熱處理型中強度鋁合金導體材料的組織與性能

劉東雨 ，李文杰，高 倩，侯世香 ，韓 鈺 ，祝志祥

(1. 華北電力大學 能源動力與機械工程學院，北京 102206；2. 國家火力發(fā)電工程技術(shù)研究中心，北京 102206；3. 國網(wǎng)智能電網(wǎng)研究院 電工新材料及微電子研究所，北京 102211)

由電導率≥58.5%(IACS)、抗拉強度≥230 MPa的 Al-Mg-Si系鋁合金單絲絞制成的中強度全鋁合金導線是國家電網(wǎng)公司推廣的節(jié)能導線[1-3]。該Al-Mg-Si系鋁合金導體材料由α(A1)、亞穩(wěn)態(tài)Mg2Si相和AlFeSi相組成。根據(jù)w(Mg)/w(Si)比值，可將Al-Mg-Si系合金分為Si過剩合金、平衡合金和Mg過剩合金，其中Si過剩合金強度較高，Mg過剩合金強度較低。在架空輸電導線用的Al-Mg-Si系鋁合金中，高強度鋁合金導線用的6101A和6201鋁合金是Si過剩型的，中強度鋁合金導線所用鋁合金既有Si過剩型的，又有Mg過剩型的[3-5]。另外，研究者多關(guān)注均勻化處理對富鐵相轉(zhuǎn)變的影響，較少關(guān)注成分對富鐵相的影響[6]。為進一步提高中強度鋁合金導線的電導率，本文作者研究了w(Mg)/w(Si)比對A1-Mg-Si合金中的AlFeSi相和性能的影響，以指導高電導率中強度鋁合金導體材料的合金設計。

1 實驗

采用Cr+Mn+V+Ti含量分別為0.011和0.009的Al99.70和 Al99.90重熔鋁錠、Al-3.6Mg、Al-24.3Si和Al-3.0B中間合金，配置不同Mg、Si含量的Al-Mg-Si實驗合金。實驗合金的名義成分見表1和表2。表1列出的實驗合金中，合金a和b為Si過剩合金，合金c為平衡合金，合金d和e為Mg過剩合金。表2所列的7種實驗合金中，合金1的Mg2Si含量為0.5 %、合金2~4的Mg2Si含量為0.6 %、合金5~7的Mg2Si含量為0.8 %，其中合金1，3和6為Si過剩合金，合金2和5為平衡合金，合金4和7為Mg過剩合金。所有實驗合金均在功率為12 kW的電阻爐中用剛玉坩堝熔煉。熔煉過程如下：先將工業(yè)純鋁熔化并加熱至750 ℃，然后采用中間合金調(diào)配化學成分。待中間合金熔化后扒渣、加入覆蓋劑，每5 min攪拌一次，攪拌 3次后保溫靜置 20 min，扒渣后在鐵模中澆鑄成d9.5 mm的圓棒。將圓棒加熱到540 ℃、保溫1 h后熱軋，熱軋變形量為32.5 %。再在室溫下進行多道次拉拔，拉拔成d2.3 mm的單絲，拉拔變形量為91.3 %。將單絲分別在 150、155、160、165、175、185和 195 ℃時效4 h后，采用SB2230型直流數(shù)字電阻測試儀測定其電阻值并換算成 20 ℃的電導率，采用 SANS CMT5105微機控制電子萬能材料試驗機測定其抗拉強度，拉伸速率為20 mm/min。用JEOL-LV 6490型掃描電鏡觀察實驗材料的鑄態(tài)組織和拉拔態(tài)組織中AlFeSi相的形貌，并用牛津INCA能譜儀測定該相的微區(qū)成分。

表1 采用Al99.70工業(yè)純鋁制備的Al-Mg-Si實驗合金的名義成分Table 1 Nominal compositions of Al-Mg-Si experimental alloy prepared with Al99.70

表2 采用Al99.90工業(yè)純鋁制備的Al-Mg-Si實驗合金的名義成分Table 2 Nominal composition of Al-Mg-Si experimental alloy prepared with Al99.90

2 實驗結(jié)果

2.1 合金的顯微組織

實驗發(fā)現(xiàn)，隨著Si含量(見表1)的減少鑄態(tài)組織中的AlFeSi相由針狀向骨骼狀變化(見圖1)。圖2所示為拉拔態(tài)組織的背散射電子像，可見在Si過剩合金中，AlFeSi相沿拉拔變形方向形成鏈狀，且鏈狀AlFeSi相附近的基體上出現(xiàn)微孔洞，而在Si含量較低的平衡合金和Mg過剩合金中未發(fā)現(xiàn)AlFeSi相附近的基體上有微孔洞。對圖 2(b)和圖2(c)中的疑似微孔洞進行能譜分析，發(fā)現(xiàn)其為Al2O3夾雜物。

2.2 合金的性能

用Al99.70工業(yè)純鋁制備的Al-Mg-Si合金的抗拉強度和電導率如表3所列。用Al99.90工業(yè)純鋁制備的Al-Mg-Si合金的抗拉強度和電導率分別見表4和表5。對AlFeSi相進行能譜分析發(fā)現(xiàn)，鑄態(tài)組織和拉拔態(tài)組織中富鐵相的Fe/Si比(摩爾比)均隨合金中 Si含量的降低而增大(見圖3)。由合金1、3和6的實驗數(shù)據(jù)可見，在相同抗拉強度條件下，含0.5%Mg2Si的合金具有較高的電導率，但隨著抗拉強度的提高，Mg2Si含量造成的電導率差異變小(見圖 4)。Mg過剩和 Si過剩對合金強度和電導率的影響如圖 5所示。對于Mg2Si含量為0.6%的合金，在相同強度水平下，合金4(Mg過剩合金)的電導率較高，合金2(平衡合金)的次之，合金3(Si過剩合金)的導電率最低(見圖5(a))；對于Mg2Si含量為0.8%的合金，強度高于230 MPa時，合金6(Si過剩合金)的導電率較高，合金7(Mg過剩合金)的次之，合金 5(平衡合金)的導電率最低(見圖5(b))。對于采用Al99.70熔煉的含0.5%Mg2Si的合金b、c和d，其抗拉強度和電導率的關(guān)系見圖6?？梢钥闯鲭S著Si過剩度的降低，在相同強度水平下合金的電導率提高，表現(xiàn)出與圖5(a)相似的規(guī)律。Al99.70工業(yè)純鋁中含有0.16%Fe，而Al 99.90工業(yè)純鋁中含有0.06%Fe，可見Mg過剩合金中的Fe含量不影響其具有較高電導率的規(guī)律。

圖1 Al-xSi-0.32Mg合金鑄態(tài)試樣中Al-Fe-Si相形貌Fig. 1 Micrograph of AlFeSi phase in as-cast Al-xSi-0.32Mg alloy: (a) Al-0.40Si-0.32Mg; (b) Al-0.25Si-0.32Mg;(c) Al-0.15Si-0.32Mg

圖2 拉拔Al-xSi-0.32Mg合金線中的Al-Fe-Si相形貌Fig. 2 Micrographs of AlFeSi phase in Al-xSi-0.32Mg drawn wire: (a) Al-0.40Si-0.32Mg; (b) Al-0.25Si-0.32Mg;(c) Al-0.15Si-0.32Mg

表3 時效溫度對合金b~d抗拉強度和電導率的影響Table 3 Effect of ageing temperature on tensile strength and electrical conductivity of experimental alloys b-d

圖3 Al-xSi-0.32Mg合金中Si含量與AlFeSi相中Fe/Si摩爾比的關(guān)系Fig. 3 Relationship of Fe/Si mole ratio in AlFeSi phase with Si content in Al-xSi-0.32Mg alloy: (a) As-cast; (b) As-rolled and drawn

圖4 不同Mg2Si含量時Al-Mg-Si合金抗拉強度與電導率的關(guān)系Fig. 4 Relationship between tensile strength and electrical conductivity of Al-Mg-Si alloy with different Mg2Si contents

圖5 不同Mg2Si含量時Al-Mg-Si合金的強度和電導率的關(guān)系Fig. 5 Relationship between tensile strength and electrical conductivity of Al-Mg-Si alloy with different Mg2Si contents

圖6 實驗合金b、c和d的電導率和抗拉強度的關(guān)系Fig. 6 Relationship between conductivity of samples b, c and d and tensile strength

3 分析與討論

3.1 合金的顯微組織

Al-Mg-Si合金在凝固過程中，通常AlFeSi相結(jié)晶于α(A1)枝晶間。鑄態(tài)時AlFeSi相呈現(xiàn)兩種形貌：漢字狀(或骨骼狀)的α(AlFeSi)相和針狀(或盤片狀)β(AlFeSi)相。α(AlFeSi)相中 Si含量較低，F(xiàn)e/Si質(zhì)量比在 5.5~2.75(摩爾比為 2.75~1.38)之間，β(AlFeSi)相中Si含量較高，F(xiàn)e/Si質(zhì)量比在2.25~1.60(摩爾比為1.13~0.80)之間[7-8]。Si過剩的Al-Mg-Si合金凝固時通常形成針狀β(AlFeSi)相[9-10]，這種初生相硬而脆，幾乎不在鋁中固溶，但會降低合金的伸長率，惡化合金的加工性能。顯微組織觀察表明，在鑄態(tài)組織中隨著Si量降低，合金類型從Si過剩型向平衡合金到Mg過剩型合金轉(zhuǎn)變，鑄態(tài)組織中的AlFeSi相由針狀向骨骼狀變化；對第二相進行能譜分析的結(jié)果顯示，在平衡合金和 Mg過剩合金中，AlFeSi相中 Fe/Si摩爾比≥1.4；對拉拔樣進行微觀分析亦發(fā)現(xiàn)平衡合金和Mg過剩型合金中AlFeSi相附近基體上出現(xiàn)微孔洞幾率減小。綜上所述可以判斷出，在Si過剩的Al-Mg-Si合金中，富鐵相為β(AlFeSi)相，在Mg過剩的Al-Mg-Si合金中，富鐵相為α(AlFeSi)相。

3.2 合金的性能

由表3和表4可知，實驗合金在150 ℃以上溫度時效后，合金處于過時效狀態(tài)。對于實驗合金 2~7，在相同時效制度下，無論是Si過剩還是Mg過剩合金，其抗拉強度均高于相同Mg2Si含量的平衡合金的抗拉強度，Si、Mg過剩引起的抗拉強度增量見表6?？梢奡i過剩合金在165~175 ℃時效后，抗拉強度增量較大，Mg過剩合金在175~185 ℃時效后，抗拉強度增量較大，且在Mg2Si含量為0.6%的合金中，Mg過剩使合金的抗拉強度提高幅度更大。文獻[4，11-13]報道，無論是平衡合金、Si過剩合金還是Mg過剩合金，當共格的β″相為主要強化相時，出現(xiàn)強度峰值。進一步提高時效溫度，則使共格的β″相數(shù)量減少，與基體呈半共格的β′相數(shù)量增多，在稍微過時效時，平衡合金的強化相為納米尺度的β′和β″相。盡管Si、Mg過剩合金的顯微組織中還存在Si、Mg固溶原子，由表7[14]給出的部分合金元素的固溶強化效應計算表明，Si或Mg原子過剩量＜0.05%時合金的固溶強化對抗拉強度的貢獻不足1 MPa。由此可見，Si、Mg過剩型合金抗拉強度的提高，主要還是過剩 Si、Mg的細化亞穩(wěn)相并增加亞穩(wěn)相體積分數(shù)所致。Si提高β″相的形核率、使β″相的體積分數(shù)增大，Si又促進β″相向β′相轉(zhuǎn)變，這使 Si過剩合金較早出現(xiàn)最大強化效應，經(jīng)165~175 ℃時效后，過剩Si對合金的強化效應達到峰值。由于過剩Mg抑制β″相向β′相轉(zhuǎn)變，形成尺寸較小的β′相，因此，Mg延遲出現(xiàn)強化效應峰，Mg過剩合金在175~185 ℃時效后才達到強化峰值(見表6)。從而使Mg過剩合金可以在更高溫度下進行時效，使合金的電導率較高。

實驗合金的電導率隨著時效溫度的提高而增大。這是因為合金元素處于固溶狀態(tài)時，其對電導率危害最大，析出的共格β″相次之、半共格β′相再次之、非共格β相影響最小[4,15]，部分元素對電阻率的影響見表8[16]。不同類型的Al-Mg-Si合金的電阻率與析出相的性質(zhì)、數(shù)量、大小、分布及固溶原子有關(guān)。在稍過時效狀態(tài)下，Si過剩合金中析出的β″相和β′相細小、數(shù)量多，Mg過剩合金中的β″相則轉(zhuǎn)變成尺寸更小的β′相。少量Si、Mg固溶導致電阻率降低，且在相同抗拉強度水平下，Si、Mg過剩合金具有較高的電阻率。由于Mg過剩合金的時效溫度高，更多的β″相向β′相轉(zhuǎn)變，從而表現(xiàn)出在相同抗拉強度水平下，Mg過剩合金具有較高的電阻率。

表6 Si、Mg過剩對抗拉強度的影響Table 6 Effect of excess Si and Mg on tensile strength

表7 部分元素對鋁的固溶強化效應[14]Table 7 Contribution of each element to solid solution hardening of aluminum[14]

表8 雜質(zhì)元素存在狀態(tài)對鋁導體電阻率的影響[16]Table 8 Effect of impurity element state on resistivity of aluminum

4 結(jié)論

1) 在Al-Mg-Si系合金中，隨著w(Mg)/w(Si)比的增大，富鐵相形貌由針狀變成骨骼狀，且富鐵相中w(Fe)/w(Si)比值增大。Si過剩型合金的富鐵相為β(AlFeSi)相，Mg過剩型合金的富鐵相為α(AlFeSi)相。

2) Mg2Si含量為0.6%的Mg過剩型Al-Mg-Si合金在抗拉強度為230 MPa時，其電導率為59.0%(IACS)。Mg2Si含量≤0.6%的 Mg過剩型 Al-Mg-Si合金在225~250 MPa的強度水平下具有較高的電導率，可作為高電導率中強度導體材料開發(fā)的基礎。

[1] 葉鴻聲. 中強度全鋁合金導線在輸電線路中的應用[J]. 電力建設, 2010, 31(12): 14-19.YE Hong-sheng. Application of moderate-strength all aluminum alloy conductor in transmission lines[J]. Electric Power Construction, 2010, 31(12): 14-19.

[2] 劉東雨, 侯世香, 劉靜靜, 李寶讓, 韓 鈺. 中強度全鋁合金導線的發(fā)展[J]. 熱處理技術(shù)與裝備, 2013, 34(2): 25-28.LIU Dong-yu, HOU Shi-xiang, LIU Jing-jing, LI Bao-rang,HAN Yu. Development of medium strength all aluminum alloy conductor[J]. Heat Treatment Technology and Equipment, 2013,34(2): 25-28.

[3] 劉 斌, 鄭 秋, 黨 朋, 曾 偉. 鋁合金在架空導線領域的應用及發(fā)展[J]. 電線電纜, 2012(4): 10-15.LIU Bin, ZHENG Qiu, DANG Peng, ZENG Wei. Development and applications of aluminum alloy in overhead lines[J]. Electric Wire & Cable, 2012(4): 10-15.

[4] 劉東雨, 高 倩, 李寶讓, 劉靜靜, 侯世香, 韓 鈺, 陳 新,馬 光. 6xxx系鋁合金導體材料的時效行為[J]. 材料熱處理學報, 2013, 34(增刊): 7-11.LIU Dong-yu, GAO Qian, LI Bao-rang, LIU Jing-jing, HOU Shi-xiang, HAN Yu, CHEN Xin, MA Guang. Ageing behaviors of 6xxx series aluminum alloy for conductor materials[J].Transactions of Materials and Heat Treatment, 2013,34(Suppliment): 7-11.

[5] 成 祥, 陸正榮, 周 鋒. 錫盟—南京1000 kV交流特高壓工程用中強度全鋁合金導線的研制[J]. 電線電纜, 2012(5):22-24.CHENG Xiang, LU Zheng-rong, ZHOU Feng. Development of medium strength all aluminum alloy conductor for Ximeng to Nanjing 1000 kV AC EHV project[J]. Electric Wire & Cable,2012(5): 22-24.

[6] 杜 鵬, 閆曉東, 李彥利, 沈 建. 6061鋁合金中富鐵相在均勻化過程中的相變機理[J]. 中國有色金屬學報, 2011, 21(5):981-987.DU Peng, YAN Xiao-dong, LI Yan-li, SHEN Jian.Transformation mechanism of iron-rich phase in 6061 aluminium alloy during homogenization[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2011, 21(5): 981-987.

[7] 張 靜, 彭 建, 潘復生. 工業(yè)純鋁中的化合物相[J]. 輕合金加工技術(shù), 2000, 28(5): 1-6.ZHANG Jing, PENG Jian, PAN Fu-sheng. Intermetallic compound in commercial purity aluminum[J]. Light Alloy Fabrication Technology, 2000, 28(5): 1-6.

[8] VERMA A, KUMAR S, GRANT P S, O’REILLY K A Q.Influence of cooling rate on the Fe intermetallic formation in an AA6063 Al alloy[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2013,555: 274-282.

[9] TANIHATA H, SUGAWARA T, MATSUDA K, IKENO S.Effect of casting and homogenizing treatment conditions on the formation of Al-Fe-Si intermetallic compounds in 6063 Al-Mg-Si alloys[J]. Materials Science, 1999, 34: 1205-1210.

[10] 曹零勇, 郭明星, 崔 華, 蔡元華, 張巧霞, 胡曉倩, 張濟山.Al-Mg-Si系合金均勻化過程中β→α相轉(zhuǎn)變動力學研究[J]. 金屬學報, 2013, 49(4): 428-434.CAO Ling-yong, GUO Ming-xing, CUI Hua, CAI Yuan-hua,ZHANG Qiao-xia, HU Xiao-qian, ZHANG Ji-shan. Study on the kinetics of phase transformation β→α in the homogeneous heat treatment of Al-Mg-Si series alloys[J]. Acta Metallurgica Sinica,2013, 49(4): 428-434.

[11] GUPTA A K, LIOYD D J, COURT S A. Precipitation hardening in Al-Mg-Si alloys with and without excess Si[J]. Materials Science and Engineering A, 2001, 316: 11-17.

[12] EDWARDS G A, STILLER K, DUNLOP G L, COUPER M J.The precipitation sequence in Al-Mg-Si alloys[J]. Acta Mater,1998, 46(11): 3893-3904.

[13] 袁生平, 蒲 雄, 張國君, 劉 剛, 王瑞紅, 孫 軍, 陳康華.多重時效析出第二相對Al-Mg-Si合金電導率的影響[J]. 中國有色金屬學報, 2010, 20(11): 2070-2074.YUAN Sheng-ping, PU Xiong, ZHANG Guo-jun, LIU Gang,WANG Rui-hong, SUN Jun, CHEN Kang-hua. Effects of multiple precipitates on electrical conductivity of aged Al-Mg-Si alloys[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2010,20(11): 2070-2074.

[14] HORIKOSHI T, KURODA H, SHIMIZU M, AOYAMA S.Development of aluminum alloy conductor with high electrical conductivity and controlled tensile strength and elongation[J].Hitachi Cable Review, 2006, 25: 18-21.

[15] 蔡軍輝, 金 曼, 邵光杰. 固溶態(tài) Al-Mg-Si合金的電阻變化研究[J]. 材料熱處理學報, 2008, 29(5): 97-100.CAI Jun-hui, JIN Man, SHAO Guang-jie. Research on resistivity of solution-treated Al-Mg-Si alloys[J]. Transactions of Materials and Heat Treatment, 2008, 29(5): 97-100.

[16] 王祝堂, 田榮璋. 鋁合金及其加工手冊[M]. 3版. 長沙: 中南大學出版社, 2005: 937.WANG Zu-tang, TIAN Rong-zhang. Handbook of aluminum alloy and processing[M]. 3rd ed. Changsha: Central South University of Technology Press, 2005: 937.