一種加鐵的輕質(zhì)高導(dǎo)耐熱鋁導(dǎo)線及其制備工藝的制作方法
【專利摘要】本發(fā)明公開了一種加鐵的輕質(zhì)高導(dǎo)耐熱鋁導(dǎo)線及其制備工藝，屬于電工材料技術(shù)領(lǐng)域。該鋁導(dǎo)線主要由鋁、硼、鋯、鐵、鑭和不可避免的雜質(zhì)元素組成，其制備流程是：將工業(yè)純鋁熔化，然后向熔體中加入硼、鋯、鐵、鑭的中間合金，經(jīng)攪拌、精煉、爐前成分快速分析、成分調(diào)整、靜置、扒渣、快速冷卻鑄造獲得鋁合金坯料，再進(jìn)行鑄坯退火、擠壓、拉拔獲得鋁合金單絲。所獲導(dǎo)線密度小于等于2.714g/cm3，電導(dǎo)率大于等于62％IACS，短時(shí)耐熱溫度高達(dá)230℃，長期耐熱溫度高達(dá)210℃，抗拉強(qiáng)度大于等于170MPa。具有顯著的經(jīng)濟(jì)效益和節(jié)能環(huán)保意義。
【專利說明】
一種加鐵的輕質(zhì)高導(dǎo)耐熱鋁導(dǎo)線及其制備工藝
技術(shù)領(lǐng)域
[0001] 本發(fā)明涉及一種電線電纜用鋁導(dǎo)線，具體是指一種架空供電輸變線路所使用的加 鐵的輕質(zhì)高導(dǎo)耐熱鋁導(dǎo)線及其制備工藝，屬于電工材料技術(shù)領(lǐng)域。
【背景技術(shù)】
[0002] 目前，我國城鄉(xiāng)供電輸變線路所使用的耐熱導(dǎo)線，長期運(yùn)行溫度一般不超過180 °C，電導(dǎo)率在61%IACS及以下，線損較大。根據(jù)我國國民經(jīng)濟(jì)發(fā)展及能源互聯(lián)的要求，高壓 化、大容量化、遠(yuǎn)距離化成為輸電線路的發(fā)展方向。為了節(jié)約緊張的走廊資源、減少線路建 設(shè)成本、降低輸送線損，對(duì)輸電導(dǎo)線提出了很高的要求，既要有高電導(dǎo)率，又要有良好的耐 熱性能和抗弧垂特性。
[0003]通常，電導(dǎo)率與耐熱性及強(qiáng)度存在此消彼長的關(guān)系，微合金化是提高鋁導(dǎo)體耐熱 性和強(qiáng)度的有效途徑，但是，會(huì)對(duì)導(dǎo)電性能產(chǎn)生不利的影響。純度為99.99%的高純鋁在20 °C的電導(dǎo)率為64.94 % IACS，密度為2.7g/cm3，強(qiáng)度僅為80~lOOMPa，再結(jié)晶溫度為150 °C左 右。6021合金添加了0.6~0.9￥1:.%]\^、0.5~0.9￥1:.%3;[、0.5￥1:.%卩6、0.1￥1:.%011、 0. lwt. % Zn等合金元素，是常用的高強(qiáng)度電工鋁，抗拉強(qiáng)度可達(dá)到295~325MPa，但是，其20 °(：時(shí)的導(dǎo)電率僅為52.5~55%1405。因此，開發(fā)具有高導(dǎo)電率、良好耐熱性能、比強(qiáng)度高的 低成本導(dǎo)線，成為業(yè)內(nèi)亟需解決的技術(shù)難題。
[0004] 中國專利CN 102230113A公開了一種耐熱鋁合金導(dǎo)體材料及其制備工藝，采用鋯、 餌復(fù)合微合金化，獲得的鋁導(dǎo)體材料，其電導(dǎo)率介于59.5~60.5 % IACS之間，長期耐熱溫度 為180°C，抗拉強(qiáng)度低于160MPa。中國專利CN 102965550A公開了一種高強(qiáng)高導(dǎo)耐熱鋁導(dǎo)體 材料及其制備工藝，采用鋯、銩、鐵復(fù)合微合金化，運(yùn)用等溫析出退火工藝，得到了細(xì)小顆粒 狀的Al(Tm，F(xiàn)e)相和彌散分布的Al 3(Tm，Zr)殼核結(jié)構(gòu)相，大幅提高了鋁導(dǎo)體材料的耐熱性 和強(qiáng)度，制備的鋁導(dǎo)體材料的長期耐熱溫度達(dá)到了 210°C，抗拉強(qiáng)度在185MPa以上，但是，導(dǎo) 電率最大值只有60.8% IACS。中國專利CN 102758107A公開了一種高強(qiáng)高導(dǎo)耐熱鋁合金導(dǎo) 線及其制備工藝，加入了6種合金元素，其中稀土元素有3種之多，加入了較高含量的鋯元 素，為0.15%~0.60%，其退火時(shí)間長達(dá)30~50小時(shí)，制備的鋁導(dǎo)體材料經(jīng)得起280°C加熱1 小時(shí)考核運(yùn)行，但是，其抗拉強(qiáng)度低于等于160MPa，電導(dǎo)率低于等于61.8 % IACS，長時(shí)耐熱 溫度只有180°C。

【發(fā)明內(nèi)容】

[0005] 本發(fā)明的目的在于克服現(xiàn)有技術(shù)之不足而提供一種組分配比合理、生產(chǎn)流程短、 工藝簡單、生產(chǎn)成本低的輕質(zhì)高導(dǎo)耐熱鋁導(dǎo)線及制備工藝。本發(fā)明通過微量添加對(duì)導(dǎo)電率 損害較小的合金元素及合理的工藝，產(chǎn)生凈化、變質(zhì)、細(xì)化和彌散強(qiáng)化作用，相對(duì)于99.99% 的高純鋁，在電導(dǎo)率下降很少的前提下，大幅提高了導(dǎo)線的耐熱性和比強(qiáng)度。此外，本發(fā)明 利用硼對(duì)含鐵相的變質(zhì)作用和擠壓對(duì)粗大含鐵相的破碎作用，在降低控鐵成本的同時(shí)發(fā)揮 了鐵對(duì)鋁合金綜合性能的有益作用。
[0006] 本發(fā)明一種加鐵的輕質(zhì)高導(dǎo)耐熱鋁導(dǎo)線，包括下述組分，按質(zhì)量百分比組成：
[0007] B 0.04~O.lOwt.%，
[0008] Zr 0.10~0.15wt.%，
[0009] Fe 0.10~0.20wt.%，
[0010] La 0.05~0.30wt.%，
[0011] 不可避免鈦、釩、鉻、錳的含量總和小于O.Olwt. %，鋁為余量；
[0012] 優(yōu)選合金組分中B含量為0.045~0.09 5wt. %，更優(yōu)選的B含量為0.055~ 0 ? 08wt ? % 〇
[0013] 本發(fā)明一種加鐵的輕質(zhì)高導(dǎo)耐熱鋁導(dǎo)線的制備工藝，是按設(shè)計(jì)的合金組分配比分 別選取工業(yè)純鋁及鋁硼、鋁鋯、鋁鐵、鋁鑭中間合金，在740~780°C熔化工業(yè)純鋁后，加入中 間合金，待中間合金完全熔化后，讓熔體在720 °C~740 °C保溫，經(jīng)攪拌、精煉、爐前成分快速 分析、成分調(diào)整、靜置、扒渣后，在700~720°C進(jìn)行快速冷卻鑄造，然后對(duì)坯料進(jìn)行退火、擠 壓、拉拔，獲得鋁合金單絲。
[0014] 本發(fā)明一種加鐵的輕質(zhì)高導(dǎo)耐熱鋁導(dǎo)線的制備工藝，所述鑄造可通過普通鑄造或 半連續(xù)鑄造獲得錠坯;或通過連續(xù)鑄造獲得桿坯。
[0015] 本發(fā)明一種加鐵的輕質(zhì)高導(dǎo)耐熱鋁導(dǎo)線的制備工藝，鑄造時(shí)，鑄錠以20-300°C/s 的速度冷卻至室溫。
[0016] 本發(fā)明一種加鐵的輕質(zhì)高導(dǎo)耐熱鋁導(dǎo)線的制備工藝，鑄造時(shí)采用水冷鑄造。
[0017] 本發(fā)明一種加鐵的輕質(zhì)高導(dǎo)耐熱鋁導(dǎo)線的制備工藝，所述坯料的退火工藝為：退 火溫度為480°C~500°C，保溫2-10h后隨爐冷卻。
[0018] 本發(fā)明一種加鐵的輕質(zhì)高導(dǎo)耐熱鋁導(dǎo)線的制備工藝，所述擠壓方式可根據(jù)生產(chǎn)線 設(shè)備配置進(jìn)行變換，既可采用加熱的錠坯進(jìn)行常規(guī)熱擠壓，也可采用室溫桿坯進(jìn)行連續(xù)擠 壓，所述擠壓溫度為300~450 °C。
[0019] 本發(fā)明一種加鐵的輕質(zhì)高導(dǎo)耐熱鋁導(dǎo)線的制備工藝，熱擠壓或室溫連續(xù)擠壓的擠 壓比大于等于80,擠壓總變形量大于等于80%。
[0020] 本發(fā)明一種加鐵的輕質(zhì)高導(dǎo)耐熱鋁導(dǎo)線的制備工藝，所述拉拔采用擠壓桿料進(jìn)行 多道次冷拉拔，可根據(jù)實(shí)際需要確定拉拔坯料直徑，特別是可根據(jù)服役強(qiáng)度要求確定所用 坯料直徑，并通過不同的拉撥變形量來調(diào)控單絲的強(qiáng)度。
[0021] 本發(fā)明一種加鐵的輕質(zhì)高導(dǎo)耐熱鋁導(dǎo)線的制備工藝，擠壓后進(jìn)行多道次拉撥，道 次延伸系數(shù)為1.2~1.5，累計(jì)總延伸系數(shù)為5.5~10.5，可采用普通潤滑油或乳濁液進(jìn)行潤 滑，乳濁液還可起冷卻作用，以使鋁絲的溫度不超過180°C。
[0022] 本發(fā)明一種加鐵的輕質(zhì)高導(dǎo)耐熱鋁導(dǎo)線的制備工藝，所制備的導(dǎo)線，密度小于等 于2.714g/cm3,在20°C的電導(dǎo)率大于62%IACS，長期耐熱溫度高達(dá)210°C，230°C退火1小時(shí) 后的強(qiáng)度殘存率大于91%，抗拉強(qiáng)度大于等于170MPa。
[0023] 綜上所述，本發(fā)明加入的合金化元素?cái)?shù)目少、含量低，通過鋁、硼、鋯、鑭、鐵元素的 合理配比，以及利用快速冷卻鑄造、鑄坯的高溫短時(shí)退火、大變形程度的擠壓，協(xié)同產(chǎn)生凈 化、變質(zhì)、細(xì)化及強(qiáng)化作用，特別是鑄坯退火析出的彌散強(qiáng)化相對(duì)提高導(dǎo)線的耐熱性具有很 好的效果。本發(fā)明制備出的導(dǎo)線密度與純鋁的密度比較接近(〈2.715g/cm 3)，電導(dǎo)率保持在 62%1六05以上，抗拉強(qiáng)度在17010^以上，長期耐熱溫度高達(dá)210°(：，短時(shí)耐熱溫度高達(dá)230 °c。本發(fā)明還具有生產(chǎn)流程短、工藝簡單且要求較低、生產(chǎn)成本較低的優(yōu)勢(shì)，制備出的鋁合 金導(dǎo)線能夠滿足遠(yuǎn)距離、大容量輸電線路的高導(dǎo)、高耐熱、高比強(qiáng)度的要求。
[0024] 本發(fā)明的原理和優(yōu)勢(shì)
[0025] 金屬中的自由電子在外加電場(chǎng)作用下發(fā)生定向運(yùn)動(dòng)形成電流，而晶格場(chǎng)周期性的 異常點(diǎn)（或不規(guī)則點(diǎn))會(huì)阻礙電子的定向運(yùn)動(dòng)并對(duì)電子波產(chǎn)生散射作用。金屬材料的導(dǎo)電性 跟自由電子的平均自由程(相鄰異常點(diǎn)間距的平均值)緊密相關(guān)，自由電子的平均自由程越 小，材料電導(dǎo)率越低。金屬中的雜質(zhì)元素、固溶原子以及晶體缺陷都會(huì)導(dǎo)致晶格場(chǎng)局部偏 離其周期性位置，縮短自由電子的平均自由程，從而導(dǎo)致金屬電導(dǎo)率的降低。工業(yè)純鋁中不 可避免的雜質(zhì)元素鈦、釩、鉻、錳、硅、鐵等對(duì)導(dǎo)電性影響較大，特別是較高含量的雜質(zhì)元素 固溶于鋁基體時(shí)，會(huì)大幅降低鋁導(dǎo)體的電導(dǎo)率。固溶原子導(dǎo)致晶格畸變而破壞純金屬庫侖 勢(shì)場(chǎng)的周期性，并成為對(duì)導(dǎo)電電子的散射中心，少量固溶于鋁基體中的鋯元素便會(huì)顯著降 低合金的導(dǎo)電性能，固溶原子摩爾濃度越大，相鄰散射中心間的距離越小，電子的平均自由 程越小，電導(dǎo)率越低。因此，旨在提高鋁導(dǎo)體耐熱性和強(qiáng)度的微合金化，特別是當(dāng)合金組分 及配比設(shè)計(jì)不當(dāng)時(shí)，會(huì)對(duì)導(dǎo)電性能產(chǎn)生非常不利的影響。
[0026] 通常把鐵元素定義為鋁合金的有害雜質(zhì)元素，應(yīng)加以去除。這是因?yàn)殍F在鑄造過 程中傾向于在晶界析出連續(xù)網(wǎng)狀分布的骨骼相，當(dāng)鐵含量較高時(shí)會(huì)出現(xiàn)層片狀或針狀含鐵 相，對(duì)合金的強(qiáng)度及韌性產(chǎn)生極為不利的影響，這些連續(xù)網(wǎng)狀的含鐵相難以通過熱處理消 除，同時(shí)還會(huì)對(duì)合金的加工性能產(chǎn)生不利影響。通過加入變質(zhì)劑和采用適當(dāng)?shù)娜蹮挕㈣T造、 塑性變形工藝可以改變含鐵相的形態(tài)和分布，使含鐵相以細(xì)小顆粒狀分布于鋁基體中，可 以起到有效阻礙位錯(cuò)和晶界移動(dòng)的作用，從而使合金具有較高的強(qiáng)度和耐熱性，且對(duì)導(dǎo)電 性能影響不大。
[0027]本發(fā)明添加較高含量的硼（>0.04wt. %)，除起凈化基體的精煉作用外，主要用作 變質(zhì)作用。本發(fā)明硼的精煉作用主要體現(xiàn)在與鈦、釩、鉻、錳等雜質(zhì)元素反應(yīng)，生成比重較大 的化合物沉入爐底變成爐渣被排出，從而有效凈化合金基體。本發(fā)明硼的變質(zhì)作用主要體 現(xiàn)在改善含鐵相的形態(tài)及分布狀況，既可提高合金的綜合性能，還可降低對(duì)原料純度的要 求及控鐵成本，可謂一舉多得。發(fā)明人發(fā)現(xiàn):硼含量不足或過量均達(dá)不到有效提高導(dǎo)電性能 的目標(biāo)。當(dāng)硼含量為〇.〇35wt. %時(shí)，如圖3(a)和圖3(b)所示，鋁鐵相基本以骨骼狀連續(xù)分布 在晶界或形成層片狀共晶組織，對(duì)應(yīng)導(dǎo)線的電導(dǎo)率只有59.5%IACS;當(dāng)硼含量為0.04wt.% 時(shí)，如圖3(c)和圖3(d)所示，合金中出現(xiàn)少量不連續(xù)的短條狀或點(diǎn)狀鋁鐵相，但仍有較多鋁 鐵相以連續(xù)網(wǎng)狀存在；當(dāng)硼含量增加到O.lwt. %時(shí)，有效抑制了網(wǎng)狀及層片狀鋁鐵相的形 成，如圖3(e)和圖3(f)所示，鋁鐵相主要以不連續(xù)的條狀或點(diǎn)狀存在，從而使鋁導(dǎo)線的導(dǎo)電 性能、強(qiáng)度和熱穩(wěn)定性得到不同程度的改善；當(dāng)硼含量為〇.12wt. %時(shí)，如圖3(g)和圖3(h) 所示，合金中出現(xiàn)了很多粗大的鋁硼相，對(duì)應(yīng)導(dǎo)線的電導(dǎo)率只有60.2%IACS。
[0028]相比專利CN 102758107A，本發(fā)明添加的鋯元素含量相對(duì)較小，弱化了鋯對(duì)合金導(dǎo) 電性能的不利影響，同時(shí)，熔體的快速凝固可抑制粗大初生Al3Zr粒子形成，使鋯主要以亞 穩(wěn)定的過飽和固溶態(tài)存在，并在后續(xù)退火過程中析出大量細(xì)小彌散分布且與基體共格的 Al 3Zr粒子，從而大大提升合金的耐熱性和強(qiáng)度。
[0029]本發(fā)明添加的鑭元素可能產(chǎn)生3個(gè)作用，一是除氣、除雜的精煉作用，通過降低熔 體中的氫含量和雜質(zhì)含量來提升合金的導(dǎo)電性能，二是通過細(xì)化晶粒和枝晶組織來提高鑄 坯的強(qiáng)韌性，三是退火時(shí)形成細(xì)小的Al3(Zr，La)復(fù)合相，起阻礙晶界和亞晶界長大及位錯(cuò) 迀移的作用，從而強(qiáng)化合金并提高其耐熱性能。
[0030] 本發(fā)明采用鑄造、退火、擠壓、拉撥的制備工藝，能夠區(qū)別其他鋁導(dǎo)線的連鑄連乳 工藝，具有生產(chǎn)流程短、工藝簡單靈活的優(yōu)勢(shì)，制備的導(dǎo)線在保證較高導(dǎo)電率的前提下，具 有較好的耐熱性和比強(qiáng)度。本發(fā)明的快速冷卻鑄造有一定抑制粗大鋁鋯、鋁鐵初生相形成 的作用，使鑄坯具有較高過飽和固溶度，為后續(xù)退火過程析出細(xì)小彌散分布的第二相粒子 提供驅(qū)動(dòng)力。本發(fā)明的鑄坯高溫短時(shí)退火，主要作用是析出細(xì)小彌散分布的Al 3Zr等含鋯第 二相粒子，次要作用是適當(dāng)消除坯料的成分偏析、組織偏析及鑄造應(yīng)力，從而改善鑄造組織 和加工性能，此外，相對(duì)鋁合金的均勻化退火時(shí)間及已公開專利的退火時(shí)間，本發(fā)明的退火 時(shí)間較短，具有節(jié)能降耗優(yōu)勢(shì)。本發(fā)明采用擠壓進(jìn)行塑性變形，具有生產(chǎn)靈活、工藝簡單的 優(yōu)勢(shì)，既可采用錠坯一次擠壓成線桿，也可采用連續(xù)鑄造的桿坯連續(xù)擠壓成較小直徑的成 卷線坯，相比乳制變形，具有更大的變形程度和更強(qiáng)烈的三向壓應(yīng)力狀態(tài)，可大大改善鑄造 組織和提高后續(xù)加工性能，特別是對(duì)晶界處的粗大脆性鋁鐵相有一定的破碎作用。本發(fā)明 采用擠壓桿料進(jìn)行多道次冷拉拔獲得鋁合金單絲，可根據(jù)實(shí)際需要確定桿料直徑，特別是 可根據(jù)服役強(qiáng)度要求確定所用桿料直徑，并通過不同拉撥變形量來調(diào)控單絲的強(qiáng)度。
[0031] 綜上所述，本發(fā)明通過鋁、硼、鋯、鑭、鐵元素的合理配比，并利用快速冷卻鑄造、鑄 坯的高溫短時(shí)退火、大變形量的擠壓，協(xié)同產(chǎn)生凈化、變質(zhì)、細(xì)化及強(qiáng)韌化作用。本發(fā)明生產(chǎn) 流程短、工藝簡單靈活且要求較低，加入的合金化元素?cái)?shù)目少、含量低，節(jié)省了昂貴稀土元 素的用量，對(duì)原材料雜質(zhì)含量和鑄坯質(zhì)量沒有嚴(yán)格要求，能源消耗也不高，因此，還具有生 產(chǎn)成本較低的優(yōu)勢(shì)。制備出的導(dǎo)線在20 °C的電導(dǎo)率大于等于62 % IACS，長期耐熱溫度高達(dá) 210°C，短時(shí)耐熱溫度高達(dá)230°C，抗拉強(qiáng)度在170MPa以上，密度（< 2.714g/cm3)與純鋁的 密度2.7g/cm3比較接近（< 2.714g/cm3)，能夠滿足遠(yuǎn)距離、大容量輸電線路的要求，其高電 導(dǎo)率可使輸電線路容量提高和輸送線損降低，其良好的耐熱性可使線路的安全穩(wěn)定性和服 役壽命提高，其高比強(qiáng)度可使導(dǎo)線的抗弧垂特性提高和輸電線路塔桿間距增加，具有顯著 的經(jīng)濟(jì)效益和節(jié)能環(huán)保意義。
【附圖說明】
[0032 ]附圖1為實(shí)施例1爐渣的微觀組織形貌；
[0033]附圖2為附圖1中質(zhì)點(diǎn)的能譜分析結(jié)果。
[0034]附圖3 (a)為對(duì)比例1合金的SEM照片；
[0035]附圖3(b)為附圖3(a)中第二相的能譜分析結(jié)果；
[0036]附圖3 (c)為實(shí)施例1合金的SEM照片；
[0037]附圖3(d)為附圖3(c)中第二相的能譜分析結(jié)果；
[0038]附圖3 (e)為實(shí)施例3合金的SEM照片；
[0039] 附圖3(f)為附圖3(e)中第二相的能譜分析結(jié)果；
[0040] 附圖3 (g)為對(duì)比例2合金的SEM照片；
[0041] 附圖3(h)為附圖3(g)中第二相的能譜分析結(jié)果。
[0042] 附圖4(a)為實(shí)施例1合金鑄態(tài)組織的金相照片；
[0043] 附圖4(b)為實(shí)施例3合金鑄態(tài)組織的金相照片。
[0044] 附圖5 (a)為實(shí)施例3合金TEM照片，其中有第二相釘扎位錯(cuò)；
[0045] 附圖5(b)為實(shí)施例3合金TEM照片，其中有第二相釘扎晶界。
[0046] 附圖6~附圖9為本發(fā)明實(shí)施例3所制備的04鋁導(dǎo)線的性能檢測(cè)報(bào)告。
[0047] 圖1中白色的第二相為鋁鐵相，同時(shí)基體中還存在一種四周較暗、中間亮白的粒子 (如箭頭所示），圖2的能譜分析表明該粒子為含鋁、硼、鈦、釩的相，說明鈦、釩等雜質(zhì)元素可 以與硼元素反應(yīng)形成化合物，在熔煉時(shí)以爐渣的形式排除，因而提高了合金的電導(dǎo)率。 [0048]由圖3(a)和圖3(b)可以看出，當(dāng)硼含量為0.035wt. %，合金中的鋁鐵相主要以連 續(xù)骨骼狀存在，并且存在層片狀共晶組織；由圖3(c)和圖3(d)可以看出，硼含量為 0.04wt. %時(shí)，鋁鐵相部分呈不連續(xù)的短條狀或點(diǎn)狀，如圖3(c)箭頭所指；由圖3(e)和圖3 (f)可以看出，硼添加量增加到O.lwt. %時(shí)，合金中的鋁鐵相主要以不連續(xù)的條狀或點(diǎn)狀形 式存在；由圖3(g)和圖3(h)可以看出，當(dāng)棚含直為0.12wt. %時(shí)，合金中出現(xiàn)了大直粗大錯(cuò) 硼相。
[0049] 由圖4(a)和圖4(b)所示鑄態(tài)組織照片可知，實(shí)施例1加入的鑭元素含量較少，合金 晶粒較粗大，存在較多粗大枝晶組織，實(shí)施例3加入的鑭元素含量較多，晶粒形狀等軸化，且 晶粒得到明顯細(xì)化。
[0050] 由圖5(a)可以看出，合金基體中析出了大量彌散分布的第二相釘扎位錯(cuò)，由圖5 (b)可以看出，第二相釘扎、阻礙晶界移動(dòng)。
[0051 ]由圖6~圖9可知，本發(fā)明所制備的鋁導(dǎo)線在20 °C的電導(dǎo)率達(dá)到了 62 % IACS，短期 耐熱溫度達(dá)到230°C (230°C保溫lh抗拉強(qiáng)度殘留率達(dá)到91 % )，抗拉強(qiáng)度為170MPa，可作為 本發(fā)明先進(jìn)性、優(yōu)越性的有力支撐證明。
【具體實(shí)施方式】
[0052] 對(duì)比例1
[0053] 以純度大于99.7%的工業(yè)純鋁錠、Al-2.5%B中間合金、Al-11.34%Zr中間合金、 Al-31.48%La中間合金、Al-9.33%Fe中間合金為原料，先將工業(yè)純鋁在760°C熔化，然后加 入鋁硼、鋁鋯、鋁鑭、鋁鐵中間合金，使各元素的質(zhì)量百分比為：硼為〇.〇35wt. %，鋯為 0.10wt. %，鑭為0.09wt. %，鐵為0.10wt. %。待中間合金完全熔化后，將熔體溫度降至740 °C保溫，然后經(jīng)攪拌、精煉、爐前成分快速分析、成分調(diào)整、靜置、扒渣，通過快速冷卻鑄造獲 得過飽和固溶的鋁合金鑄坯。坯料在480°C退火10h后隨爐冷卻，再在400°C進(jìn)行熱擠壓，擠 壓比為89.7、擠壓變形量為98.7%，得到〇9.5的圓鋁桿，經(jīng)多道次拉拔獲得〇4.0mm的鋁合 金單絲。對(duì)單絲進(jìn)行性能測(cè)試，結(jié)果如表1所示。
[0054]表1對(duì)比例1鋁單絲的綜合性能指標(biāo)
[0056] 實(shí)施例1
[0057] 以純度大于99.7%的工業(yè)純鋁錠、Al-2.5%B中間合金、Al-11.34%Zr中間合金、 Al-31.48%La中間合金、Al-9.33%Fe中間合金為原料，先將工業(yè)純鋁在760°C熔化，然后加 入鋁硼、鋁鋯、鋁鑭、鋁鐵中間合金，使各元素的質(zhì)量百分比為：硼為0.04wt. %，鋯為 0.10wt. %，鑭為0.09wt. %，鐵為0.10wt. %。待中間合金完全熔化后，將熔體溫度降至740 °C保溫，經(jīng)攪拌、精煉、爐前成分快速分析、成分調(diào)整、靜置、扒渣，再通過快速冷卻鑄造獲得 過飽和固溶的鋁合金鑄坯。坯料在480°C退火10h后隨爐冷卻，再在400°C進(jìn)行熱擠壓，擠壓 比為89.7、擠壓變形量為98.7%，得到〇 9.5的圓鋁桿，經(jīng)多道次拉拔獲得〇4.0mm的鋁合金 單絲。對(duì)單絲進(jìn)行性能測(cè)試，結(jié)果如表2所示，相對(duì)于對(duì)比例1，導(dǎo)電率、抗拉強(qiáng)度和耐熱性均 得到提升。
[0058]表2實(shí)施例1錯(cuò)單絲的綜合性能指標(biāo)
[0060] 實(shí)施例2
[0061 ] 以純度大于99.7%的工業(yè)純鋁錠、Al-2.5%B中間合金、Al-11.34%Zr中間合金、 Al-31.48%La中間合金、Al-9.33%Fe中間合金為原料，先將工業(yè)純鋁在760°C熔化，然后加 入鋁硼、鋁鋯、鋁鑭、鋁鐵中間合金，使各元素的質(zhì)量百分比為：硼為0.07wt. %，鋯為 0.15wt. %，鑭為0.19wt. %，鐵為0.20wt. %。待中間合金完全熔化后，將熔體溫度降至740 °C保溫，經(jīng)攪拌、精煉、爐前成分快速分析、成分調(diào)整、靜置、扒渣，再通過快速冷卻鑄造獲得 過飽和固溶的鋁合金鑄坯。坯料在490°C退火8h后隨爐冷卻，再在400°C進(jìn)行熱擠壓，擠壓比 為89.7、擠壓變形量為98.7 %，得到〇 9.5的圓鋁桿，并經(jīng)多道次拉拔獲得〇 4.0mm的鋁合金 單絲。對(duì)單絲進(jìn)行性能測(cè)試，結(jié)果如表3所示。
[0062]表3實(shí)施例2鋁單絲的綜合性能指標(biāo)
[0064] 實(shí)施例3
[0065] 以純度大于99.7%的工業(yè)純鋁錠、Al-2.5%B中間合金、Al-11.34%Zr中間合金、 Al-31.48%La中間合金、Al-9.33%Fe中間合金為原料，先將工業(yè)純鋁在760°C熔化，然后加 入鋁硼、鋁鋯、鋁鑭、鋁鐵中間合金，使各元素的質(zhì)量百分比為：硼為〇.〇95wt. %，鋯為 0.15wt. %，鑭為0.29wt. %，鐵為0.20wt. %。待中間合金完全熔化后，將熔體溫度降至740 °C保溫，經(jīng)攪拌、精煉、爐前成分快速分析、成分調(diào)整、靜置、扒渣，再利用快速冷卻鑄造獲得 過飽和固溶的鋁合金鑄坯。坯料在500°C退火2h后隨爐冷卻，再在400°C進(jìn)行熱擠壓，擠壓比 為89.7、擠壓變形量為98.7 %，得到〇 9.5的圓鋁桿，并經(jīng)多道次拉拔獲得〇 4.0mm的鋁合金 單絲。對(duì)單絲進(jìn)行性能測(cè)試，結(jié)果如表4所示。
[0066]表4實(shí)施例3錯(cuò)單絲的綜合性能指標(biāo)
[0068] 對(duì)比例2
[0069] 以純度大于99?7%的工業(yè)純鋁錠、Al-2?5%B中間合金、Al-ll?34%Zr中間合金、 八1-31.48%1^中間合金）1-9.33%?6中間合金為原料，以純度大于99.7%的工業(yè)純鋁錠、 A1-2.5%B中間合金、Al-11.34%Zr中間合金、Al-31.48%La中間合金、Al-9.33%Fe中間合 金為原料，先將工業(yè)純鋁在780°C熔化，然后加入鋁硼、鋁鋯、鋁鑭、鋁鐵中間合金，使各元素 的質(zhì)量百分比為：硼為〇. 12wt. %，鋯為0.15wt. %，鑭為0.29wt. %，鐵為0.20wt. %。待中間 合金完全熔化后，將熔體溫度降至740°C保溫，經(jīng)攪拌、精煉、爐前成分快速分析、成分調(diào)整、 靜置、扒渣，再通過快速冷卻鑄造獲得過飽和固溶的鋁合金錠坯。坯料在500 °C退火2h后隨 爐冷卻，再在400 °C進(jìn)行熱擠壓，擠壓比為89.7、擠壓變形量為98.7 %，得到〇 9.5的圓鋁桿， 并經(jīng)多道次拉拔獲得〇 4.0mm的鋁合金單絲。對(duì)單絲進(jìn)行性能測(cè)試，結(jié)果如表5所示。
[0070]表5對(duì)比例2鋁單絲的綜合性能指標(biāo)
[0072]對(duì)比例1的硼含量為0.035wt.%，由附圖3(a)、圖3(b)可以看出，合金中的第二相 主要以連續(xù)骨骼狀存在，相應(yīng)電導(dǎo)率為59.5 % IACS，實(shí)施例1的硼含量為0.04wt. %，由附圖 3(c)、圖3(d)可以看出，合金中的部分第二相呈現(xiàn)不連續(xù)的短條狀或點(diǎn)狀（如圖中箭頭所 示），相應(yīng)電導(dǎo)率為62.1%IACS，表明只有當(dāng)硼的加入量達(dá)到一定值后，才會(huì)對(duì)提高電導(dǎo)率 產(chǎn)生明顯作用。實(shí)施例3的硼含量為0.095wt. %，由附圖3(g)和圖3(h)可以看出，合金中的 鋁鐵相主要以不連續(xù)的條狀或點(diǎn)狀形式存在，相應(yīng)電導(dǎo)率為62%IACS，對(duì)比例2的硼含量達(dá) 到0.12wt. %，由附圖3(g)和圖3(h)可以看出，合金中生成了較多粗大的鋁硼相，相應(yīng)電導(dǎo) 率為60.2% IACS，表明硼的加入量過高反而使電導(dǎo)率降低。
[0073]綜上所述，本發(fā)明3個(gè)實(shí)施例得到的鋁合金導(dǎo)線密度均小于等于2.714g/cm3,在20 °(：常溫下導(dǎo)電率大于等于62%IACS，短時(shí)耐熱溫度高達(dá)230°C(230°C退火1小時(shí)的強(qiáng)度殘存 率大于90% )，長期耐熱溫度高達(dá)210°C(210°C退火400小時(shí)的強(qiáng)度殘存率大于90% )。對(duì)比 例1除了加入的硼元素較少外，其他組分與實(shí)施例1相同，對(duì)比例2除了加入的硼含量較高 外，其他組分與實(shí)施例3相同，但是，2個(gè)對(duì)比例的電導(dǎo)率均低于61 % IACS，且對(duì)比例1在230 °C退火1小時(shí)的強(qiáng)度殘存率僅為86.5%，在210°C退火400小時(shí)的強(qiáng)度殘存率僅為87.1%。
【主權(quán)項(xiàng)】
1. 一種加鐵的輕質(zhì)高導(dǎo)耐熱鋁導(dǎo)線，包括下述組分，按質(zhì)量百分比組成： B 0.04~O.lOwt.%， Zr 0.10~0.15wt·%， Fe 0.10~0.20wt·%， La 0.05~0.30wt.%， 不可避免鈦、釩、鉻、錳的含量總和小于O.Olwt.%，鋁為余量。2. 根據(jù)權(quán)利要求1所述的一種加鐵的輕質(zhì)高導(dǎo)耐熱鋁導(dǎo)線，包括下述組分，按質(zhì)量百分 比組成： B 0.045~0.095wt·%， Zr 0.10~0.15wt·%， Fe 0.10~0.20wt·%， La 0.05~0.30wt.%， 不可避免鈦、釩、鉻、錳的含量總和小于O.Olwt.%，鋁為余量。3. 根據(jù)權(quán)利要求1或2所述輕質(zhì)高導(dǎo)耐熱鋁導(dǎo)線，其特征還在于，導(dǎo)線密度小于等于 2.7148/〇11 3，在20°(：的電導(dǎo)率大于62%1405，短時(shí)耐熱溫度高達(dá)230°(：，長期耐熱溫度高達(dá) 210°C，抗拉強(qiáng)度大于等于170MPa。4. 一種加鐵的輕質(zhì)高導(dǎo)耐熱鋁導(dǎo)線的制備工藝，是按設(shè)計(jì)的材料組分配比分別選取工 業(yè)純鋁及鋁硼、鋁鋯、鋁鐵、鋁鑭中間合金，在740~780°C熔化工業(yè)純鋁，然后加入中間合 金，經(jīng)精煉和快速冷卻鑄造得到鑄坯，再對(duì)坯料進(jìn)行退火、擠壓、拉拔，獲得鋁合金單絲。5. 根據(jù)權(quán)利要求4所述的一種加鐵的輕質(zhì)高導(dǎo)耐熱鋁導(dǎo)線的制備工藝，其特征在于:鑄 造采用普通鑄造或半連續(xù)鑄造方式獲得錠坯;或采用連續(xù)鑄造方式獲得桿坯。6. 根據(jù)權(quán)利要求4所述的一種加鐵的輕質(zhì)高導(dǎo)耐熱鋁導(dǎo)線的制備工藝，其特征在于:鑄 造時(shí)，鑄錠以20-300 °C /s的速度冷卻至室溫。7. 根據(jù)權(quán)利要求6所述的一種加鐵的輕質(zhì)高導(dǎo)耐熱鋁導(dǎo)線的制備工藝，其特征在于:鑄 造時(shí)采用水冷鑄造。8. 根據(jù)權(quán)利要求5所述的一種加鐵的輕質(zhì)高導(dǎo)耐熱鋁導(dǎo)線的制備工藝，其特征在于:錠 坯或桿坯的退火溫度為480 °C~500 °C，保溫2-1 Oh后隨爐冷卻。9. 根據(jù)權(quán)利要求5所述的一種加鐵的輕質(zhì)高導(dǎo)耐熱鋁導(dǎo)線的制備工藝，其特征在于:錠 坯進(jìn)行熱擠壓，熱擠壓溫度為300~450°C ;桿坯進(jìn)行室溫連續(xù)擠壓。10. 根據(jù)權(quán)利要求9所述的一種加鐵的輕質(zhì)高導(dǎo)耐熱鋁導(dǎo)線的制備工藝，其特征在于： 熱擠壓或室溫連續(xù)擠壓的擠壓比大于等于80,擠壓總變形量大于等于80%。11. 根據(jù)權(quán)利要求4-10任意一項(xiàng)所述的一種加鐵的輕質(zhì)高導(dǎo)耐熱鋁導(dǎo)線的制備工藝， 其特征在于:擠壓后進(jìn)行多道次拉撥，道次延伸系數(shù)為1.2~1.5，累計(jì)總延伸系數(shù)為5.5~ 10.5，拉撥時(shí)，采用普通潤滑油或乳濁液進(jìn)行潤滑、冷卻，控制鋁絲的溫度小于等于180°C。12. 根據(jù)權(quán)利要求11所述的一種加鐵的輕質(zhì)高導(dǎo)耐熱鋁導(dǎo)線的制備工藝，其特征在于： 所制備的導(dǎo)線，密度小于等于2.714g/cm 3，在20 °C的電導(dǎo)率大于62 % IACS，短時(shí)耐熱溫度高 達(dá)230°C，長期耐熱溫度高達(dá)210°C，抗拉強(qiáng)度大于等于170MPa。
【文檔編號(hào)】C22C1/03GK105821253SQ201610177708
【公開日】2016年8月3日
【申請(qǐng)日】2016年3月25日
【發(fā)明人】李紅英, 賓杰, 高兆和
【申請(qǐng)人】中南大學(xué)