一种高强度高导电率的变形铝合金及其制备方法

1.本发明涉及变形铝合金技术领域，尤其涉及一种高强度高导电率的变形铝合金及其制备方法。


背景技术：

2.随着电力传输技术的快速发展，电力传输领域对导电材料的力学及导电性能的要求也越来越高。然而，对于现有金属导电材料，因受金属自身强度和导电微观机理的影响，金属强度和导电性能之间相互制约，即强化效果越好，则导电性能越低。
3.金属材料的主要强化机理包括：固溶强化、形变强化、细晶强化以及第二相强化。而根据金属导电的微观机理，合金中的空位、间隙、固溶原子、位错、晶界等晶体缺陷以及第二相的存在都会增加自由电子的散射概率，从而恶化合金的导电性能。相对而言，位错、晶界以及第二相对合金导电性的不利影响远小于固溶原子。因此，选择固溶度较低的合金化元素并结合塑性变形手段以实现第二相强化、形变强化及细晶强化是开发高导电高强度6xxx系铝合金的途径之一。此外，采用低固溶度的元素来改善第二相形态，或促进固溶元素时效沉淀析出强化相，是解决铝合金中力学性能和导电性能相互掣肘问题的“良方”，能够同步提升材料的导电和力学性能。
4.6xxx系合金以mg和si为主要强化元素，根据不同的性能要求，还存在fe、mn、cu等元素。其中fe元素主要防止合金在挤压或轧制过程中产生粘模现象。mn可变质富fe相，提高力学和耐腐蚀性能。cu可以进一步提高其时效强化效果，改善力学性能。但合金元素的加入往往会导致导电性能的下降，其中mn的下降幅度更为显著。硕士论文《元素变质对含mn铝合金导电性能的影响机制研究》中证实，mn显著降低铝及其合金的导电性与其为过渡族元素，化合价较大有关。化合价大于al的合金元素会导致al基体中每个原子拥有的平均自由电子数增加，此时布里渊区向各个方向发生膨胀作用和重叠，使基体的晶格畸变加剧，导致合金电导率快速下降。此外al
‑
mn为包晶反应，会促使al基体发生严重的晶格畸变，且d层电子空位数均≥5，几种因素共同作用导致合金电导率快速下降。因此，在高导电的6xxx系合金中，如何有效避免和消除mn等元素的不利影响，寻找具有与mn相近变质作用的元素，对于兼顾导电性能和力学性能的合金设计与制备较为关键。
5.专利《一种高导电率和高强度的铝合金制备工艺及其铝合金》(专利号：cn109207817b)公布了一种高导电率和高强度的铝合金制备工艺及铝合金。该专利控制si含量在0.15～0.3％，mg含量在0.3～0.5％，复合微量元素cu、mn和zn，经过时效热处理之后，合金的导电率可达59％iacs，但是合金的抗拉强度仅为176mpa。合金获得了优异的导电性能，但力学性能较低。该技术并未综合考虑材料的导电性能和力学性能，无法满足电力传输设备结构件的强度需求。塑性变形是提高金属材料力学性能的有效途径。专利《一种高导电率高强度铝合金电气设备用型材生产工艺方法》(专利号：cn111961890a)通过优化合金成分，严格控制均质工艺、挤压工艺、固溶
‑
时效工艺，得到抗拉强度为350mpa的铝合金，但合金最终电导率仅为46％iacs，无法满足电力传输设备的导电需求，限制了其在高能耗电
子传输设备上的应用。
6.上述专利技术均涉及到均匀化处理工艺，对于生产流程和成本均有较大限制。为了实现铝合金的短流程，低成本制备，亚快速凝固受到了人们的广泛关注。铝合金亚快速凝固能够得到细小均匀的铸态组织，从而代替生产流程中均匀化热处理这一步骤。然而现有的铝合金亚快速凝固方法中，所用的合金元素含量相对较高且成分复杂，对铝合金的导电性有比较不利的影响。专利《一种能够提升加工成形性与时效强化效果的6xxx系铝轧板制备方法》(专利号：cn108994267b)公布了一种能够提升加工成形性和时效强化效果的6xxx系铝轧板制备方法，该专利控制si含量在1.0～1.6％，mg含量在0.4～0.9％，利用高导热水冷铸轧辊实现亚快速凝固。该技术能够有效提高合金的加工成形性，但该专利未分析该合金的导电性能。
7.铝合金作为应用最为广泛的轻金属结构材料，在电力传输领域有着广阔的发展前景；传统的al
‑
mg
‑
si系变形铝合金生产流程包括半连续铸造，均匀化热处理，挤压，固溶
‑
时效热处理等步骤，其工艺复杂，生产周期长且能耗较大。因此，基于当前电力传输领域对al
‑
mg
‑
si系变形铝合金的强度、导电性和加工变形性能的综合要求，需要开发出高强度高导电率的变形铝合金。


技术实现要素：

8.鉴于上述现有技术的不足，本发明的目的在于提供一种高强度高导电率的变形铝合金，旨在解决现有技术中的问题。
9.本发明的技术方案如下：
10.一种高强度高导电率的变形铝合金及，其多组元体系及加入量按质量百分比为：mg：0.3～0.8％；si：0.2～0.6％；fe：0.1～0.3％；ni：0.2～0.5％；cu：0.05～0.2％；b：0.05～0.1％；余量为al。
11.本发明的另一个目的在于提供一种高强度高导电率的变形铝合金的制备方法，其中，所述方法包括：
12.(1)熔化纯铝；具体步骤为：
13.以工业纯al为原材料，熔化铝合金，待合金全部熔化后，静置保温5～20min；
14.(2)基础合金化处理，添加元素为mg、si、fe和cu；具体步骤为：
15.根据性能要求设计合金成分，向步骤(1)熔化的铝熔体中加入al
‑
10mg、al
‑
20si、al
‑
20fe和al
‑
50cu中间合金，进行微合金化处理，充分搅拌至熔体成分均匀，静置保温5～30min；
16.(3)熔体变质处理，添加元素为ni、b；具体步骤为：
17.扒去铝合金熔体表面浮渣，向步骤(2)熔化的铝合金熔体中加入al
‑
10ni中间合金进行变质处理，充分搅拌至成分均匀，静置保温10
‑
20min；再向熔体中加入al
‑
3b中间合金，充分搅拌至成分均匀，获得已处理的铝合金熔体，静置保温10～30min。
18.(4)熔体精炼除渣；具体步骤为：
19.对步骤(3)处理后的熔体进行精炼除渣处理；扒去铝合金熔体表面浮渣，加入精炼剂和除渣剂，进行精炼除渣，静置保温5～15min；
20.(5)亚快速凝固；具体步骤为：
21.对步骤(4)所得的铝合金熔体进行亚快速凝固处理；扒去铝合金熔体表面浮渣，将熔体浇注到水冷铜模中，得到al
‑
mg
‑
si系变形铝合金铸件；
22.(6)轧制塑性成型；具体步骤为：
23.对步骤(5)所得的al
‑
mg
‑
si系变形铝合金铸件进行室温冷轧塑性成型，得到al
‑
mg
‑
si系变形铝合金轧制件；
24.(7)固溶
‑
时效热处理；具体步骤为：
25.对步骤(6)所得的al
‑
mg
‑
si系变形铝合金轧制件进行固溶
‑
时效热处理，得到力学、导电性能良好的al
‑
mg
‑
si系变形铝合金件。
26.进一步的技术方案中，步骤(1)所述的熔化温度为700～750℃。
27.进一步的技术方案中，步骤(2)所述的基础合金化处理温度为650～750℃，搅拌时间为1～10min。
28.进一步的技术方案中，在步骤(3)所述的熔体处理温度为640～730℃，搅拌时间为1～10min。
29.进一步的技术方案中，步骤(4)所述的精炼除渣所用精炼剂为yt
‑
j
‑
1，除渣剂为yt
‑
d
‑
4，利用氮气喷吹加入，按照1：1配料，而后混合均匀，总添加量为熔体重量的1％。
30.进一步的技术方案中，步骤(5)所述合金铸件的厚度为5mm。
31.进一步的技术方案中，步骤(6)所述合金铸件经行6道次冷轧变形，总变形量为60％，单次变形量为10％。
32.进一步的技术方案中，步骤(7)所述固溶处理温度为500～560℃，时间为40～80min，时效温度为160～200℃，时间为6～10h。
33.有益效果：由于亚快速凝固、微合金化和变质处理，合金的机械加工性能良好，能够满足工业电力传输设备各种复杂形状截面的要求。同时，通过微合金化处理，合金能够满足工业电力传输设备所需求的力学和导电性能的综合需求。与现有的变形铝合金相比，本发明通过添加适量的变质元素ni，有效地改善了富铁相的形貌与分布，同时促进了mg2si相的析出，从而使合金具备高强度和高导电性；并通过微合金化、变质处理和亚快速凝固之后，最终时效态合金导电率达到56.45％iacs，抗拉强度达到243mpa，延伸率为15.66％，硬度为88hv；本发明中的亚快速凝固工艺，通过提高铸造时的冷却速度，可获得了均匀细小的晶粒及微观组织，缩短了生产周期，降低了生产成本；通过ni的变质处理以及亚快速凝固工艺，显著缩短生产周期8
‑
12h，降低了生产成本。本发明的合金制备方法生产成本低，操作工艺简单。
附图说明
34.图1为对比例1铸态6101合金的光学显微组织。
35.图2为对比例1轧制态6101合金的光学显微组织。
36.图3为对比例1时效态6101合金的xrd图谱。
37.图4为实施例1铸态al
‑
0.6mg
‑
0.4si
‑
0.2fe
‑
0.3ni
‑
0.1cu
‑
0.06b合金的光学显微组织。
38.图5为实施例1轧制态al
‑
0.6mg
‑
0.4si
‑
0.2fe
‑
0.3ni
‑
0.1cu
‑
0.06b合金的光学显微组织。
39.图6为实施例1时效态al
‑
0.6mg
‑
0.4si
‑
0.2fe
‑
0.3ni
‑
0.1cu
‑
0.06b合金的xrd图谱。
具体实施方式
40.本发明提供一种高强度高导电率的变形铝合金及其制备方法，为使本发明的目的、技术方案及效果更加清楚、明确，以下对本发明进一步详细说明。应当理解，此处所描述的具体实施例仅仅用以解释本发明，并不用于限定本发明。
41.对比例1：6101合金
42.商用6101合金其国标成分范围为：fe：≤0.50；cu：≤0.10；mn：≤0.03；mg：0.35～0.8；cr：≤0.03；zn：≤0.10；b：≤0.06。本对比例中具体成分按质量百分比为：mg：0.6％；si：0.4％；fe：0.2％；cu：0.1％；b：0.06％，其余是铝。所用的材料是工业纯铝以及al
‑
10mg、al
‑
20si、al
‑
20fe、al
‑
50cu和al
‑
3b中间合金。合金的制备过程包括：合金熔炼与熔体处理；合金浇铸、均匀化处理、合金轧制塑性成型、合金固溶
‑
时效热处理。详细工艺流程及其参数如下：
43.(1)合金熔炼及铸造
44.将称量好的工业纯铝熔化，熔化温度为720℃，静置保温10min。待工业纯铝全部熔化后，加入al
‑
10mg、al
‑
20si、al
‑
20fe和al
‑
50cu中间合金。待中间合金全部熔化后，充分搅拌至熔体成分均匀，静置保温10min。扒去铝合金熔体表面浮渣，向熔体中加入al
‑
3b中间合金，充分搅拌至成分均匀，获得已处理的铝合金熔体，静置保温12min。按照1：1的比例将yt
‑
j
‑
1精炼剂和yt
‑
d
‑
4除渣剂混合利用氮气喷吹加入，进行精炼除渣处理。静置保温15min。利用重力铸造方法成型。扒去铝合金熔体表面浮渣，将熔体浇注到预热200℃的金属型模具中，该铸件的尺寸为100mm
×
45mm
×
5mm，得到al
‑
mg
‑
si系变形铝合金铸件。
45.(2)合金均匀化热处理。
46.对铸态al
‑
mg
‑
si系变形铝合金进行均匀化热处理。均匀化热处理温度为530℃，均匀化热处理时间为8h。得到al
‑
mg
‑
si系变形铝合金均匀态铸件。
47.(3)合金轧制塑性成型。
48.对均匀态al
‑
mg
‑
si系变形铝合金铸件进行冷轧塑性成型，轧制温度为25℃，总变形量为60％，单次轧制变形量为10％，轧制道次为6次，得到al
‑
mg
‑
si系变形铝合金轧制件。
49.(4)合金固溶
‑
时效热处理。
50.对轧制态al
‑
mg
‑
si系变形铝合金进行固溶
‑
时效热处理。固溶温度为545℃，固溶时间为60min，固溶完毕后进行水淬。随后进行时效热处理，时效温度为195℃，时效时间为10h。得到力学、导电性能良好的al
‑
mg
‑
si系变形铝合金件。
51.为了表征上述合金的组织和性能特性，利用光学显微镜(型号：lecia dfc，标准：jb/t 7946
‑
2017)观察合金的显微组织。利用显微维氏硬度计(型号：zwick/roell zhvμ，标准：gb/t 4340)测量合金的硬度值。利用涡流导电仪(型号：foster first fd101，标准：gb/t 12966)测量导电率。利用电子万能材料试验机(型号：ag
‑
x
‑
100kn，标准：gb/t228
‑
2010)获得拉伸曲线。
52.图1和图2分别为对比例6101合金的铸态金相组织和时效态xrd图谱。结合金相组织及xrd物相分析结果可知，6101合金中主要包含β
‑
alfesi相以及mg2si相，其中β
‑
alfesi
相主要以长针状的形式存在，对合金的力学性能有不利的影响。而mg2si相经固溶时效处理后弥散细小地分布在铝基体中，由于其大小在几十到几百个纳米，故在金相组织照片中不可见。图3为对比例6101合金的轧制态金相组织，经过轧制之后，合金组织更加细小均匀，对合金的力学性能和导电性能均有较好的影响。
53.测试时效态6101合金的电导率和力学性能。时效状态下合金的电导率为55.4％iacs。时效状态下合金的抗拉强度为234mpa，延伸率为12.4％。图3为时效态6101合金的时效动力学曲线，从图中可知合金的硬度为86.2hv，峰时效时间为10h。
54.为进一步说明本发明的实施效果，下面结合实施例对本发明进行说明。
55.一种高强度高导电率的变形铝合金，其多组元体系及加入量按质量百分比为：mg：0.3～0.8％；si：0.2～0.6％；fe：0.1～0.3％；ni：0.2～0.5％；cu：0.05～0.2％；b：0.05～0.1％；余量为al。
56.实施例1
57.本实施例的合金成分为al
‑
0.6mg
‑
0.4si
‑
0.2fe
‑
0.3ni
‑
0.1cu
‑
0.06b，采用工业纯铝、al
‑
10mg、al
‑
20si、al
‑
20fe、al
‑
10ni和al
‑
50cu中间合金进行配制，成分按质量百分比为：mg：0.6％；si：0.4％；fe：0.2％；ni：0.3％；cu：0.1％；b：0.06％，其余是al。
58.与对比例相比，本实施例中制备过程主要区别在于：添加了合金元素ni；在浇铸制备过程中采取了亚快速凝固，取消了均匀化处理工艺。制备过程主要包括：合金熔炼与熔体处理；合金浇铸及亚快速凝固制备、合金轧制塑性成型、合金固溶
‑
时效热处理。详细工艺流程及其参数如下：
59.(1)合金熔炼及熔体处理
60.将称量好的工业纯铝熔化，熔化温度为730℃。待工业纯铝全部熔化后，加入al
‑
10mg、al
‑
20si、al
‑
20fe和al
‑
50cu中间合金。待中间合金全部熔化后，充分搅拌至熔体成分均匀，静置保温7min。扒去铝合金熔体表面浮渣，向熔体中加入al
‑
10ni中间合金，充分搅拌至成分均匀,静置保温10min，再向熔体中加入al
‑
3b中间合金，充分搅拌至成分均匀，获得已处理的铝合金熔体，静置保温12min。加入精炼剂和除渣剂进行精炼除渣，静置保温9min。
61.(2)合金浇铸及亚快速凝固制备
62.利用亚快速凝固方法成型。扒去铝合金熔体表面浮渣，将熔体浇注到水冷铜模中，该铸件的尺寸为100mm
×
45mm
×
5mm，得到al
‑
mg
‑
si系变形铝合金铸件。
63.(3)合金轧制塑性成型。
64.对铸态al
‑
mg
‑
si系变形铝合金铸件进行冷轧塑性成型，轧制温度为25℃，总变形量为60％，单次轧制变形量为10％，轧制道次为6次，得到al
‑
mg
‑
si系变形铝合金轧制件。
65.(4)合金固溶
‑
时效热处理。
66.对轧制态al
‑
mg
‑
si系变形铝合金进行固溶
‑
时效热处理。固溶温度为545℃，固溶时间为60min，固溶完毕后进行水淬。随后进行时效热处理，时效温度为195℃，时效时间为7h。得到力学、导电性能良好的al
‑
mg
‑
si系变形铝合金件。
67.为更好地理解本发明的创新性，及如何对本发明各个合金元素的选择及其含量范围的确定，其基本原理阐述如下：
68.mg：mg元素在al
‑
mg
‑
si系铝合金中能够与si元素形成mg2si相，在时效过程中弥散析出，与位错进行相互作用，阻碍位错运动，能够极大地提高铝合金的力学性能。然而mg元
素在铝合金基体中的固溶度较大，过量的mg元素将固溶在铝基体中，引起铝基体晶格畸变，阻碍自由电子和声子的运动，降低合金的导电性能。因此，本发明控制mg的含量为0.3～0.8％。
69.si：si元素在al
‑
mg
‑
si系铝合金中能够与mg元素形成mg2si相，在时效过程中弥散析出，与位错进行相互作用，阻碍位错运动，能够极大地提高铝合金的力学性能。稍过量的si能够细化铝合金晶粒，因此al
‑
mg
‑
si系铝合金中mg/si的比例一般小于1.73。合金中si含量过高会导致导电性能的下降。因此，本发明控制si的含量为0.2～0.6％。
70.fe：fe元素在铝基体中的固溶度极低，对合金的导电影响较小。主要以高硬度的富fe相形式在铝合金中存在。fe元素对实际铸造生产过程中的脱模工序十分有利。但是长针状的富铁相对合金的力学性能有非常不好的影响，其尖端极易作为微裂纹的起源，进而诱发裂纹生长，降低合金的塑性，应当添加适量的合金元素进行变质处理。因此，本发明控制fe的含量为0.1～0.3％。
71.ni：ni元素可以替代mn作为新的变质元素，有效地变质富铁相，改善其形貌与分布，降低长针状富铁相对力学性能的不利影响。同时不会固溶在铝基体中产生严重的晶格畸变，导致合金的导电性严重下降。同时，ni能够促进时效过程中mg2si相的析出，缩短峰时效时间，降低生产成本，提高峰时效强度，提高合金的力学性能。上述变质处理以及促进析出作用对合金的导电性能有一定的好处。因此，本发明控制ni的含量为0.2～0.5％。
72.cu：cu元素是al
‑
mg
‑
si系铝合金中常见的强化元素，能够有效的促进时效过程中mg2si相的析出，提升合金的力学性能。微量的铜能够小幅提升合金的导电性能。因此，本发明控制cu的含量为0.05～0.3％。
73.b：工业纯铝中存在许多杂质元素，如v、ti、cr、mn等。这些过渡族元素固溶于铝基体中，造成严重的晶格畸变，降低铝合金的导电性能。b元素能够与过渡族元素结合形成化合物，减弱杂质元素带来的不利影响。因此，本发明控制b的含量为0.05～0.2％。
74.图1和图2分别为本实施例合金的铸态金相组织和时效态xrd图谱。结合金相组织及xrd物相分析结果可知，与对比例1相比，经过ni变质后，长针状的β
‑
alfesi相转变为短棒/颗粒状的α
‑
alfesi相，对合金的力学性能有较好的影响。合金经亚快速凝固成型后，相较于普通重力铸造，由于凝固时合金的冷却速度较大，能够代替均匀化退火处理，得到均匀细小的金相组织。图3为本实施例合金的轧制态金相组织，经过轧制之后，合金组织更加细小均匀，并且具有明显的方向性，对合金的力学性能和导电性能均有较好的影响。
75.测试本实施例合金的电导率和力学性能。时效状态下合金的电导率为56.5％iacs。时效状态下合金的抗拉强度为243mpa，延伸率为15.3％。合金的硬度为88.5hv。与对比例1时效态6101合金相比，导电率提高了3％，强度提高了4％，延伸率提高了24％，硬度提高了3％。本实施例通过添加了变质元素ni，协同亚快速凝固工艺，改善了β
‑
alfesi相的形貌及分布，β
‑
alfesi相由长针状转变为短棒/颗粒状。由于β
‑
al5fesi相转变为α
‑
al8fe2si相，富铁相中的si含量减少，促进了合金中mg2si相含量的增加。这两者同时促进了力学性能的提升，获得了高强度高导电率的变形铝合金。
76.本实施例与对比例1相比，基于适当ni变质有效地实现fe相形貌改善，同时基于亚快速凝固显著改善合金第二相分布，从而代替均匀化过程，并且有效缩短峰时效时间。整体工艺过程可缩短11小时，实现了工艺短流程制备。
77.因此，本实施例通过变质处理及亚快速凝固，同步提升al
‑
0.6mg
‑
0.4si
‑
0.2fe
‑
0.3ni
‑
0.1cu
‑
0.06b合金的导电和力学性能，解决合金中导电性能和力学性能相互掣肘的问题。其中，时效态al
‑
0.6mg
‑
0.4si
‑
0.2fe
‑
0.3ni
‑
0.1cu
‑
0.06b合金的性能满足了电力传输结构件的要求。
78.实施例2
79.本实施例合金的元素组成与实施例1相同，所不同的是元素含量稍微差异。本实施例的合金成分按质量百分比为：mg：0.8％；si：0.6％；fe：0.1％；ni：0.2％；cu：0.1％；b：0.09％，其余是al。配制合金所用原材料与实施例1相同。
80.本实施例合金制备工艺流程与实施例1基本相同，也包括：合金熔炼与熔体处理；合金浇铸及亚快速凝固制备、合金轧制塑性成型、合金固溶
‑
时效热处理。不同的是制备工艺参数有所不同。具体如下：
81.(1)合金熔炼及熔体处理
82.将称量好的工业纯铝熔化，熔化温度为730℃。待工业纯铝全部熔化后，加入al
‑
10mg、al
‑
20si、al
‑
20fe和al
‑
50cu中间合金。待中间合金全部熔化后，充分搅拌至熔体成分均匀，静置保温5min。扒去铝合金熔体表面浮渣，向熔体中加入al
‑
10ni中间合金，充分搅拌至成分均匀，静置保温13min，再向熔体中加入al
‑
3b中间合金，充分搅拌至成分均匀，获得已处理的铝合金熔体，静置保温20min。使用精炼剂和除渣剂进行精炼除渣，静置保温5min。
83.(2)合金浇铸及亚快速凝固制备
84.利用亚快速凝固方法成型。扒去铝合金熔体表面浮渣，将熔体浇注到水冷铜模中，该铸件的尺寸为100mm
×
45mm
×
5mm，得到al
‑
mg
‑
si系变形铝合金铸件。
85.(3)合金轧制塑性成型。
86.对铸态al
‑
mg
‑
si系变形铝合金铸件进行冷轧塑性成型，轧制温度为25℃，总变形量为60％，单次轧制变形量为10％，轧制道次为6次，得到al
‑
mg
‑
si系变形铝合金轧制件。
87.(4)合金固溶
‑
时效热处理。
88.对轧制态al
‑
mg
‑
si系变形铝合金进行固溶
‑
时效热处理。固溶温度为520℃，固溶时间为50min，固溶完毕后进行水淬。随后进行时效热处理，时效温度为170℃，时效时间为9h。得到力学、导电性能良好的al
‑
mg
‑
si系变形铝合金件。
89.本实施例合金其金相组织特征、物相组成与实施例1相似相，比对比例1，其性能提升效果也较为接近。具体如下：时效状态下合金的电导率为56.2％iacs。合金的抗拉强度为247mpa，延伸率为14.3％。合金的硬度为93.7hv。与对比例1时效态6101合金相比，导电率提高了1％，强度提高了5％，延伸率提高了15％，硬度提高了8％。本实施例获得了高强度高导电率的变形铝合金。
90.本实施例与对比例1相比，基于适当ni变质有效地实现fe相形貌改善，同时基于亚快速凝固显著改善合金第二相分布，从而代替均匀化过程，并且有效缩短峰时效时间。整体工艺过程可缩短9小时，实现了工艺短流程制备。
91.因此，本实施例通过变质处理及亚快速凝固，同步提升al
‑
0.8mg
‑
0.6si
‑
0.1fe
‑
0.2ni
‑
0.1cu
‑
0.09b合金的导电和力学性能，解决合金中导电性能和力学性能相互掣肘的问题。其中，时效态al
‑
0.8mg
‑
0.6si
‑
0.1fe
‑
0.2ni
‑
0.1cu
‑
0.09b合金的性能满足了电力传输结构件的要求。
92.实施例3
93.本实施例合金的元素组成与实施例1相同，所不同的是元素含量稍微差异。本实施例的合金成分按质量百分比为：mg：0.3％；si：0.2％；fe：0.3％；ni：0.5％；cu：0.1％；b：0.05％，其余是al。配制合金所用原材料与实施例1相同。
94.本实施例合金制备工艺流程与实施例1基本相同，也包括：合金熔炼与熔体处理；合金浇铸及亚快速凝固制备、合金轧制塑性成型、合金固溶
‑
时效热处理。不同的是制备工艺参数有所不同。具体如下：
95.(1)合金熔炼与熔体处理
96.将称量好的工业纯铝熔化，熔化温度为700℃。待工业纯铝全部熔化后，加入al
‑
10mg、al
‑
20si、al
‑
20fe和al
‑
50cu中间合金。待中间合金全部熔化后，充分搅拌至熔体成分均匀，静置保温16min。扒去铝合金熔体表面浮渣，向熔体中加入al
‑
10ni中间合金，充分搅拌至成分均匀,静置保温15min，再向熔体中加入al
‑
3b中间合金，充分搅拌至成分均匀，获得已处理的铝合金熔体，静置保温20min。使用精炼剂和除渣剂进行精炼除渣，静置保温8min。
97.(2)合金浇铸及亚快速凝固制备
98.利用亚快速凝固方法成型。扒去铝合金熔体表面浮渣，将熔体浇注到水冷铜模中，该铸件的尺寸为100mm
×
45mm
×
5mm，得到al
‑
mg
‑
si系变形铝合金铸件。
99.(3)合金轧制塑性成型。
100.对铸态al
‑
mg
‑
si系变形铝合金铸件进行冷轧塑性成型，轧制温度为25℃，总变形量为60％，单次轧制变形量为10％，轧制道次为6次，得到al
‑
mg
‑
si系变形铝合金轧制件。
101.(4)合金固溶
‑
时效热处理。
102.对轧制态al
‑
mg
‑
si系变形铝合金进行固溶
‑
时效热处理。固溶温度为510℃，固溶时间为80min，固溶完毕后进行水淬。随后进行时效热处理，时效温度为190℃，时效时间为6h。得到力学、导电性能良好的al
‑
mg
‑
si系变形铝合金件。
103.本实施例合金其金相组织特征、物相组成与实施例1相似相，比对比例1，其性能提升效果也较为接近。具体如下：时效状态下合金的导电率为57.1％iacs，合金的抗拉强度为238mpa，延伸率为15.2％。合金的硬度为90.5hv。与对比例1时效态6101合金相比，导电率提高了3％，强度提高了1％，延伸率提高了24％，硬度提高了3％。本实施例获得了高强度高导电率的变形铝合金。
104.本实施例与对比例1相比，基于适当ni变质有效地实现fe相形貌改善，同时基于亚快速凝固显著改善合金第二相分布，从而代替均匀化过程，并且有效缩短峰时效时间。整体工艺过程可缩短12小时，实现了工艺短流程制备。
105.因此，本实施例通过变质处理及亚快速凝固，同步提升al
‑
0.3mg
‑
0.2si
‑
0.3fe
‑
0.5ni
‑
0.1cu
‑
0.05b合金地导电和力学性能，解决合金中导电性能和力学性能相互掣肘的问题。其中，时效态al
‑
0.3mg
‑
0.2si
‑
0.3fe
‑
0.5ni
‑
0.1cu
‑
0.05b合金的性能满足了电力传输结构件的要求。
106.实施例4
107.本实施例合金的元素组成与实施例1相同，所不同的是元素含量稍微差异。本实施例的合金成分按质量百分比为：mg：0.7％；si：0.5％；fe：0.2％；ni：0.4％；cu：0.2％；b：
0.1％，其余是al。配制合金所用原材料与实施例1相同。
108.本实施例合金制备工艺流程与实施例1基本相同，也包括：合金熔炼与熔体处理；合金浇铸及亚快速凝固制备、合金轧制塑性成型、合金固溶
‑
时效热处理。不同的是制备工艺参数有所不同。具体如下：
109.(1)合金熔炼与熔体处理。
110.将称量好的工业纯铝熔化，熔化温度为750℃。待工业纯铝全部熔化后，加入al
‑
10mg、al
‑
20si、al
‑
20fe和al
‑
50cu中间合金。待中间合金全部熔化后，充分搅拌至熔体成分均匀，静置保温18min。扒去铝合金熔体表面浮渣，向熔体中加入al
‑
10ni中间合金，充分搅拌至成分均匀,静置保温16min，再向熔体中加入al
‑
3b中间合金，充分搅拌至成分均匀，获得已处理的铝合金熔体，静置保温22min。使用精炼剂和除渣剂进行精炼除渣，静置保温12min。
111.(2)合金浇铸及亚快速凝固制备
112.利用亚快速凝固方法成型。扒去铝合金熔体表面浮渣，将熔体浇注到水冷铜模中，该铸件的尺寸为100mm
×
45mm
×
5mm，得到al
‑
mg
‑
si系变形铝合金铸件。
113.(3)合金轧制塑性成型。
114.对铸态al
‑
mg
‑
si系变形铝合金铸件进行冷轧塑性成型，轧制温度为25℃，总变形量为60％，单次轧制变形量为10％，轧制道次为6次，得到al
‑
mg
‑
si系变形铝合金轧制件。
115.(4)合金固溶
‑
时效热处理。
116.对轧制态al
‑
mg
‑
si系变形铝合金进行固溶
‑
时效热处理。固溶温度为550℃，固溶时间为40min，固溶完毕后进行水淬。随后进行时效热处理，时效温度为190℃，时效时间为8h。得到力学、导电性能良好的al
‑
mg
‑
si系变形铝合金件。
117.本实施例合金其金相组织特征、物相组成与实施例1相似相，比对比例1，其性能提升效果也较为接近。具体如下：时效状态下合金的电导率为55.6％iacs。合金的抗拉强度为248mpa，延伸率为16.4％。合金的硬度为97.1hv。与对比例1时效态6101合金相比，导电率提高了1％，强度提高了6％，延伸率提高了32％，硬度提高了10％。本实施例获得了高强度高导电率的变形铝合金。
118.本实施例与对比例1相比，基于适当ni变质有效地实现fe相形貌改善，同时基于亚快速凝固显著改善合金第二相分布，从而代替均匀化过程，并且有效缩短峰时效时间。整体工艺过程可缩短10小时，实现了工艺短流程制备。
119.因此，本实施例通过变质处理及亚快速凝固，同步提升al
‑
0.7mg
‑
0.5si
‑
0.2fe
‑
0.4ni
‑
0.2cu
‑
0.1b合金地导电和力学性能，解决合金中导电性能和力学性能相互掣肘的问题。其中，时效态al
‑
0.7mg
‑
0.5si
‑
0.2fe
‑
0.4ni
‑
0.2cu
‑
0.1b的性能满足了电力传输结构件的要求。
120.实施例5
121.本实施例合金的元素组成与实施例1相同，所不同的是元素含量稍微差异。本实施例的合金成分按质量百分比为：mg：0.6％；si：0.3％；fe：0.2％；ni：0.5％；cu：0.05％；b：0.07％，其余是al。配制合金所用原材料与实施例1相同。
122.本实施例合金制备工艺流程与实施例1基本相同，也包括：合金熔炼与熔体处理；合金浇铸及亚快速凝固制备、合金轧制塑性成型、合金固溶
‑
时效热处理。不同的是制备工
艺参数有所不同。具体如下：
123.(1)合金熔炼与熔体处理
124.将称量好的工业纯铝熔化，熔化温度为750℃。待工业纯铝全部熔化后，加入al
‑
10mg、al
‑
20si、al
‑
20fe和al
‑
50cu中间合金。待中间合金全部熔化后，充分搅拌至熔体成分均匀，静置保温16min。扒去铝合金熔体表面浮渣，向熔体中加入al
‑
10ni中间合金，充分搅拌至成分均匀,静置保温17min，再向熔体中加入al
‑
3b中间合金，充分搅拌至成分均匀，获得已处理的铝合金熔体，静置保温14min。使用精炼剂和除渣剂进行精炼除渣，静置保温6min。
125.(2)合金浇铸及亚快速凝固制备
126.利用亚快速凝固方法成型。扒去铝合金熔体表面浮渣，将熔体浇注到水冷铜模中，该铸件的尺寸为100mm
×
45mm
×
5mm，得到al
‑
mg
‑
si系变形铝合金铸件。
127.(3)合金轧制塑性成型。
128.对铸态al
‑
mg
‑
si系变形铝合金铸件进行冷轧塑性成型，轧制温度为25℃，总变形量为60％，单次轧制变形量为10％，轧制道次为6次，得到al
‑
mg
‑
si系变形铝合金轧制件。
129.(4)合金固溶
‑
时效热处理。
130.对轧制态al
‑
mg
‑
si系变形铝合金进行固溶
‑
时效热处理。固溶温度为535℃，固溶时间为65min，固溶完毕后进行水淬。随后进行时效热处理，时效温度为175℃，时效时间为7h。得到力学、导电性能良好的al
‑
mg
‑
si系变形铝合金件。
131.本实施例合金其金相组织特征、物相组成与实施例1相似相，比对比例1，其性能提升效果也较为接近。具体如下：时效状态下合金的电导率为56.8％iacs。合金的抗拉强度为241mpa，延伸率为13.3％。合金的硬度为94.3hv。与对比例1时效态6101合金相比，导电率提高了3％，强度提高了3％，延伸率提高了7％，硬度提高了7％。本实施例获得了高强度高导电率的变形铝合金。
132.本实施例与对比例1相比，基于适当ni变质有效地实现fe相形貌改善，同时基于亚快速凝固显著改善合金第二相分布，从而代替均匀化过程，并且有效缩短峰时效时间。整体工艺过程可缩短11小时，实现了工艺短流程制备。
133.因此，本实施例通过变质处理及亚快速凝固，同步提升al
‑
0.6mg
‑
0.3si
‑
0.2fe
‑
0.5ni
‑
0.05cu
‑
0.07b合金地导电和力学性能，解决合金中导电性能和力学性能相互掣肘的问题。其中，时效态al
‑
0.6mg
‑
0.3si
‑
0.2fe
‑
0.5ni
‑
0.05cu
‑
0.07b合金的性能满足了电力传输结构件的要求。
134.实施例6
135.本实施例合金的元素组成与实施例1相同，所不同的是元素含量稍微差异。本实施例的合金成分按质量百分比为：mg：0.4％；si：0.2％；fe：0.1％；ni：0.2％；cu：0.2％；b：0.06％，其余是al。配制合金所用原材料与实施例1相同。
136.本实施例合金制备工艺流程与实施例1基本相同，也包括：合金熔炼与熔体处理；合金浇铸及亚快速凝固制备、合金轧制塑性成型、合金固溶
‑
时效热处理。不同的是制备工艺参数有所不同。具体如下：
137.(1)合金熔炼与熔体处理
138.将称量好的工业纯铝熔化，熔化温度为680℃。待工业纯铝全部熔化后，加入al
‑
20mg、al
‑
20si、al
‑
20fe和al
‑
50cu中间合金。待中间合金全部熔化后，充分搅拌至熔体成分均匀，静置保温20min。扒去铝合金熔体表面浮渣，向熔体中加入al
‑
10ni中间合金，充分搅拌至成分均匀,静置保温19min，再向熔体中加入al
‑
3b中间合金，充分搅拌至成分均匀，获得已处理的铝合金熔体，静置保温20min。使用精炼剂和除渣剂进行精炼除渣，静置保温5min。
139.(2)合金浇铸及亚快速凝固制备
140.利用亚快速凝固方法成型。扒去铝合金熔体表面浮渣，将熔体浇注到水冷铜模中，该铸件的尺寸为100mm
×
45mm
×
5mm，得到al
‑
mg
‑
si系变形铝合金铸件。
141.(3)合金轧制塑性成型。
142.对铸态al
‑
mg
‑
si系变形铝合金铸件进行冷轧塑性成型，轧制温度为25℃，总变形量为60％，单次轧制变形量为10％，轧制道次为6次，得到al
‑
mg
‑
si系变形铝合金轧制件。
143.(4)固溶
‑
时效热处理。
144.对轧制态al
‑
mg
‑
si系变形铝合金进行固溶
‑
时效热处理。固溶温度为510℃，固溶时间为60min，固溶完毕后进行水淬。随后进行时效热处理，时效温度为180℃，时效时间为9h。得到力学、导电性能良好的al
‑
mg
‑
si系变形铝合金件。
145.本实施例合金其金相组织特征、物相组成与实施例1相似相，比对比例1，其性能提升效果也较为接近。具体如下：时效状态下合金的电导率为57.8％iacs。合金的抗拉强度为235mpa，延伸率为15.8％。合金的硬度为87.5hv。与对比例1时效态6101合金相比，导电率提高了4％，强度提高了1％，延伸率提高了27％，硬度提高了2％。本实施例获得了高强度高导电率的变形铝合金。
146.本实施例与对比例1相比，基于适当ni变质有效地实现fe相形貌改善，同时基于亚快速凝固显著改善合金第二相分布，从而代替均匀化过程，并且有效缩短峰时效时间。整体工艺过程可缩短9小时，实现了工艺短流程制备。
147.因此，本实施例通过变质处理及亚快速凝固，同步提升al
‑
0.4mg
‑
0.2si
‑
0.1fe
‑
0.2ni
‑
0.2cu
‑
0.06b合金地导电和力学性能，解决合金中导电性能和力学性能相互掣肘的问题。其中，时效态al
‑
0.4mg
‑
0.2si
‑
0.1fe
‑
0.2ni
‑
0.2cu
‑
0.06b合金的性能满足了电力传输结构件的要求。
148.本发明的所有实施例均兼具高导电和较高力学性能，特别地，实施例1的综合性能最优，与对比例1的6101合金相比，实现了al
‑
mg
‑
si系变形铝合金导电性能(提高了3％)和力学性能(抗拉强度提高了4％，延伸率提高了24％，硬度提升了3％)的同步提升，可完全满足电子传输结构件设备对材料力学和导电方面的要求。
149.本发明的实施方式并不受所述实施例的限制，其他的任何未背离本发明的精神实质与原理下所作的改变、修饰、替代、组合、简化，均应为等效的置换方式，都包含在本发明的保护范围之内。
150.当理解的是，本发明的应用不限于上述的举例，对本领域普通技术人员来说，可以根据上述说明加以改进或变换，所有这些改进和变换都应属于本发明所附权利要求的保护范围。
151.以上内容仅为本发明的较佳实施例，对于本领域的普通技术人员，依据本发明的思想，在具体实施方式及应用范围上均会有改变之处，本说明书内容不应理解为对本发明
的限制。