高導(dǎo)電率高韌性6063鋁合金導(dǎo)電軌工藝探究

潘 巖，徐 寧，劉偉南，王義斌，王鴻玉，王 歡

(遼寧忠旺集團(tuán)有限公司，遼寧 遼陽(yáng) 111003)

導(dǎo)電軌是城市地鐵和高速列車(chē)的重要電力傳輸部件，對(duì)列車(chē)的高速運(yùn)行、安全可靠等都起著十分重要的作用。目前國(guó)內(nèi)各大、中城市都在大力發(fā)展軌道交通，導(dǎo)電軌型材的市場(chǎng)需求量正在大幅度增長(zhǎng)。導(dǎo)電軌的主要功能是傳輸電流，因此，要求具有良好的導(dǎo)電性能。6063鋁合金密度低，耐腐蝕，具有優(yōu)良的擠壓性能和導(dǎo)電導(dǎo)熱性能，被廣泛應(yīng)用于軌道交通供電系統(tǒng)[1-2]。

6063鋁合金屬于典型的Al-Mg-Si系合金，可熱處理強(qiáng)化鋁合金，擠壓后經(jīng)過(guò)固溶淬火和時(shí)效處理，能夠顯著提高其強(qiáng)度，并獲得優(yōu)異的組織與性能[3-4]。文獻(xiàn)[10]表明，6063合金T6狀態(tài)下的導(dǎo)電率為53%IACS(30.7ms/m)，T5狀態(tài)下的導(dǎo)電率為55%IACS(31.9ms/m)；而力學(xué)性能要求屈服強(qiáng)度σp0.2≥172MPa，延伸率≥8%，此時(shí)力學(xué)性能和導(dǎo)電性能的匹配尚可滿足?？蛻粢?063鋁合金導(dǎo)電軌導(dǎo)電率≥56%IACS，屈服強(qiáng)度σp0.2≥172Mpa，同時(shí)要求布氏硬度在70HB～80HB，最佳指標(biāo)在70HB～75HB。因此，在保證材料電導(dǎo)率及強(qiáng)度的同時(shí)還要兼顧控制較小范圍的硬度要求，現(xiàn)有工藝技術(shù)很難達(dá)到。本文通過(guò)調(diào)整6063鋁合金成分配比、熱處理工藝，對(duì)比分析化學(xué)成分、淬火冷卻強(qiáng)度、人工時(shí)效處理制度對(duì)6063鋁合金導(dǎo)電軌力學(xué)和導(dǎo)電性能的影響，為鋁合金導(dǎo)電軌產(chǎn)品開(kāi)發(fā)提供技術(shù)支持。

1 實(shí)驗(yàn)方法

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

本次試驗(yàn)材料為6063-1、6063-2、6063-3三種配比成分。采用半連續(xù)鑄造方法，鑄造過(guò)程中使用雙級(jí)陶瓷片過(guò)濾，添加Al-Ti-B絲細(xì)化晶粒，經(jīng)560℃×8h的均勻化處理、鋸切、車(chē)皮成直徑360mm的擠壓圓鑄錠。

1.2 實(shí)驗(yàn)方法

實(shí)驗(yàn)采用55MN鋁合金雙動(dòng)擠壓機(jī)進(jìn)行擠壓，擠壓后的型材如圖1所示所示。

圖1 6063鋁合金導(dǎo)電軌型材斷面Fig.1 6063 aluminum alloy conductor rail profile section

擠壓工藝流程為，鑄錠加熱→擠壓→在線淬火→拉伸校直→鋸切→人工時(shí)效→試樣切取。擠壓過(guò)程中在線淬火采用風(fēng)冷和大水霧兩種淬火冷卻方式，擠壓溫度470℃～490℃，模具溫度450℃～480℃，擠壓筒溫度420℃～460℃，擠壓速度3.0 m/min ～3.5m/min。時(shí)效處理工藝制度為時(shí)效溫度145℃～215℃，保溫時(shí)間0～14h。使用直讀光譜儀對(duì)三種配比制品的成分做定量分析；使用渦流電導(dǎo)率測(cè)試儀在料溫20℃條件下進(jìn)行導(dǎo)電率檢測(cè)；使用萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)、硬度測(cè)試儀對(duì)制品進(jìn)行力學(xué)性能(拉伸試驗(yàn)、硬度試驗(yàn))的檢測(cè)。采用AXIO萬(wàn)能研究級(jí)倒置式材料顯微鏡，對(duì)不同淬火方式型材的晶粒度和析出相進(jìn)行顯微形貌觀察。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 合金成分配比

表1為三種配比的實(shí)際檢測(cè)成分。6063鋁合金屬于Al-Mg-Si系鋁合金，主要合金元素為Mg和Si，二者形成主要合金強(qiáng)化相Mg2Si。Mg2Si中的Mg/Si質(zhì)量比為1.73，當(dāng)Mg/Si>1.73時(shí)，說(shuō)明Mg過(guò)剩，Mg在鋁基體中的固溶極限很大，約為17.4%，時(shí)效后過(guò)量的Mg不會(huì)單獨(dú)析出，而是固溶在鋁基體中，引起晶格畸變，造成導(dǎo)電能力下降，同時(shí)降低Mg2Si在基體中的溶解度，使其易析出并長(zhǎng)大粗化，降低合金強(qiáng)化效果。因此在設(shè)計(jì)合金配比時(shí)采用Si過(guò)剩的配比，通過(guò)調(diào)整不同的Si含量，來(lái)控制Si的過(guò)剩。

表1 不同配比的6063鋁合金成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)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，還有多余時(shí)生成游離的Si[5]。AlFe(Mn)Si中，F(xiàn)e、Mn、Si的原子質(zhì)量分別為55.8、55、28.1，F(xiàn)e+Mn與Si的原子質(zhì)量比(Fe+Mn)/Si=(55.8+55)/28.1≈4，所以實(shí)際形成AlFe(Mn)Si相消耗的Si為Fe和Mn含量的1/4，可形成Mg2Si的Si含量為總的Si含量減去Fe、Mn消耗的Si。而由于Si過(guò)剩，Mg幾乎全部生成Mg2Si，按照Mg/Si=1.73的配比計(jì)算，實(shí)際生成Mg2Si所需的Si為Mg/1.73的含量；最終，可形成Mg2Si的Si含量減去實(shí)際生成Mg2Si所需的Si含量就是過(guò)剩Si的含量。合金中Mg2Si含量及過(guò)剩Si含量見(jiàn)表2。

表2 合金含量計(jì)算(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Tab.2 Alloy content calculation(wt.%)

由表2可以看到，三種成分的Mg/Si 均小于1.73，都是Si元素過(guò)剩。其中6063-2和6063-3兩種成分的Mg2Si含量相同，而6063-1的Mg2Si含量較高；6063-1和6063-3成分過(guò)剩Si含量相近，而6063-2含量較高。從表1可以看到，6063-2和6063-3成分的雜質(zhì)元素Mn、Cr、Ti、Zr、Cu等含量遠(yuǎn)低于6063-1合金。這些雜質(zhì)元素對(duì)導(dǎo)電性影響很大，達(dá)到最大固溶度時(shí)可以減小電導(dǎo)率30%左右[6]，在鑄造過(guò)程中應(yīng)盡可能的減少這些合金元素的含量。

2.2 力學(xué)性能及導(dǎo)電性能

圖2為三種成分合金經(jīng)擠壓在不同冷卻方式下淬火后，時(shí)效175℃×8h的拉伸強(qiáng)度、布氏硬度及導(dǎo)電率的對(duì)比曲線。可以看到，在強(qiáng)風(fēng)冷卻條件下的三種成分配比6063鋁合金的屈服強(qiáng)度低于水霧條件約5MPa，布氏硬度低于水霧條件約2HBW；而導(dǎo)電率則高于水霧冷卻約1%IACS。6063-1成分的屈服強(qiáng)度和布氏硬度最高，對(duì)比成分其Mg2Si含量最大，對(duì)合金的強(qiáng)化效果最明顯，而相比于另外兩種成分，導(dǎo)電率最低，其雜質(zhì)元素Mn、Cr、Ti、Zr、Cu的含量較高且整體合金化程度也最高。6063-2和6063-3成分對(duì)比來(lái)看，6063-2的屈服強(qiáng)度和硬度均高于6063-3成分，6063-2的導(dǎo)電率低于6063-3合金。雖然6063-2的整體合金化程度和6063-3合金相差不大，但是適當(dāng)提高Si元素含量，提高了過(guò)剩Si含量，其力學(xué)性能有一定程度的提高，而導(dǎo)電性能出現(xiàn)下降。

圖2 Si過(guò)量6063鋁合金屈服強(qiáng)度、導(dǎo)電率及布氏硬度與淬火冷卻方式關(guān)系曲線Fig.2 Relation curve between yield strength, conductivity and Brucell hardness of Si excess 6063 aluminum alloy and quenching cooling mode

2.3 金相顯微組織

圖3給出了不同冷卻條件下6063-2成分合金經(jīng)175℃×8h時(shí)效處理后的金相組織?？梢钥闯觯?jīng)擠壓-固溶-時(shí)效處理后，原本均勻化過(guò)程殘留的枝晶網(wǎng)狀化合物被擠壓破碎均勻分布在α(Al)基體中，在α(Al)基體上析出大量的Mg2Si等相質(zhì)點(diǎn)，且分布均勻。但對(duì)比圖3(a)和圖3(b)來(lái)看，圖3(a)中析出化合物相密度較大，尺寸相對(duì)較?。粓D3(b)中析出的化合物相密度小，尺寸大，間距變大。水霧冷卻條件下α(Al)基體上析出大量的、分布均勻的Mg2Si等相質(zhì)點(diǎn)，尺寸更小，密度更大，對(duì)位錯(cuò)阻礙作用明顯，因此，其制品的強(qiáng)度和硬度高于強(qiáng)風(fēng)冷條件。但同時(shí)尺寸越小、密度越大的相質(zhì)點(diǎn)對(duì)于α(Al)基體所造成的的晶格畸變也越大，使電子散射加劇，電子平均自由程減小，導(dǎo)電性能下降。

(a)水霧冷；(b)強(qiáng)風(fēng)冷圖3 6063-2合金不同冷卻強(qiáng)度下經(jīng)175℃×8h時(shí)效處理后的金相組織Fig.3 Glographic organization after 175℃×8h treatment under different cooling strength of 6063-2 alloy

圖4給出了不同冷卻條件下6063-2成分合金經(jīng)175℃×8h時(shí)效處理后的陽(yáng)極覆膜偏振光下組織。從圖4可以看出，水霧冷卻和強(qiáng)風(fēng)冷卻條件下基體的顯微組織均為再結(jié)晶組織。鋁合金在線擠壓過(guò)程發(fā)生的是動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，已經(jīng)發(fā)生完全再結(jié)晶時(shí)，往往同時(shí)發(fā)生部分再結(jié)晶，直至擠壓冷卻后，晶粒狀態(tài)才被固定下來(lái)。由圖4(a)可以看出，擠壓過(guò)程中發(fā)生了再結(jié)晶的同時(shí)，伴隨著部分再結(jié)晶的發(fā)生，隨著冷卻進(jìn)行，部分再結(jié)晶狀態(tài)被保留了下來(lái)；圖4(b)為發(fā)生了再結(jié)晶后，未及時(shí)得到冷卻，晶粒長(zhǎng)大較為明顯。圖4(a)中的晶粒較圖4(b)細(xì)小，在塑性變形時(shí)抵抗變形的能力更強(qiáng)，但晶粒位向更多、更復(fù)雜，晶界數(shù)量多，晶格畸變更嚴(yán)重，對(duì)電子的散射作用更為明顯。這與力學(xué)和導(dǎo)電性能檢測(cè)結(jié)果一致。

(a)水霧冷；(b)強(qiáng)風(fēng)冷圖4 6063-2合金不同冷卻強(qiáng)度下經(jīng)175℃×8h時(shí)效處理后的陽(yáng)極覆膜偏振光下組織Fig.4 Microstructure of 6063-2 alloy under polarized light after aging treatment at 175℃×8h under different cooling strength

3 討論

3.1 合金成分的影響

6063鋁合金屬于典型的Al-Mg-Si系合金，表1所述成分處于Al-Mg-Si系三元相圖的α(Al)+Mg2Si+Si三相區(qū)，由于合金中還存在Mn、Cr、Fe等元素，所以還會(huì)出現(xiàn)α(AlFeSi)、AlCrFeSi、AlMnSi、(FeMnSi)Al6等雜質(zhì)相[5]。Mg2Si是主要的合金強(qiáng)化相，其大小、形狀、密度對(duì)力學(xué)性能起主要作用，過(guò)剩的Si以初晶的形式存在于α(Al)中，經(jīng)擠壓在線固溶后形成游離態(tài)的Si顆粒，經(jīng)人工時(shí)效處理后會(huì)在組織內(nèi)部發(fā)生球化現(xiàn)象。

導(dǎo)電性能方面，常溫下，Si元素在鋁中的溶解度很小，而Mn、Cr、Ti、Zr等過(guò)渡族元素在鋁中的溶解度較大，原子半徑與Al原子相差較大，對(duì)鋁基體導(dǎo)電性能下降影響最明顯，F(xiàn)e對(duì)鋁基體導(dǎo)電性能下降作用中等，同時(shí)合金元素降低鋁的導(dǎo)電性能在固溶狀態(tài)下比脫溶狀態(tài)更為顯著。Si可以與合金中的Mn、Cr等元素形成化合物并析出，與Fe形成α(AlFeSi)，促使這些雜質(zhì)元素脫溶析出，但游離態(tài)的Si析出后，對(duì)基體的晶格畸變也有一定影響，導(dǎo)致導(dǎo)電性能下降。

力學(xué)性能方面，Si元素的各種析出形式在影響導(dǎo)電性能的同時(shí)，也作為強(qiáng)化顆粒對(duì)力學(xué)性能的提高起到積極作用。元素Si與Fe反應(yīng)生成α(AlFeSi)相，對(duì)力學(xué)性能有明顯的強(qiáng)化作用，同時(shí)過(guò)剩的游離Si在鋁基體中析出對(duì)時(shí)效過(guò)程有很大的影響。

3.2 淬火方式的影響

實(shí)驗(yàn)表明，三種成分合金經(jīng)擠壓-時(shí)效后，強(qiáng)風(fēng)冷卻條件下屈服強(qiáng)度和布氏硬度均低于水霧條件，而導(dǎo)電率則高于水霧條件；強(qiáng)風(fēng)冷條件下晶粒較水霧條件粗大，Mg2Si等相質(zhì)點(diǎn)尺寸大數(shù)量少，密度小。

這是由于Al-Mg-Si系合金的析出順序?yàn)?，過(guò)飽和固溶體(SSSS)—Mg、Si團(tuán)簇—GP區(qū)—β″—β′—β (Mg2Si)。擠壓過(guò)程中合金經(jīng)固溶-在線淬火處理后，固溶加熱使Mg、Si原子回溶形成過(guò)飽和固溶體(SSSS)，過(guò)飽和固溶體(SSSS)不穩(wěn)定，在緩冷過(guò)程中易分解，發(fā)生Mg、Si脫溶，強(qiáng)化相提前析出并長(zhǎng)大，降低了時(shí)效強(qiáng)化相的析出驅(qū)動(dòng)力，而導(dǎo)致時(shí)效后強(qiáng)度下降。水冷淬火有足夠的冷卻強(qiáng)度, 可以保證型材時(shí)效前的固溶效果, 同時(shí)空位等點(diǎn)缺陷越多，擴(kuò)散系數(shù)增加，促進(jìn)時(shí)效時(shí)彌散強(qiáng)化相的均勻析出, 從而提高型材強(qiáng)度[7-8]。

文獻(xiàn)[10]指出，固溶程度越高，合金力學(xué)性能越高導(dǎo)電率越低(因?yàn)楹辖鸬墓倘艹潭仍礁?，晶格畸變程度越大，電子散射越?yán)重)。時(shí)效處理的一般情況是，時(shí)效初期合金的強(qiáng)度和電導(dǎo)率變化趨勢(shì)相同，時(shí)效后二者的變化趨勢(shì)相反，主要取決于強(qiáng)化相的析出程度。圖5給出了6063-2合金在不同冷卻強(qiáng)度下屈服強(qiáng)度隨時(shí)效時(shí)間的變化曲線。

圖5 6063-2合金不同冷卻強(qiáng)度下時(shí)效硬化曲線Fig.5 Aging hardening curve at different cooling strength of 6063-2 alloy

可以看出，時(shí)效初期，水冷條件下2.5h左右即達(dá)到了170MPa,而風(fēng)冷條件下則是4h以后才達(dá)到。不同的冷卻強(qiáng)度時(shí)效硬化的速度不一樣，冷卻速度越快，時(shí)效硬化速率越快，且力學(xué)性能越高，在后續(xù)過(guò)時(shí)效進(jìn)程中力學(xué)性能越高。

另一方面，風(fēng)冷條件下較慢的冷卻速度，變形組織有足夠的時(shí)間進(jìn)行回復(fù)和再結(jié)晶并長(zhǎng)大，晶粒越大。水霧條件下，變形組織也發(fā)生回復(fù)和再結(jié)晶，但晶粒來(lái)不及過(guò)分長(zhǎng)大，就被保留下來(lái)，晶粒較為細(xì)小，力學(xué)性能較風(fēng)冷條件高，但導(dǎo)電性能略有下降。

3.3 時(shí)效制度的影響

圖6給出了6063-2成分熱擠壓后經(jīng)145℃、175℃和215℃保溫2h～14h時(shí)效后屈服強(qiáng)度、布氏硬度及導(dǎo)電率結(jié)果。

a)屈服強(qiáng)度；b) 導(dǎo)電率；c) 布氏硬度圖6 145℃、175℃、215℃條件下屈服強(qiáng)度、導(dǎo)電率及布氏硬度隨時(shí)間的變化Fig.6 Change of yield strength, conductivity and Brucell hardness with time at 145℃,175℃and 215℃

圖6(a)(c)為6063-2合金的屈服強(qiáng)度、布氏硬度隨時(shí)效時(shí)間的變化曲線。該成分在145℃下保溫14h后，屈服強(qiáng)度及布氏硬度達(dá)到最大；在175℃保溫12h后，屈服強(qiáng)度及布氏硬度達(dá)到最大，而在6h～12h這段時(shí)間內(nèi)漲幅不大，出現(xiàn)峰值平臺(tái)；在215℃保溫4h后即出現(xiàn)強(qiáng)度和硬度的峰值。由此可見(jiàn)，時(shí)效溫度對(duì)時(shí)效進(jìn)行影響較大，時(shí)效溫度的增加，促使時(shí)效峰值提前到來(lái)，215℃時(shí)效時(shí)，時(shí)效出現(xiàn)峰值最快，但強(qiáng)度峰值較145℃和175℃低。圖6(b)為6063-2合金的導(dǎo)電率隨時(shí)效時(shí)間的變化曲線。合金導(dǎo)電率隨著時(shí)效時(shí)間的增加而變大，該成分下只有215℃在約7h后可以達(dá)到56%IACS的要求；145℃和175℃無(wú)法滿足導(dǎo)電性能要求；但215℃下，強(qiáng)度降幅較大，無(wú)法滿足170MPa要求。

有研究表明[9]，G·P區(qū)、β″相與基體保持共格關(guān)系，引起的彈性共格導(dǎo)致的應(yīng)變場(chǎng)最大，其彈性應(yīng)力場(chǎng)也最高，此時(shí)力學(xué)性能及硬度值相對(duì)較高；而隨著時(shí)效過(guò)程進(jìn)行，在β″相基礎(chǔ)上，Mg、Si原子進(jìn)一步富集形成局部共格的β′過(guò)渡相，其周?chē)w的彈性應(yīng)變有所減輕，對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙減小，強(qiáng)度下降，導(dǎo)電性能上升。時(shí)效后期在β′相與基體上形成穩(wěn)定的β相，失去與基體間的共格關(guān)系，完全從基體中脫離出來(lái)，共格應(yīng)變消失，強(qiáng)度下降，此時(shí)其導(dǎo)電性能最高。由圖6可以看到，在各時(shí)效溫度條件下，時(shí)效初期力學(xué)性能增幅明顯，溫度越高增長(zhǎng)越快，但峰值越低?？梢酝茢鄷r(shí)效初期，時(shí)效溫度越高，則空位和溶質(zhì)原子的擴(kuò)散加快，G·P區(qū)長(zhǎng)大速度越快，但密度減小。而導(dǎo)電性能受脫溶程度和晶格畸變綜合因素影響，在時(shí)效相同時(shí)間下，溫度越高，強(qiáng)化相的尺寸大密度小，造成的晶格畸變就越小，導(dǎo)電率越高。

在175℃以下低溫時(shí)效條件下，導(dǎo)電率無(wú)法滿足要求，在215℃時(shí)效溫度下力學(xué)性能和硬度無(wú)法滿足要求，需要在175℃至215℃范圍內(nèi)調(diào)整時(shí)效溫度。文獻(xiàn)[11]中給出了時(shí)效時(shí)材料韌性和導(dǎo)電率的關(guān)鍵因素，即時(shí)效后，使材料處于過(guò)渡粗→平衡粗轉(zhuǎn)變過(guò)程屬于脫溶期。平衡粗一般與基體無(wú)共格結(jié)合，形成平衡粗后，材料的強(qiáng)度、硬度開(kāi)始有所下降，而其伸長(zhǎng)率有所上升。隨著脫溶粗的形成，材料的導(dǎo)電性能開(kāi)始提升。平衡脫溶粗形成數(shù)量則是決定強(qiáng)度下降、導(dǎo)電率提高的關(guān)鍵因素。而我們所需要的就是尋找使材料強(qiáng)度、硬度開(kāi)始有所下降，而材料的韌性、導(dǎo)電性能顯著提升的合適有效的時(shí)效。

圖7給出了6063-2成分在不同時(shí)效溫度下屈服強(qiáng)度、導(dǎo)電率及布氏硬度隨時(shí)間的變化。圖7(a)中，屈服強(qiáng)度185℃、190℃、195℃下4h后即達(dá)到170MPa要求；圖7(b)中，在185℃下時(shí)效10h后達(dá)到56%IACS,在190℃、195℃下時(shí)效8h后達(dá)到56%IACS；隨著時(shí)效時(shí)間的增加，185℃～195℃內(nèi)時(shí)效硬化相對(duì)緩和，在4h～10h內(nèi)均在70HBW～80HBW內(nèi)。

a)屈服強(qiáng)度；b) 導(dǎo)電率；c) 布氏硬度圖7 175℃～215℃溫度下屈服強(qiáng)度、導(dǎo)電率及布氏硬度隨時(shí)間的變化Fig.7 Change of yield strength, conductivity and Brucell hardness with time at 175℃～215℃

結(jié)果表明，175℃及以下溫度范圍內(nèi)峰值性能高，但經(jīng)較長(zhǎng)時(shí)間時(shí)效后，導(dǎo)電性能仍較低；215℃溫度范圍內(nèi)硬化速率最快，導(dǎo)電性能好，但過(guò)時(shí)效后強(qiáng)度低；185℃～195℃溫度范圍內(nèi)時(shí)效硬化趨勢(shì)緩和，強(qiáng)化相處于脫溶后迅速長(zhǎng)大的過(guò)渡階段，此溫度范圍內(nèi)的韌性及導(dǎo)電性能最佳。

4 結(jié)論

(1)適量的Si過(guò)剩有利于力學(xué)性能、硬度的提高，較低的過(guò)渡族元素含量可顯著提高導(dǎo)電率。

(2)在保證強(qiáng)度、硬度的前提下，低冷卻強(qiáng)度更有利于導(dǎo)電性能提高。

(3)185℃～195℃溫度范圍內(nèi)時(shí)效硬化趨勢(shì)緩和，強(qiáng)化相處于脫溶后迅速長(zhǎng)大的過(guò)渡階段，此溫度范圍內(nèi)的韌性及導(dǎo)電性能最佳。

(4)最佳的工藝制度是，擠壓溫度480℃±10℃，擠壓速度為3m/min～3.5m/min，采用風(fēng)冷淬火，時(shí)效溫度195℃下保溫10h，此時(shí)屈服強(qiáng)度199MPa，導(dǎo)電率56.2%IACS,布氏硬度為77HBW。