退火溫度對(duì)Al- Mg- Si 導(dǎo)線性能的影響

杜 江 劉東雨 侯世香

(華北電力大學(xué)能源動(dòng)力與機(jī)械工程學(xué)院，北京 102206)

由于銅導(dǎo)電性好，強(qiáng)度和高溫抗蠕變性能優(yōu)異，被廣泛的應(yīng)用于電線電纜[1]。但是，銅在全球資源匱乏，價(jià)格高且波動(dòng)大，引起了人們對(duì)鋁合金導(dǎo)線的關(guān)注。架空輸電線路所用的鋁合金通常為6xxx 系鋁合金，該系鋁合金是一種典型的可熱處理強(qiáng)化鋁合金[2]。對(duì)于導(dǎo)電鋁合金，要同時(shí)考慮合金的抗拉強(qiáng)度和導(dǎo)電率，使相互之間達(dá)到良好的匹配。6xxx 系鋁合金導(dǎo)線可通過時(shí)效和退火來控制合金的晶粒的形狀及第二相的形態(tài)、大小、分布和數(shù)量，從而改變材料的抗拉強(qiáng)度和導(dǎo)電率。因此，本文研究了再結(jié)晶退火對(duì)時(shí)效處理的鋁合金導(dǎo)線性能的影響。

1 實(shí)驗(yàn)材料和方法

本文設(shè)計(jì)了一種Al-Mg-Si 導(dǎo)線，成分如表1 所示。實(shí)驗(yàn)采用原料為純度為Al99.6 的工業(yè)純鋁，Al-20Si 中間合金和純Mg。

表1 合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

使用電阻爐進(jìn)行熔煉，溫度設(shè)置為750℃。熔煉時(shí)，先將部分Al99.6 工業(yè)純鋁放入石墨坩堝中，待大約25min 進(jìn)行表面除渣，再將剩余Al99.6，Al-20Si 和純Mg 加入石墨坩堝中，熔煉過程中進(jìn)行三次攪拌，經(jīng)表面除渣，澆鑄成鑄錠。鑄錠經(jīng)470℃保溫40min 后熱軋成圓桿，經(jīng)11 道次冷拉拔后獲得Φ4.08mm 的鋁合金導(dǎo)線。時(shí)效處理后進(jìn)行270℃，300℃，330℃保溫3h 的退火處理。

采用SB2230 直流數(shù)字電阻測(cè)試儀測(cè)量鋁導(dǎo)線的電阻值，電阻為4 次測(cè)量的平均值。測(cè)試之前將導(dǎo)線和電阻測(cè)試儀放置在一個(gè)溫度穩(wěn)定的環(huán)境中靜2h，然后將導(dǎo)線夾持在DQ-I 型電橋上，15min 后開始測(cè)量，之后每隔5min 測(cè)量一次，共測(cè)4 次。每次測(cè)量時(shí)使用精度為0.1℃的溫度計(jì)測(cè)量當(dāng)時(shí)的環(huán)境溫度。測(cè)量完畢后用公式(1)算成20℃下的電阻值。

式(1)中R20為20℃下的電阻值，R 為測(cè)試溫度T(℃)下的電阻值，α 為電阻溫度系數(shù)，取值0.00403。

使用千分尺測(cè)量導(dǎo)線的直徑(d)，每處交叉90°測(cè)量四處取其平均值。用公式(2) 換算成國際退火銅標(biāo)準(zhǔn)(International Annealing Copper Standard, %IACS)為單位的導(dǎo)電率。

采用DDL20 電子萬能試驗(yàn)機(jī)測(cè)量導(dǎo)線的抗拉強(qiáng)度，每根試樣截取250mm 長，標(biāo)距200mm，拉伸速率2mm/min?？估瓘?qiáng)度為三根試樣的平均值。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 退火溫度對(duì)合金微觀組織的影響

文獻(xiàn)表明，硬鋁的起始再結(jié)晶溫度為185℃，但它與合金中的雜質(zhì)元素有關(guān)[3]，一些合金元素對(duì)硬鋁再結(jié)晶溫度的影響如表2 所示。Al-Mg-Si 合金經(jīng)270℃，300℃，330℃退火處理后光學(xué)顯微組織圖如圖1 所示。從圖1 中看出合金在270℃已完成再結(jié)晶，形成新的等軸晶粒，此時(shí)晶粒大小約有15μm，隨著升溫到330℃，此時(shí)的晶粒大小也約有15μm，其再結(jié)晶過程對(duì)晶粒大小并無產(chǎn)生影響。由于再結(jié)晶過程會(huì)消除冷拉拔過程中產(chǎn)生的點(diǎn)缺陷和晶格畸變，使合金恢復(fù)到冷變形之前的狀態(tài)，因此，考慮再結(jié)晶退火對(duì)時(shí)效處理的Al-Mg-Si 合金拉拔導(dǎo)線性能的影響主要是第二相導(dǎo)致的。在光學(xué)顯微組織中看到了第二相析出，分布在各個(gè)晶粒中。

圖1 不同退火溫度下的光學(xué)顯微組織

表2 鋁中添加合金元素與起始再結(jié)晶溫度的關(guān)系[4]

合金經(jīng)270℃，300℃，330℃退火溫度處理后掃描電子顯微鏡組織如圖2 所示。掃描電子顯微鏡的背散射電子是被樣品中的原子核反彈回來的一部分入射電子，原子序數(shù)大的部位會(huì)產(chǎn)生強(qiáng)烈的背散射信號(hào)，形成一個(gè)較亮的區(qū)域，而原子序數(shù)較低的部位則產(chǎn)生較少的背散射信號(hào)，形成較暗的區(qū)域[5]。在Al-Mg-Si 合金中，F(xiàn)e 的原子序數(shù)遠(yuǎn)大于Al，Mg，Si 的原子序數(shù)，因此，結(jié)合背散射電子圖判斷發(fā)亮的區(qū)域?yàn)楦昏F相，推測(cè)可能為Al12Fe3Si 相。從圖中可以看到在Al 基體上有呈圓狀或者橢圓狀的第二相，并且在背散射電子圖中發(fā)暗，初步推測(cè)為亞穩(wěn)態(tài)的Mg2Si 相。有文獻(xiàn)指出，當(dāng)Mg2Si 體積一定時(shí)，表面積越小，表面能越低，只有維持球狀才能具有最小的表面能，因此，片狀的Mg2Si 會(huì)向球狀的Mg2Si 轉(zhuǎn)化，這是一個(gè)自發(fā)的過程，使系統(tǒng)的自由能下降，球化的過程取決于Mg，Si 的擴(kuò)散能力。雖然Si 原子在Al 中的固溶度極低，在室溫下僅有0.05%，但是合金中存在的晶體缺陷能加速Si 的擴(kuò)散，最終Mg2Si 會(huì)形成細(xì)小，彌散的球狀顆粒狀[6]。也有文獻(xiàn)指出，對(duì)于時(shí)效處理的Al-Mg-Si 合金，會(huì)由于不同的熱處理措施和化學(xué)成分，會(huì)有多重析出第二相，一種球形的預(yù)-β″相，成分為AlMg4Si6，一種在預(yù)-β″相上形核，長大的棒狀β″相，成分為Mg5Si6，一種為針狀的β′相，成分為Mg2Si[7]。因此，綜合判斷Al 基體上的第二相為亞穩(wěn)態(tài)Mg2Si 相，這屬于強(qiáng)化相，有利于抗拉強(qiáng)度的提高。在圖中還可以看出隨著退火溫度的升高，亞穩(wěn)態(tài)Mg2Si 相數(shù)量有所減少，可能因?yàn)橥嘶饻囟鹊纳邔?dǎo)致亞穩(wěn)態(tài)Mg2Si 相在Al 中的固溶度增加，使部分Mg2Si 相回溶了。

圖2 不同退火溫度下的SEM 顯微組織

2.2 退火溫度對(duì)性能的影響

合金經(jīng)不同退火溫度處理后測(cè)得的導(dǎo)電率和抗拉強(qiáng)度如表3 所示，變化規(guī)律如圖3 所示?？闯龊辖鸬膶?dǎo)電率隨著退火溫度的升高有先升高而后下降的變化趨勢(shì)，抗拉強(qiáng)度有小幅度升高的變化趨勢(shì)。自由電子理論認(rèn)為，在金屬內(nèi)部，由于缺陷和雜質(zhì)產(chǎn)生的靜態(tài)點(diǎn)陣畸變或者熱振動(dòng)產(chǎn)生的動(dòng)態(tài)點(diǎn)陣畸變均會(huì)造成電子波的散射，增加電阻率[8]。因此，所有能阻礙電子運(yùn)動(dòng)和增加電子波散射的因素都能增加電阻率，也就是說降低導(dǎo)電率。

表3 不同退火溫度下合金的導(dǎo)電率和抗拉強(qiáng)度

圖3 退火溫度對(duì)導(dǎo)電率和強(qiáng)度的影響

根據(jù)Matthiessen 定律，硬鋁線的電阻率主要由雜質(zhì)元素引起的電阻率和缺陷引起的電阻率組成。但由于退火過程中再結(jié)晶的發(fā)生，使合金中的缺陷得到消除。因此，主要考慮雜質(zhì)元素對(duì)導(dǎo)電率的影響。有文獻(xiàn)指出，合金元素會(huì)對(duì)金屬基體組織的均勻性和純凈度造成影響，因此，合金元素均不利于導(dǎo)電性，并且固溶態(tài)元素的影響遠(yuǎn)大于析出態(tài)元素[9]。表4 顯示了雜質(zhì)元素的存在狀態(tài)對(duì)鋁導(dǎo)體電阻率的影響。從掃描電子顯微鏡分析中可知，有含F(xiàn)e 的第二相和亞穩(wěn)態(tài)的Mg2Si 相析出了，所以，合金中的部分Si 元素從固溶態(tài)變成了析出態(tài)，使導(dǎo)電率有先升高的變化，變化了0.6%IACS。

表4 雜質(zhì)元素的存在狀態(tài)對(duì)鋁導(dǎo)體電阻率的影響[10]

然而，當(dāng)退火溫度達(dá)到330℃后，導(dǎo)電率卻下降了，則可能是因?yàn)閬喎€(wěn)態(tài)的Mg2Si 相在Al 基體中的固溶度增加了，導(dǎo)致了第二相的回溶，變成了固溶態(tài)，使導(dǎo)電率下降，下降了0.7%IACS. 文獻(xiàn)指出，Mg2Si 在Al 基體中的固溶度不大，最大為1.85%，隨溫度的變化如圖4 所示。看出隨著退火溫度從270℃升高到330℃，Mg2Si 的固溶度增加了。本文所用合金的Mg2Si 相含量的理論計(jì)算值為0.40%，在圖4 中可以看出330℃下Mg2Si相的固溶度大于0.5%，因此，合金中的有部分Mg2Si 回溶了，這也可以從掃描電子顯微鏡中看出來Mg2Si 相數(shù)量減少了，驗(yàn)證了第二相部分回溶，使導(dǎo)電率下降了。因此，選擇合理的退火工藝可使導(dǎo)電率改善。

圖4 Al-Mg2Si 偽二元系狀態(tài)圖[11]

對(duì)抗拉強(qiáng)度的影響是合金內(nèi)部多個(gè)相互作用影響的共同結(jié)果，本文主要是Mg2Si 相固溶度變化的影響。隨著退火溫度升高，Mg2Si 相的固溶度增加了，使析出的部分Mg2Si 相回溶了，抗拉強(qiáng)度得以升高了，從96.0MPa 提高到了100.3MPa。

經(jīng)退火處理后，合金的導(dǎo)電率和強(qiáng)度都有了一定的改善，但需要考慮它們的良好配合，因此需要選擇最合理的工藝對(duì)合金進(jìn)行處理，使其能廣泛應(yīng)用。

3 結(jié)論

合金經(jīng)不同退火溫度處理后，導(dǎo)電率有了一定的改善，導(dǎo)電率會(huì)因雜質(zhì)元素的存在形態(tài)發(fā)生變化，固溶態(tài)的影響遠(yuǎn)大于析出態(tài)。因Fe 相和亞穩(wěn)態(tài)Mg2Si 相析出使導(dǎo)電率升高，升高了0.6%IACS 因亞穩(wěn)態(tài)Mg2Si 相的回溶使導(dǎo)電率下降，下降了0.7%IACS，因亞穩(wěn)態(tài)Mg2Si 相的回溶使抗拉強(qiáng)度提高，從96.0 MPa 提高到100.3MPa。