陳保安， 張靜媛， 祝志祥， 韓 鈺， 潘學(xué)東， 張 磊， 陳素紅

(1. 全球能源互聯(lián)網(wǎng)研究院有限公司 先進(jìn)輸電技術(shù)國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室， 北京 102209；2. 全球能源互聯(lián)網(wǎng)研究院有限公司 電工新材料研究所， 北京 102209；3. 國網(wǎng)山東省電力公司電力科學(xué)研究院， 山東 濟(jì)南 250003)

開發(fā)高強(qiáng)度、高導(dǎo)電率鋁合金導(dǎo)線代替?zhèn)鹘y(tǒng)的鋼芯鋁絞線，能夠大大地降低輸電線路的電能損耗，從而有效地節(jié)約能源[1-3]。6×××系鋁合金可以通過變形和熱處理來改善合金的力學(xué)性能和導(dǎo)電性能，廣泛應(yīng)用于高強(qiáng)度的全鋁合金導(dǎo)線材料[4-7]。其中，6201合金和6101合金作為該體系具有代表性的合金，在鋁合金導(dǎo)線領(lǐng)域有著廣闊的應(yīng)用前景。二者相比，6201合金導(dǎo)線的強(qiáng)度高于6101合金，但導(dǎo)電率低[8]。通常，對于該系列鋁合金導(dǎo)線，往往采用熱變形獲得軋桿，再通過固溶+拔絲+人工時效的工藝來實(shí)現(xiàn)合金導(dǎo)線綜合性能的優(yōu)化[5-6]。研究表明[9-12]，在可時效強(qiáng)化的Al-Mg-Si 合金中，Mg、Si含量以及Mg/Si比對合金的工藝、組織和性能具有顯著的影響，根本原因是由于合金主要強(qiáng)化相β″相的成分組成會隨著Mg/Si比的變化而不同。然而，在實(shí)際導(dǎo)線生產(chǎn)過程中，對不同體系鋁合金導(dǎo)線的合金成分規(guī)定卻非常寬泛，6101鋁合金中Mg含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)為0.35%～0.80%，Si含量為0.3%～0.7%；而對于6201合金，Mg含量為0.6%～0.9%；Si含量為0.5%～0.9%[8]。顯而易見，如此寬泛的成分范圍規(guī)定對實(shí)際選材和生產(chǎn)帶來很大困擾。因此，非常有必要深入了解架空導(dǎo)線用高強(qiáng)Al-Mg-Si合金成分對性能的影響規(guī)律。本文設(shè)計(jì)了5種不同Mg、Si含量和Mg/Si比的合金，圍繞5種Al-Mg-Si合金微觀組織、力學(xué)性能和導(dǎo)電性能的差異進(jìn)行討論，研究高強(qiáng)鋁合金中合金成分與性能之間的變化關(guān)系。同時，本文還進(jìn)一步在高強(qiáng)鋁合金中添加稀土元素Ce，討論了稀土元素微合金化對高強(qiáng)鋁合金微觀組織和性能的影響。

1 試驗(yàn)材料和方法

制備了5種不同成分的Al-Mg-Si合金，分別編號為1號～5號，具體成分見表1。首先通過熔煉獲得鋁合金鑄錠，采用99.7%工業(yè)純鋁、Al-20Si中間合金和99.9%的鎂錠為原材料，在坩堝電阻爐中進(jìn)行熔煉，熔煉溫度為鋁錠750 ℃，采用六氯乙烷進(jìn)行除氣精煉，最后在720 ℃澆鑄得到20 mm×20 mm×300 mm的鑄錠。在560 ℃下保溫6 h對鑄錠進(jìn)行均勻化處理；然后在420 ℃下保溫1 h，通過6道次軋制成直徑φ9.5 mm的圓桿；圓桿經(jīng)過固溶處理(530 ℃×1 h,水冷)之后，經(jīng)過11道次拉拔，再獲得φ3.8 mm的鋁合金單絲，最后進(jìn)行175 ℃的等溫時效處理0.5、1、2、4、6和8 h。

表1 Al-Mg-Si試驗(yàn)合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

采用FEI VERIOS 460掃描電鏡(SEM)對合金的顯微組織進(jìn)行觀察，通過標(biāo)準(zhǔn)的金相試樣制備流程制備金相試樣，拋光后采用Keller試劑對金相試樣進(jìn)行腐蝕，通過背散射技術(shù)(EBSD)觀察和表征合金的晶粒/晶界特征，采用JEOL JEM 2100F透射電鏡(TEM)對納米析出相進(jìn)行觀察，透射試樣采用電解雙噴方法制備，電解雙噴液為體積分?jǐn)?shù)5%的高氯酸甲醇溶液，溫度為-25 ℃，電壓為30 V，并在透射下采用選取電子衍射模式(SAED)和高分辨模式(HRTEM)表征納米析出相的結(jié)構(gòu)。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 力學(xué)性能和導(dǎo)電性能

不同成分Al-Mg-Si合金的時效力學(xué)性能曲線如圖1所示。從圖1(a)可知，時效后合金的抗拉強(qiáng)度均低于初始態(tài)，而且隨著時效時間的增加呈現(xiàn)降低趨勢。通過抗拉強(qiáng)度對比可以發(fā)現(xiàn)，Rm4>Rm2>Rm1，這說明Mg、Si含量增加，合金抗拉強(qiáng)度也隨之增加。另一方面，3號合金與2號合金相比，二者雖然Mg、Si總量相同(1.2%)，但是3號合金在不同時效時間下的抗拉強(qiáng)度均要高于2號合金。時效4 h時，3號合金的抗拉強(qiáng)度比2號合金高了約20 MPa，這意味著Mg/Si原子比對合金力學(xué)性能的影響非常明顯。然而4號與3號合金的抗拉強(qiáng)度非常接近，但均高于2號和1號合金。由此可見，在高強(qiáng)鋁合金中，增加Si原子含量更容易提高合金的強(qiáng)度。進(jìn)一步對比發(fā)現(xiàn)，在175 ℃時效4 h，5號 合金的抗拉強(qiáng)度高達(dá)325 MPa，相比之下，4號合金的抗拉強(qiáng)度僅為304 MPa。不僅如此，5號合金的伸長率也要高于其它合金，如圖1(b)所示。圖1(c)為不同合金的導(dǎo)電率隨時效時間的變化曲線，隨著時效時間的增加，不同合金導(dǎo)電率均呈現(xiàn)增加趨勢。通過對比可以發(fā)現(xiàn)，在合金初始態(tài)以及時效初期，3號和4號合金的導(dǎo)電率比1號和2號合金低了約1%IACS，這是由于固溶原子含量增加導(dǎo)致導(dǎo)電率下降。而當(dāng)時效時間增加，3號和4號合金的導(dǎo)電率增長速率要略高于2號合金，在時效時間為4和8 h時，3號和4號合金的導(dǎo)電率超過了2號合金，但整體上仍低于1號合金。由以上分析可得，合金的力學(xué)性能和導(dǎo)電率強(qiáng)烈依賴于Mg、Si原子總量和Mg/Si原子比。由以上分析可知，175 ℃時效4 h工藝下，合金同時具有良好的力學(xué)性能和導(dǎo)電率。

圖1 5種鋁合金的抗拉強(qiáng)度(a)、175 ℃時效4 h時伸長率(b)和導(dǎo)電率(c)Fig.1 Tensile strength(a), elongation aged at 175 ℃ for 4 h(b) and conductivity(c) of the five aluminum alloys

2.2 微觀組織

圖2 5種合金經(jīng)175 ℃時效4 h后的SEM形貌Fig.2 SEM morphologies of the five aluminum alloys after aging at 175 ℃ for 4 h(a) No.1； (b) No.2； (c) No.3； (d) No.4； (e) No.5

圖3 5種合金經(jīng)175 ℃時效4 h后粗大顆粒的尺寸和體積分?jǐn)?shù)Fig.3 Size and volume fraction of coarse particle in the five aluminum alloys after aging at 175 ℃ for 4 h

5種合金的TEM明場像觀察結(jié)果如圖4所示。從圖4可以發(fā)現(xiàn)，絕大部分晶粒呈現(xiàn)細(xì)長的板條狀形貌，寬度在0.2～0.8 μm之間，同時在板條晶粒附近也可以發(fā)現(xiàn)局部的等軸狀晶粒(見圖4(e))。由于拉拔過程中劇烈的塑性變形，位錯密度急劇增加，在晶粒內(nèi)部形成位錯亞結(jié)構(gòu)或者亞晶界。進(jìn)一步通過EBSD對3號合金縱向截面進(jìn)行觀察，掃描步長為0.15 μm，如圖5所示。圖5(a，b)和圖5(d，e)分別為鋁合金初始狀態(tài)和時效(175 ℃×4 h)后的IPF圖和IQ圖。其中IQ圖中標(biāo)注了晶界特征的分布情況，紅線表示晶粒取向差小于2°的晶界，綠線表示2°～15°的晶界，藍(lán)線表示大于15°的晶界。與TEM觀察結(jié)果一致，晶粒具有細(xì)長板條狀和等軸狀兩種形貌。晶粒取向差分布統(tǒng)計(jì)結(jié)果表明，合金初始態(tài)微觀組織主要由小角度晶界構(gòu)成，晶粒取向差小于5°的晶界所占比例高達(dá)60%以上(見圖4(c))。從圖4(b，e)可以看出，粗大晶粒內(nèi)部存在大量的小角度晶界，這是由于塑性變形使得晶粒內(nèi)部形成剪切帶或者亞晶界。合金175 ℃時效4 h之后，雖然發(fā)生了部分的回復(fù)和再結(jié)晶，但微觀組織仍然以小于15°的小角晶界為主(見圖4(f))。

圖4 5種鋁合金經(jīng)175 ℃時效4 h后的TEM形貌Fig.4 TEM morphologies of the five aluminum alloys after aging at 175 ℃ for 4 h(a) No.1； (b) No.2； (c) No.3； (d) No.4； (e) No.5

圖5 3號合金初始狀態(tài)(a～c)和175 ℃×4 h時效后(d～f)的EBSD分析結(jié)果(a,d)IPF圖；(b,e)IQ圖；(c，f)晶界取向差分布Fig.5 EBSD analysis result of the alloy No.3 at initial state(a-c) and after aging at 175 ℃ for 4 h(d-f)(a,d) IPF images； (b,e) IQ images； (c,f) distribution of grain boundaries misorietation

圖6 175 ℃時效4 h的5種合金中納米析出相的TEM形貌Fig.6 TEM morphologies for nanoprecipitation of the five alloys aged at 175 ℃ for 4 h (a) No.1； (b) No.2； (c) No.3； (d) No.4； (e) No.5

圖7 針狀β″沉淀相截面(a～c)和(001)Al晶面不同取向的β″相(d)的高分辨形貌和電子衍射斑點(diǎn)Fig.7 HRTEM images and electron diffraction patterns for cross section of needle-shaped β″ precipitation(a-c) and different β″ phase with different orientation on the (001)Al plane(d)

表2 5種Al-Mg-Si合金經(jīng)175 ℃時效4 h后的析出相β″微觀特征統(tǒng)計(jì)結(jié)果

3 討論

3.1 微觀組織與強(qiáng)度的關(guān)系

Al-Mg-Si合金中不同亞穩(wěn)相在形貌、成分、結(jié)構(gòu)以及與基體界面的共格程度不同，與位錯之間的相互作用也不同。然而，大量的理論和試驗(yàn)證實(shí)，β″相是6××× 系合金中主要強(qiáng)化相。這里分別討論5種合金中不同微觀組織特征對屈服強(qiáng)度的貢獻(xiàn)。除了析出相對屈服強(qiáng)度的貢獻(xiàn)σP，還有晶界強(qiáng)化σHP、固溶強(qiáng)化σSS和位錯強(qiáng)化機(jī)制σDis對強(qiáng)度的貢獻(xiàn)，合金的屈服強(qiáng)度σy可表示為：

σy=σi+σHP+σDis+σSS+σP

(1)

(2)

(3)

(4)

(5)

式中：Cj為第j個元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)(wt%)，Kj是與溶質(zhì)原子相關(guān)的常數(shù)，KMg=29 MPa·(wt%)-2/3，KSi=66.3 MPa·(wt%)-2/3。位錯密度對強(qiáng)度的貢獻(xiàn)σDis可以用泰勒公式來計(jì)算[27]：

(6)

式中：常數(shù)α=0.24，ρDis為位錯密度(1/m2)。由于現(xiàn)有TEM分析很難準(zhǔn)確得到位錯密度，使得無法估算合金的屈服強(qiáng)度。這里，利用表2中175 ℃×4 h下析出相特征參數(shù)代入公式(2～4)，計(jì)算得到1號～5號合金的時效析出相對屈服強(qiáng)度貢獻(xiàn)分別為130.6、91.7、161.4、182.4和185.4 MPa。通過對比發(fā)現(xiàn)，雖然β″相是6×××系鋁合金的主要強(qiáng)化相，但對強(qiáng)度的貢獻(xiàn)并不能完全反映合金強(qiáng)度的演變規(guī)律。實(shí)際上，由于合金在冷拔過程中位錯密度急劇升高，變形強(qiáng)化對合金的強(qiáng)度貢獻(xiàn)占主導(dǎo)地位。因此，時效后合金的強(qiáng)度均低于未時效初始態(tài)合金(見圖1)。隨著Mg、Si含量的增加，且控制Mg/Si原子比，使得Mg/Si原子比更加接近β″相的名義化學(xué)成分，更利于β″相的析出。析出相體積分?jǐn)?shù)越多，對回復(fù)和再結(jié)晶阻礙作用也越強(qiáng)烈，可能是導(dǎo)致3號和4號合金強(qiáng)度高于2號合金的主要原因之一。

3.2 微觀組織與延性的關(guān)系

Liu等[28]建立Al-Mg-Si合金多尺度第二相顆粒與延性之間的解析模型，認(rèn)為時效析出相提高強(qiáng)度的同時降低合金的延性。而與時效納米析出相相比，晶界上粗大連續(xù)相對延性的影響更加嚴(yán)重。本試驗(yàn)中納米析出相尺寸體積分?jǐn)?shù)低于1%，因此，晶界粗大連續(xù)相對延性起主導(dǎo)作用，Komori[29]提出了粗大顆粒體積分?jǐn)?shù)與延性的關(guān)系：

(7)

式中：fc為粗大顆粒的體積分?jǐn)?shù)。由公式(7)可知，粗大顆粒體積分?jǐn)?shù)越大，合金延性越差。從圖2(f) 可以看出，隨著Mg、Si含量的增加，粗大顆粒體積分?jǐn)?shù)呈現(xiàn)增加趨勢，勢必導(dǎo)致合金延性降低(見圖1(b))。而添加稀土元素Ce之后，與4號合金相比，5號合金粗大顆粒平均尺寸略有降低，但體積分?jǐn)?shù)變化不明顯。文獻(xiàn)[1,30-31]報道，Al-Mg-Si合金中添加稀土元素La和Ce，能夠改變AlFeSi相的成分，從而優(yōu)化粗大顆粒的形貌和尺寸，有利于合金伸長率的提高。

3.3 微觀組織與導(dǎo)電率的關(guān)系

依據(jù)Matheissen定律，合金的電阻率與微觀組織的關(guān)系可表示為：

ρa(bǔ)lloy=ρAl+Δρsol+Δρpre+Δρvac+ΔρDis+ΔρGB

(8)

式中：ρAl、Δρsol、Δρpre、Δρvac、ΔρDis和ΔρGB依次代表純Al、固溶原子、析出相、空位、位錯和晶界對電阻率的影響。175 ℃×4 h時效處理后，空位濃度可以忽略。同時，位錯和晶界對電阻的影響又非常小，所以這里只考慮固溶原子與析出相對電阻率的影響。固溶原子對電子的散射作用遠(yuǎn)強(qiáng)于第二相，是降低電阻率的主要因素[32]。因此，4號和3號合金的導(dǎo)電率要低于1號合金。通常，時效析出第二相的同時，大大降低了基體的固溶原子濃度，有助于提高合金的導(dǎo)電率。然而，當(dāng)析出相粗化長大到一定程度時，也會增加其對電子的散射作用，導(dǎo)致導(dǎo)電率降低[33]。本試驗(yàn)中時效時間較短，隨著時效時間的增加，合金的導(dǎo)電率也隨之增加，說明固溶原子析出導(dǎo)致導(dǎo)電率升高的有利因素遠(yuǎn)高于析出相對電子散射作用的不利因素。由2.2節(jié)分析可得，3號合金中析出相密度高于2號合金，意味著時效過程中消耗了更多的固溶原子，因此3號合金的導(dǎo)電率也要優(yōu)于2號合金。此外，由于稀土元素Ce的添加，并沒有明顯增加合金析出相密度，導(dǎo)電率改善的原因則可能是稀土元素的凈化作用，Ce元素能與Fe、Si元素形成化合物，導(dǎo)致固溶原子析出，這也有利于導(dǎo)電率的提高[34]。

4 結(jié)論

1) 隨著Mg、Si含量的增加，Al-Mg-Si合金的力學(xué)性能增加，導(dǎo)電性能下降；在Mg、Si原子總量相同時，降低Mg/Si原子比有助于Al-Mg-Si合金力學(xué)性能和導(dǎo)電率的同時提高。

2) 隨著Mg、Si含量的增加，Al-Mg-Si合金中的時效析出相尺寸和密度也隨之增加；降低Mg/Si比有利于促進(jìn)Al-Mg-Si合金的時效析出行為，3號合金時效析出相的數(shù)量密度和體積分?jǐn)?shù)比4號合金更高；添加稀土元素Ce前后，時效析出相特征變化不明顯，說明Ce對合金中第二相的時效析出行為影響較小。

3) Al-Mg-Si合金的力學(xué)性能取決于位錯亞結(jié)構(gòu)和時效析出相的共同作用，而導(dǎo)電性能則主要取決于固溶原子的含量，3號、4號和5號合金的綜合性能要優(yōu)于1號、2號合金。