鄢 俊，雷源源，張曉燕

(貴州大學(xué) 材料與冶金學(xué)院，貴州 貴陽(yáng) 550025)

鋁合金電工圓桿是制備鋁合金輸電導(dǎo)線的原材料，其抗拉強(qiáng)度和導(dǎo)電率往往難以同時(shí)達(dá)到使用要求[1-3]。隨著“西電東送”、“兩型三新”、“智能電網(wǎng)”等國(guó)家電網(wǎng)戰(zhàn)略實(shí)施，傳統(tǒng)的鋼芯鋁絞線，其綜合性能滿足不了城鄉(xiāng)電網(wǎng)改造的需求，因此開(kāi)發(fā)一款性能優(yōu)良的輸電鋁合金導(dǎo)線顯得極為重要。鋁合金導(dǎo)線的合金成分和形變熱處理工藝是影響其綜合性能的主要原因。張曉燕等研究了合金元素硼[4]、銅[4-5]、釔[6-7]、鋯和鈰[8]等對(duì)材料顯微組織和性能的影響，確定了實(shí)驗(yàn)室鋁合金電工圓桿的最佳成分配比，并應(yīng)用于實(shí)際工業(yè)生產(chǎn)。通過(guò)適當(dāng)?shù)男巫儫崽幚砉に?，如單、雙級(jí)形變時(shí)效處理[9-10]，材料的綜合性能進(jìn)一步得到提高。然而大多數(shù)形變?yōu)槔渥冃翁幚?，未?duì)熱變形溫度進(jìn)行研究，因此本文選擇已成分優(yōu)化的合金，探究不同熱軋溫度對(duì)其顯微組織形貌及力學(xué)性能的影響，為稀土鋁合金電工圓桿的熱變形工藝提供參考。

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

實(shí)驗(yàn)材料為硼化處理后的工業(yè)純鋁，鑭、鈰、釔和銅元素均以中間合金方式添加并熔煉澆鑄成圓棒狀毛坯(直徑:Φ23 mm，長(zhǎng)度:120 mm)，具體合金成分如下表1。材料經(jīng)350 ℃×1 h+510 ℃×6 h雙級(jí)固溶處理后，研究不同熱軋溫度(23～400 ℃)對(duì)其導(dǎo)電率和抗拉強(qiáng)度的影響，并結(jié)合SEM觀察軋制過(guò)程中顯微形貌的演變規(guī)律。采用雙臂電橋?qū)嶒?yàn)測(cè)定材料電阻率，利用Instron-8501材料拉伸試驗(yàn)機(jī)測(cè)得抗拉強(qiáng)度，借助KYKY-2800B掃描電鏡觀察分析顯微組織。

表1 鋁合金的化學(xué)成分Tab.1 The chemical compositions of aluminum alloy %

2 結(jié)果與分析

2.1 導(dǎo)電率和抗拉強(qiáng)度

圖1(a)為不同熱軋溫度對(duì)合金導(dǎo)電率的影響曲線。當(dāng)熱軋溫度范圍為23～150 ℃時(shí)，隨著軋制溫度的升高，合金的導(dǎo)電率呈明顯上升趨勢(shì)，熱軋溫度為150 ℃時(shí)，其導(dǎo)電率達(dá)到58.6%IACS。這是由于熱軋過(guò)程加速了第二相的析出速率，降低了合金內(nèi)晶體缺陷及晶格畸變程度，電子的散射作用減弱，因此合金的導(dǎo)電率在初始階段呈遞增趨勢(shì)[11]。150～250 ℃熱軋?zhí)幚?，合金的?dǎo)電率急劇下降，250 ℃熱軋后合金的導(dǎo)電率為58.3%IACS。當(dāng)熱軋溫度超過(guò)250 ℃時(shí)，合金的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶過(guò)程基本完成，出現(xiàn)晶粒長(zhǎng)大現(xiàn)象，400 ℃熱軋?zhí)幚砗辖鸬膶?dǎo)電率基本維持穩(wěn)定，約為59.2%IACS。

圖1(b)為不同熱軋溫度對(duì)合金抗拉強(qiáng)度的影響曲線。低溫?zé)彳執(zhí)幚?23～100 ℃),由于動(dòng)態(tài)回復(fù)的作用，合金的抗拉強(qiáng)度變化幅度不大。熱軋溫度大于100 ℃時(shí)，合金的力學(xué)性能呈顯著變化，并在150 ℃熱軋?zhí)幚砗螳@得最大的抗拉強(qiáng)度值，約為168 Mpa。熱軋溫度繼續(xù)升高，合金動(dòng)態(tài)再結(jié)晶程度逐漸增加，并出現(xiàn)晶粒長(zhǎng)大現(xiàn)象，結(jié)合Hall-petch公式，合金的抗拉強(qiáng)度呈逐漸降低趨勢(shì)，熱軋溫度為400 ℃時(shí)，合金的抗拉強(qiáng)度值僅為131 Mpa，相比于峰值降低了37 Mpa。

圖1 熱軋溫度對(duì)試樣導(dǎo)電率(a)和抗拉強(qiáng)度(b)的影響Fig.1 Effect of hot rolling temperature on electrical conductivity (a) and tensile strength (b) of specimen

2.2 微觀形貌及成分分析

圖2是合金在不同熱軋溫度下的顯微組織形貌。由圖可知，合金經(jīng)軋制變形量為83%的熱軋?zhí)幚砗?，晶界已?jīng)模糊不清，出現(xiàn)了大量的纖維組織，沿軋制方向分布。隨著熱軋溫度的升高，合金內(nèi)部的析出相大部分偏聚在晶界處，少量顆粒狀析出相位于晶粒內(nèi)部。室溫軋制處理，合金內(nèi)部的析出相呈彌散分布，尺寸形貌為顆粒狀和長(zhǎng)棒狀，未出現(xiàn)明顯偏聚于晶界的現(xiàn)象，如圖2(a)所示。經(jīng)50 ℃、100 ℃、150 ℃熱軋?zhí)幚?，合金?nèi)部的析出相逐漸偏聚于晶界，而晶內(nèi)分布著少量顆粒狀析出相和細(xì)小的等軸狀再結(jié)晶晶粒。回復(fù)及再結(jié)晶初始階段，材料內(nèi)部的點(diǎn)缺陷濃度急劇減少，導(dǎo)致點(diǎn)陣畸變對(duì)電子的散射作用減小，因此，合金的導(dǎo)電率呈圖1(a)曲線的變化趨勢(shì)。如圖2(e)所示，經(jīng)200 ℃熱軋?zhí)幚?，合金的再結(jié)晶程度達(dá)到最大，顯微組織中出現(xiàn)了大量的等軸晶，此時(shí)黑色析出物清晰地偏聚于晶界處。隨著熱軋溫度的升高，新的等軸晶互相吞食而長(zhǎng)大，最終得到一個(gè)較為穩(wěn)定的晶粒尺寸，如圖2(f)～ 2(i)。當(dāng)熱軋溫度超過(guò)200 ℃時(shí)，合金內(nèi)部的析出相尺寸變粗，出現(xiàn)了明顯的長(zhǎng)大現(xiàn)象，經(jīng)250 ℃熱軋?zhí)幚?，析出相的粗化程度最顯著，如圖2(f)所示。

圖3為合金在23 ℃、150 ℃、300 ℃熱軋?zhí)幚砗蟮腟EM顯微組織形貌圖。經(jīng)23 ℃室溫軋制，合金內(nèi)部的析出相呈彌散分布，顆粒狀析出相的數(shù)量占主導(dǎo)，且尺寸大小范圍約為1～5um，而條狀析出相的尺寸可以達(dá)到7 um，如圖3(a)～(c)所示。結(jié)合表2能譜分析結(jié)果可以得到各合金元素的偏聚情況，圖3(c)中a、b處析出相的合金元素主要是Al、La、Ce和Y，而基體c處Al元素含量較高，其它合金元素含量極少，復(fù)雜的析出相可能由Al2Cu，Al3Y，Al0.3Fe3Si0.7，F(xiàn)e3Si、CeCu6等物相組成[8,10]。由圖3(f)可知，較大的條狀析出相在83%大應(yīng)變軋制下被破碎，但熱軋溫度為150 ℃時(shí)，條狀析出相的數(shù)量占主導(dǎo)，而合金內(nèi)部析出相的彌散程度下降，出現(xiàn)了偏聚現(xiàn)象。圖3(f)中a處為富含Al、Cu元素的粒狀相，條狀相b處和基體c處的合金成分及含量無(wú)明顯差異。隨著熱軋溫度持續(xù)到300 ℃，相比于23 ℃、150 ℃熱軋?zhí)幚?，此時(shí)析出相的尺寸出現(xiàn)了顯著細(xì)化。軋制溫度升高雖然促進(jìn)了析出相長(zhǎng)大，但大變形軋制處理后，析出相的尺寸最終還是會(huì)被細(xì)化，如圖3(g)～(i)所示。

(a)23 ℃，(b)50 ℃，(c)100 ℃，(d)150 ℃，(e)200 ℃，(f)250 ℃，(g)300 ℃，(h)350 ℃，(i)400 ℃圖2 不同熱軋溫度下合金的顯微組織Fig.2 Microstructure of alloys at different hot rolling temperatures

(a)～(c)23 ℃，(d)～(f)150 ℃，(g)～(i)300 ℃圖3 熱軋態(tài)合金中析出相組織SEM形貌及EDS能譜圖Fig.3 SEM morphology and EDS spectrum of precipitated phase structure in hot-rolled alloy

表2 能譜結(jié)果Tab.2 EDS analysis results of sample %

3 結(jié)論

(1)經(jīng)150 ℃熱軋?zhí)幚?，材料的?dǎo)電率和抗拉強(qiáng)度達(dá)到最佳，分別為58.6% IACS和168 Mpa。

(2)經(jīng)23 ℃室溫軋制，析出相呈彌散分布，顆粒狀析出相尺寸大小范圍約為1～5 um，而條狀析出相的尺寸可以達(dá)到7 um。隨著熱軋溫度的升高，析出相逐漸偏聚于晶界，并出現(xiàn)粗化現(xiàn)象，但大變形軋制處理后，析出相的尺寸最終還是會(huì)被細(xì)化。