王 松,鄭婷婷,張吉明,陳永泰,謝 明

(1.昆明貴金屬研究所稀貴金屬綜合利用新技術(shù)國家重點實驗室,云南 昆明 650106;2.昆明理工大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院,云南 昆明 650093)

AgSnO2電接觸材料具有優(yōu)良的電學(xué)性能,是在直流接插件、功率繼電器及低壓開關(guān)中替代AgCdO的理想材料之一[1-5]．但是,SnO2顆粒密度小、熔點高、在電弧作用下不易分解,加上其與熔融液態(tài)Ag的潤濕性差,在電磁力的攪拌作用下會上浮到Ag熔池的表面形成絕緣區(qū),從而造成觸頭接觸電阻變大,且在加載電流時導(dǎo)致觸頭溫升顯著增大,使觸頭性能急劇劣化[6-8]．另外,AgSnO2材料的塑性和延展性能不佳,材料的加工成形困難,在擠壓、軋制、墩制過程中材料容易出現(xiàn)宏觀裂紋[9-11]．

為此,國內(nèi)外電工材料研發(fā)人員一直都在致力于如何改進制備工藝或通過加入其他氧化物顆粒來克服其難加工與溫升過高等缺點[12-14]．文獻[15]采用原位化學(xué)反應(yīng)技術(shù),在Ag-Sn合金中生成氧化物顆粒,制備了尺寸細小、界面新鮮的SnO2顆粒增強Ag基復(fù)合材料．結(jié)果表明,原位化學(xué)能夠在金屬基體中形成彌散細小的SnO2顆粒,且SnO2顆粒與Ag基體的界面結(jié)合能較高,AgSnO2材料的塑性得到一定改善．文獻[16]分別采用合金內(nèi)氧化法和粉末冶金法制備具有良好的抗熔焊性和耐電弧燒蝕能的AgSnO2La2O3電接觸材料,其物理、機械性能均接近于AgSnO2(8)In2O3(4)與AgCdO(8)材料．

本研究采用反應(yīng)合成法制備了AgSnO2(8)Y2O3(2)電接觸材料,并對材料進行變形程度為20%的擠壓,隨后進行退火處理,研究不同退火溫度對形變后材料的顯微組織與性能的影響,探討了材料在退火過程中發(fā)生的回復(fù)與再結(jié)晶過程,并分析了直流負載條件下復(fù)合材料觸點的耐電弧侵蝕情況．

1 實驗材料與方法

采用純度大于99.9%的Ag粉、Sn粉和Y粉,原料粉末過-400目標(biāo)準(zhǔn)篩．按Sn粉為8%,Y粉為2%(質(zhì)量分數(shù)),余量為Ag的成分配比稱取粉末并置于AX-2型球磨機中進行混粉與低能球磨,磨球為氧化鋯,球料比為10∶1,固定轉(zhuǎn)速為200 r/min．合金粉末經(jīng)昆明理工大學(xué)LDJ-420型冷等靜壓機壓制成形,壓制壓力為200 MPa,保壓時間為10 min,塑膠包套直徑為60 mm．成形后的素坯置于YSL-65-1350型燒結(jié)爐中進行燒結(jié)與反應(yīng)合成,燒結(jié)溫度為850 ℃,燒結(jié)時間為5 h．燒結(jié)體經(jīng)過多道次擠壓變形,總變形程度ε=20%,隨后放入箱式電阻爐中進行退火處理,退火溫度為450～650 ℃,退火時間為1 h．

利用日本島津HMV-FA2型顯微維氏硬度計測定試樣的硬度,載荷為1.961 N,保壓時間為10 s,取3點求其平均值．采用FD101型金屬導(dǎo)電率測試儀測量合金的導(dǎo)電率,測量精度為±0.1%IACS．在CDS-A型ASTM綜合電性能試驗機上進行直流阻性負載下的電侵蝕實驗,電源電壓為24 V;電源電流為5 A;觸點間距為1 mm;閉合壓力為0.686 N;接觸頻率為60次/min．在日本島津AG-IC10KV電子萬能試驗機上對樣品進行拉伸實驗,速度為0.2 mm/min．利用Hitachi S-3400N型掃描電子顯微鏡觀察試樣微觀組織、斷口表面情況與觸頭表面電弧燒蝕形貌,掃描電壓為30 kV．

2 結(jié)果與分析

2.1 退火溫度對材料顯微組織的影響

圖1所示為變形及退火后AgSnO2(8)Y2O3(2)復(fù)合材料的組織形貌．由圖1可以看出,經(jīng)變形程度為20%的擠壓變形后材料的顯微組織中晶粒沿擠壓方向被拉長,晶粒邊界逐漸消失,呈現(xiàn)出明顯的纖維組織．經(jīng)過500 ℃/1h低溫退火處理后,材料的纖維狀組織結(jié)構(gòu)變化不明顯;在550 ℃/1h條件下退火后,其纖維狀組織出現(xiàn)局部粗化,但仍然保持擠壓態(tài)痕跡;在600 ℃/1h條件下退火,復(fù)合材料發(fā)生了再結(jié)晶過程,纖維組織幾乎完全消失．變形后AgSnO2(8)Y2O3(2)復(fù)合材料在不同退火溫度下的組織變化行為,一方面可以從再結(jié)晶理論中獲得解釋:冷變形所產(chǎn)生的存儲能隨著退火溫度的增加而逐步釋放,其應(yīng)變能也逐步降低,新的無畸變的等軸晶逐漸形成與長大,使之在熱力學(xué)上變得更為穩(wěn)定．經(jīng)大變形后,在回復(fù)階段,塑性變形形成的胞狀組織經(jīng)大變形后轉(zhuǎn)變?yōu)閬喚?其中有些亞晶會逐步長大,發(fā)展為再結(jié)晶的晶核．再結(jié)晶過程發(fā)生后,晶粒便會出現(xiàn)長大．另一方面從彌散細小氧化物顆粒訂扎位錯與晶界的機制解釋,由于原位反應(yīng)在材料基體組織中生成了細小的氧化物顆粒,在形變與退火過程中,這些顆粒容易在晶界偏聚,阻礙晶界遷移,且SnO2與Y2O3顆粒的共同作用,改變了位錯的組態(tài)和結(jié)構(gòu),阻止位錯的滑移或攀移,從而抑制了再結(jié)晶過程的進行．

圖1 變形及退火后AgSnO2(8)Y2O3(2)復(fù)合材料的SEM照片

2.2 退火溫度對材料顯微硬度和導(dǎo)電率的影響

AgSnO2(8)Y2O3(2)材料在擠壓變形過程中,由于氧化物以顆粒形態(tài)存在于材料的基體組織中,位錯將圍繞氧化物顆粒以繞過方式形成很多位錯環(huán),因而材料的硬度較高,導(dǎo)電率較低．AgSnO2(8)Y2O3(2)材料擠壓態(tài)的硬度值和導(dǎo)電率分別達到127 HV和53.3% IACS．隨著退火過程的進行,擠壓態(tài)AgSnO2(8)Y2O3(2)材料將發(fā)生回復(fù)和再結(jié)晶現(xiàn)象．伴隨這些現(xiàn)象的發(fā)生,其顯微硬度與導(dǎo)電率也將隨之發(fā)生變化．圖2所示為不同退火溫度條件下AgSnO2(8)Y2O3(2)材料的顯微硬度變化曲線．由圖2可知,在500 ℃/1h、550 ℃/1h和600 ℃/1h退火后,材料的顯微硬度值大幅下降;當(dāng)退火溫度超過600 ℃后,材料顯微硬度值的下降幅度變?。捕戎祵τ陔娊佑|材料而言至關(guān)重要．材料的硬度值過高,在沖壓成不同形狀的接點元件或鉚釘時容易造成觸點開裂;若硬度過低,則容易發(fā)生粘粒,造成觸點表面粗糙．因此,選擇合適的退火工藝參數(shù),使材料獲得最佳的硬度值,對材料的后續(xù)加工成形具有重要意義．

圖2 AgSnO2(8)Y2O3(2)復(fù)合材料顯微硬度與退火溫度的關(guān)系曲線

圖3所示為AgSnO2(8)Y2O3(2)材料不同退火溫度下導(dǎo)電率的變化曲線．由圖3可知,隨著退火溫度的升高,材料的導(dǎo)電率逐漸增加,退火溫度為550 ℃及以下,導(dǎo)電率增加的幅度較大,當(dāng)退火溫度達到600 ℃后,導(dǎo)電率增加的趨勢放緩．對擠壓變形后的材料作退火處理時,材料發(fā)生回復(fù)與再結(jié)晶過程,基體中的應(yīng)力得到釋放,位錯密度降低,使材料的導(dǎo)電率增加．當(dāng)材料處于較高溫度(T>600 ℃)退火時,導(dǎo)電率幾乎到達最高值,若退火溫度繼續(xù)提高,材料導(dǎo)電率增加的趨勢將越不顯著．

2.3 退火后材料的拉伸斷裂機制分析

圖4所示為550 ℃/1h退火處理后AgSnO2(8)-Y2O3(2)材料室溫拉伸斷口形貌．觀察圖4可知,材料的拉伸斷口呈現(xiàn)出大量深淺不一的韌窩和絮狀撕裂棱,韌窩里邊存在多面體狀氧化物顆粒,試樣的斷裂具有明顯的韌性斷裂特征．當(dāng)基體發(fā)生一定程度的塑性變形后,氧化物粒子就與基體脫離形成空穴或微裂紋．微觀空穴或微裂紋的產(chǎn)生、生長以及聚集造成了材料發(fā)生微孔縮聚型韌性斷裂．撕裂棱的存在表明,材料的塑性變形主要Ag基體中進行,氧化物顆粒只起到阻礙變形、強化材料的作用,氧化物顆粒富集區(qū)域在變形過程中形成的微裂紋源是材料斷裂裂紋形成的主要來源．

圖3 AgSnO2(8)Y2O3(2)復(fù)合材料導(dǎo)電率與退火溫度的關(guān)系曲線

圖4 AgSnO2(8)Y2O3(2)復(fù)合材料室溫拉伸斷口形貌

2.4 材料的抗電弧侵蝕性能研究

圖5所示為AgSnO2(8)Y2O3(2)材料直流條件下分斷操作5 000次后的觸頭表面形貌．在直流負載條件下,觸頭表面發(fā)生了物質(zhì)的宏觀遷移、金屬熔化與噴濺以及微氣孔形成這3種物理現(xiàn)象,如圖5所示．由于直流負載下,復(fù)合材料觸頭表面發(fā)生金屬Ag的熔化和噴濺,導(dǎo)致觸頭表面富集氧化物顆粒(見圖5(b)),且氧化物顆粒有向觸頭中心區(qū)聚集的趨勢．大量氧化物顆粒浮于觸頭表面,具有滅弧和阻止基體進一步被侵蝕的作用,使觸頭的中心區(qū)域免于被電弧進一步的侵蝕．從觸頭侵蝕圈邊緣的照片(見圖5(c))來看,邊緣區(qū)存在大量的氣孔和金屬溶化噴濺后產(chǎn)生的堆積物．當(dāng)觸頭不斷進行分斷操作,邊緣區(qū)熔化堆積層就會越深,越容易產(chǎn)生氣孔,形成裂紋或裂縫造成材料脫落的可能性增大,導(dǎo)致觸頭邊緣區(qū)域被電弧優(yōu)先侵蝕,繼而使觸頭發(fā)生失效．

AgSnO2(8)Y2O3(2)復(fù)合材料的電弧燒蝕機理可分為兩方面:其一,在電弧本身的電磁場作用下形成金屬離子的遷移;其二,觸頭局部區(qū)域產(chǎn)生過熱,當(dāng)溫度上升到金屬基體的熔點時,觸頭局部發(fā)生熔化;并伴隨金屬原子的蒸發(fā)和熔融金屬的濺射,電弧熄滅時,材料表面物相由液體變?yōu)楣腆w,并伴有第二相粒子的分解,化學(xué)反應(yīng),微觀結(jié)構(gòu)的重新排列．事實上,電弧燒蝕就是在電弧能量作用下,觸頭發(fā)生了質(zhì)量的過度消耗．觸頭抗材料遷移或消耗的能力越好,則該觸頭耐電弧燒蝕的能力也就越優(yōu)異．AgSnO2(8)Y2O3(2)觸頭受電弧燒蝕時,SnO2、Y2O3顆粒浮于液態(tài)Ag上方,起到滅弧和抗金屬噴濺作用,使其耐電弧燒蝕性能明顯優(yōu)于純銀觸頭．

圖5 直流負載條件下AgSnO2(8)Y2O3(2)復(fù)合材料電弧侵蝕形貌

3 結(jié) 論

(1)擠壓變形后的AgSnO2(8)Y2O3(2)材料出現(xiàn)明顯的纖維組織．退火后,材料發(fā)生了回復(fù)與再結(jié)晶過程,使纖維組織消失．在退火過程中,Ag基體中的氧化物顆粒易于在晶界偏聚,從而抑制了再結(jié)晶過程的進行,改善了材料的熱穩(wěn)定性.

(2)退火溫度對材料顯微硬度與導(dǎo)電率的影響表明,選擇合適的退火工藝參數(shù)有助于改善材料的力學(xué)與電學(xué)性能,對材料的后續(xù)加工和性能控制具有重要意義．AgSnO2(8)Y2O3(2)材料退火態(tài)的室溫拉伸斷裂機制為微孔縮聚型韌性斷裂.

(3)由于AgSnO2(8)Y2O3(2)基體中存在SnO2、Y2O3顆粒,使材料的耐電弧燒蝕性能提高．在直流負載條件下,AgSnO2(8)Y2O3(2)觸頭的邊緣區(qū)域會被電弧優(yōu)先燒蝕．

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