7A36 鋁合金擠壓板材的TTT 曲線與淬火析出行為

劉佳，馬志民，*，劉勝膽，鄧運來，張新明

（1 包頭職業技術學院，內蒙古 包頭 014030；2 中南大學材料科學與工程學院-包頭職業技術學院 產學研用創新中心，內蒙古 包頭 014030；3 中南大學 材料科學與工程學院，長沙 410083；4 中南大學 有色金屬材料科學與工程教育部重點實驗室，長沙 410083）

隨著航空航天和車輛工業朝著大規格整體化、輕量化的方向發展，高強度7XXX 系（Al-Zn-Mg-Cu）鋁合金趨向于被制作成厚截面制品以避免接合缺陷［1-2］，例如厚板。生產這些制品須經過固溶、淬火和時效等關鍵工序才能獲得優異的綜合性能［3］。淬火過程中，從厚板的表層到中心，淬火速率顯著降低，會導致板材時效后的力學性能和局部腐蝕性能惡化［4-5］，這種性能隨淬火速率降低而下降的現象稱為淬火敏感性。C曲線是評價7XXX 鋁合金淬火敏感性的一種有效方法，是反映材料某項性能在溫度-時間軸上變化的曲線。不同的性能有不同的縮寫，例如時間（time）-溫度（temperature）-性能（properties）曲線稱作TTP 曲線，時間（time）-溫度（temperature）-轉變（transformation）曲線稱作TTT 曲線。C 曲線可以用于選擇合適的淬火速率，確定淬火敏感區間［6-7］，還可以結合淬火因子分析（quench factor analysis，QFA）預測不同淬火速率下材料的性能［8］。目前已經報道了7075，7085，7050，7055，7010，7097 等鋁合金的TTP 曲線［6，9-11］，但是關于7XXX 系鋁合金TTT 曲線的報道較少。TTT 曲線不但可以實現上述C 曲線的功用，還可以表征材料的相轉變情況，甚至體現材料的局部腐蝕性能。

鋁合金的C 曲線與其淬火析出行為密切相關。7XXX 系鋁合金的淬火析出行為比較復雜，隨合金化學成分、微觀組織和淬火條件的不同，會出現η（MgZn2）相、T（Al2Zn3Mg3）相、S（Al2CuMg）相和富Cu-Zn 的Y 相等［9，12-15］。Godard 等［12］發現，在7010 鋁合金中η 相形成于400～200 ℃，T 相和S 相形成于300～200 ℃。但是，Starink 等［13］發現，在7150 鋁合金中η 相在350～250 ℃形成，Y 相在250～150 ℃形成于晶粒內部。Tiryakio?lu 等［15］發現，7010 鋁合金在425 ℃保溫1000 s 時，η 相和S 相在晶界上形核；在325 ℃保溫33 s 時，η 相在晶界、亞晶界和彌散粒子上形核；在275 ℃及以下保溫時，η 相出現在晶粒內部。Liu 等［14］發現，7055 鋁合金在415 ℃保溫60 s 時，η 相出現在晶界上，在355 ℃保溫10 s 時出現在基體中；S 相出現在235 ℃保溫570 s 時。Xie 等［9］在7097 鋁合金中有不同的發現，在410 ℃和230 ℃保溫30 s 時，η 相出現在晶界上，在320 ℃保溫30 s 時，晶界上和晶粒內部都出現η 相。可見，對于淬火析出相形成的溫度、時間、種類以及形核位置的認識并不一致，所以有必要對7XXX 系鋁合金的淬火析出行為做進一步的研究。

為了獲得更高的力學性能，7XXX 系鋁合金的合金化程度不斷提高，尤其是Zn 元素含量。7A36 鋁合金的Zn 元素含量已經超過9%（質量分數，下同）［16-17］，這必將提高淬火敏感性，并引起不同的淬火析出行為。本工作采用分級淬火實驗建立7A36 鋁合金擠壓板材的TTT 曲線，通過掃描電鏡、掃描透射電鏡和高分辨透射電鏡的表征來研究其淬火析出行為，再將其淬火析出行為描述在TTT 曲線中，建立淬火析出相與TTT 曲線的關系。這有助于理解7XXX 系鋁合金的淬火敏感性和開發淬火敏感性更低的合金。

1 實驗材料與方法

實驗材料為16 mm 厚的7A36 鋁合金擠壓板材，實測化學成分為：Al-9.10%Zn-2.18%Mg-2.07%Cu-0.13%Zr，Fe＜0.08%，Si＜0.05%。圖1 為7A36 鋁合金擠壓板材的金相照片。可以觀察到明顯的部分再結晶組織，晶粒組織主要為沿擠壓方向分布的纖維狀晶粒，長度為180～300 μm，其中包含大量亞晶，還有部分等軸晶粒，直徑為2～10 μm。

圖1 7A36 鋁合金擠壓板的金相圖Fig.1 Optical image of 7A36 aluminum alloy extruded plate

將擠壓板切割為橫向（TD）40 mm×擠壓方向（ED）20 mm×法線方向（ND）2 mm 的試樣。試樣經砂紙逐級打磨后在鹽浴爐中執行450 ℃/1 h+470 ℃/0.5 h 的雙級固溶，固溶后將樣品轉移至另一個溫度為225～450 ℃的鹽浴爐中等溫保溫不同時間，鹽浴爐溫度波動±2 ℃。之后將等溫保溫處理后的樣品淬入室溫水（約25 ℃）中，參比試樣經固溶處理后直接淬入室溫水中。

使用SIGMASCOPE SMP350 電導率儀進行電導率測試，測試3 次取平均值。使用BX51M 型金相顯微鏡（OM）觀察晶粒組織，試樣先用砂紙逐級打磨，再經過機械拋光后用Graff 試劑（1 mL HF+16 mL HNO3+3 g CrO3+83 mL H2O）腐蝕。使用配有電子背散射衍射（EBSD）探頭的ZEISS EVO MA10 掃描電鏡（SEM）觀察晶粒組織。EBSD 試樣經機械拋光后進行電解拋光，拋光液為10%HClO4+90%C2H5OH（體積分數）的混合溶液，電解電壓為15 V，電解時間約為10 s。使用配有Oxford X-MaxN能譜分析儀（EDS）的ZEISS EVO MA10 掃描電鏡觀察試樣的析出相特征，并對析出相能譜進行分析，加速電壓為20 kV。采用Tecnai G2F20 型透射電鏡（TEM）觀察試樣晶粒內部第二相的尺寸、數量和分布特征，并進行選區電子衍射分析，加速電壓200 kV。使用Titan G260-300 掃描透射電子顯微鏡（STEM）和高分辨電子顯微鏡（HRTEM），在高角環形暗場像模式（HAADF）下觀察試樣晶界特征和淬火析出相特征，并采用Super-X 型能譜分析儀對第二相粒子進行化學成分檢測，束斑為2 nm 以保證數據精確，加速電壓300 kV。透射樣品預磨至厚度為80 μm 后，沖成φ3 mm 的圓片進行雙噴減薄。雙噴液為20%HNO3+80%CH3OH（體積分數），溫度控制在－20 ℃以下。使用THERMO-CALC 軟件結合鋁數據庫計算7A36 鋁合金的相圖。

2 實驗結果

2.1 電導率

圖2 為不同等溫保溫試樣淬火后的電導率。可知，參比試樣在淬火后的電導率約為29.1%IACS。保溫溫度在225～270 ℃時，電導率隨著保溫溫度的升高而增大，隨保溫時間的延長先緩慢增大再迅速增大，如圖2（a）所示。由圖2（b）可知，保溫溫度在300～450 ℃時，電導率隨保溫溫度的升高而減小。在450 ℃保溫時，電導率的變化不大。在其他保溫溫度下，電導率先緩慢增加，之后迅速增加。在330 ℃保溫45 s時電導率只增加了12.6%，保溫300 s時則增加了32.9%。

圖2 淬火態試樣的電導率曲線（a）225～270 ℃；（b）300～450 ℃Fig.2 Electrical conductivity curves of samples after quenching（a）225-270 ℃；（b）300-450 ℃

為體現相同保溫時間時保溫溫度對試樣電導率的影響，圖3 給出保溫3，120 s 和1200 s 時試樣的電導率曲線。可以看出，保溫3 s 時，試樣的電導率隨保溫溫度升高變化不大；保溫120 s 和1200 s 時的曲線呈倒置的“U”形，即隨著保溫溫度的升高，電導率先增大后減小。但是峰值出現的位置不同，保溫時間為120 s 時電導率在300 ℃時達到峰值，約為37.2%IACS；保溫1200 s 時在270 ℃達到峰值，約為43.0%IACS。

圖3 淬火態試樣的等時電導率曲線Fig.3 Isochronous electrical conductivity curves of samples after quenching

2.2 TTT 曲線

基于圖2 中電導率數據，創建7A36 鋁合金的TTT 曲線，如式（1）所示［6，18］。

式中：C(T)為析出一定量溶質所需要的臨界時間，s；k1為常數，是淬火過程中未轉換分數的自然對數；k2為與成核位數倒數有關的常數，s；k3為與形核所需能量相關的常數，J·mol－1；k4為與溶解溫度相關的常數，K；k5為與擴散活化能有關的常數，J·mol－1；R為氣體常數，取8.314 J·mol－1·K－1；T為溫度，K。7A36 鋁合金TTT 曲線的系數見表1。

表1 7A36 鋁合金TTT 曲線的常數Table 1 Coefficients for TTT diagrams of 7A36 aluminum alloy

圖4 為7A36 鋁合金的TTT 曲線。正如預期，TTT 曲線呈“C”形。這是因為，保溫溫度高時，材料中溶質原子的擴散速率高，但過飽和度和形核率低，非均勻析出慢；保溫溫度低時，過飽和度和形核率高，但是擴散速率低，非均勻析出也不快。只有在鼻尖溫度附近，材料的過飽和度和擴散速率都比較高，形核率也較高，因而非均勻析出很快［6］。即，在鼻尖溫度附近相轉變最快，隨著溫度升高和降低，相轉變都會變慢。在等溫保溫過程中固溶體分解，析出平衡相［15］，基體中溶質原子濃度因此降低，阻礙電子運動的能力減小，電導率隨之升高。因此，電導率在鼻尖溫度附近迅速增大，在更高或者更低的保溫溫度下增速減小。根據TTT 曲線（圖4）可知，抑制試樣相轉變0.5%的臨界淬火速率約為15.7 ℃/s。10%TTT曲線的鼻尖溫度約為338 ℃，鼻尖處的轉變時間約為22 s，轉變100 s 時的淬火敏感區間約為230～430 ℃。

圖4 7A36 鋁合金的TTT 曲線Fig.4 TTT diagrams of 7A36 aluminum alloy

2.3 相圖

為了深入研究7A36 鋁合金的淬火析出行為，通過CALPHAD 進行熱力學計算，得到不同Cu 含量的垂直截面平衡相圖，如圖5 所示，縱向紅色虛線表示實驗材料成分所在的位置。試樣的固溶溫度為470 ℃，在此溫度下僅存在α（Al），隨著溫度逐漸降低，α（Al）開始分解。溫度從470 ℃降低到室溫的過程中，依次經過α（Al）+S（Al2CuMg），α（Al）+T（Al2Zn3Mg3）+S（Al2CuMg），α（Al）+η（MgZn2）+T（Al2Zn3Mg3）+S（Al2CuMg），α（Al）+η（MgZn2）+S（Al2CuMg）+Al3Cu5Zn，α（Al）+η（MgZn2）+S（Al2CuMg），α（Al）+η（MgZn2）+S（Al2CuMg）+Al3Cu5Zn，α（Al）+η（MgZn2）+T（Al2Zn3Mg3）+Al3Cu5Zn 等相區。然而，在實際的淬火過程中是難以實現平衡冷卻的。

圖5 基于7A36 鋁合金不同Cu 含量的垂直截面相圖Fig.5 Vertical section phase diagram based on 7A36 aluminum alloy with different Cu contents

2.4 微觀組織

選擇參比試樣，420，330 ℃和240 ℃保溫不同時間的試樣進行微觀組織觀察。

2.4.1 參比試樣

圖6 為參比試樣的晶粒取向圖，SEM 形貌，HAADF-STEM 形貌及〈011〉Al晶內衍射斑點。由于淬火對晶粒組織基本沒有影響［19］，參比試樣的EBSD 分析可以代表實驗材料的晶粒組織情況，如圖6（a）所示，圖中黑色的線條代表大角度晶界（＞15°），通常稱為晶界（grain boundary，GB），白色的線條代表小角度晶界（2°～15°），一般稱為亞晶界（subgrain boundary，SGB）。可見試樣主要為被拉長的纖維狀晶粒，其中有大量亞晶，還有少量細小的再結晶晶粒，再結晶體積分數約為38%。

圖6 參比試樣的晶粒取向圖（a），SEM 圖（b），HAADF-STEM 形貌（c）及〈011〉Al晶內衍射斑點（d）Fig.6 Grain orientation map（a），SEM image（b），HAADF-STEM image（c）and 〈011〉Al SAED of precipitates within grain（d）of reference sample

圖6（b）為參比試樣的SEM 形貌，僅發現一些尺寸為1.6～9.1 μm 的明亮第二相沿擠壓方向呈鏈狀分布。EDS 分析主要成分（原子分數，%）為：Cu（5.46～15.60），Fe（2.98～8.20），Al（75.12～87.45）和少量的Zn（1.17～2.56）。結合文獻［19-20］可知，這些富鐵相應該為Al7Cu2Fe 相。這些富鐵相形成于熔鑄過程，在變形過程中會破碎。在固溶的過程中，它們容易引發周圍的晶粒發生再結晶。此外，在腐蝕環境下常常充當陰極引起電偶腐蝕。

圖6（c）為參比試樣的HAADF-STEM 形貌，可以觀察到一些彌散分布的直徑為9～30 nm 的白色圓形第二相粒子。電子衍射斑點分析顯示，1/2｛0-22｝Al處出現明顯的Al3Zr 粒子斑點，如圖 6（d）所示，說明這些圓形第二相為Al3Zr 彌散粒子。眾所周知，Al3Zr 粒子可以釘扎晶界，抑制再結晶［21］。經過擠壓等加工后，這些Al3Zr 粒子常常會沿擠壓方向呈帶狀分布［22］。除此第二相粒子以外，在晶界上及晶粒內均未發現其他第二相。

2.4.2 420 ℃保溫試樣

在420 ℃保溫不同時間的樣品形貌如圖 7 所示。由圖 7（a）可知，保溫10 s 時η 相主要分布在晶界上，也有一些η 相沿擠壓方向呈帶狀分布在晶粒內部。圖 7（b）為保溫300 s 時的SEM 圖，η 相的尺寸和數量明顯增加，晶界上的η 相長度為412～4041 nm，晶粒內的η相長度為198～2100 nm。可見隨著保溫時間的延長，η 相的數量和尺寸不斷增加。圖7（c），（d）分別為保溫3 s 和60 s 樣品的HAADF-STEM 形貌。在420 ℃保溫3 s 時，除Al3Zr 粒子外，在晶界上出現連續分布的細小白色第二相。第二相富含Mg，Zn 元素和少量Cu 元素，根據文獻［12，17］可知，這些白色第二相為η相。保溫60 s 時，η 相明顯長大，長度在348～800 nm之間。除了棒狀η 相外還出現一些六邊形的塊狀第二相，直徑為255～411 nm，它們是T 相［23-24］。在（420±30）℃范圍內保溫時，沒有發現其他種類的第二相粒子。

圖7 420 ℃保溫不同時間樣品的SEM 圖和HAADF-STEM 形貌（a）10 s，SEM 圖；（b）300 s，SEM 圖；（c）3 s，HAADF-STEM 圖;（d）60 s，HAADF-STEM 圖Fig.7 SEM and HAADF-STEM images of samples holding at 420 ℃ for different time（a）10 s，SEM image；（b）300 s，SEM image；(c)3 s,HAADF-STEM image;(d)60 s,HAADF-STEM image

2.4.3 330 ℃保溫試樣

圖8 為在330 ℃保溫3 s 和300 s 樣品的SEM 圖。可以看出，超飽和固溶體在330 ℃保溫時分解迅速，與圖6（b）不同，除明亮的Al7Cu2Fe 相外，沿擠壓方向出現沿晶界分布的η 相［12，17］。隨著保溫時間的延長，在晶界和亞晶界上都出現大量的η 相，這些η 相襯托出晶粒和亞晶組織形貌。圖8（b）為330 ℃保溫300 s 時的SEM 圖。可見大量的η 相在晶界、亞晶界和晶內出現，晶界上的η 相尺寸明顯大于亞晶上的η 相。晶界比亞晶界的界面能更大［25］，溶質原子更趨向于在晶界上形核，且他們在晶界上的擴散比在亞晶界上更快，因此晶界η 相比亞晶界η 相尺寸更大。在再結晶晶粒內的η 相沿擠壓方向呈帶狀分布，這是它們在帶狀分布的Al3Zr 粒子上形核長大所致［12，17，22］，有些晶粒內只有少量的η 相，但它們的尺寸更大。

圖8 330 ℃保溫3 s（a）和 300 s（b）樣品的SEM 圖Fig.8 SEM images of samples holding at 330 ℃ for 3 s（a）and 300 s（b）

圖9 為在330 ℃保溫不同時間樣品的HAADFSTEM 形貌，S 相的SAED 分析以及Y 相的HRTEM形貌。圖9（a）中有一些黑色孔洞，這是制樣過程中η相脫落所致。可見，保溫3 s 時就有少量棒狀的η 相出現在晶界上和晶粒內部。圖9（b）為保溫10 s 時的析出情況，淬火析出相的數量明顯增多，除了棒狀η 相外還出現一些六邊形的T 相［23-24］。仔細觀察發現，多數晶內的淬火析出相依附在Al3Zr 粒子上，如圖9（b）中的插圖所示，這在慢速淬火的7XXX 系鋁合金中是很常見的［13，17，26］。保溫30 s 時，在晶粒內發現一些板條狀的第二相，粒子長度225～600 nm，寬27～85 nm，見圖 9（c）。EDS 檢測結果顯示，化學成分（原子分數/%）為（85.3±2.8）Al，（6.4±1.2）Zn，（3.8±0.8）Mg，（3.6±0.4）Cu，Mg/Cu 比接近1。〈001〉Al方向的電子衍射斑點分析中出現明顯的S 相斑點［12，23］，如圖 9（d）所示，說明這些板條狀第二相為S相。在S 相附近還分布有一些η 相和T 相（圖9（c））。延長保溫時間至60 s 時，除了上述第二相粒子外，還在一些亞晶界附近發現一種長厚比很大的第二相，長度達1334 nm，厚度約為3 nm，如圖 9（e）所示。為了更好地分析這種第二相，圖 9（f）給出圖 9（e）方框區域的高分辨圖片及相應的傅里葉變換圖片，發現沿方向有明顯的Y 相斑點［23］，證明其為Y 相。在慢速淬火的7150，7085，7055，7097 等鋁合金中也發現Y 相［9，23，27-28］。Y 相為板片狀［13，27］，常常在亞晶界附近形核長大［23］。

圖9 330 ℃保溫不同時間樣品的HAADF-STEM 形貌，S 相的SAED 分析及Y 相HRTEM 形貌（a）3 s；（b）10 s；（c）30 s；（d）S 相的衍射斑點（e）60 s；（f）Y 相HRTEM 形貌Fig.9 HAADF-STEM images of samples holding at 330 ℃ for different time，SAED of S phase and HRTEM image of Y phase（a）3 s；（b）10 s；（c）30 s；（d）SAED of S phase;（e）60 s；（f）HRTEM image of Y phase

2.4.4 240 ℃保溫試樣

圖10 為240 ℃保溫不同時間樣品的形貌。在240 ℃保溫10 s 時，發現有η 相出現在晶界上，如圖 10（a）所示。保溫60 s 時，如圖10（c）所示，η 相在晶界、亞晶界和晶粒內部出現。保溫時間延長至300 s 時，晶界、亞晶界和晶粒內部均出現大量η 相，且晶內的η 相尺寸很小，數量很多，如圖10（b）所示。由于晶界是溶質原子擴散的快速通道，因此晶界上的η 相長大迅速，襯托出長條狀的晶粒組織形貌。在240 ℃保溫的樣品中，除了η 相外還發現T 相（圖10（c）），圖中明亮的棒狀粒子為η 相，長度和寬度分別為30～350 nm 和10～56 nm，六邊形粒子為T 相，直徑為60～178 nm。由高倍圖片發現，η 相和T 相多數與Al3Zr 關聯在一起。這些η 相和T 相由于尺寸很大，消耗了大量的溶質原子，因此電導率會顯著升高（圖2）。隨著保溫時間的延長，還發現S 相和Y 相，其特征與在330 ℃保溫樣品中的相似。

圖10 240 ℃保溫不同時間樣品的形貌（a）10 s，SEM 圖；（b）300 s，SEM 圖；（c）60 s，HAADF-STEM 形貌Fig.10 Morphologies of samples holding at 240 ℃ for different time（a）10 s，SEM image；（b）300 s，SEM image；（c）60 s，HAADF-STEM image

3 分析與討論

對比圖 7（a），（b），圖8 和圖 10 可以發現，隨著保溫時間的延長，晶內η 相的數量迅速增加，不同保溫溫度時η 相出現的位置明顯不同。在420 ℃保溫時，η 相主要出現在晶界上；在330 ℃保溫時，晶界、亞晶界和晶內都有大量的η 相；240 ℃保溫時，晶界上的η 相面積分數明顯很小，η 相主要出現在晶內。另外還發現，保溫溫度越高，η 相的尺寸越大。

綜合微觀組織觀察的結果可以確定，η 相隨著保溫時間的延長依次出現在晶界、亞晶界和晶粒內。在所有保溫溫度下，η 相都是最先析出的。η 相主要由Zn和Mg 元素構成，Zn 和Mg 原子在界面能較高的晶界處發生偏析［29］，因此晶界有利于η 相的成核。由于晶界是Zn 和Mg 等溶質原子的快速擴散通道，所以晶界上的η 相生長迅速。在基體中，由于Zn 和Mg 原子的擴散速率高于Cu 原子［30-31］，η 相依附Al3Zr 粒子最先形成，如圖 9（a），（b）所示。η 相的形成降低了周圍區域Zn 和Mg 原子的濃度，延長保溫時間后會析出Zn 元素含量相對較低的T 相。T 相主要出現在η 相之間可以證明這一點，如圖9（b）所示。在慢速淬火的7055 鋁合金中發現了相同的現象［23］。因此，T 相是等溫保溫過程中第二種形成的粒子。

在420 ℃等溫保溫時，除了η 相和T 相外，沒有觀察到其他淬火析出相。這是因為，η 相和T 相的析出和長大消耗掉大量的Zn 和Mg 原子，抑制其他粒子的形成。在330 ℃及更低的溫度條件下，隨著保溫時間的延長，部分區域開始出現S 相，之后是Y 相。位錯也是非均勻形核位點，但是位錯在基體中的分布并不均勻［23］，亞晶界附近的位錯密度較高。位錯與Zn，Mg，Cu 原子的結合強度也不相同，Cu 原子由于與位錯的結合強度更大而趨向于在位錯附近偏析［32-33］。從圖9（c）中可知，S 相出現在η 相和T 相附近，Y 相出現在亞晶界附近。在這些區域，由于η 相和T 相較早形成，消耗掉大量的Zn 和Mg 原子，所以Cu 原子的相對濃度比較高，Cu 原子借助位錯迅速擴散，進而與Mg 和Al 原子形成S 相，或者與Zn 和Al 原子形成Y 相。

綜上所述，淬火析出相的析出順序應該為η 相、T相、S 相和Y 相。將觀察到的析出行為與TTT 曲線繪制在一起，如圖11 所示。可以看出，在420 ℃及以上保溫時，電導率的升高主要是由于η 相和T 相的析出造成的，在330 ℃及以下保溫時電導率的升高是η 相、T相、S 相和Y 相共同作用的結果。從時間軸上看，對電導率升高做出貢獻的順序為η 相、η+T 相、η+T+S相和η+T+S+Y 相。

圖11 TTT 曲線與淬火析出相的析出行為Fig.11 TTT diagrams and precipitation behavior of different quench-induced phases

淬火析出相的析出會消耗掉大量的溶質原子，基體中的溶質濃度因此降低，阻礙電子運動的能力也隨之下降。所以，隨著淬火速率減小和等溫保溫時間的延長，試樣的電導率會升高。

4 結論

（1）創建7A36 鋁合金的TTT 曲線，10%TTT 曲線的鼻尖溫度約為338 ℃，鼻尖處的轉變時間約為22 s，抑制7A36 鋁合金相轉變0.5%的臨界淬火速率約為15.7 ℃/s。

（2）淬火析出相的析出順序為η 相、T 相、S 相和Y相。等溫保溫溫度越高，淬火析出η 相的尺寸越大。

（3）電導率隨著保溫溫度的升高先增大后減小。在420 ℃保溫時，電導率升高是η 相和T 相析出引起；在330 ℃及以下溫度，電導率升高是由于η 相、T 相、S相和Y 相析出共同作用。