高导电率高韧性6063铝合金导电轨工艺探究

2022-02-25刘伟南王义斌王鸿玉

有色金属加工 2022年1期

潘岩，徐宁，刘伟南，王义斌，王鸿玉，王欢

(辽宁忠旺集团有限公司，辽宁辽阳 111003)

导电轨是城市地铁和高速列车的重要电力传输部件，对列车的高速运行、安全可靠等都起着十分重要的作用。目前国内各大、中城市都在大力发展轨道交通，导电轨型材的市场需求量正在大幅度增长。导电轨的主要功能是传输电流，因此，要求具有良好的导电性能。6063铝合金密度低，耐腐蚀，具有优良的挤压性能和导电导热性能，被广泛应用于轨道交通供电系统[1-2]。

6063铝合金属于典型的Al-Mg-Si系合金，可热处理强化铝合金，挤压后经过固溶淬火和时效处理，能够显著提高其强度，并获得优异的组织与性能[3-4]。文献[10]表明，6063合金T6状态下的导电率为53%IACS(30.7ms/m)，T5状态下的导电率为55%IACS(31.9ms/m)；而力学性能要求屈服强度σp0.2≥172MPa，延伸率≥8%，此时力学性能和导电性能的匹配尚可满足。客户要求6063铝合金导电轨导电率≥56%IACS，屈服强度σp0.2≥172Mpa，同时要求布氏硬度在70HB～80HB，最佳指标在70HB～75HB。因此，在保证材料电导率及强度的同时还要兼顾控制较小范围的硬度要求，现有工艺技术很难达到。本文通过调整6063铝合金成分配比、热处理工艺，对比分析化学成分、淬火冷却强度、人工时效处理制度对6063铝合金导电轨力学和导电性能的影响，为铝合金导电轨产品开发提供技术支持。

1 实验方法

1.1 实验材料

本次试验材料为6063-1、6063-2、6063-3三种配比成分。采用半连续铸造方法，铸造过程中使用双级陶瓷片过滤，添加Al-Ti-B丝细化晶粒，经560℃×8h的均匀化处理、锯切、车皮成直径360mm的挤压圆铸锭。

1.2 实验方法

实验采用55MN铝合金双动挤压机进行挤压，挤压后的型材如图1所示所示。

图1 6063铝合金导电轨型材断面Fig.1 6063 aluminum alloy conductor rail profile section

挤压工艺流程为，铸锭加热→挤压→在线淬火→拉伸校直→锯切→人工时效→试样切取。挤压过程中在线淬火采用风冷和大水雾两种淬火冷却方式，挤压温度470℃～490℃，模具温度450℃～480℃，挤压筒温度420℃～460℃，挤压速度3.0 m/min ～3.5m/min。时效处理工艺制度为时效温度145℃～215℃，保温时间0～14h。使用直读光谱仪对三种配比制品的成分做定量分析；使用涡流电导率测试仪在料温20℃条件下进行导电率检测；使用万能试验机、硬度测试仪对制品进行力学性能(拉伸试验、硬度试验)的检测。采用AXIO万能研究级倒置式材料显微镜，对不同淬火方式型材的晶粒度和析出相进行显微形貌观察。

2 实验结果

2.1 合金成分配比

表1为三种配比的实际检测成分。6063铝合金属于Al-Mg-Si系铝合金，主要合金元素为Mg和Si，二者形成主要合金强化相Mg2Si。Mg2Si中的Mg/Si质量比为1.73，当Mg/Si>1.73时，说明Mg过剩，Mg在铝基体中的固溶极限很大，约为17.4%，时效后过量的Mg不会单独析出，而是固溶在铝基体中，引起晶格畸变，造成导电能力下降，同时降低Mg2Si在基体中的溶解度，使其易析出并长大粗化，降低合金强化效果。因此在设计合金配比时采用Si过剩的配比，通过调整不同的Si含量，来控制Si的过剩。

表1 不同配比的6063铝合金成分(质量分数，%)Tab.1 Different proportions of 6063 aluminum alloy composition(wt.%)

合金中的Si先生成AlFeSi、AlFe(Mn)Si，余下的生成Mg2Si，还有多余时生成游离的Si[5]。AlFe(Mn)Si中，Fe、Mn、Si的原子质量分别为55.8、55、28.1，Fe+Mn与Si的原子质量比(Fe+Mn)/Si=(55.8+55)/28.1≈4，所以实际形成AlFe(Mn)Si相消耗的Si为Fe和Mn含量的1/4，可形成Mg2Si的Si含量为总的Si含量减去Fe、Mn消耗的Si。而由于Si过剩，Mg几乎全部生成Mg2Si，按照Mg/Si=1.73的配比计算，实际生成Mg2Si所需的Si为Mg/1.73的含量；最终，可形成Mg2Si的Si含量减去实际生成Mg2Si所需的Si含量就是过剩Si的含量。合金中Mg2Si含量及过剩Si含量见表2。

表2 合金含量计算(质量分数，%)Tab.2 Alloy content calculation(wt.%)

由表2可以看到，三种成分的Mg/Si 均小于1.73，都是Si元素过剩。其中6063-2和6063-3两种成分的Mg2Si含量相同，而6063-1的Mg2Si含量较高；6063-1和6063-3成分过剩Si含量相近，而6063-2含量较高。从表1可以看到，6063-2和6063-3成分的杂质元素Mn、Cr、Ti、Zr、Cu等含量远低于6063-1合金。这些杂质元素对导电性影响很大，达到最大固溶度时可以减小电导率30%左右[6]，在铸造过程中应尽可能的减少这些合金元素的含量。

2.2 力学性能及导电性能

图2为三种成分合金经挤压在不同冷却方式下淬火后，时效175℃×8h的拉伸强度、布氏硬度及导电率的对比曲线。可以看到，在强风冷却条件下的三种成分配比6063铝合金的屈服强度低于水雾条件约5MPa，布氏硬度低于水雾条件约2HBW；而导电率则高于水雾冷却约1%IACS。6063-1成分的屈服强度和布氏硬度最高，对比成分其Mg2Si含量最大，对合金的强化效果最明显，而相比于另外两种成分，导电率最低，其杂质元素Mn、Cr、Ti、Zr、Cu的含量较高且整体合金化程度也最高。6063-2和6063-3成分对比来看，6063-2的屈服强度和硬度均高于6063-3成分，6063-2的导电率低于6063-3合金。虽然6063-2的整体合金化程度和6063-3合金相差不大，但是适当提高Si元素含量，提高了过剩Si含量，其力学性能有一定程度的提高，而导电性能出现下降。

图2 Si过量6063铝合金屈服强度、导电率及布氏硬度与淬火冷却方式关系曲线Fig.2 Relation curve between yield strength, conductivity and Brucell hardness of Si excess 6063 aluminum alloy and quenching cooling mode

2.3 金相显微组织

图3给出了不同冷却条件下6063-2成分合金经175℃×8h时效处理后的金相组织。可以看出，经挤压-固溶-时效处理后，原本均匀化过程残留的枝晶网状化合物被挤压破碎均匀分布在α(Al)基体中，在α(Al)基体上析出大量的Mg2Si等相质点，且分布均匀。但对比图3(a)和图3(b)来看，图3(a)中析出化合物相密度较大，尺寸相对较小；图3(b)中析出的化合物相密度小，尺寸大，间距变大。水雾冷却条件下α(Al)基体上析出大量的、分布均匀的Mg2Si等相质点，尺寸更小，密度更大，对位错阻碍作用明显，因此，其制品的强度和硬度高于强风冷条件。但同时尺寸越小、密度越大的相质点对于α(Al)基体所造成的的晶格畸变也越大，使电子散射加剧，电子平均自由程减小，导电性能下降。

(a)水雾冷；(b)强风冷图3 6063-2合金不同冷却强度下经175℃×8h时效处理后的金相组织Fig.3 Glographic organization after 175℃×8h treatment under different cooling strength of 6063-2 alloy

图4给出了不同冷却条件下6063-2成分合金经175℃×8h时效处理后的阳极覆膜偏振光下组织。从图4可以看出，水雾冷却和强风冷却条件下基体的显微组织均为再结晶组织。铝合金在线挤压过程发生的是动态再结晶，已经发生完全再结晶时，往往同时发生部分再结晶，直至挤压冷却后，晶粒状态才被固定下来。由图4(a)可以看出，挤压过程中发生了再结晶的同时，伴随着部分再结晶的发生，随着冷却进行，部分再结晶状态被保留了下来；图4(b)为发生了再结晶后，未及时得到冷却，晶粒长大较为明显。图4(a)中的晶粒较图4(b)细小，在塑性变形时抵抗变形的能力更强，但晶粒位向更多、更复杂，晶界数量多，晶格畸变更严重，对电子的散射作用更为明显。这与力学和导电性能检测结果一致。

(a)水雾冷；(b)强风冷图4 6063-2合金不同冷却强度下经175℃×8h时效处理后的阳极覆膜偏振光下组织Fig.4 Microstructure of 6063-2 alloy under polarized light after aging treatment at 175℃×8h under different cooling strength

3 讨论

3.1 合金成分的影响

6063铝合金属于典型的Al-Mg-Si系合金，表1所述成分处于Al-Mg-Si系三元相图的α(Al)+Mg2Si+Si三相区，由于合金中还存在Mn、Cr、Fe等元素，所以还会出现α(AlFeSi)、AlCrFeSi、AlMnSi、(FeMnSi)Al6等杂质相[5]。Mg2Si是主要的合金强化相，其大小、形状、密度对力学性能起主要作用，过剩的Si以初晶的形式存在于α(Al)中，经挤压在线固溶后形成游离态的Si颗粒，经人工时效处理后会在组织内部发生球化现象。

导电性能方面，常温下，Si元素在铝中的溶解度很小，而Mn、Cr、Ti、Zr等过渡族元素在铝中的溶解度较大，原子半径与Al原子相差较大，对铝基体导电性能下降影响最明显，Fe对铝基体导电性能下降作用中等，同时合金元素降低铝的导电性能在固溶状态下比脱溶状态更为显著。Si可以与合金中的Mn、Cr等元素形成化合物并析出，与Fe形成α(AlFeSi)，促使这些杂质元素脱溶析出，但游离态的Si析出后，对基体的晶格畸变也有一定影响，导致导电性能下降。

力学性能方面，Si元素的各种析出形式在影响导电性能的同时，也作为强化颗粒对力学性能的提高起到积极作用。元素Si与Fe反应生成α(AlFeSi)相，对力学性能有明显的强化作用，同时过剩的游离Si在铝基体中析出对时效过程有很大的影响。

3.2 淬火方式的影响

实验表明，三种成分合金经挤压-时效后，强风冷却条件下屈服强度和布氏硬度均低于水雾条件，而导电率则高于水雾条件；强风冷条件下晶粒较水雾条件粗大，Mg2Si等相质点尺寸大数量少，密度小。

这是由于Al-Mg-Si系合金的析出顺序为，过饱和固溶体(SSSS)—Mg、Si团簇—GP区—β″—β′—β (Mg2Si)。挤压过程中合金经固溶-在线淬火处理后，固溶加热使Mg、Si原子回溶形成过饱和固溶体(SSSS)，过饱和固溶体(SSSS)不稳定，在缓冷过程中易分解，发生Mg、Si脱溶，强化相提前析出并长大，降低了时效强化相的析出驱动力，而导致时效后强度下降。水冷淬火有足够的冷却强度, 可以保证型材时效前的固溶效果, 同时空位等点缺陷越多，扩散系数增加，促进时效时弥散强化相的均匀析出, 从而提高型材强度[7-8]。

文献[10]指出，固溶程度越高，合金力学性能越高导电率越低(因为合金的固溶程度越高，晶格畸变程度越大，电子散射越严重)。时效处理的一般情况是，时效初期合金的强度和电导率变化趋势相同，时效后二者的变化趋势相反，主要取决于强化相的析出程度。图5给出了6063-2合金在不同冷却强度下屈服强度随时效时间的变化曲线。

图5 6063-2合金不同冷却强度下时效硬化曲线Fig.5 Aging hardening curve at different cooling strength of 6063-2 alloy

可以看出，时效初期，水冷条件下2.5h左右即达到了170MPa,而风冷条件下则是4h以后才达到。不同的冷却强度时效硬化的速度不一样，冷却速度越快，时效硬化速率越快，且力学性能越高，在后续过时效进程中力学性能越高。

另一方面，风冷条件下较慢的冷却速度，变形组织有足够的时间进行回复和再结晶并长大，晶粒越大。水雾条件下，变形组织也发生回复和再结晶，但晶粒来不及过分长大，就被保留下来，晶粒较为细小，力学性能较风冷条件高，但导电性能略有下降。

3.3 时效制度的影响

图6给出了6063-2成分热挤压后经145℃、175℃和215℃保温2h～14h时效后屈服强度、布氏硬度及导电率结果。

a)屈服强度；b) 导电率；c) 布氏硬度图6 145℃、175℃、215℃条件下屈服强度、导电率及布氏硬度随时间的变化Fig.6 Change of yield strength, conductivity and Brucell hardness with time at 145℃,175℃and 215℃

图6(a)(c)为6063-2合金的屈服强度、布氏硬度随时效时间的变化曲线。该成分在145℃下保温14h后，屈服强度及布氏硬度达到最大；在175℃保温12h后，屈服强度及布氏硬度达到最大，而在6h～12h这段时间内涨幅不大，出现峰值平台；在215℃保温4h后即出现强度和硬度的峰值。由此可见，时效温度对时效进行影响较大，时效温度的增加，促使时效峰值提前到来，215℃时效时，时效出现峰值最快，但强度峰值较145℃和175℃低。图6(b)为6063-2合金的导电率随时效时间的变化曲线。合金导电率随着时效时间的增加而变大，该成分下只有215℃在约7h后可以达到56%IACS的要求；145℃和175℃无法满足导电性能要求；但215℃下，强度降幅较大，无法满足170MPa要求。

有研究表明[9]，G·P区、β″相与基体保持共格关系，引起的弹性共格导致的应变场最大，其弹性应力场也最高，此时力学性能及硬度值相对较高；而随着时效过程进行，在β″相基础上，Mg、Si原子进一步富集形成局部共格的β′过渡相，其周围基体的弹性应变有所减轻，对位错运动的阻碍减小，强度下降，导电性能上升。时效后期在β′相与基体上形成稳定的β相，失去与基体间的共格关系，完全从基体中脱离出来，共格应变消失，强度下降，此时其导电性能最高。由图6可以看到，在各时效温度条件下，时效初期力学性能增幅明显，温度越高增长越快，但峰值越低。可以推断时效初期，时效温度越高，则空位和溶质原子的扩散加快，G·P区长大速度越快，但密度减小。而导电性能受脱溶程度和晶格畸变综合因素影响，在时效相同时间下，温度越高，强化相的尺寸大密度小，造成的晶格畸变就越小，导电率越高。

在175℃以下低温时效条件下，导电率无法满足要求，在215℃时效温度下力学性能和硬度无法满足要求，需要在175℃至215℃范围内调整时效温度。文献[11]中给出了时效时材料韧性和导电率的关键因素，即时效后，使材料处于过渡粗→平衡粗转变过程属于脱溶期。平衡粗一般与基体无共格结合，形成平衡粗后，材料的强度、硬度开始有所下降，而其伸长率有所上升。随着脱溶粗的形成，材料的导电性能开始提升。平衡脱溶粗形成数量则是决定强度下降、导电率提高的关键因素。而我们所需要的就是寻找使材料强度、硬度开始有所下降，而材料的韧性、导电性能显著提升的合适有效的时效。

图7给出了6063-2成分在不同时效温度下屈服强度、导电率及布氏硬度随时间的变化。图7(a)中，屈服强度185℃、190℃、195℃下4h后即达到170MPa要求；图7(b)中，在185℃下时效10h后达到56%IACS,在190℃、195℃下时效8h后达到56%IACS；随着时效时间的增加，185℃～195℃内时效硬化相对缓和，在4h～10h内均在70HBW～80HBW内。