時(shí)效處理對(duì)連續(xù)ECAE動(dòng)態(tài)成形Al-Mg-Si合金導(dǎo)體組織和性能的影響

周天國(guó), 張方方

(沈陽(yáng)大學(xué) 機(jī)械工程學(xué)院, 遼寧 沈陽(yáng)　110044)

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時(shí)效處理對(duì)連續(xù)ECAE動(dòng)態(tài)成形Al-Mg-Si合金導(dǎo)體組織和性能的影響

周天國(guó), 張方方

(沈陽(yáng)大學(xué) 機(jī)械工程學(xué)院, 遼寧 沈陽(yáng)110044)

為制備具有高導(dǎo)電率和優(yōu)良力學(xué)性能的Al-Mg-Si合金導(dǎo)體,采用連續(xù)ECAE動(dòng)態(tài)成形制備φ4 mm的合金導(dǎo)線.借助電子金相顯微鏡、透射電鏡、金屬拉伸試驗(yàn)機(jī)和QJ57型雙臂直流電橋研究了連續(xù)ECAE動(dòng)態(tài)成形Al-Mg-Si合金導(dǎo)線微觀組織、力學(xué)性能以及導(dǎo)電性能.結(jié)果表明連續(xù)ECAE動(dòng)態(tài)成形能夠制備高性能Al-Mg-Si合金導(dǎo)體,且在經(jīng)過(guò)4道次連續(xù)ECAE加工后在溫度160～180 ℃,時(shí)效時(shí)間6～8 h時(shí),Al-Mg-Si合金導(dǎo)體具有優(yōu)良的綜合性能,導(dǎo)線抗拉強(qiáng)度可達(dá)到295 MPa左右,伸長(zhǎng)率約為3.7%,等效導(dǎo)電率約為57.1%IACS,較連鑄連軋成形Al-Mg-Si合金導(dǎo)線強(qiáng)度提高7.7%左右.

Al-Mg-Si合金; 連續(xù)ECAE; 時(shí)效處理

高性能鋁合金導(dǎo)線是電力行業(yè)急需的輸電材料, 是國(guó)內(nèi)外重點(diǎn)研究課題, 對(duì)節(jié)能、節(jié)材、國(guó)民經(jīng)濟(jì)發(fā)展具有重要意義. 綜合提高鋁合金導(dǎo)線導(dǎo)電性能以及力學(xué)性能是行業(yè)內(nèi)所需要解決的關(guān)鍵問(wèn)題[1]. 隨著我國(guó)動(dòng)力事業(yè)的巨大發(fā)展, 作為動(dòng)力命脈的高壓電力網(wǎng)也隨著取得了巨大的發(fā)展. 所以在輸電線路建設(shè)中, 研究和采用新技術(shù)及新的線路材料, 線路建設(shè)得在技術(shù)上更為先進(jìn), 經(jīng)濟(jì)上更為節(jié)約, 這對(duì)國(guó)民經(jīng)濟(jì)的發(fā)展有著重大意義[2].

架空輸電導(dǎo)線作為輸送電力的載體,在輸電線路中占有極為重要的地位.目前,國(guó)內(nèi)外在鋁合金架空導(dǎo)線上主要科研重心為Al-Mg-Si全鋁合金導(dǎo)線和鋁鋯耐熱導(dǎo)線這兩類鋁合金導(dǎo)線的成分和加工工藝方面[3].Al-Mg-Si合金時(shí)效后具有優(yōu)良的力學(xué)性能和較大導(dǎo)電率,可作為架空導(dǎo)線的優(yōu)良導(dǎo)體.導(dǎo)線的強(qiáng)度主要是用來(lái)承載架空導(dǎo)線自身的重量、風(fēng)載荷和冰凍載荷,強(qiáng)度越高,可實(shí)現(xiàn)大跨越輸電,降低工程造價(jià)與投資,提高輸電安全;導(dǎo)電率越高,可實(shí)現(xiàn)大容量輸電,提高輸電質(zhì)量,降低線路電力損失.在實(shí)際生產(chǎn)中,總是存在鋁合金導(dǎo)線提高強(qiáng)度對(duì)損失導(dǎo)電率的限制,即要提高強(qiáng)度必須以導(dǎo)電率降低為代價(jià);反之,要提高導(dǎo)電率則必須以犧牲強(qiáng)度為代價(jià)[4].

而目前鋁合金導(dǎo)線的加工工藝主要為連鑄連軋工藝,近年來(lái)研究發(fā)現(xiàn)ECAE成形后鋁合金導(dǎo)體的綜合性能有很大提高[5],在采用連續(xù)ECAE制備Al-Mg-Si系合金導(dǎo)電材料時(shí),強(qiáng)化相會(huì)在不同條件下發(fā)生演變.這種相的演變是由連續(xù)ECAE過(guò)程中形變物理化學(xué)狀態(tài)決定的,位錯(cuò)組態(tài)、畸變能、溫度等對(duì)動(dòng)態(tài)時(shí)效過(guò)程中的析出相演變有重要影響.這些物理化學(xué)條件也決定了材料的最終組織性能.然而,以前對(duì)ECAE的研究中主要針對(duì)材料制備過(guò)程中晶粒細(xì)化機(jī)理進(jìn)行研究,對(duì)動(dòng)態(tài)時(shí)效對(duì)鋁合金組織和性能提升作用沒(méi)有足夠的重視[6],事實(shí)上,時(shí)效處理對(duì)鋁合金導(dǎo)體最終性能產(chǎn)生重要影響.在連續(xù)ECAE動(dòng)態(tài)成形過(guò)程中存在細(xì)晶強(qiáng)化的同時(shí)發(fā)生強(qiáng)化相元素快速析出或完全析出,并發(fā)生動(dòng)態(tài)形核與球化,大大提高了合金的強(qiáng)度與伸長(zhǎng)率;同時(shí),通過(guò)剪切大變形,促使鋁基體強(qiáng)化相完全析出,減少固溶元素對(duì)電子的散射作用,保證了材料強(qiáng)度和導(dǎo)電性能的同步提高[7].本文對(duì)動(dòng)態(tài)時(shí)效過(guò)程中析出相的演變機(jī)理做重點(diǎn)研究,在研究細(xì)晶強(qiáng)化與析出強(qiáng)化的基礎(chǔ)上,研究最終人工時(shí)效熱處理工藝對(duì)連續(xù)ECAE動(dòng)態(tài)成形Al-Mg-Si合金導(dǎo)體的微觀組織和與力學(xué)性能的影響,以期為制備高性能的鋁合金導(dǎo)電材料開(kāi)辟新途徑.

1　試樣制備與實(shí)驗(yàn)方法

Al-Mg-Si合金導(dǎo)體連續(xù)ECAE動(dòng)態(tài)成形制備流程包括:配料—熔煉—澆鑄—普通擠壓—連續(xù)ECAE加工—人工時(shí)效處理—組織分析—性能檢測(cè).

1.1試樣制備

首先采用99.70%的純鋁錠、Al-20.0%Si、工業(yè)純Mg、Al-2.5%Be和Al-3%B中間合金配制Al-0.32Mg-0.44Si合金導(dǎo)體.在3 kW立式高溫電阻爐進(jìn)行合金熔煉,用六氯乙烷對(duì)熔體進(jìn)行除氣精煉、攪拌、拔渣,然后澆鑄成直徑為30 mm的棒料.然后,在520 ℃保溫2 h,快速取出試樣進(jìn)行水冷固溶處理以消除鑄造過(guò)程中產(chǎn)生的不均勻的熱應(yīng)力及枝晶偏析.接著進(jìn)行普通擠壓,首先分別預(yù)熱工件和模具到400 ℃,然后在普通擠壓模具中進(jìn)行擠壓,把直徑30 mm的鑄錠擠壓成為12 mm×12 mm的方桿,為后續(xù)ECAE加工制備坯料,改善ECAE加工件的性能,然后制成長(zhǎng)度為50 mm的ECAE坯料.

圖1　不同擠壓路徑Fig.1　Different extrusion way

在連續(xù)ECAE成形工藝中主要的工藝條件有溫度、速度、擠壓路線、以及摩擦系數(shù)這幾項(xiàng).①擠壓溫度:研究表明晶粒尺寸隨ECAE擠壓溫度的升高而增大,這是由于晶粒的長(zhǎng)大速度和大剪切變形對(duì)其細(xì)化速度共同作用的結(jié)果[8],故本次實(shí)驗(yàn)結(jié)合Al-Mg-Si合金的特點(diǎn)設(shè)定工件和模具溫度為160 ℃.②擠壓速度:根據(jù)模具設(shè)計(jì)中的設(shè)置和實(shí)際過(guò)程中擠壓速度的調(diào)整設(shè)置擠壓速度為5 mm/s.③擠壓路線的確定:BC路線作為每道次的工藝路線.④擠壓道次:經(jīng)過(guò)實(shí)驗(yàn)對(duì)比分析4道次時(shí)組織分布較均勻,選取4道次加工試樣進(jìn)行研究.

最后進(jìn)行時(shí)效處理.時(shí)效工藝與傳統(tǒng)的金屬熱處理工藝不同,在進(jìn)行時(shí)效處理時(shí),時(shí)效溫度通常是根據(jù)合金的性質(zhì)進(jìn)行選擇的,由于本文Al-Mg-Si合金是作為傳輸電能用架空導(dǎo)線來(lái)研究的,在有強(qiáng)度需求的同時(shí),導(dǎo)電率為主要的研究目標(biāo),因此采用低溫時(shí)效處理作為主要的時(shí)效處理方式.低溫時(shí)效的優(yōu)點(diǎn)在于時(shí)效溫度比較低,對(duì)于合金的韌性影響比較小,對(duì)于合金試樣的形狀及尺寸影響也比較小[9].因此把進(jìn)行擠壓加工成Al-Mg-Si合金導(dǎo)線分別在140、160、180、200 ℃溫度條件下進(jìn)行時(shí)效處理.時(shí)效處理過(guò)程中每隔2 h取出一個(gè)試樣作為一個(gè)樣本,總共得到6組試樣.之后測(cè)定每組試樣的力學(xué)性能以及電阻率后對(duì)比每組試樣的綜合性能.

1.2顯微組織與性能測(cè)試

將4道次連續(xù)ECAE加工完成的試樣制成金相試樣, 金相試樣經(jīng)過(guò)機(jī)械磨光、拋光和化學(xué)腐蝕(腐蝕液為:17 mLHF+3 mLHCl+5 mLHNO3+75 mLH2O)使用光學(xué)顯微鏡進(jìn)行金相組織觀察; TEM試樣制備: 第一次對(duì)試樣進(jìn)行機(jī)械減薄至100 μm, 制備成直徑3 mm的電鏡初樣, 最后機(jī)械減薄至50 μm, 在質(zhì)量分?jǐn)?shù)30%的硝酸和70%的甲醇電解液中雙噴減薄后, 在Philips DM420上觀察和分析. 最后將制備好的力學(xué)性能試樣和導(dǎo)電性能試樣分別在金屬拉伸試驗(yàn)機(jī)和QJ57型直流電橋測(cè)量試樣強(qiáng)度、伸長(zhǎng)率和電阻, 將電阻轉(zhuǎn)換成等效導(dǎo)電率最后整理數(shù)據(jù)圖表.

2　實(shí)驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1微觀組織

圖2 是Al-Mg-Si合金4道次連續(xù)ECAE動(dòng)態(tài)時(shí)效成形160 ℃溫度4 h人工時(shí)效的微觀組織.從圖2可以看出,合金的微觀組織為細(xì)小等軸晶,其原因是隨著連續(xù)ECAE擠壓道次的增加受到多次大剪切變形作用,導(dǎo)致晶粒大量破碎,提高了晶粒的再結(jié)晶趨勢(shì),由于擠壓過(guò)程中摩擦生熱導(dǎo)致溫度升高對(duì)合金的形核和再結(jié)晶長(zhǎng)大有利,但由于同時(shí)形核數(shù)量的急劇增加,加之合金在模具內(nèi)停留時(shí)間較短,合金在擠出模具后溫度又快速下降,反而阻礙了晶粒的長(zhǎng)大,因此在經(jīng)過(guò)4道次的連續(xù)ECAE成形后,試樣晶粒得到細(xì)化.經(jīng)過(guò)時(shí)效處理后晶粒的分布趨于均勻化.

圖3為160 ℃溫度下4道次連續(xù)ECAE動(dòng)態(tài)成形Al-Mg-Si TEM組織,從圖3可以看出合金中的強(qiáng)化相以球狀彌散析出.這主要是4道次連續(xù)ECAE動(dòng)態(tài)成形,產(chǎn)生了大量的晶格畸變,能夠促進(jìn)Mg2Si強(qiáng)化相的快速析出并在基體內(nèi)彌散分布所致,相對(duì)連鑄連軋工藝其彌散度要高,主要與連續(xù)ECAE動(dòng)態(tài)成形過(guò)程中的大剪切變形有關(guān).

圖2　Al-Mg-Si合金連續(xù)ECAE動(dòng)態(tài)成形的金相圖Fig.2　Metallographic microscope of Al-Mg-Si alloy prepared by continuous dynamic aging ECAE forming process

圖3　連續(xù)ECAE動(dòng)態(tài)成形Al-Mg-Si合金TEM組織Fig.3　TEM microstructure of Al-Mg-Si alloy prepared by continuous dynamic aging ECAE forming process

2.2連續(xù)ECAE成形Al-Mg-Si合金導(dǎo)體的力學(xué)性能和導(dǎo)電性能

圖4是不同溫度條件下Al-Mg-Si合金導(dǎo)線的抗拉強(qiáng)度隨時(shí)間增加的變化趨勢(shì).從圖4可以看出,隨時(shí)效時(shí)間的增加Al-Mg-Si合金抗拉強(qiáng)度的變化趨勢(shì)是先升高,到達(dá)最高點(diǎn)之后有緩慢的下降趨勢(shì),這表明時(shí)效處理能夠?qū)l-Mg-Si合金起到強(qiáng)化作用,但經(jīng)過(guò)一段時(shí)間之后Al-Mg-Si合金的抗拉強(qiáng)度達(dá)到其本身的最大極限抗拉強(qiáng)度,而且隨溫度的升高Al-Mg-Si合金的極限抗拉強(qiáng)度逐漸減小,且溫度越高到達(dá)極限抗拉強(qiáng)度時(shí)所用的時(shí)間越短,之后抗拉強(qiáng)度會(huì)有緩慢的下降直至趨于穩(wěn)定.隨著時(shí)效溫度的上升Al-Mg-Si合金抗拉強(qiáng)度是降低的,在200 ℃時(shí)時(shí)效處理時(shí)在第4 h達(dá)到最高抗拉強(qiáng)度且最高抗拉強(qiáng)度隨溫度的升高已經(jīng)下降到292 MPa,這是由于時(shí)效溫度升高,強(qiáng)化相長(zhǎng)大的趨勢(shì)增加,同時(shí)發(fā)生回復(fù)的趨勢(shì)增加,缺陷減少,對(duì)位錯(cuò)的阻力減少,從而使合金的強(qiáng)度下降.

圖4　時(shí)效溫度及時(shí)間對(duì)Al-Mg-Si合金 抗拉強(qiáng)度的影響Fig.4　The influence of aging temperature and time on the tensile strength of Al-Mg-Si

圖5是時(shí)效溫度及時(shí)間對(duì)Al-Mg-Si合金導(dǎo)線伸長(zhǎng)率的影響變化曲線,從圖5可以看出:隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng),Al-Mg-Si合金導(dǎo)線伸長(zhǎng)率不斷下降.這主要是隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng),Al-Mg-Si合金強(qiáng)化相Mg2Si逐漸長(zhǎng)大,強(qiáng)化相由最初時(shí)效時(shí)與鋁基體的共格關(guān)系向非共格關(guān)系轉(zhuǎn)化,導(dǎo)致晶粒的變形協(xié)調(diào)性變差,從而使合金導(dǎo)體的伸長(zhǎng)率隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)而不斷下降.

圖5　時(shí)效溫度及時(shí)間對(duì)Al-Mg-Si合金 導(dǎo)線伸長(zhǎng)率的影響Fig.5　The influence of aging temperature and time on the elongation of Al-Mg-Si

圖6是溫度和時(shí)效時(shí)間和對(duì)Al-Mg-Si合金導(dǎo)線的等效導(dǎo)電率的影響,隨著時(shí)效時(shí)間的增加Al-Mg-Si合金導(dǎo)線的等效導(dǎo)電率在不斷增加,增加到一定程度后增加速率趨于平穩(wěn).可以看出隨溫度的升高等效導(dǎo)電率也增加,主要是因?yàn)?隨著時(shí)效溫度的升高,強(qiáng)化相長(zhǎng)大趨勢(shì)增大,對(duì)電子運(yùn)動(dòng)的散射作用下降,延長(zhǎng)了電子運(yùn)動(dòng)的自由程,因而溫度上升,電阻率下降,因此提高時(shí)效溫度可以有效的改善Al-Mg-Si合金導(dǎo)線的導(dǎo)電性.

從圖6數(shù)據(jù)中可以看出: Al-Mg-Si合金導(dǎo)線分別在140、160、180、200 ℃下, 經(jīng)過(guò)12 h的時(shí)效處理后等效導(dǎo)電率可以達(dá)到57.13%、57.14%、57.23%、57.33%IACS(IACS-等效導(dǎo)電率). 由于本文Al-Mg-Si合金是作為傳輸電能用架空導(dǎo)線來(lái)研究的, 要有強(qiáng)度需求的同時(shí), 導(dǎo)電率為主要的研究目標(biāo), 因此需要合理的選擇和優(yōu)化時(shí)效工藝以滿足在保證導(dǎo)線抗拉強(qiáng)度的前提下不降低導(dǎo)線的伸長(zhǎng)率. 綜合抗拉強(qiáng)度、伸長(zhǎng)率以及導(dǎo)電率數(shù)據(jù), 最終可以看出, 當(dāng)時(shí)效溫度160 ℃, 時(shí)效時(shí)間8 h, 導(dǎo)線抗拉強(qiáng)度可達(dá)到295 MPa, 伸長(zhǎng)率為3.7%, 等效導(dǎo)電率為57.1%IACS; 當(dāng)時(shí)效溫度180 ℃, 時(shí)效時(shí)間6 h, 導(dǎo)線抗拉強(qiáng)度可達(dá)到295.1 MPa, 伸長(zhǎng)率為3.67%, 等效導(dǎo)電率為57.12%IACS, 綜合力學(xué)性能和導(dǎo)電性能優(yōu)良.

圖6　時(shí)效溫度及時(shí)間對(duì)Al-Mg-Si合金 導(dǎo)線等效導(dǎo)電率的影響Fig.6　The influence of aging temperature and time on the equivalent conductivity of Al-Mg-Si

3　結(jié)　　論

(1) 合適的連續(xù)ECAE動(dòng)態(tài)時(shí)效熱處理工藝與人工時(shí)效相結(jié)合,可制備細(xì)等軸晶的鋁合金導(dǎo)體.

(2) 連續(xù)ECAE動(dòng)態(tài)時(shí)效處理成形有利于Al-Mg-Si合金導(dǎo)體基體中強(qiáng)化相元素的快速析出、 形核和球狀彌散長(zhǎng)大, 組織細(xì)化且分布均勻.

(3) 合適的連續(xù)ECAE動(dòng)態(tài)時(shí)效熱處理與人工時(shí)效工藝相結(jié)合,可制備綜合力學(xué)性能和導(dǎo)電性能優(yōu)良的Al-Mg-Si合金導(dǎo)線.當(dāng)時(shí)效溫度160～180 ℃,時(shí)效時(shí)間6～8 h時(shí),直徑4 mm合金導(dǎo)線具有優(yōu)良的綜合性能,其抗拉強(qiáng)度、伸長(zhǎng)率和等效導(dǎo)電率分別約為295 MPa、3.7%和57.1%IACS,較目前國(guó)產(chǎn)Al-Mg-Si合金導(dǎo)線(強(qiáng)度295 MPa,53.0%IACS)的導(dǎo)電性能提高約7.7%.

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【責(zé)任編輯: 祝穎】

Effect of Aging Treatment on Microstructure and Properties of Al-Mg-Si Alloy Conductory Continuous ECAE Forming

ZhouTianguo,ZhangFangfang

(School of Mechanical Engineering, Shenyang University, Shenyang 110044, China)

In order to produce Al-Mg-Si electric aluminum wires with high electric conductivity and excellent mechanical properties, 4 mm electrical aluminum wires in diameter were prepared by continuous dynamic aging ECAE forming process. By means of optical microscope, TEM, tensile testing machine and QJ57 double arm direct current bridge,the microstructure, mechanical properties and electric conductivities of the Al-Mg-Si electric aluminum wires are studied. The result shows that high-quality electric conductors with excellent microstructures properties were made by this technology. The wire under 6～8 hours aging treated at 160 ℃ to 180 ℃ can get a good comprehensive performance, the wire tensile strength can reach about 295 MPa, stretching coefficient is about 3.7, the equivalent conductivity is about 57.1%IACS. More than half of the overall performance of the existing strength of aluminum magnesium silicon alloy wire. The complicated properties were improved about 7.7% higher than that of Al-Mg-Si alloy wire prepared by continuous casting and rolling process.

Al-Mg-Si alloy; continuous ECAE; aging treatment

2015-12-12

國(guó)家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(51174193).

周天國(guó)(1964-),男,重慶人,沈陽(yáng)大學(xué)教授.

2095-5456(2016)04-0259-05

TG 156.9

A