高速鐵路接觸線用高強高導Cu-Cr-Co/Ti合金的組織性能研究

陳世康， 陳小紅， 劉 平， 王衛東， 謝浩峰， 黃國杰，彭麗軍， 劉 文， 付少麗， 劉科杰

（1. 上海理工大學 材料科學與工程學院，上海 200093；2. 中國鐵道科學研究院，北京 100081；3. 有研工程技術研究院有限公司，北京 101407；4. 信承瑞技術有限公司，常州 213011）

自從1879 年5 月31 日在德國柏林由西門子和哈爾斯克公司展出的世界上第一條電氣化鐵路以來，特別是到20 世紀50 年代，電氣化鐵路的建設速度不斷加快，修建的國家逐漸增多，目前，我國高速鐵路通車里程達到35 000 km，位居世界第一，占世界高速鐵路通車總里程的2/3。從1961 年我國第一條93 km/h 電氣化鐵路-寶鳳段，到1964 年日本第一條270 km/h 高速鐵路，再到我國第一條350 km/h武廣高速鐵路，電氣化鐵路發展的核心技術之一是接觸線材料及其制備[1-4]，世界各國一直致力于電氣化鐵路用接觸線的研究和開發，接觸線材料的發展從純銅到低速鐵路、城市軌道交通用Cu-Ag 合金，到中高速鐵路用Cu-Sn、Cu-Mg 合金，再到350 km/h以上高速鐵路用高強高導Cu-Cr-Zr 合金[5-10]。隨著我國經濟建設的高速發展，鐵路電氣化在我國也得到迅猛發展。然而，我國地域遼闊，人口遷移頻繁，給我們的電氣化鐵路的發展提出了更高的要求，高速、安全的高速鐵路成為發展的趨勢。

高速電氣化鐵路的迅速發展對電力牽引用接觸線提出了越來越高的要求。電力牽引用接觸線是通過與電力機車受電弓滑板滑動摩擦直接向電力機車輸送電流的導線。它除正常的磨耗外，還常常受到非正常的機械沖擊負荷和故障大電流的影響而發生各種弓網故障，甚至會出現拉斷或者熔斷事故。所以接觸線的性能將直接影響到電力機車的受流質量和機車的安全運行。隨著電氣化鐵路的運行向高速發展，必然要求加大接觸線的懸掛張力、提高載流能力、提高接觸網的穩定性、改善機車受流質量。因此，要求接觸線材料在具有良好導電性的同時，還應具有高的機械強度和高的抗軟化溫度[11-13]。接觸線材料理想的性能指標為：抗拉強度大于530 MPa，電導率大于72.0 %IACS，抗高溫軟化性能為使用溫度在300 ℃時的抗拉強度下降率在10%以內。

Cu-Cr-Zr 合金接觸線具有更高的力學性能，良好的抗軟化溫度，且具有良好的高溫強度，成為新型高速鐵路接觸線的研究熱點[14-16]。Cr 元素在銅中的固溶度很小。Cr 的添加起到提高強度的作用[17]，同時對合金的導電性的影響很小。而Zr 元素熔點高，耐腐蝕性好，在基體中形成化合物，從而提高接觸線的抗拉強度、耐高溫性能、耐磨性能[14,18-19]。

然而Cu-Cr-Zr 在制備過程中，存在Zr 元素燒損嚴重，熔煉過程中Zr 元素的穩定控制難度極大，嚴重影響了Cu-Cr-Zr 合金的質量穩定性，也限制了Cu-Cr-Zr 合金的應用。目前國內的Cu-Cr-Zr 高鐵接觸線還處于掛線試運行階段。為了解決Zr 元素的燒損與成分不穩定問題，很多研究者選擇了開發替代Zr 元素的合金[20-22]。由于Co、Ti 元素在銅中的固溶度低，且容易形成合金化合物彌散分布于基體中，起到細化晶粒，強化基體的作用，同時Co、Ti 元素的燒損量小，便于非真空熔煉，成為理想的Zr替代元素[23-25]。基于上述考慮，本文選用Co 和Ti作為Zr 的替換元素，制備Cu-Cr-Co/Ti 合金替代Cu-Cr-Zr 合金，期望在提高合金的制備便捷性的同時，能保持合金的強度、導電、高溫強度和耐磨性能等，便于工業化生產和制備。

1 實驗材料、設備與方法

1.1 實驗材料及熔煉

實驗原料為質量分數為99.95%的1#電解銅、Cu-25Cr 中間合金和質量分數為99.90%的Co 或Ti。在高頻感應熔煉爐中熔煉，熔煉溫度為1 200～1 250 ℃。熔煉前，將原料、鑄造模具、工裝等在100 ℃下干燥。熔煉時，首先將電解銅、Cu-25Cr 中間合金放置于高純鎂砂干鍋中，將純Co 或純Ti 放置于熔煉爐的預加料料斗中，開始抽真空至爐內壓力低于10-3Pa；然后開始緩慢加熱，防止升溫過快導致干鍋開裂，等加熱到1 200～1 250 ℃后，干鍋中的原料開始熔化，直至完全熔化，然后加入預加料料斗中的原料，直至熔化，并保溫5 min，同時爐膛內充入氬氣保護，最后將熔煉好的Cu-Cr-Co 或Cu-Cr-Ti 溶液澆鑄到鐵模中，形成直徑為50 mm 的鑄錠。鑄錠的具體化學成分如表1 所示。

表 1 Cu-Cr-Co 和Cu-Cr-Ti 合金化學成分（質量分數/%）Tab.1 Chemical composition of the Cu-Cr-Co and Cu-Cr-Ti alloy (mass fraction/%)

1.2 實驗及測試設備

在ZG-5kg 真空感應高頻熔煉爐中進行熔煉；在OTF-1200X 管式氣氛保護電阻加熱爐中進行固溶和時效處理。本實驗Cu-Cr-Co/Ti 合金的固溶處理溫度為960 ℃，保溫時間為1 h，并快速水淬；時效溫度分別為 450、500、550 ℃，時效保溫時間為1 h。時效處理后觀察試樣微觀組織，進行電導率和力學性能測試。

在固溶處理后、時效處理前進行變形量為40%、60%和80%的冷軋變形處理，提高合金的時效效果和綜合性能。軋制變形量η 的計算采用下式計算：

式中：η 為變形量；A0為試樣軋制前軋制截面的厚度；A1為試樣軋制后軋制截面的厚度。

樣品依次在400、800、1500、2000、3000、5000、7000#水磨砂紙上拋光，然后在絲絨布上進行精拋，采用混合溶液(10 g FeCl3+25 mL HCl+100 mL C2H5OH)進行金相腐蝕；采用Tecnai G2 F30（加速電壓300 kV）型透射電鏡（transmission electron microscope，TEM）和FEI Quanta 450（加速電壓200 V～30 kV）型掃描電鏡（scanning electron microscope，SEM），觀察合金的微觀結構及形貌；采用DK60 型金屬電導率儀測試合金的鑄態，冷軋態、時效態的電導率；采用萬能試驗機進行拉伸試驗，同一樣品測試3 次，取平均值；采用顯微硬度計測試合金的顯微硬度，加載載荷100 g，加載時間為10 s，在不同位置測試5 次，取平均值。

圖 1 不同Co 含量的Cu-0.50Cr-xCo 合金的顯微組織Fig. 1 Microstructures of the Cu-0.50Cr-xCo alloys with different Co contents

2 結果及分析

2.1 Co 含量對Cu-Cr-Co 合金組織性能的影響

圖1 為不同Co 含量的Cu-0.50Cr-xCo 合金在960 ℃固溶60 min，經變形量為80%的冷變形后450 ℃時效60 min后的顯微組織。從圖1 中可以看出，隨著Co 含量的增加，Cu 基體中逐漸出現未固溶的Cr 顆粒，存在于晶界處。尤其是當Co 質量分數達到0.15%時，Cu 基體中晶界和晶內均出現了Cr 顆粒，這些顆粒直徑相對粗大，無法起到彌散強化的作用。而且，未固溶的顆粒的存在，降低了基體中的溶質元素的固溶量，導致時效后合金的強度、導電性能的降低，嚴重影響合金的性能。

圖2 為不同Co 含量的Cu-0.50Cr-xCo 合金在960 ℃固溶60 min，經變形量為80%的冷變形后450 ℃時效60 min后的顯微硬度、抗拉強度和電導率。從圖2 可以明顯看出，隨著Co 含量的增加，Cu-0.50Cr-xCo 合金的強度（顯微硬度和抗拉強度）明顯增加，電導率明顯降低。Co 質量分數從0.05%增加到0.15%后，Cu-0.50Cr-xCo 合金的電導率從75.6 %IACS降低到65.5 %IACS。從高速鐵路接觸線的需求來看，接觸線的電導率要超過68.0 %IACS，一般常用的Cu-Mg 合金的電導率為72.0 %IACS 以上，因此可以確定Cu-0.50Cr-xCo 合金的Co 質量分數應該不超過0.10%時電導率才能超過72.0 %IACS，達到72. 5 %IACS。而Cu-0.50Cr-0.10Co 合金的抗拉強度和顯微硬度分別為420 MPa 和141.2 HV，材料的強度較使用要求來說偏低，需要對合金的制備技術及成分進一步優化。

圖 2 不同Co 含量的Cu-0.50Cr-xCo 合金的顯微硬度、抗拉強度和電導率Fig.2 Microhardness, tensile strength and electrical conductivity of the Cu-0.50Cr-xCo alloys with different Co contents

圖 3 不同Co 含量的Cu-0.50Cr-xCo 合金的拉伸斷口SEM 圖Fig. 3 SEM images of the tensile fracture of Cu-0.50CrxCo alloys with different Co contents

圖3 為不同Co 含量的Cu-0.50Cr-xCo 合金在960 ℃固溶60 min，經變形量為80%的冷變形后450 ℃時效60 min后的拉伸斷口形貌。從圖3 中可以看出，不同Co 含量的Cu-0.50Cr-xCo 合金的斷口上均存在韌窩，由此可推斷該合金的斷裂為典型的韌性斷裂。Cu-0.50Cr-0.05Co 合金的拉伸斷口中出現了片狀的撕裂形貌，這說明材料中存在一定的缺陷，導致材料局部的抗拉強度降低，從而使合金整體的抗拉強度較低。而Cu-0.50Cr-0.10Co 合金的拉伸斷口中存在大量的韌窩，且韌窩大小均勻、細小，合金的抗拉強度也較好，且伸長率較好，為12.4%。Cu-0.50Cr-0.15Co 合金的拉伸斷口中韌窩相對較少，有一定的脆性斷裂的形貌，這主要是由于合金元素含量較高，固溶時效后，析出的彌散粒子較多，這些彌散粒子或者未實現固溶的Cr 粒子或Co 粒子存在于基體中，降低了材料的塑性，導致該合金的伸長率僅為3.5%。

2.2 不同變形量對Cu-Cr-Co 合金性能的影響

圖4 為不同變形量變形后的Cu-0.50Cr-xCo 合金在960 ℃固溶60 min，再經變形量為80%的冷變形后450 ℃時效60 min后的顯微硬度、抗拉強度和電導率。從圖4 可以看出，隨著變形量的增加，Cu-0.50Cr-xCo 合金的顯微硬度、抗拉強度都明顯增加，而電導率出現微量的降低。變形量從40%增加到80%時，Cu-0.50Cr-0.15Co合金的顯微硬度和抗拉強度分別從129.1 HV 和379 MPa 增加到146.2 HV 和440 MPa，分別增加了13%和16%。而電導率從66.8 %IACS 下降到65.1 %IACS，僅下降了2.6%，電導率降低并不明顯。從而說明Cu-0.50Cr-xCo 合金可以通過加工硬化來提高合金的強度，同時對合金電導率的影響不大，在工業生產中，可以加大變形量來提高合金的強度，達到使用要求。這是由于Cu-0.50Cr-xCo 合金經過固溶時效處理后，合金元素以彌散析出的形式均勻分布于基體Cu 中，經過變形后，合金內部出現大量位錯，這些析出的彌散顆粒起到良好的阻礙位錯運動的作用，當位錯運動到彌散顆粒附近時，顆粒起到釘扎作用，當位錯進一步運動時就要繞過彌散顆粒，在顆粒周圍形成大量的位錯環，位錯數量增加，加工硬化作用越明顯[26]。

合金的電導率可以用下式來表示：

式中：ρ 是合金的電導率；ρpho是聲子引起的散射電阻率；ρdis是由位錯引起的散射電阻率；ρint是由界面引起的散射電阻率；ρimp是由雜質引起的散射電阻率；ρpsf是由沉淀引起的散射電阻率。實際上，ρpho僅與溫度有關，ρdis和ρpsf對合金的電導率影響很小，而ρint和ρimp對合金的電導率起關鍵作用。

隨著Co 含量的增加，固溶于基體中的合金元素量相應增加，從而使合金的導電性降低。Co 質量分數從0.05%增加到0.15%，電導率從75.2 %IACS降低到65.1 %IACS。然而隨著變形量的增加，合金的導電性能降低不明顯，從公式（2）可以看出，位錯和彌散析出對電導率的影響并不明顯，這與圖4 的結果相一致。

圖 4 不同變形量的Cu-0.50Cr-xCo 合金的顯微硬度、抗拉強度和電導率Fig. 4 Microhardness, tensile strength and electrical conductivity of the Cu-0.50Cr-xCo alloys with different deformation ratios

2.3 時效溫度對Cu-Cr-Co 合金性能的影響

圖5 為不同時效溫度對Cu-0.50Cr-0.10Co 合金在960 ℃固溶60 min，經變形量為80%的冷變形后時效60 min 后的顯微硬度、抗拉強度和電導率的影響曲線。從圖5 可以看出，隨著時效溫度的增加，Cu-0.50Cr-0.10Co 合金的顯微硬度和抗拉強度快速降低，而電導率逐漸增加。當時效溫度從450 ℃增加到550 ℃時，Cu-0.50Cr-0.10Co 合金的抗拉強度從420 MPa 降低到300 MPa。Cu-0.50Cr-0.10Co 合金的強度降低明顯，遠遠低于使用要求。而Cu-0.50Cr-0.10Co 合金的電導率從72.5 %IACS 增加到72.8 %IACS，增加幅度不明顯。由此可見，提高Cu-0.50Cr-0.1Co 合金的時效溫度并不能提高合金的綜合性能，因此，在實際生產中Cu-0.50Cr-0.10Co 合金的時效溫度要控制在450 ℃以下。

圖 5 不同時效溫度對Cu-0.50Cr-0.10Co 合金的顯微硬度、抗拉強度和電導率的影響Fig. 5 Effect of aging temperature on microhardness,tensile strength and electrical conductivity of the Cu-0.50Cr-0.10Co alloy

2.4 合金元素對Cu-Cr-X 合金性能的影響

圖6 為合金元素Co 和Ti 對Cu-0.50Cr 合金的性能的影響。從圖6 可以看出，與Cu-0.50Cr-0.10Co合金相比，Cu-0.50Cr-0.07Ti 合金的合金元素含量雖然有所降低，但合金的抗拉強度和顯微硬度均有明顯提高，抗拉強度從420 MPa 增加到了450 MPa，同時Cu-0.50Cr-0.07Ti 合金的電導率增加到73.1 %IACS，增加了0.6 %IACS。

圖7 為Cu-0.50Cr-0.10Co 和Cu-0.50Cr-0.07Ti合金的TEM 圖。從圖7 可以看出，Cu-0.50Cr-0.07Ti合金中均勻的彌散分布著大小一致的硬質顆粒，而Cu-0.50Cr-0.10Co 合金中析出的硬質顆粒大小不一。

圖8 為Cu-0.50Cr-0.10Co 合金的SEM 圖。從圖8 可以看出，Cu-0.50Cr-0.10Co 合金經過固溶時效后，在合金的晶界處仍然存在一定數量的未固溶的Cr 顆粒，這些Cr 顆粒的存在降低了合金的晶界強度，導致合金的抗拉強度、伸長率和電導率均有明顯的降低。合金的強度和電導率也低于Cu-0.50Cr-0.07Ti 合金。

圖 6 Cu-0.50Cr-0.10Co 和Cu-0.50Cr-0.07Ti 合金的顯微硬度、抗拉強度和電導率的影響Fig. 6 Microhardness, tensile strength and electrical conductivity of the Cu-0.50Cr-0.10Co alloy and Cu-0.50Cr-0.07Ti alloy

圖 7 Cu-0.50Cr-0.10Co 和Cu-0.50Cr-0.07Ti合金的TEM 圖Fig. 7 TEM images of the Cu-0.50Cr-0.10Co alloy and Cu-0.50Cr-0.07Ti alloy

圖 8 Cu-0.50Cr-0.10Co 合金的SEM 圖Fig. 8 SEM image of the Cu-0.50Cr-0.10Co alloy

3 結 論

本文采用高頻真空感應熔煉制備了Cu-0.50CrxCo 合金和Cu-0.50Cr-0.07Ti 合金，并研究了Co 含量、變形量、時效溫度以及合金元素Co、Ti 對Cu-0.50Cr 合金的組織性能的影響，研究表明：

（1）隨著Co 含量的增加，Cu-0.50Cr-xCo 合金的強度明顯增加，電導率明顯降低，在Cu 基體的晶界處逐漸出現未固溶的Cr 顆粒，這些顆粒的存在會嚴重影響合金的性能。Co 質量分數從0.05%增加到0.15%后，Cu-0.50Cr-xCo 合金的電導率從75.6 %IACS降低到65.5 %IACS。根據高速鐵路接觸線的實際使用要求，可以確定Cu-0.50Cr-xCo 合金的Co 的質量分數應該低于0.10%。

（2）隨著變形量的增加，Cu-0.50Cr-xCo 合金的顯微硬度、抗拉強度都明顯增加，而電導率出現微量的降低。變形量從40%增加到80%時，Cu-0.50Cr-0.15Co 合金的顯微硬度和抗拉強度分別從129.1 HV 和379 MPa 增加到146.2 HV 和440 MPa，分別增加了13%和16%。而電導率從66.8 %IACS降低到65.1 %IACS，僅下降了2.6%，電導率降低并不明顯。

（3）隨著時效溫度的增加，Cu-0.50Cr-0.10Co 合金的顯微硬度和抗拉強度快速降低，而電導率逐漸增加。當時效溫度從450 ℃增加到550 ℃時，Cu-0.50Cr-0.10Co 合金的抗拉強度從420 MPa 降低到300 MPa，電導率從72.5 %IACS 增加到72.8 %IACS，增加幅度不明。由此可見，Cu-0.50Cr-0.10Co 合金的時效溫度要控制在450 ℃以下。

（4）與Cu-0.50Cr-0.10Co 合金相比，Cu-0.50Cr-0.07Ti 合金的抗拉強度達到450 MPa，同時Cu-0.50Cr-0.07Ti 合金的電導率提高到73.1%IACS，可以看出，合金元素Ti 對Cu-Cr 系合金的強度與導電性能的提高更為明顯。