章 劍，郭未椿，方 航

(上海理工大學材料科學與工程學院，上海 200093)

近年來，8030 鋁合金導線由于有著耐熱、良好的導電性能和力學性能被廣泛研究。電力科學研究院劉宇等人經過實驗發(fā)現(xiàn)Cu元素添加能使8030鋁合金組織細化，經過熱處理后的組組織上彌散分布著Cu和Si的第二相[1]；隨著Cu元素的增加，8030合金抗拉強度提高，而電導率下降，研究發(fā)現(xiàn)除了抗拉強度上升和導電率下降，還有延伸率也有一定的下降。除了研究關于這方面的研究文獻越來越多，申請8030鋁合金的成分專利也越來越多，許多公司也研究8030鋁合金并將生產為鋁桿出售到國外，但是對于銅含量增加，熱處理后的微觀分析還不是很多，導電性能和抗拉強度不能做到更好的平衡。本文以8030鋁合金為基礎，按照表1添加不同含量Cu，研究均勻化熱處理鋁合金力學性能和導電性能變化。

表1 8030鋁合金桿成分及成分設計Table 1 Composition design and composition of 8030 aluminum alloy rod (wt%)

1 實 驗

1.1 材料與儀器

實驗選用8030鋁合金桿(成分如表1所示)，Al-50Cu中間合金，商用精煉劑，商用覆蓋劑，商用清渣劑。

DSC 8000型差示掃描熱量儀，PerkinElmer公司；D8 ADVANCZ型X射線衍射儀，Bruker公司；Z100HT金屬材料萬能試驗機；HD-103型數(shù)字渦流導電儀；配有能譜quanta 450 型熱場發(fā)射掃描電鏡，F(xiàn)EI公司；X射線衍射儀。

1.2 實驗步驟

預設定電阻爐溫度為750 ℃，先將預熱干燥的8030鋁合金桿加入坩堝中熔煉, 等待8030鋁桿熔化 ,并將預熱干燥的Al-50Cu中間合金放入電阻爐中隨爐加熱。等待Al-50Cu中間合金熔化,加入覆蓋劑(50% NaCl+50% KCl),并將電阻爐溫度降至720 ℃，保溫20 min。下一步進行精煉,用鐘罩將商業(yè)化精煉劑送入到合金液中,輕輕的將鐘罩在坩堝四周進行攪動。待精煉完成加入清渣劑,保溫15 min，取出坩堝進行扒渣,用扒渣勺進行快速扒渣，使熔體表面無雜質。利用差示掃描熱量計對添加Cu的8030鋁合金桿進行差熱(DSC)分析，發(fā)現(xiàn)起始熔化溫度為600 ℃左右，645 ℃左右出現(xiàn)極大的熔化峰。設置的均勻化退火溫度為460 ℃、510 ℃和560 ℃保溫24 h選擇抗拉強度和延伸率最好,然后在此溫度保溫時間分別為12 h、24 h和48 h,選擇出最佳熱處理時間。用金屬材料萬能試驗機測試8030鋁合金的室溫抗拉強度及伸長率，拉伸速率為 5 mm/min；用數(shù)字渦流導電儀測試不同熱處理的鋁合金的導電性能；用熱場發(fā)射掃描電鏡對拉伸斷裂試樣進行斷口形貌拍攝；用X射線衍射儀測試不同溫度均勻化熱處理后的鋁合金樣品的XRD。

2 結果與討論

2.1 力學性能

從圖1中可以很明顯可以看出來，在銅成分含量相同的時候，隨著均勻化溫度不斷的提高抗拉強度先上升后下降，而延伸率先下降后上升；鋁合金線錠在均勻化退火處理后，在晶界處及晶粒之間富集的合金元素慢慢的向鋁基體中擴散,組織變的更加均勻使得力學性能變得更加優(yōu)秀[2]。當Cu為0.3wt%,當均勻化溫度升高到510 ℃，合金抗拉強度性和延伸率都達到最好，分別為168.7 MPa和13.6%，相對于均勻化溫度460 ℃(抗拉強度162.5 MPa，延伸率12.7%)分別提高了3.8%和7%。當勻化退火溫度繼續(xù)升高后，鋁合金晶粒出現(xiàn)了長大，導致鋁合金抗拉強度(160 MPa)和延伸率(13.2%)都下降，相對于(Cu含量為0.3wt%樣品,均勻化溫度510 ℃)分別降低了5.4%和2.9%。并可以從規(guī)律中發(fā)現(xiàn)均勻化熱處理溫度為510 ℃，力學性能是最好的，抗拉強度為168.7 MPa,延伸率為13.6%。

圖1 460 ℃、510 ℃、560 ℃不同均勻化溫度熱處理24 h下的抗拉強度和延伸率Fig.1 Tensile strength and elongation after heat treatmentat 460 ℃, 510 ℃ and 560 ℃ for 24 hours

在同一均勻化溫度時，隨著銅含量的提高，抗拉強度不斷提高，而延伸率不斷下降，在銅含量從0.15wt%到0.20wt%，抗拉強度較快，在均勻化溫度510 ℃熱處理24 h，抗拉強度提高了12.5%;而銅含量從0.20wt%到0.30wt%上升較緩慢，0.20wt%到0.25wt%抗拉強度提高了4.6%，0.25wt%到0.30wt%僅提高了3%；銅含量從0.15wt%到0.20wt%，0.20wt%到0.25wt%，0.25wt%到0.30wt%,延伸率依次降低了7.5%、7.8%、1.8%。從圖1的折線圖當中可以發(fā)現(xiàn)當銅含量從0.25wt%到0.30wt%的抗拉強度提高的極其緩慢，因為(CuA12) 相是硬脆相[3]，CuA12數(shù)量過多會對鋁合金桿的抗拉強度起到的影響逐漸降低，所以使得時8030鋁合金的抗拉強度在銅含量增加增不夠明顯。

圖2 12 h、24 h、48 h不同均勻化退火時間的鋁合金抗拉強度和延伸率Fig.2 Tensile strength and elongation of aluminum alloy withdifferent homogenization annealing time of 12 h, 24 h and 48 h

如圖2所示，當Cu含量為0.3wt%，12 h、24 h不同均勻化退火時間的鋁合金抗拉強度依次提高了3.3%、6.5%，然而當均勻化退火熱處理時間達到48h時，鋁合金的抗拉強度反而降低了3.0%，實驗表明此時有一部分在晶界處和晶粒之間存在的第二相合金元素回溶進鋁基體中，從而降低了第二相的強化作用，導致8030鋁合金的機械性能降低[4]。從圖2數(shù)據(jù)分析可知，鋁合金桿在510 ℃均勻化退火熱處理24 h后具有最好的抗拉強度。

圖3(a)為鋁合金在460 ℃、510 ℃、560 ℃均勻化處理24 h后的鋁合金硬度散點數(shù)據(jù)圖，根據(jù)數(shù)據(jù)顯示，隨著溫度的不斷提高，鋁合金的硬度先上升后下降。在460 ℃升到510 ℃，鋁合金的硬度上升特別明顯，提高了將近17%，這是因為鋁合金線錠在均勻化退火處理后，在晶界處及晶粒之間富集的合金元素慢慢的向鋁基體中擴散[5]，Cu元素與基體形成Al2Cu,Al2Cu以固溶的形式存在使得鋁合金力學性能得到提高；從510 ℃升到560 ℃，鋁合金反而下降了將近10%，當均勻化退火溫度繼續(xù)升高后，鋁合金的微觀晶粒尺寸變大[7]，導致鋁合金桿的力 學性能變差。

圖3 460 ℃、510 ℃、560 ℃均勻化處理24 h后的鋁合金硬度(a)和 510 ℃均勻化退火熱處理0 h、12 h、24 h、48 h后(b)的硬度Fig.3 hardness of aluminum alloy after homogenization at 460 ℃, 510 ℃, 560 ℃ for 24 h (a), and hardness afterhomogenization annealing at 510 ℃ for 0 h, 12 h, 24 h and 48 h(b)

圖3(b)是在510 ℃均勻化處理12 h、24 h、48 h后的鋁合金硬度，根據(jù)圖中數(shù)據(jù)表明，隨著均勻化退火熱處理的時間不斷提高，鋁合金的硬度先上升后下降，12 h上升到24 h,硬度提高了6.06%(Cu含量為0.3wt%)；24 h上升到48 h,硬度反而下降了將近4%，當均勻化退火時間繼續(xù)升高后，鋁合金的晶粒經歷長大的階段，導致鋁合金桿的力學性能變差。

2.2 導電性能

隨著熱處理時間的延長，8030鋁合金的導電率降低的幅度越來越小，添加0.3wt%Cu的鋁合金經過510 ℃/48 h均勻化熱處理后，其導電率上升到了最高到達61.3ICAS，這是由于處在基體當中的Cu元素固溶達到飽和，向經晶界處移動，并出現(xiàn)新相Al13Cu4Fe3，電子擴散阻力減少，使得導電率上升。510 ℃/24 h鋁合金的導電率相對510 ℃/24 h鋁合金導電率基本沒有多少提升，特別是當Cu含量為0.3wt%時，說明Cu元素在12 h的均勻化熱處理后基本都固溶進去了基體當中，當熱處理時間進一步上升，Cu元素就慢慢的向晶界移動，達到24 h時，只是有少量遷移到晶界而已。

圖4 510 ℃均勻化退火處理0 h、12 h、24 h、48 h后的導電性能Fig.4 Conductivity after homogenization annealing at510 ℃ for 0 h, 12 h, 24 h and 48 h

2.3 微觀分析

圖5是510 ℃/24 h均勻化熱處理的斷口形貌。鋁合金斷裂的實質是材料在應力下空洞的萌生、擴展至聚合的過程，而影響鋁合金斷裂韌性的因素無外乎內因(金屬氧化物夾雜和合金熔煉時吸氫引起的針孔)和外因(合金成分、晶粒組織、第二相)[6]。鋁合金的圖5(a)斷口形貌為韌窩狀，韌窩深淺不一均勻的分布，韌窩呈45°方向延伸，大小約為10 μm，試樣為韌性斷裂，斷裂機制為微孔聚集型。圖5(b)斷口中韌窩分布均勻，韌窩大而淺且在韌窩底部有第二相顆粒存在，當試樣受到拉伸或剪切變形時，第二相粒子與基體界面首先成為裂紋源使得抗拉強度和硬度有一定的提升。隨著應力的增加，應力集中程度加大，塑性變形量增加，韌窩逐漸撕開，韌窩周邊形成較大塑性變形的撕裂棱，較大的撕裂棱使得延伸率有所下降[7]。圖5(c) 韌窩整體呈45°方向延伸在大韌窩周圍的某些撕裂棱附近分布著許多淺微孔，相對于Al-0.15Cu-0.55Fe(a)，Al-0.20Cu-0.55Fe(b)和Al-0.25Cu-0.55Fe(c)的韌窩有所增大，大小約為12 μm，韌窩周邊形成較大塑性變形的撕裂棱，延伸率進一步下降。圖5(d) 韌窩整體呈45°方向延伸在大韌窩周圍的某些撕裂棱附近分布著許多淺微孔，相對于Al-0.15Cu-0.55Fe(a)和Al-0.20Cu-0.55Fe(b)，Al-0.25Cu-0.55Fe(c)的韌窩有所增大，大小約為12 μm，韌窩周邊形成較大塑性變形的撕裂棱，延伸率進一步下降。

圖5 Al-0.15Cu-0.55Fe(a)；Al-0.20Cu-0.55Fe(b)；Al-0.25Cu-0.55Fe(c)；Al-0.30Cu-0.55Fe(d)Fig.5 Al-0.15Cu-0.55Fe(a)；Al-0.20Cu-0.55Fe(b)；Al-0.25Cu-0.55Fe(c)；Al-0.30Cu-0.55Fe(d)

圖6為添加銅含量為0.3wt%的8030鋁合金試樣不同溫度均勻化退火熱處理24 h XRD圖譜。其中a為未均勻化熱處理的試樣，b、c和d分別為在460 ℃、510 ℃和560 ℃下均勻化退火24 h的XRD圖譜。由圖中可以看出從未熱處理試樣(a)到460 ℃均勻化退火處理試樣(b)，在77°附近多出一個(CuAl2)相峰，說明在熱處理中，在晶界和晶界邊緣的Cu元素擴散到集體當中，以固溶的形式增強鋁合金的力學性能。隨著溫度的升高，由460 ℃均勻化退火處理試樣(b)到510 ℃均勻化退火處理試樣(c)，在21°、28°、34°、58°附近出現(xiàn)了Al13Cu4Fe3相，隨著溫度升高到560 ℃，峰值略有增強，在固溶達到飽和時，在基體當中的合金元素又會向晶界處遷移形成共晶相，因此會發(fā)現(xiàn)第二相(CuAl2)相峰有明顯的減少，導致固溶度降低，使得8030鋁合金的電阻減少，導電率上升。

圖6 未熱處理(a)；460 ℃熱處理(b)；510 ℃熱處理(c)；560 ℃熱處理(d)Fig.6 Without heat treatment(a)；heat treatment at 460 ℃(b)；heat treatment at 510 ℃(c)；heat treatment at 560 ℃(d)

3 結 論

(1)隨著均勻化溫度不斷提高，抗拉強度和硬度先上升后下降，延伸率和導電率先下降后上身升，得到綜合性能最好是在510 ℃均勻化處理;

(2)在510 ℃，隨著熱處理時間提高，抗拉強度和硬度先上升后下降，延伸率導電率先下降后上升，在Cu為0.3wt%,在510 ℃下均勻化退火24好得到最好的綜合性能，抗拉強度168.7 MPa，延伸率 13.6%，硬度69.3HV,導電率60.6IACS。

(3)熱處理溫度由460 ℃升到510 ℃，Al2Cu固溶相減少，出現(xiàn)了Al13Cu4Fe3相，電阻率下降，導電率上升。