Ce對Cu-0.4Mg-xCe合金組織和性能的影響

詹新偉　杜吉康　劉文　劉科杰　陳世康　周洪雷

摘要：通過在Cu-Mg合金中添加Ce制備Cu-0.4Mg-xCe （x=0，0.1，0.2，0.3）合金。采用掃描電子顯微鏡（ scanning electron microscope， SEM）、 透射電子顯微鏡（transmission electronmicroscope，TEM）、拉伸試驗機和電導率測試儀等設備對Cu-0.4Mg-xCe進行表征。結果表明，Ce能明顯降低Cu-0.4Mg-xCe合金的晶粒尺寸，凈化Cu基體。Ce的質量分數超過0.2%后，會出現Ce的化合物，Cu-0.4Mg-xCe合金的塑性和導電率降低。Cu-0.4Mg-0.2Ce合金的綜合性能最優，退火處理后，其維氏硬度、抗拉強度、導電率、軟化溫度分別為213，548 MPa，75.6 %IACS，430℃。

關鍵詞：Cu-0.4Mg-xCe合金；軟化溫度；抗拉強度；維氏硬度

中圖分類號：TG 164.4 文獻標志碼：A

銅及銅合金因其高強度、高導電性、高耐磨性，被廣泛應用于鐵路接觸網系統[1]。高速鐵路接觸網主要由接觸線、承力索、吊鉉和受電弓組成。其中，接觸線通過與受電弓滑板的滑動接觸向機車連續不斷地傳輸電流，是電力傳輸的主要載體。接觸線是否能穩定地向機車傳輸電流，直接影響高速鐵路的運行安全和速度。為了保證傳輸電流的穩定，需要在接觸線架設過程中施加一定的線張力，實現接觸線的平直，這就要求接觸線具有較高強度。同時在接觸線與受電弓滑板的長期滑動中，接觸線還承受沖擊、振動、溫度變化、環境腐蝕、磨耗、電火花燒蝕等，工作環境惡劣，因此，接觸線還需要具有良好的導電性能、抗軟化性能、耐磨性能和耐腐蝕性能等[2-5]。

隨著我國高速鐵路的快速發展，對接觸線的需求量也逐漸增加，到2020年底，高速鐵路建設總里程達3.5萬km，每年接觸線需求量在3萬t以上。伴隨著高速鐵路速度的不斷提升，對接觸線的性能要求也越來越高，比如，350 km/h的高速鐵路要求接觸線張力≥30 kN，要求接觸線材料的抗拉強度、導電率、軟化率和磨耗比等性能指標分別達到540 MPa、70 %IACS、95%和0.015 1111112/萬弓架次。目前，我國高速鐵路接觸線以Cu-Mg合金為主，同時有少量的Cu-Cr-Zr合金接觸線處于試用階段，但都還存在一定的問題。Cu-Cr-Zr合金在熔煉時Zr元素容易燒損，加工過程中性能的穩定性難以控制，Cu-Mg合金的導電率和強度的匹配有待進一步提高。因此，國內外學者對高速鐵路接觸線材料的開發和性能的優化進行了深入研究。An等[6]在Cu-Mg合金中添加Fe，P，Ce，通過固溶和時效處理，導電率和抗拉強度獲得了良好的匹配，分別達到73.6 %IACS和597 MPa。Ma等[7]在Cu-Mg合金中添加Ca，制備了Cu-Mg-Ca合金，獲得彌散細小的CusCa析出相，合金的導電率和抗拉強度分別達到70.24 %IACS和545 MPa。王慶福等[8]采用放電等離子燒結法制備了MgO/Cu復合材料，研究發現，隨著Mg0質量分數的增加，復合材料的導電率和抗拉強度都有所升高，當Mg0的質量分數達到5%時，復合材料的導電率和抗拉強度分別達到90 %IACS和400 MPa。為了解決Cu-Cr-Zr合金在熔煉過程中的元素燒損和加工過程中的性能穩定難題，陳世康等[9]采用真空熔煉法制備了Cu-0.50Cr-xCo合金，研究結果表明，隨著Co的質量分數的增加，Cu-0.50Cr-xCo合金的維氏硬度、抗拉強度分別從129，379 MPa升高到146，440 MPa，分別升高了13%．16%，而導電率僅從66.8 %IACS降低到65.1 %IACS。劉勇等[10]通過添加Y，明顯地提高了Cu-Cr-Zr合金的導電率和維氏硬度。文獻[11-12]的研究進一步證明了添加稀土能有效地協同提升Cu-Mg合金的導電率和抗拉強度。

本文針對目前接觸線應用最廣的Cu-Mg合金，通過添加Ce，對Cu-Mg合金的鑄態、變形態的組織和性能進行研究，分析Ce對Cu-Mg合金的抗拉強度、導電率、高溫性能的影響規律，為工業生產提供技術支撐和數據積累。

1 試驗過程

1.1 熔煉

Cu-0.4Mg-xCe （x=0，0.1，0.2，0.3）在高頻真空感應熔煉爐中熔煉，采用高純氮氣或氬氣進行保護。原料選用Cu-10Mg中間合金、Cu-25Ce中間合金。熔煉開始前，對坩堝、工具和原材料進行烘干處理；熔煉時，先加入Cu-10Mg合金，等完全熔化后，保溫10 min，然后將放置在輔料腔中的細小Cu-20Ce中間合金加入到熔煉爐中，熔化后保溫10 min，進行澆鑄。澆鑄時要保持平穩不中斷，在鑄錠的上、中、下位置取樣進行成分測試。試驗合金的成分如表1所示。

1.2 熱處理

冷軋前，對Cu-0.4Mg-xCe合金進行均勻化處理，工藝為：氬氣作為保護氣體，隨爐升溫至726℃，保溫4h，空冷，升溫速度為100C/min。Cu-0.4Mg-xCe合金冷軋后退火，退火工藝為：溫度400℃，保溫時間30 min。退火和均勻化處理的設備為OTF-1200X型管式爐。

1.3 測試與分析

采用Optima7000DV型光譜儀對試驗合金的成分進行分析；采用DK60型渦流導電儀分析試驗合金的導電性能；采用顯微硬度計測量試驗合金的維氏硬度，載荷為200 g，加載時間為10 s，在不同位置測量5次，取平均值；采用Zwick/Roell 2050 kN萬能試驗機測試試驗合金的抗拉強度，拉伸速率為1 mm/min，每次測量3組平行樣品，取平均值；按照硬度下降為原來的80%時對應的溫度為材料的軟化溫度的方法，測試樣品的高溫抗軟化性能；采用FeC13（5 g）+ HCl（50 mL）+去離子水（100 mL）混合溶液對試驗合金表面進行拋光，用于性能檢測和組織觀察；采用FEIQuanta450型掃描電子顯微鏡（ scanning electron microscope，SEM）對試驗合金的表面形貌進行觀察；采用SEM白帶的能譜儀（energy disperse spectroscopy，EDS）對試驗合金的進行成分分析；采用Tecnai G2 F30（加速電壓300 kV）型透射電子顯微鏡（ transmission electron microscope，TEM）對試驗合金的微觀結構進行觀察。

2 結果與討論

2.1 Cu-0.4Mg-xCe合金鑄態組織和性能

圖1為Cu-0.4Mg-xCe合金的鑄態顯微組織圖。從圖1中可以看出，隨著Ce的質量分數的增加，Cu-0.4Mg-xCe合金的晶粒尺寸明顯減小，合金的鑄態組織從柱狀晶變為細小的等軸晶。這是由于添加的Ce起到了明顯的細化晶粒作用。一方面，活潑的Ce可以和基體中的雜質元素結合，形成高熔點化合物，作為非均勻形核的核心，增加初始結晶形核量；另一方面，Ce的原子半徑比Cu的原子半徑大得多，Ce固溶到Cu基體中導致Cu基體產生嚴重的品格畸變，且Ce多偏聚于晶界處，阻礙了晶粒的長大，從而得到細小的等軸晶。從晶體凝固理論來說，金屬凝固由形核所需過冷度、液固界面處液相區過冷度、液相中可作為形核點的粒子密度決定[13]。當添加Ce后，其在晶界處的富集增加了液固界面處液相區的過冷度，形成的高熔點雜質提高了形核點的粒子密度，從而細化了晶粒。當Ce的質量分數為0.2%時，鑄錠中心的等軸晶明顯增多，其面積約占鑄胚橫截面面積的60%。

圖2為Cu-0.4Mg-xCe合金的鑄態顯微組織圖。從圖2中可以看出，Ce的分布與其質量分數有一定的關系，當Ce的質量分數為0和0.1%時，在合金的晶內和晶界處看不到明顯的Ce富集形貌，如圖3和圖4所示。當Ce的質量分數升高到0.2%和0.3%時，能在合金的晶內和晶界處看到明顯的缺陷。對這些缺陷進行EDS分析，確定存在Ce，且質量分數相對較高，如圖5和圖6所示。

由圖3可以看出，Ce較均勻地分布在Cu基體中，說明Ce已經固溶于Cu基體中，基本沒有形成高熔點化合物或高熔點化合物爐渣。對Cu-0.4Mg-O.ICe合金的缺陷進行分析，從圖4中可以看出，經EDS分析，Ce的質量分數沒有明顯升高，說明并未形成明顯的高熔點夾雜物，僅有少量的Ce在晶界處富集。這些缺陷可能是在合金的制備過程中造成的，這也與圖1的觀察結果一致，鑄態組織晶粒度降低，但降低不明顯。

圖5中Cu-0.4Mg-0.2Ce合金的mapping圖顯示出各元素均勻分布。從圖6中Cu-0.4Mg-0.2Ce合金的SEM觀察結果來看，合金中出現了明顯的夾雜，采用EDS分析發現，夾雜中Ce的質量分數明顯升高，同時出現了0，說明該處缺陷可能是含Ce的氧化物。在對Cu-0.4Mg-0.3Ce合金進行mapping和EDS分析時發現了相同的缺陷，且多出現在晶界處，這進一步驗證了Ce的固溶導致晶格畸變、在晶界處聚集、形成雜質，從而起到細化晶粒的作用，與圖1（c）和圖l（d）的形貌觀察結果一致。

圖7為鑄態Cu-0.4Mg-xCe合金的維氏硬度和導電率曲線。從圖7中可以看出，隨著Ce的質量分數的增加，合金的導電率先升高后降低，導電率升高是由于Ce凈化了Cu基體，降低了合金的晶粒度；當Ce的質量分數超過0.1%后，合金的導電率從最高的79.4 %IACS降低到73 %IACS。隨著Ce的質量分數的增加，合金的維氏硬度升高，當Ce的質量分數為0.3%時，合金的維氏硬度達到136。從上述合金的組織圖中可以看出，當Ce的質量分數大于0.1%后，合金中開始出現夾雜，并有大量的Ce富集在晶界處，導致合金的導電率顯著降低，而這些雜質的存在和Ce的富集，增加了位錯運動的阻力，從而提高了合金的維氏硬度。

2.2 Cu-0.4Mg-xCe合金的性能

對鑄態Cu-0.4Mg-xCe合金進行90%變形量的冷軋，合金的硬度和導電率變化如圖8所示。經過冷軋，合金的導電率降低，維氏硬度明顯升高。這是由于，冷軋后的合金組織沿著軋制方向拉長，出現纖維狀或柳絮狀[14]的織構，合金內部出現大量的空位、位錯，這些缺陷的存在增大了對電子的散射，降低了合金的導電率，相反地，這些缺陷又增大了合金的變形抗力，提高了合金的強度和硬度。當Ce的質量分數從0增加為0.2%時，合金的維氏硬度從119升高到192，增加了62%，導電率從79.5 %IACS降低到73.3 %IACS，降低了8.5%。

圖9為Cu-0.4Mg-xCe合金經過90%變形量的冷軋后，在400℃退火30 min的導電率和維氏硬度變化曲線。表2中列出了Cu-0.4Mg-xCe合金在400℃退火30 min前、后的抗拉強度、伸長率和導電率。從圖8、圖9和表2中可以看出，退火后的Cu-0.4Mg-xCe合金的硬度、抗拉強度、伸長率和導電率均有提升。退火后的Cu-0.4Mg-0.2Ce合金的導電率從73.3 %IACS升高到75.6 %IACS、抗拉強度從520 MPa升高到548 MPa、伸長率從1.03%升高到8.07%。

冷軋態的Cu-0.4Mg-xCe合金，隨著Ce的質量分數的增加，合金的抗拉強度先快速升高，然后緩慢升高。這是由于Ce的質量分數較低時，合金的強化主要是由于晶粒細化引起的細晶強化和加工硬化；而當Ce的質量分數較高時，不僅出現了細晶強化和加工硬化，還出現了第二相強化，但第二相含量較少，強化效果不明顯。然而，Ce的添加，明顯降低了合金的伸長率，降低了合金的塑性變形能力。退火后，合金的基體中出現了大量的退火孿晶，同時有少量固溶的合金元素析出，孿晶與位錯的交互作用，阻礙了位錯的運動[15]，孿晶強化效果大于退火軟化的效果，從而使合金的強度升高。而退火消除的位錯、晶格畸變等又改善了合金的導電性能和塑性。

圖1 0為Cu-0.4Mg-0.2Ce合金進行90%變形量的冷軋后，400℃退火30 min的TEM圖。從圖10中可以看出，基體中析出了直徑為1 μm的析出相，經衍射斑點標定確認為Ce的化合物，這驗證了鑄態組織分析時，Ce的質量分數過高會出現含Ce化合物的論斷。在冷軋和退火后，Cu基體中出現了退火孿晶，孿晶的存在提高了合金的抗拉強度。同時，退火后還有少量的位錯存在，但位錯胞的數量明顯減少，胞壁明顯變薄，邊界更加清晰。

高速鐵路接觸線在使用過程中，由于高速摩擦，會出現電弧燒蝕，因此，對接觸線的熱穩定性能有明確的要求，根據國家標準GB/T 33370-2016規定的金屬材料的軟化溫度測試標準（退火60 min時，硬度下降到原始硬度的80%時對應的溫度，即為軟化溫度），采用管式爐，在不同溫度下保溫th退火，測定其硬度變化規律，確定合金的軟化溫度。本研究從200～600℃間隔50℃進行退火處理，獲得合金的維氏硬度與退火溫度變化曲線如圖11所示。從圖11中可以看出，添加Ce后，合金的軟化溫度從350℃升高到430℃．Cu-0.4Mg，Cu-0.4Mg-O.ICe，Cu-0.4Mg-0.2Ce，Cu-0.4Mg-0.3Ce合金的軟化溫度分別為358，380，430， 400℃。在Ce的質量分數大于0.2%后，合金在380℃以下退火時，其維氏硬度下降非常緩慢，繼續升溫，合金發生快速軟化，說明無論是否添加Ce，Cu-0.4Mg合金的使用溫度都不適合過高，最好控制在350℃以下。

3 結論

本文研究了Ce對Cu-0.4Mg-xCe合金的組織和性能的影響，并分析了變形、退火對合金的性能的影響，結果表明：

（1）添加Ce，能明顯細化了合金的晶粒，但過量的Ce會導致基體中出現Ce的化合物，降低合金的塑性和導電性。

（2）合金經過90%變形量的冷軋后，在400℃退火，時間為30 min，合金組織中出現了大量的退火孿晶，提高了合金的抗拉強度。

（3）Ce提高了合金的抗軟化性能，Cu-0.4Mg-0.2Ce合金的軟化溫度達到430℃。

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