時(shí)效對(duì)高導(dǎo)耐熱鋁合金導(dǎo)線第二相析出及 其性能的影響

方振邦，王若民,2，李宸宇，繆春輝，滕越，陳國(guó)宏，湯文明

（1.國(guó)網(wǎng)安徽省電力有限公司電力科學(xué)研究院，合肥 230601；2.安徽新力電業(yè)科技咨詢有限責(zé)任公司，合肥 230026；3.合肥工業(yè)大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，合肥 230009）

隨著國(guó)民經(jīng)濟(jì)的迅速發(fā)展，我國(guó)電力生產(chǎn)與調(diào)配已形成了“西電東送、南北互供、全國(guó)聯(lián)網(wǎng)”的格局，“一帶一路”沿線國(guó)家也提出了規(guī)模龐大的跨國(guó)聯(lián)網(wǎng)計(jì)劃。如此廣袤區(qū)域的地形地貌及復(fù)雜的氣象條件，使得電力建設(shè)需要克服諸如高溫高濕環(huán)境、大跨度輸電等困難，對(duì)電工鋁合金的導(dǎo)電性、強(qiáng)度、耐熱性提出了更高的要求。耐熱鋁合金導(dǎo)線是一種性能良好的特種擴(kuò)容導(dǎo)線，目前國(guó)內(nèi)外主要以60%IACS耐熱鋁合金導(dǎo)線為主，61%IACS及以上高導(dǎo)耐熱鋁合金導(dǎo)線的應(yīng)用相對(duì)較少，難以滿足遠(yuǎn)距離、大容量輸電線路建設(shè)工程及電網(wǎng)擴(kuò)容改造工程的需求。因此，開展高導(dǎo)耐熱鋁合金導(dǎo)線的研發(fā)及其可靠性評(píng)價(jià)，成為目前耐熱鋁合金導(dǎo)線最為迫切的技術(shù)需求。

通過在工業(yè)純鋁中微量添加Zr、Cu、Y、Er、Sc、Ce、B等合金元素，優(yōu)化鑄軋及熱處理工藝，已成功開發(fā)出導(dǎo)電率不低于60%IACS、長(zhǎng)期耐熱溫度不低于150 ℃的高導(dǎo)耐熱鋁合金導(dǎo)線。熱時(shí)效條件下，該高導(dǎo)熱耐熱鋁合金導(dǎo)線中的結(jié)構(gòu)變化復(fù)雜，AlZr等第二相的析出與長(zhǎng)大以及Fe、Si等雜質(zhì)的再分布等對(duì)耐熱鋁合金導(dǎo)線的電導(dǎo)率、強(qiáng)度、塑性都會(huì)產(chǎn)生顯著影響，從而影響導(dǎo)線的熱穩(wěn)定性及服役可靠性。

目前，系統(tǒng)開展不同溫度長(zhǎng)時(shí)間人工時(shí)效對(duì)高導(dǎo)熱耐熱鋁合金導(dǎo)線力學(xué)、電學(xué)性能影響的研究還很缺乏，有待加強(qiáng)。基于此，本文針對(duì)國(guó)內(nèi)研發(fā)的某61.5%IACS高導(dǎo)耐熱鋁合金導(dǎo)線，進(jìn)行不同溫度下最長(zhǎng)達(dá)630 h的等溫時(shí)效處理，著重開展時(shí)效過程中該合金導(dǎo)線析出第二相的組成、形態(tài)、分布及其電導(dǎo)率與拉伸力學(xué)性能變化規(guī)律的研究，綜合評(píng)價(jià)該高導(dǎo)耐熱鋁合金導(dǎo)線的熱穩(wěn)定性，為其工程化應(yīng)用提供技術(shù)支持。

1 試驗(yàn)

試驗(yàn)用61.5%IACS高導(dǎo)耐熱鋁合金導(dǎo)線線股在某國(guó)產(chǎn)JNRLH61.5/LB20A-400/50高導(dǎo)耐熱鋁合金鋼絞線上拆取，線股直徑為3.05 mm。線股取直后，在GZX-9023MBE型恒溫干燥箱中進(jìn)行等溫時(shí)效處理，具體工藝方案見表1。根據(jù)GB/T 30551—2014《架空絞線用耐熱鋁合金線》的要求，強(qiáng)度保持率不低于室溫測(cè)試初始值90%的NRLH1鋁合金導(dǎo)線的時(shí)效溫度及時(shí)間分別為230 ℃、1 h或180 ℃、400 h，因此本文特別對(duì)61.5%IACS高導(dǎo)耐熱鋁合金導(dǎo)線進(jìn)行230 ℃、1 h的時(shí)效處理，以評(píng)價(jià)其熱穩(wěn)定性。

表1 鋁合金導(dǎo)線的時(shí)效處理方案 Tab.1 Aging scheme of the Al alloy conductor wires

由于該耐熱鋁合金中的合金元素含量極少，時(shí)效析出第二相量也很少，難以檢測(cè)。因此，將時(shí)效后的鋁合金導(dǎo)線在10%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）NaOH水溶液中充分溶解，過濾得到第二相顆粒殘?jiān)?jīng)蒸餾水清洗，烘干后，在D/MAX2500V型X-射線衍射儀上測(cè)試第二相的組成。X-射線衍射（XRD）測(cè)試條件：Cu靶（Kα，波長(zhǎng)=0.154 nm），管電壓和管電流分別為20 kV和200 mA，掃描角度為10°~90°，掃描速度為6 (°)/min。按照GB/T 4909.3—2009《裸電線拉力試驗(yàn) 第三部分：拉力試驗(yàn)》的要求，在MX-0580型微機(jī)控制電子萬能試驗(yàn)機(jī)上測(cè)量鋁合金導(dǎo)線的拉伸力學(xué)性能，橫梁位移速率為0.3 mm/min。采用JSM-6490型掃描電子顯微鏡（SEM）觀察導(dǎo)線拉伸斷口形貌及其表面時(shí)效析出第二相的形態(tài)與分布，用Oxford INCA型能譜儀（EDS）測(cè)量微區(qū)成分。EDS測(cè)試參數(shù)：加速電壓為15 kV，計(jì)數(shù)率為3 500~4 000 cps。采用四電極法，使用QJ36智能型數(shù)字電橋測(cè)量鋁合金導(dǎo)線的電阻，計(jì)算IACS相對(duì)電導(dǎo)率。以上鋁合金導(dǎo)線的拉伸性能及電導(dǎo)率測(cè)試時(shí)，每種時(shí)效狀態(tài)下測(cè)量5根，結(jié)果取平均值。

2 結(jié)果與討論

2.1 力學(xué)性能與電導(dǎo)率

由表2可見，在150、180、200 ℃ 3種時(shí)效溫度條件下，鋁合金導(dǎo)線的抗拉強(qiáng)度（）與伸長(zhǎng)率（）均隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)呈現(xiàn)先增后降的趨勢(shì)，而其斷口收縮率（）有一定的波動(dòng)，變化不明顯。此外，由圖1a可見，在150 ℃時(shí)效初期（≤150 h），鋁合金導(dǎo)線的基本不變，隨后快速上升；在時(shí)效350 h后，其又維持長(zhǎng)時(shí)間的穩(wěn)定；在180、200 ℃時(shí)效時(shí)，該鋁合金導(dǎo)線的隨時(shí)效時(shí)間的變化曲線走勢(shì)基本相同，都是呈現(xiàn)先快速增加、后逐漸減小的趨勢(shì)（見圖1b、c）。在200 ℃時(shí)效時(shí)，鋁合金導(dǎo)線的變化幅度更大，時(shí)效8 h即達(dá)到峰值，而180 ℃時(shí)效鋁合金導(dǎo)線峰值則出現(xiàn)在72 h左右。由此可見，鋁合金導(dǎo)線的對(duì)溫度具有一定的敏感性，隨著時(shí) 效溫度的升高，其強(qiáng)度保持率逐漸下降。即便經(jīng)230 ℃、1 h或180 ℃、480 h時(shí)效，鋁合金導(dǎo)線的仍能分別達(dá)到160、164 MPa，相較時(shí)效前鋁合金導(dǎo)線的（173 MPa），其強(qiáng)度保持率分別為94%和96%，依然滿足GB/T 30551—2014的要求，表明該高導(dǎo)耐熱鋁合金導(dǎo)線具有良好的強(qiáng)度保持率。同時(shí)，在時(shí)效過程中，該鋁合金導(dǎo)線的電導(dǎo)率基本上呈現(xiàn)先增大、后逐漸趨于穩(wěn)定的狀態(tài)，所有時(shí)效態(tài)鋁合金導(dǎo)線的電導(dǎo)率均高于其初始值。綜上所述，該高導(dǎo)耐熱鋁合金導(dǎo)線的熱穩(wěn)定性優(yōu)異。

表2 不同時(shí)效狀態(tài)下鋁合金導(dǎo)線的拉伸性能及電導(dǎo)率 Tab.2 Tensile mechanical properties and conductivities of the Al alloy conductor wires under different aging conditions

圖1 不同溫度下時(shí)效鋁合金導(dǎo)線的Rm與時(shí)效時(shí)間的關(guān)系 Fig.1 Rm of the Al alloy conductor wire varied with the aging times at different temperatures

2.2 第二相特性

如圖2所示，230 ℃、1 h時(shí)效后的鋁合金導(dǎo)線中存在2種第二相：其一為導(dǎo)線中添加的微合金元素Zr、Y及Er與Al形成的A1Zr(Er,Y)類型的第二相；另一種是由鋁合金熔煉和后續(xù)熱加工過程中與鋼、鑄鐵工模具相接觸或者由重熔廢料時(shí)帶入的雜質(zhì)Fe元素形成的AlFe第二相。

圖2 230 ℃、1 h時(shí)效鋁合金導(dǎo)線溶解后 萃取物的XRD圖譜 Fig.2 XRD pattern of the extracts dissolved from the Al alloy conductor wire aging at 230 ℃ for 1 h

結(jié)合時(shí)效鋁合金導(dǎo)線拉伸斷口上第二相的形貌（見圖3）分析及表3中的第二相成分測(cè)試可以看出， 時(shí)效鋁合金導(dǎo)線中的A1Zr、AlEr和AlY可以單獨(dú)形成二元金屬間化合物相A1Zr(Y,Er)，也可以形成A1[Zr(Y)Er]多元合金金屬間化合物相。A1Zr(Y, Er)相的形態(tài)為顆粒狀，圖3a中點(diǎn)2所指的球形顆粒尺寸較大，接近2 μm，應(yīng)為初生相，而非時(shí)效過程中的彌散析出。圖3b、c中點(diǎn)5、6所指的第二相同時(shí)含有較多的Zr、Y和Er成分，應(yīng)為A1[Zr(Y)Er]多元合金金屬間化合物相，形態(tài)呈針狀。這些第二相顆粒除少部分分布于韌窩的底部外，大多分布于韌窩的撕裂棱上，表明大多數(shù)的第二相顆粒仍能隨Al基體一起發(fā)生塑性變形，協(xié)調(diào)性較好，對(duì)時(shí)效鋁合金導(dǎo)線的塑性影響不大，甚至因?yàn)榈诙嗟奈龀?，Al晶格畸變程度降低，變形能力提高，而使得時(shí)效鋁合金導(dǎo)線的塑性提高。此外，該鋁合金導(dǎo)線中的雜質(zhì)元素Fe在時(shí)效過程中，與Al形成顆粒狀的A1Fe，分布于韌窩底部，反而對(duì)時(shí)效鋁合金導(dǎo)線的塑性有一定的不利影響。這些A1Fe顆粒都或多或少地含有Er（點(diǎn)4、7），說明Er對(duì)Al中的雜質(zhì)元素Fe有很強(qiáng)的吸附性，促進(jìn)其在Al晶界處偏聚。點(diǎn)4、7所指第二相顆粒的Al、Fe成分比十分接近A1Fe，說明其為A1Fe金屬間化合物，與圖2的XRD結(jié)果一致。Al晶界A1Fe相的析出，有效減少了Al晶內(nèi)的固溶雜質(zhì)，有助于提高鋁合金導(dǎo)線的綜合性能。

圖3 時(shí)效鋁合金導(dǎo)線中第二相的形態(tài) Fig.3 Morphologies of the secondary phases in the aging Al alloy conductor wire at different temperatures and time

表3 圖3上各點(diǎn)的成分 Tab.3 Chemical compositions of the points in fig.3

由圖4a可見，未時(shí)效鋁合金導(dǎo)線拉伸斷口上的韌窩深度大，尺寸較小，且大小均勻，表明鋁合金導(dǎo)線的塑性變形性能良好。在180 ℃時(shí)效初期，伴隨著細(xì)小第二相的逐漸析出，鋁合金導(dǎo)線拉伸斷口上的韌窩變得更加細(xì)密，尺寸減小，韌窩深度有所降低（見圖4b、c）。由于第二相顆粒大多在Al的晶界析出，導(dǎo)致晶界的變形能力降低，但因第二相小而彌散，鋁合金導(dǎo)線整體變形協(xié)調(diào)性仍保持較高水平。同時(shí)，伴隨第二相的析出，Al晶內(nèi)合金元素含量減少，晶格畸變降低，塑性變形能力增強(qiáng)。因此，相對(duì)于未時(shí)效鋁合金導(dǎo)線，其塑性指標(biāo)并未發(fā)生明顯變化，甚至有所提高。隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，鋁合金導(dǎo)線斷口上出現(xiàn)較多大尺寸的韌窩，尺寸均勻性降低，且韌窩較淺（圖4d—g）。這是因?yàn)椋?jīng)過較長(zhǎng)時(shí)間的高溫時(shí)效處理，鋁合金導(dǎo)線中第二相析出的速率降低，已析出的第二相聚集長(zhǎng)大，逐漸粗化（Ostwald熟化），與Al基體的變形協(xié)調(diào)性降低，鋁合金導(dǎo)線的塑性隨之減小。

圖4 180 ℃時(shí)效不同時(shí)間鋁合金導(dǎo)線的拉伸斷口形貌 Fig.4 SEM fractographies of the Al alloy conductor wire aging at 180 ℃ under different times

綜上所述，該61.5%IACS鋁合金導(dǎo)線中的合金元素Zr、Y、Er及雜質(zhì)元素Fe有2種存在形式。當(dāng)其含量很少時(shí)（Zr、Y和Er總的質(zhì)量分?jǐn)?shù)≤0.1%，F(xiàn)e在Al中的最大固溶度為0.052%），它們?nèi)苡贏l基體中，形成置換固溶體。此時(shí)，隨著合金元素及雜質(zhì)元素含量的增加，合金電阻升高，電導(dǎo)率下降。同時(shí)，因?yàn)楣倘軓?qiáng)化效應(yīng)，鋁合金導(dǎo)線的強(qiáng)度增加，但塑性降低。隨著合金元素含量的提高，Zr、Y和Er等合金元素以AlZr(Y,Er)和A1[Zr(Y)Er]等金屬間化合物的形式彌散分布于Al的晶界、晶內(nèi)。同時(shí)，Zr、Y和Er等合金元素促進(jìn)Fe向Al的晶界偏聚，并以AlFe顆粒的形式析出。合金元素以金屬間化合物第二相顆粒的形式析出，Al基體的晶格點(diǎn)陣畸變程度降低，電子散射降低，其電導(dǎo)率相應(yīng)提高。此外，在時(shí)效初期，析出第二相尺寸細(xì)小，數(shù)量逐漸增多，且在Al基體中分布均勻，對(duì)Al晶界及位錯(cuò)的釘扎作用增強(qiáng)，鋁合金導(dǎo)線的持續(xù)增大。在180 ℃以上較長(zhǎng)時(shí)間時(shí)效條件下，伴隨著第二相顆粒的聚集長(zhǎng)大粗化，其對(duì)位錯(cuò)及Al晶界的釘扎作用減弱，鋁合金導(dǎo)線的及塑性下降。同時(shí)，時(shí)效過程中的Al晶粒長(zhǎng)大及位錯(cuò)密度降低也會(huì)導(dǎo)致鋁合金導(dǎo)線的降低，但電導(dǎo)率提高。此外，時(shí)效溫度越高，上述顯微組織結(jié)構(gòu)的變化越快，鋁合金導(dǎo)線由升高到降低的轉(zhuǎn)折點(diǎn)就會(huì)越早發(fā)生，導(dǎo)線的強(qiáng)度保持率及熱穩(wěn)定性明顯降低。

3 結(jié)論

1）伴隨著時(shí)效過程，61.5%IACS高導(dǎo)耐熱鋁合金導(dǎo)線的抗拉強(qiáng)度及伸長(zhǎng)率先上升、再逐漸下降。同時(shí)，電導(dǎo)率先增大、后逐漸趨于穩(wěn)定，這種趨勢(shì)隨時(shí)效溫度的升高而加快。經(jīng)230 ℃、1 h時(shí)效處理，鋁合金導(dǎo)線的強(qiáng)度保持率高達(dá)94%，滿足GB/T 30551—2014的要求，所有時(shí)效態(tài)鋁合金導(dǎo)線的電導(dǎo)率均高于其初始值，該高導(dǎo)耐熱鋁合金導(dǎo)線的熱穩(wěn)定性良好。

2）在時(shí)效過程中，鋁合金導(dǎo)線中的微量合金元素以A1Zr(Y,Er)和A1[Zr(Y)Er]第二相的形式析出，在Al晶內(nèi)、晶界彌散分布。同時(shí)，其中的Fe雜質(zhì)元素以A1Fe的形式在Al晶界析出。

3）第二相的析出、長(zhǎng)大是引起時(shí)效態(tài)鋁合金導(dǎo)線力學(xué)性能及電導(dǎo)率變化的主要原因，同時(shí)Al晶粒長(zhǎng)大及位錯(cuò)等缺陷的消除也對(duì)時(shí)效鋁合金導(dǎo)線的性能產(chǎn)生一定的影響。