到析出相，如圖8所示為鎂硅比為1.40的樣品在190℃時效10小時晶界處析出相TEM分析圖，在左側晶粒中可以明顯觀察到大量的析出相，而右側晶粒中卻難以觀察到，證明了β"相（Mg5Si6）與基體之間存在特定的取向關系。

對比圖7（a、c）與（b、d）可以看出，鎂硅比為1.40的與鎂硅比2.40的兩種類型的鋁合金桿在190℃時效10小時后，其析出相的形貌、尺寸、在基體中的排列方式類似，兩者之間的主要區別在于析出相的數量。鎂硅比為1.40的鋁合金桿基體中析出相的數量明顯高于鎂硅比為2.40的富鎂型鋁合金桿。在合金元素總量相同的前提下，析出相的數量越多表明基體中固溶原子的析出量就越多，導電率提高越明顯，并且其強度也越高。

圖9所示為鎂硅比為1.40的富硅型及鎂硅比為2.40的富鎂型鋁合金桿在190℃時效48小時后，即過時效狀態下析出相TEM形貌分析圖。與圖7對比可以看出，經過48小時的時效后，鎂硅比為1.40的鋁合金桿基體中不僅存在一定數量的針狀析出相，同時一種存在少量豆瓣狀新相及少量短桿狀析出相；而鎂硅比為2.40的鋁合金桿基體中除了針狀析出相外，還存在一定數量的短桿狀析出相。以上結果表明，隨著時效時間的延長，基體中的部分針狀β"相發生了轉變，殘留的β"相也發生了明顯的長大，從圖9中可以看出，部分針狀析出相的尺寸已達到200nm左右。

從圖9（a、c）中可以看出，鎂硅比為1.40的鋁合金桿基體中析出的第二相主要有兩種，一種是尺寸長大的針狀析出相，一種是豆瓣狀析出相。針狀析出相依然保持了與基體的位向關系，而豆瓣狀新相則沒有明顯的取向關系，但其周圍仍存在畸變區，表明其與基體之間仍存在一定的共格關系，但其強化效果有所下降。從圖9（b、d）中可以看出，鎂硅比為2.40的鋁合金桿基體中的第二相主要有兩種，一種是尺寸長大的針狀析出相，另一種則是短棒狀析出相，短棒狀析出相周圍沒有發現應力畸變區，表明其與基體之間不存在共格關系，且尺寸相對較大因此其強化效果要低于鎂硅比為1.40的鋁合金桿中的豆瓣狀析出相。對比圖9（a）與（b）可以看出，兩者在析出相的數量上仍存在一定的差距，鎂硅比為1.40的鋁合金桿基體中的析出相數量要高于鎂硅比為2.40的鋁合金桿。因此，無論是從導電率或是顯微硬度的角度講，鎂硅比為1.40的鋁合金導線均優于鎂硅比為2.40的鋁合金導線。

由DSC分析結果可知，鎂硅比為2.40的Al-Mg-Si合金桿中析出的過渡相更容易轉化為平衡相，因此可以推斷，鎂硅比為2.40的Al-Mg-Si合金桿中的短棒狀析出相為β（Mg2Si）相，鎂硅比為1.40的Al-Mg-Si合金桿中豆瓣狀相可能為β'相。

TEM分析結果表明β"相（Mg5Si6）與基體之間存在一定的位向關系。圖10所示為Al-Mg-Si合金桿析出相形貌圖。根據Al基體的衍射花樣和針狀β"相（Mg5Si6）的排列方向，可以判斷β"相（Mg5Si6）在Al基體中的慣習面為{100}。

4 結束語

文章研究了鎂硅比對Al-Mg-Si合金導線在時效過程中導電率及顯微硬度的影響。在此基礎上對鎂硅比為1.40與鎂硅比為2.40的鋁合金桿進行了差熱分析，研究兩者析出相轉變溫度之間的區別。同時對兩種鋁合金桿做了不同時效狀態下TEM分析，探索鎂硅比對Al-Mg-Si合金導線性能影響的內在機理，結果發現：

（1）富硅型鋁合金導線在時效過程中其導電率及顯微硬度兩方面均優于富鎂型鋁合金導線。在文章實驗條件下發現，當合金元素總量為1.28%wt時，鎂硅比為1.40時其導電性能最好；顯微硬度則隨著鎂硅比的降低而升高，本實驗條件下，鎂硅比為1.11時其時效硬化效果最佳。

（2）DSC分析表明，當升溫速率為5k/min時，鎂硅比為2.40的鋁合金桿其平衡相β（Mg2Si）析出溫度比鎂硅比1.40的鋁合金桿低20℃，并且其β'相析出放熱峰也相對較弱，由此可以推斷，鎂硅比為2.40的鋁合金桿基體中的過渡相β"相易于轉化為平衡相Mg2Si。

（3）TEM分析表明，鎂硅比為1.40的鋁合金在峰時效狀態下能析出數量更多的針狀過渡相β"-Mg5Si6，β"相在Al基體中以{100}面為慣習面析出。而在過時效狀態下，鎂硅比為1.40的鋁合金桿中針狀β"相部分轉化為與基體存在一定共格關系的豆瓣狀新相，并且析出相數量較多，而鎂硅比為2.40的鋁合金桿則轉變為與集體無明顯共格關系的短棒狀β（Mg2Si）相。