楊岳清，王章潔，王悅存，陸煥煥，杜君莉， 馬云瑞，王朝華，單智偉

(1.西安交通大學(xué) 金屬材料強度國家重點實驗室，陜西 西安 710049) (2.國網(wǎng)河南省電力公司電力科學(xué)研究院，河南 鄭州 450052)

1 前 言

自1882年第一條電壓達2 kV、長度達57 km的直流輸電線路問世以來[1]，人類社會持續(xù)增長的電力需求不斷推動輸電技術(shù)發(fā)展創(chuàng)新，以實現(xiàn)更大容量、更遠距離的電力輸送。歷經(jīng)數(shù)個世紀(jì)的技術(shù)積累，輸電電壓從不足10 kV逐漸攀升至1000 kV以上，正式宣告人類進入特高壓輸電時代[1, 2]。特高壓輸電技術(shù)具有大容量、長距離、低損耗等特點，能夠有效連接相距數(shù)千公里的能源基地與負荷中心，是我國經(jīng)濟社會發(fā)展不可或缺的能源大動脈[1-4]。特高壓輸電甚至有望連接全球清潔能源供應(yīng)商與發(fā)達工商業(yè)中心，構(gòu)建全球能源互聯(lián)網(wǎng)，促進人類社會低碳、環(huán)保和可持續(xù)發(fā)展[5]。

換流變是特高壓輸電線路的核心設(shè)備[1, 2]，以繞組換位導(dǎo)線(continuously transposed cables, CTC)和套管為代表的關(guān)鍵導(dǎo)電部件均由銅制成。由于電流的焦耳熱效應(yīng)，導(dǎo)電部件不得不在溫升環(huán)境下服役。根據(jù)工況不同，溫升可分為兩種。正常工況下，部件在相對低的近恒定溫度被長時間加熱，例如，我國向家壩—上?！?00 kV特高壓直流輸電換流變閥側(cè)額定電流達3266 A，繞組平均溫升為55 ℃，熱點溫度達120 ℃[2]。此外，突發(fā)短路工況下，流經(jīng)換流變的瞬時電流達數(shù)萬安培[6]，部件在短時間內(nèi)被加熱至數(shù)百攝氏度[7]。甚至，漏磁引發(fā)的渦流可進一步局部加熱部件至更高溫度[8]。換流變導(dǎo)電部件多由半硬銅加工制成，半硬銅是純銅經(jīng)冷變形[9]引入大量晶界和林位錯，其可阻礙位錯滑移[10-12]，從而提高強度以滿足工程要求。焦耳熱會引起晶界和林位錯結(jié)構(gòu)演化，降低半硬銅強度。在油浸式換流變中，銅部件強度降低會導(dǎo)致塑性變形，破壞絕緣保護，引發(fā)火災(zāi)甚至爆炸，造成重大安全事故與經(jīng)濟損失。然而至今特高壓工程用換位導(dǎo)線在工況熱條件下的力學(xué)性能劣化程度仍缺乏定量數(shù)據(jù)，尤其是考慮加熱時間影響的研究工作更是鮮見報道。

本文以特高壓換流變繞組換位導(dǎo)線半硬銅為研究對象，設(shè)計100 ℃/200 ℃恒溫加熱不同時間(1～168 h)和100～600 ℃不同溫度加熱1 h兩類加熱實驗，分別模擬正常工況和突發(fā)短路工況溫升，研究了加熱溫度與加熱時間對換位導(dǎo)線半硬銅硬度及其顯微組織演化的影響。

2 實驗材料與方法

2.1 實驗材料

特高壓換流變繞組換位導(dǎo)線由國家電網(wǎng)河南省電力公司電力科學(xué)研究院提供，其化學(xué)成分列于表1。此外，換流變中另一關(guān)鍵部件——套管，采用與換位導(dǎo)線相同的材料制備加工而成，故本實驗結(jié)果同樣對套管具有參考意義。

表1 換位導(dǎo)線半硬銅化學(xué)成分表

2.2 加熱實驗

為模擬突發(fā)短路工況，設(shè)計變溫短時加熱，分別在100，200，400和600 ℃加熱試樣1 h；為模擬正常工況，設(shè)計恒溫長時加熱，分別在100和200 ℃加熱試樣12，24，72和168 h。恒溫長時加熱設(shè)定溫度大致代表換位導(dǎo)線實際服役工況下的溫度上限和下限。加熱實驗溫升速率均為5 ℃·min-1，最后淬火保留試樣組織。為避免氧化，加熱實驗均在10-2Pa真空度下進行。加熱實驗設(shè)計示意圖如圖1所示。

圖1 加熱實驗設(shè)計示意圖：(a)變溫短時加熱實驗，(b)恒溫長時加熱實驗Fig.1 Schematic of the heating experiment setups：(a) isochronous heating at different tenperatures, (b) isothermal heating for different time

2.3 顯微硬度測試

用HVS-1000C/D型維氏顯微硬度計測試硬度，施加載荷為300 gf，保載時間10 s。硬度值由試樣表面10個不同區(qū)域點的硬度值取平均得到。相鄰兩硬度測試點間距大于1000 μm，以避免塑性區(qū)重疊。

2.4 微觀組織結(jié)構(gòu)表征

采用電子背散射衍射(electron backscatter diffraction, EBSD)技術(shù)表征試樣顯微組織。對試樣進行機械拋光后，用25%磷酸、25%乙醇和50%蒸餾水組成的電解液在室溫、10 V下進行電解拋光。隨后對該試樣進行氬離子拋光(Gatan PECS II Model 685)，氬離子加速電壓為6 kV，與拋光試樣表面的掠射角為3°，拋光時間30 min。使用配備于雙束聚焦離子束(FEI Helios NanoLab 600i FIB)設(shè)備內(nèi)的Oxford Nordlys EBSD探頭，在20 kV加速電壓下，以400 nm步長掃描樣品表面100 μm×100 μm區(qū)域。所有試樣的EBSD數(shù)據(jù)解析率均在93%以上。對EBSD數(shù)據(jù)使用基于Matlab編寫的Mebas軟件進行定量分析和可視化繪圖[13]。

對位錯結(jié)構(gòu)使用JEM-2100F透射電子顯微鏡在雙束條件下進行表征。TEM樣品采用上述電解液在-20 ℃、15 V下經(jīng)電解雙噴制得。平均位錯密度采用經(jīng)典線截距法多次測量后取平均值而得[14, 15]。

3 結(jié)果與分析

3.1 加熱處理后的換位導(dǎo)線半硬銅顯微硬度

硬度能直觀反映材料抵抗塑性變形的能力，是一個易檢測的綜合力學(xué)性能指標(biāo)。換位導(dǎo)線半硬銅加熱后的顯微硬度值如圖2所示。變溫短時加熱后試樣硬度隨加熱溫度升高而降低，如圖2a所示(某些誤差棒重疊在數(shù)據(jù)點中)。初始狀態(tài)換位導(dǎo)線半硬銅硬度為87.5HV，100 ℃加熱1 h后，試樣硬度略微下降，為87.1HV；200 ℃加熱1 h后，硬度下降至86.5HV，硬度損失約1%；400 ℃加熱1 h使換位導(dǎo)線半硬銅硬度下降17%，硬度值為72.5HV；600 ℃加熱后換位導(dǎo)線半硬銅明顯軟化，其顯微硬度僅為43.5HV，與初始狀態(tài)相比，此時硬度已損失一半以上。變溫短時加熱實驗硬度結(jié)果表明，一旦銅部件在突發(fā)短路工況下遭受400 ℃及以上溫度，硬度出現(xiàn)明顯下降，必須謹慎對待。該硬度下降是不可逆的，且會逐漸累積。工程用換位導(dǎo)線強度安全系數(shù)通常為1.6，意味著在600 ℃加熱銅部件即使僅1 h，半硬銅剩余硬度也無法滿足設(shè)計要求。

圖2 加熱處理后的換位導(dǎo)線(continuously transposed cables, CTC)的顯微硬度變化：(a)變溫短時加熱，(b)恒溫長時加熱Fig.2 Microhardness variations of CTC samples after heating：(a) isochronous heating at different temperatures, (b) isothermal heating for different time

換位導(dǎo)線半硬銅恒溫長時加熱后的硬度變化如圖2b所示。100～200 ℃溫度范圍內(nèi)，加熱溫度越高、時間越長，半硬銅硬度越低。換位導(dǎo)線在100 ℃加熱24 h后硬度為86.2HV，延長加熱時間至72和168 h，硬度分別為85.5HV和85.1HV。在200 ℃加熱24，72和168 h后的試樣硬度分別為84.7HV，84.3HV和83.0HV，換位導(dǎo)線半硬銅200 ℃加熱168 h后硬度下降5%，盡管168 h僅為部件設(shè)計壽命(50 years)的～0.04%。即使在100 ℃下加熱168 h，換位導(dǎo)線半硬銅的硬度損失仍達到2.7%。多數(shù)情況下，換位導(dǎo)線服役溫度為100～200 ℃，因此實際服役中，在168 h的時間內(nèi)，僅由熱效應(yīng)導(dǎo)致的換位導(dǎo)線硬度下降為2.7%～5%。恒溫長時加熱實驗硬度結(jié)果證明，即使在正常工況下，換位導(dǎo)線力學(xué)性能亦隨時間延長而明顯劣化，甚至在168 h后硬度下降數(shù)個百分點，因此有必要動態(tài)監(jiān)測服役銅部件的力學(xué)性能變化。

半硬銅由純銅冷變形強化而得，其力學(xué)性能是由內(nèi)在微觀組織結(jié)構(gòu)決定，林位錯和晶界強化是主要的強化機制。因此，理解半硬銅中加熱溫度和時間相關(guān)的硬度衰減機理，需對半硬銅晶粒形貌和位錯結(jié)構(gòu)進行進一步表征。

3.2 變溫短時加熱的換位導(dǎo)線半硬銅顯微組織

換位導(dǎo)線半硬銅試樣在變溫短時加熱后的EBSD表征分析結(jié)果如圖3所示(圖中每種顏色代表特定的晶向，而非單個晶粒)。圖3a為初始狀態(tài)換位導(dǎo)線半硬銅晶粒形貌，其組織為等軸狀晶粒，無明顯織構(gòu)。由于銅具有中低層錯能，在冷變形或退火時易引入大量孿晶[16]。與初始狀態(tài)相比，在100及200 ℃加熱1 h后的試樣晶粒特征無明顯變化；400 ℃加熱1 h后，盡管溫度已達到0.50Tm(Tm為塊體粗晶銅熔點)，但試樣晶粒形貌仍與初始狀態(tài)非常相似；在600 ℃加熱1 h后的試樣中，可發(fā)現(xiàn)大多數(shù)晶粒粗化，且晶界相對光滑，尤其是由于晶粒長大后晶界減少，試樣中可發(fā)現(xiàn)更粗或更長的孿晶片層。

圖3 變溫短時加熱后CTC試樣顯微組織的電子背散射衍射(electron backscatter diffraction,EBSD)表征分析結(jié)果：(a)初始狀態(tài)，(b)100 ℃加熱1 h，(c)200 ℃加熱1 h，(d)400 ℃加熱1 h，(e)600 ℃加熱1 hFig.3 EBSD analysis results of CTC samples upon isochronous heating at different temperatures: (a) as-received, (b) 100 ℃ for 1 h, (c) 200 ℃ for 1 h, (d) 400 ℃ for 1 h, (e) 600 ℃ for 1 h

變溫短時加熱后的換位導(dǎo)線試樣晶粒尺寸分布如圖4所示。本文定義晶粒尺寸小于5 μm的晶粒為小尺寸晶粒，晶粒尺寸大于25 μm的晶粒為大尺寸晶粒。圖4a表明，初始狀態(tài)換位導(dǎo)線試樣70%以上的晶粒為小晶粒，掃描區(qū)域內(nèi)無大尺寸晶粒(見插圖)。試樣中的小晶粒是冷加工變形中形成的，以經(jīng)典的細晶強化方式在一定程度提高了換位導(dǎo)線強度[10, 11]。如圖4b～4d所示，在不高于400 ℃加熱1 h，試樣晶粒尺寸分布幾乎保持不變，仍是小晶粒占大多數(shù)，偶爾出現(xiàn)大尺寸晶粒。但在600 ℃加熱1 h后，晶粒尺寸分布發(fā)生顯著變化：小尺寸晶粒占比下降至不足30%，大尺寸晶粒占比上升為12.2%，表明換位導(dǎo)線試樣在600 ℃加熱后出現(xiàn)普遍的晶粒粗化。試樣平均晶粒尺寸由700個以上晶粒的尺寸計算而得(除在600 ℃加熱的試樣外，因晶粒長大，其掃描區(qū)域僅有～150個晶粒)，變溫短時加熱的平均晶粒尺寸變化結(jié)果如圖4f所示。換位導(dǎo)線試樣在400 ℃以下加熱1 h時，平均晶粒尺寸呈不規(guī)則波動。例如，試樣平均晶粒尺寸從初始狀態(tài)的5.3 μm增加至200 ℃加熱1 h后的6.2 μm，但400 ℃加熱1 h后又下降為5.6 μm，這是不同樣品的掃描區(qū)域內(nèi)晶粒尺寸分布存在偶然性差異所致，表明在該溫度范圍內(nèi)晶粒生長并不活躍。但600 ℃加熱導(dǎo)致平均晶粒尺寸顯著增加至12.7 μm，比初始狀態(tài)試樣的高2倍有余。因此，綜合晶粒形貌和晶粒尺寸分布統(tǒng)計結(jié)果，認為換位導(dǎo)線試樣僅在600 ℃加熱后出現(xiàn)晶粒長大。

晶粒生長通常由晶界遷移主導(dǎo)，驅(qū)動力是界面能最小化[17, 18]。晶界遷移通常是一個熱激活過程，因此溫度越高，晶界可動性越高。但晶界遷移動力學(xué)受多種因素影響，例如雜質(zhì)[19]、晶界結(jié)構(gòu)或能量[19]、晶界與孿晶界的交叉點[20, 21]等。半硬銅樣品中，雜質(zhì)含量相對較高(0.05%，質(zhì)量分數(shù))且易在晶界處偏聚，拖拽晶界，大量晶界-孿晶界交叉點亦能有效釘扎晶界[20, 21]，兩者均導(dǎo)致晶界可動性降低。因此，400 ℃加熱1 h后試樣的晶粒形態(tài)和尺寸分布無明顯改變。然而，在足夠高溫度下(如600 ℃，0.64Tm)，晶界可動性明顯提升，能夠克服拖拽或釘扎效應(yīng)，最終發(fā)生普遍的晶粒粗化。

3.3 恒溫長時加熱的換位導(dǎo)線半硬銅顯微組織

恒溫長時加熱后的換位導(dǎo)線試樣顯微組織如圖5所示。由圖可見，在100和200 ℃下，即使加熱168 h，試樣內(nèi)晶粒形貌亦無明顯變化，仍以等軸晶粒均勻分布、取向隨機為主，晶粒中存在大量孿晶。圖6的晶粒尺寸分布統(tǒng)計結(jié)果進一步證明恒溫長時加熱后試樣晶粒尺寸無顯著變化：直徑小于5 μm的小晶粒占絕大多數(shù)，偶有大晶粒出現(xiàn)，晶粒尺寸分布與初始狀態(tài)樣品相同。圖7為恒溫長時加熱后試樣的平均晶粒尺寸變化情況，考慮到數(shù)據(jù)點波動范圍較小，可認為恒溫長時加熱后試樣晶粒尺寸幾乎沒有變化。

在100～200 ℃恒溫長時加熱時換位導(dǎo)線試樣微觀組織結(jié)構(gòu)穩(wěn)定源自此溫度下僅有回復(fù)過程發(fā)生?；貜?fù)是指所有不引起變形材料中大角度晶界遷移的退火處理[22]。前文EBSD表征分析結(jié)果和晶粒尺寸分布結(jié)果證明，在恒溫長時加熱過程中試樣晶粒長大可忽略不計，即無明顯大角度晶界遷移。在回復(fù)過程中，大多數(shù)微觀結(jié)構(gòu)演化以晶體點缺陷和部分線缺陷(即位錯)為主：空位和間隙原子可遷移至晶界或表面，或與位錯相互作用，導(dǎo)致晶格點缺陷湮滅；回復(fù)過程中也會發(fā)生少量位錯移動和橫向滑移湮滅，以及位錯重排[14, 23]。這些位錯行為能有效釋放位錯之間的長程應(yīng)力場，故樣品硬度出現(xiàn)小幅下降，正如圖2所示的顯微硬度結(jié)果。但點缺陷和線缺陷演化是在原子尺度，無法直接影響到微米級晶粒特征。因此，恒溫長時加熱前后，換位導(dǎo)線試樣的晶粒形貌和晶粒尺寸分布相似。

3.4 位錯結(jié)構(gòu)分析

由于換位導(dǎo)線試樣僅在600 ℃加熱后才出現(xiàn)普遍的晶粒長大，故圖2所示的溫度和時間相關(guān)的硬度衰減主要是試樣內(nèi)部位錯演化所致，該推論可由圖8的TEM照片證實。初始狀態(tài)樣品中，由冷加工引入的平均位錯密度高達5.96×1014m-2，且以復(fù)雜纏結(jié)狀為主，如圖8a雙束條件下的TEM明場像所示。該位錯密度與冷變形應(yīng)變相近的銅和銀中的位錯密度報道值數(shù)量級相同[14, 24, 25]。

圖5 恒溫長時加熱后CTC試樣的顯微組織的EBSD表征分析結(jié)果：在100 ℃加熱1 h(a)，12 h(b)，24 h(c)，72 h(d)，168 h(e)； 在200 ℃加熱1 h(f)，12 h(g)，24 h(h)，72 h(i)，168 h(j)Fig.5 EBSD analysis results of CTC samples upon isothermal heating for different time：100 ℃ heating for 1 h (a), 12 h (b), 24 h (c), 72 h (d), 168 h (e); 200 ℃ heating for 1 h (f), 12 h (g), 24 h (h), 72 h (i), 168 h (j)

圖6 恒溫長時加熱后CTC試樣的晶粒尺寸分布：在100 ℃加熱1 h(a)，12 h(b)，24 h(c)，72 h(d)，168 h(e)； 在200 ℃加熱1 h(f)，12 h(g)，24 h(h)，72 h(i)，168 h(j)Fig.6 Grain size distribution of CTC samples upon isothermal heating for different time：100 ℃ heating for 1 h (a), 12 h (b), 24 h (c), 72 h (d), 168 h (e); 200 ℃ heating for 1 h (f), 12 h (g), 24 h (h), 72 h (i), 168 h (j)

纏結(jié)的位錯結(jié)構(gòu)能夠有效阻礙可動位錯滑移通過，是換位導(dǎo)線半硬銅的主要強化機制。200 ℃加熱168 h后的試樣可作為恒溫長時加熱實驗的基準(zhǔn)試樣來表征回復(fù)過程的位錯演化。在回復(fù)中，點缺陷可遷移至位錯、晶界或表面而消失；同一滑移面的位錯可相互吸引而湮滅，位錯也會重排以釋放內(nèi)應(yīng)力。但這些缺陷演化對TEM觀察到的位錯形態(tài)演化沒有明顯影響[14]，如圖8b所示，200 ℃加熱168 h后的試樣平均位錯密度降低至5.10×1014m-2，但仍以位錯纏結(jié)構(gòu)型為主。因此，200 ℃長時加熱樣品中，由于位錯僅發(fā)生一定程度的湮滅和重排，試樣硬度損失較小。400 ℃ (0.50Tm)加熱足以激活活躍的原子擴散，在前述位錯行為的基礎(chǔ)上進一步激活位錯管擴散[26]、位錯攀移而湮滅位錯。如圖8c所示，400 ℃加熱1 h后的試樣中位錯結(jié)構(gòu)松弛，平均位錯密度進一步降低至1.49×1014m-2。此時位錯密度仍相對較高，纏結(jié)構(gòu)型未完全解體，仍有部分有效釘扎點，對應(yīng)試樣中等程度的硬度下降。400 ℃加熱1 h的試樣中無明顯晶粒長大，但出現(xiàn)了明顯的硬度下降，因此位錯結(jié)構(gòu)演化為試樣硬度降低的主要原因。在600 ℃加熱1 h的樣品中，兩個因素共同導(dǎo)致硬度下降顯著。一方面，大量晶界遷移導(dǎo)致晶粒粗化，原有的細晶強化機制顯著弱化，導(dǎo)致材料大幅軟化。另一方面，更高的加熱溫度引發(fā)更活躍的位錯滑移和攀移，進一步降低缺陷密度。表征發(fā)現(xiàn)試樣內(nèi)平均位錯密度僅為7.69×1013m-2，比初始狀態(tài)樣品下降一個數(shù)量級。圖8d顯示在600 ℃加熱1 h的樣品中是稀疏位錯構(gòu)型。需要指出的是，對于充分退火樣品，由于偏向性選擇的系統(tǒng)誤差[27]，位錯密度會被高估，故試樣真實位錯密度數(shù)值應(yīng)更低。上述換位導(dǎo)線試樣平均位錯密度演化如圖8e所示。

圖7 恒溫長時加熱后CTC試樣的平均晶粒尺寸Fig.7 Average grain size of CTC samples upon isothermal heating for different time

圖8 CTC試樣加熱后代表性的位錯結(jié)構(gòu)：(a)初始狀態(tài)，(b)200 ℃加熱168 h，(c)400 ℃加熱1 h，(d)600 ℃加熱1 h，(e)前述CTC試樣的位錯密度演化Fig.8 Typical dislocation morphologies in representative CTC samples after heating experiments：(a) as-received, (b) 200 ℃ heating for 168 h, (c) 400 ℃ heating for 1 h, (d) 600 ℃ heating for 1 h, (e) dislocation density evolution of mentioned four kinds of samples

3.5 實際服役的換位導(dǎo)線半硬銅力學(xué)性能演化

本文實驗結(jié)果表明，加熱溫度和時間對換位導(dǎo)線半硬銅在熱環(huán)境下的力學(xué)性能具有顯著影響。但在實際服役中，銅部件的力學(xué)性能劣化速度可能會更快。例如，換位導(dǎo)線和套管都承受復(fù)雜的外加應(yīng)力，在力與熱相互耦合的作用下，高密度位錯和豐富的晶界均可作為原子擴散的快速路徑，導(dǎo)致部件出現(xiàn)隨服役時間延長而累積的塑性應(yīng)變。這時，原本強化材料的位錯和晶界反而成為弱化材料的“阿喀琉斯之踵”。

持續(xù)通行大電流也對導(dǎo)電銅部件力學(xué)性能衰減影響顯著。一方面，當(dāng)換位導(dǎo)線電流密度達到104A·cm-2或更高時(這在特高壓輸電中是完全可能的)，高速運動的電子可將其動量傳遞給銅原子，造成銅原子位移以及物質(zhì)傳輸，即電遷移現(xiàn)象[28, 29]。電遷移會導(dǎo)致材料正極堆積凸起，負極形成空洞。一旦空洞形核長大，導(dǎo)體截面減小，電流密度將再次增加(即電流擁擠效應(yīng))，形成惡性自循環(huán)[28]。凸起和空洞處易應(yīng)力集中，進而易形核裂紋，降低部件整體力學(xué)性能。另一方面，電流強烈影響位錯行為。在金屬中，電流密度為104A·cm-2甚至更低時，電流顯著增強位錯可動性，導(dǎo)致材料屈服強度和流變強度大幅下降[30-32]。因此在相同機械載荷下，通電部件更容易塑性變形。此外，受電流影響，通電冷變形純銅中易更早地出現(xiàn)回復(fù)和再結(jié)晶[33]，降低材料力學(xué)性能。綜上所述，實際服役工況下?lián)Q位導(dǎo)線力學(xué)性能衰減將更快，面臨更加嚴(yán)峻的安全挑戰(zhàn)。

目前基于室溫、靜態(tài)力學(xué)實驗數(shù)據(jù)的部件壽命預(yù)測被嚴(yán)重高估。動態(tài)追蹤服役銅部件的力學(xué)性能，有利于特高壓輸電線路的長期安全運行。應(yīng)設(shè)置考慮溫度和時間效應(yīng)的關(guān)鍵部件力學(xué)性能預(yù)警閾值，指導(dǎo)性能劣化部件在失效前及時替換，避免引發(fā)重大事故。因此，在工程規(guī)模應(yīng)用前，應(yīng)考慮實際服役條件下材料全壽命周期的性能評估。再者，進一步開展換位導(dǎo)線及其他特高壓輸電工程材料在力-熱-電耦合場作用下的微觀組織演化和力學(xué)性能的研究十分必要。

4 結(jié) 論

本文報道了特高壓工程用換位導(dǎo)線半硬銅在典型工況溫度范圍的熱致軟化。200 ℃恒溫加熱168 h后換位導(dǎo)線半硬銅硬度下降5%，因其微觀組織中仍保持纏結(jié)位錯結(jié)構(gòu)但位錯密度降低所致。變溫短時加熱實驗結(jié)果表明，400 ℃加熱1 h換位導(dǎo)線硬度下降17%，而600 ℃加熱1 h試樣硬度不足初始狀態(tài)一半。前者因位錯纏結(jié)結(jié)構(gòu)部分解體，位錯密度下降所致，后者是由晶界和位錯大量湮滅導(dǎo)致明顯軟化。本文研究結(jié)果證明，工作環(huán)境(溫度、時間)對特高壓輸電服役部件力學(xué)性能劣化具有顯著影響。因此，亟需開展特高壓輸電導(dǎo)電銅材在近服役條件下的力學(xué)性能演化規(guī)律的研究，科學(xué)評估其服役環(huán)境下的真實壽命；綜合考慮溫度、時間、應(yīng)力水平、電流密度等參數(shù)，明晰部件安全使用范圍，從而提高特高壓輸電關(guān)鍵部件服役可靠性，保障特高壓輸電線網(wǎng)安全穩(wěn)定運行。

致謝：感謝西安交通大學(xué)孫巧艷教授和劉樂梁博士在離子拋光制備EBSD樣品方面提供的幫助，張洪飛博士在TEM表征方面的幫助和交流，韓衛(wèi)忠教授和李博清碩士在真空加熱實驗方面的幫助；感謝長安大學(xué)李堯博士提供的Mebas軟件和EBSD結(jié)果討論。