粗晶/细晶CuCr50触头材料的电弧运动行为及其烧蚀特性

电接触材料[1,2]主要用于制造真空开关、断路器和接触器[3~5] 铜基合金电接触材料，常用于制造大电流和中、高压电器真空开关 高压铜基电触头材料，包括CuBi、CuW和CuCr[6~8] CuBi触点的抗熔焊性良好、截流值较低，但是强度低、电弧侵蚀大和寿命较短[9,10] CuW触点的导热性、导电性、抗电弧侵蚀性能良好[11]，但是随着Cu含量的提高侵蚀区域集中在触头中心区域不能扩散到触头表面，使触头因局部严重烧蚀而失效 CuCr触头的开断性能、抗电弧侵蚀性能、抗熔焊性能和低截流值良好，可用于制造新一代中、高压大功率真空开关[12] 随着电器向高电压和大电流发展，传统的CuCr触头已不能满足要求 对CuCr触头的电弧侵蚀特性，已经开展了大量的研究工作 王力军等[13]研究了CuCr触头材料阴极和阳极表面形貌，但是未深入研究触头的微观组织对其电弧侵蚀行为的影响 王亚平等[14~16]制备纳米晶CuCr材料并研究了耐压性能，发现纳米晶Cr相尺寸细化后其耐压强度高于粗晶CuCr材料 修士新等[17,18]研究了CuCr触头性能与Cr含量占比的关系，发现Cr含量降低能提高触头分断能力，但是触头的侵蚀加剧 赵来军等[19]研究了直流低电压、小电流条件下纳米CuCr50触头材料的电弧侵蚀量与分断燃弧时间和触头表面形貌之间的关系 结果表明，纳米CuCr50触头材料的平均分断燃弧时间和侵蚀量均高于两种微晶CuCr50触头材料 纳米CuCr50阴极触头的表面电弧烧蚀比较均匀，两种微晶CuCr50触头阴极表面局部电弧烧蚀严重

对CuCr触头的电弧运动行为，也开展了大量研究 王亚平等[20,21]研究了CuCr触头材料的微观组织对电弧阴极斑点运动行为的影响，发现电弧主要发生在电压击穿的Cr相上 同时，当Cr相尺寸小于阴极斑点尺寸时，阴极斑点会由跳跃式运动变为连续式运动，但是未能进行定量分析 李仁杰等[22]发现，随着Cr含量的提高CuCr触头的阳极电弧比阴极更集中，Cr含量的降低使阴极斑点径向扩散加快 庞先海等[23,24]针对CuCr触头真空开关，模拟横向磁场触点间阴极斑点初始扩散阶段的特性 结果表明，阴极斑点速度随横向磁场分量的增加呈线性增加，阴极斑点与逆行运动方向的夹角为磁场与阴极表面夹角的一半 冯宇等[25]研究纳米晶CuCr25触头电弧侵蚀时发现，粗晶CuCr25触头阴极斑点扩散表现为原地重复燃烧或整体跳跃式移动且有选择地分布在Cr相，而纳米晶CuCr25触头因晶粒细化其阴极斑点扩散表现为次级斑点此起彼伏的准连续移动 本文将高能球磨和等离子烧结(SPS)[26]技术相结合制备粗晶和细晶CuCr50电触头材料，并研究其电弧侵蚀特性

1 实验方法1.1 实验原料

实验用Cu粉和Cr粉的纯度为99.9%(质量分数)，平均粒径为80 μm 将Cu粉与Cr粉在室温球磨，高能球磨机的型号为MSK-SFM-3-Ⅱ，Cu粉与Cr粉的质量比为1∶1，球磨机的转速为900 r/min，球料比为15∶1，球磨介质为无水乙醇，得到CuCr50复合粉末 球磨4 h得粗晶，球磨12 h得细晶 将球磨后的复合粉末在650℃退火2 h以消除球磨后的残余应力，再置入石墨磨具(图1a)在SPS烧结炉中1000℃热压烧结1 h制得CuCr试样，SPS烧结炉的型号为SPS-20T-10

图1



图1粗晶/细晶CuCr50触头材料样品图

Fig.1Sample diagram of coarse-grained/fine-grained CuCr50 contact material (a) schematic diagram of graphite abrasive, (b) contact drawing, (c) contact after sintering, (d) contact after wire cutting, (e) cup contact

1.2 性能表征

用光学显微镜(型号M300-HK830)观察试样的微观组织，用X衍射仪(型号XRD-7000S)分析试样的物相组成，用场发射扫描电子显微镜(型号JSM-7000F)观察试样的组织形貌

用维氏显微硬度仪(型号HV-200)测试抛光后试样表面的显微硬度，用涡流电导率计(型号FD-102)测试抛光后试样表面的电导率，测试10次取其数据的平均值

用线切割将烧结后的样品切成直径为60 mm、厚度为4 mm的圆柱体，再用五轴加工中心加工出卡槽(图1b~d)，将触头盘真空焊接到纯铜杯上(图1e)，然后进行电弧侵蚀开断实验 开断电流频率为50 Hz，电流的幅值为2~15 kA，触头间隙为10 mm，开关接触力为50 kg

2 结果和讨论2.1 粗晶/细晶CuCr50触头材料的相组成和显微组织

图2给出了粗晶/细晶CuCr50触头材料的X射线衍射谱(XRD) 蓝色线条为粗晶CuCr50的衍射谱，红色线条为细晶CuCr50的衍射图谱 在粗晶和细晶CuCr50材料的XRD谱中均可观察到明显的Cu和Cr衍射峰，没有出现其他金属相或化合物峰，表明在高能球磨过程中没有生成新相 同时，根据Scherrer公式和XRD谱，在相同角度下粗晶CuCr50材料的半峰宽比细晶CuCr50材料的小 这表明，与细晶CuCr50材料相比，粗晶CuCr50材料的Cu相和Cr相尺寸较大

图2



图2粗晶/细晶CuCr50触头材料的XRD谱

Fig.2XRD spectrum of coarse-grained/fine-grained CuCr50 contact materials

图3a、b中白色的区域为富Cr相，灰色区域为富Cu相 可以估算出，粗晶CuCr50(图3a)的Cr相平均尺寸约为100 μm，细晶CuCr50(图3b)的Cr相平均尺寸约为20 μm Cr相均匀分散在铜基体中，没有出现Cu或Cr的大面积团聚 图3表明，用高能球磨结合SPS技术制备的CuCr50触头材料其微观组织均匀致密，没有裂纹孔洞等缺陷 同时，高能球磨使第二相Cr相经受长时间的反复塑性形变、断裂、冷焊、再断裂、复焊等过程后细化，使其冷焊与破裂细化之间达到平衡，Cr相晶粒细化成细晶

图3



图3粗晶/细晶CuCr50触头材料的SEM形貌

Fig.3SEM images of coarse-grained/fine-grained CuCr50 contact material (a) coarse-grained CuCr50, (b) fine-grained CuCr50

2.2 粗晶和细晶CuCr50触头材料的物理性能

表1列出了粗晶和细晶CuCr50触头材料的物理性能 由表1可见，细晶CuCr50触头材料的硬度(160.29HV)明显高于粗晶CuCr50触头的硬度(104.15HV) 在高能球磨过程中细晶CuCr50触头材料的球磨时间长，使Cr相与Cu基体之间的结合力更强 细晶CuCr50触头材料的电导率(20.9 MS/m)低于粗晶CuCr50触头材料的电导率(22.3 MS/m) 其原因是，细晶CuCr50触头材料的Cr相尺寸比粗晶触头材料的Cr相尺寸小，电子在相同的距离上通过细晶CuCr50触头的晶界比粗晶触头多，更容易产生非弹性碰撞 同时，粗晶和细晶CuCr50触头材料的致密度都很高，没有出现孔洞和裂纹

Table 1

表1

表1粗晶/细晶CuCr50触头材料的物理性能

Table 1Physical properties of coarse-grained/fine-grained CuCr50 contact materials

Physical properties	Coarse-grained CuCr50	Fine-grained CuCr50
Electrical conductivity/ MS·m-1	22.3	20.9
Hardness (HV)	104.15	160.29
Density / g·cm-3	7.93	7.90
Theoretical density / g·cm-3	7.98	7.98
Density percentage / %	99.4	99.0

2.3 粗晶和细晶CuCr50触头在50 Hz下阴极斑点的分布

图4和图5分别给出了粗晶和细晶CuCr50触头的阴极斑点起始扩散过程中的分布 对比图4和图5可见，电流为5 kA时(图4b)粗晶CuCr50触头的阴极斑点完全扩散至整个接触面，但是集中在触头阴极表面中心区域 电流为6 kA时(图5b)细晶CuCr50触头阴极斑点均匀分布在触头阴极表面 细晶CuCr50触头阴极斑点数量较多且分布均匀，而粗晶CuCr50触头数量较少且集中在触头阴极中心区域 同时，阴极斑点覆盖整个触头阴极表面时，细晶CuCr50触头的电流高于粗晶触头，表明细晶CuCr50触头承载电流的能力优于粗晶触头

图4



图4粗晶CuCr50触头阴极斑点起始扩散过程分布

Fig.4Distribution of the initial diffusion process of coarse-grained CuCr50 contact cathode spots (a) 2 kA, (b) 5 kA, (c) 8 kA, (d) 15 kA

图5



图5细晶CuCr50触头阴极斑点起始扩散过程分布

Fig.5Distribution of fine-grained CuCr50 contact cathode spot initiation diffusion process (a) 3 kA, (b) 6 kA, (c) 9 kA, (d) 15 kA

同时，电流为15 kA时(图4d和图5d)，粗晶和细晶CuCr50触头燃弧后随着时间的推移(0.5 ms到5.0 ms)阴极斑点从触头阴极中心扩散到边缘，阴极斑点的数量较多和密度较高 粗晶CuCr50触头的阴极斑点主要集中在触头阴极中心区域而边缘较少，阴极表面附近产生较厚的等离子体云；而细晶CuCr50触头阴极斑点均匀分布在触头阴极表面在边缘区域出现大量的阴极斑点，阴极表面附近的等离子体云较薄 随着时间的推移细晶CuCr50触头电弧收缩成中心弧柱，中心弧柱直径变小、与阴极所成夹角角度变大 这表明，与粗晶CuCr50触头相比，电弧在细晶CuCr50触头表面的分散性较好，阴极斑点通过分裂可承载更高的电流密度，细晶CuCr50触头承载电流能力优于粗晶CuCr50触头

对比图4和图5还可见，从0.5 ms到5.0 ms阴极斑点呈现发散性扩散，并以阴极斑点簇和单阴极斑点共存的形式向外扩散 粗晶CuCr50触头(图4d)的阴极斑点更大、更明亮，且其根面积较大 在细晶CuCr50触头(图5d)近阴极区由阴极斑点产生单个等离子体喷流，随着电流幅值的增大等离子体喷流逐渐混合形成较为均匀的等离子体，且阴极斑点根面积较小 与细晶CuCr50触头相比，电弧在粗晶触头表面剧烈燃烧 这些结果表明，细晶CuCr50触头的抗电弧烧蚀特性优于粗晶CuCr50触头

2.4 频率为50 Hz时粗晶和细晶CuCr50触头阴极斑点的移动速度和电弧电压降

表2列出了粗晶和细晶CuCr50触头燃弧前1 ms阴极斑点移动速度和移动到触头边缘的时间 从电弧触发时刻到电弧稳定燃烧阶段，可见从中间到边缘的明亮运动路径 根据光路和对应的时间，可计算出阴极斑点的移动速度 由表2可见，随着电流幅值的增大阴极斑点起始扩散速度逐渐增大，完全扩散至整个触头表面的时间较短 粗晶CuCr50触头的移动速度低于18 m/s，细晶CuCr50触头移动速度低于17 m/s，表明粗晶CuCr50触头的扩散速度稍高于细晶触头 同时，从起弧开始阴极斑点扩散最快，然后逐渐变慢 分析整个过程的速度发现，阴极斑点的扩散速度在一定范围内波动，复杂的阴极斑点运动路径导致阴极斑点的移动速度不确定，使粗晶触头表面阴极斑点运动到触头边缘的移动略快于细晶触头

Table 2

表2

表2粗晶/细晶CuCr50触头燃弧前1 ms阴极斑点的移动速度和移动至触头边缘的时间

Table 2Coarse-grained/fine-grained CuCr50 contacts 1ms before arcing, cathode spot movement speed and moving to contact edge time

Contact type	Current / kA	Time1 / ms	Diffusion speed / m·s-1	Time2 / ms
Coarse-grained CuCr50	2	1	6.26	3.22
	5		9.20	2.53
	8		12.63	1.92
	15		17.78	1.47
Fine-grained CuCr50	3	1	7.23	2.91
	6		8.83	2.55
	9		10.17	2.01
	15		16.90	1.55

Note: Time1—1ms before arcing, Time2—cathode spot movement to contact edge time



图6给出了粗晶和细晶CuCr50触头的电压降 图中的黑色线条为粗晶CuCr50触头电压降，红色线条为细晶CuCr50触头电压降 1 ms时，弧芯聚集在触头中心，阴极斑点处于扩散过程，弧芯处于不稳定状态 2 ms时，电弧直径不断增大，阴极斑点扩散至整个触头表面 从1 ms到2 ms，粗晶和细晶CuCr50触头电压的波动主要由以上两个原因引起 5 ms时，阴极斑点均匀分布在触头阴极表面，弧芯直径增大且占阴极面积的一半 5 ms后聚弧消失，电压开始下降

图6



图6粗晶/细晶CuCr50触头电弧的电压降

Fig.6Voltage diagram of coarse-grained/fine-grained CuCr50 contact arc

细晶CuCr50触头Cr相的尺寸较小，阴极斑点数量较多且分布均匀，在电弧烧蚀过程中阴极斑点在触头表面Cr相连续跳跃前进；而粗晶CuCr50触头阴极斑点较为集中，在电弧烧蚀过程中阴极斑点在触头表面Cr相停留时间长 这表明，在整个燃弧过程中细晶CuCr50触头的电弧电压较低，其耐电压的能力优于粗晶CuCr50触头

2.5 粗晶和细晶CuCr50触头电弧侵蚀的形貌

图7给出了粗晶和细晶CuCr50触头电弧烧蚀的SEM形貌 可以看出，粗晶CuCr50和细晶CuCr50的电弧烧蚀形貌有明显的不同 粗晶CuCr50触头电弧烧蚀表面比细晶CuCr50触头更加粗糙，表面烧蚀凹凸不平，烧蚀更加剧烈，可见明显的烧蚀坑，其尺寸为100~200 μm(图7a)；与粗晶CuCr50中Cr相的尺寸大小相似，细晶CuCr50触头发生燃弧时电弧在Cr相上剧烈燃烧，最后在Cr相的边缘逃逸继续在另一个Cr相上燃烧，因Cr相尺寸的限制电弧运动较慢(图7b) 触头表面电弧烧蚀后相对平坦且没有出现明显的烧蚀坑，表明电弧没有在触头表面局部剧烈燃烧，电弧烧蚀快速经过触头表面，表明电弧的运动较快

图7



图7粗晶和细晶CuCr50触头电弧烧蚀的SEM形貌

Fig.7SEM images of coarse-grained/fine-grained CuCr50 contact arc ablation (a, c, e) coarse-grained；(b, d, f) fine-grained

观察粗晶CuCr50触头烧蚀(图7c和7e)，可在烧蚀坑表面发现明显的液滴凝固，表明粗晶CuCr50触头的电弧烧蚀剧烈，电弧和触头之间发生电磁搅动，在熔池中形成液滴喷溅 观察细晶CuCr50触头烧蚀(图7d和7f)，在烧蚀坑表面没有明显的液滴凝固，触头烧蚀整体形貌平整，表明在细晶CuCr50触头表面电弧烧蚀比较均匀 这些结果表明，细晶CuCr50触头具有比粗晶CuCr50触头更高的抗电弧烧蚀特性

2.6 在50 Hz峰值时刻细晶CuCr50触头阴极斑点的分布

以上结果表明，Cr相的尺寸是提高CuCr50触头材料抗侵蚀能力的关键 细晶CuCr50触头具有比粗晶CuCr50触头更高的抗电弧烧蚀特性 为了深入研究细晶CuCr50触头的阴极斑点，图8给出了50 Hz细晶CuCr50触头在50 Hz峰值时刻阴极斑点的分布 从图8可见，在电流幅值从3 kA(图8a)增加到15 kA(图8m)的过程中阴极斑点分裂以承载更高的电流密度，阴极斑点的数量显著增加、尺寸减小、亮度提高，更均匀分布于阴极表面，峰值时刻阴极斑点均移动到触头边缘 由当电流低于6 kA时(图8a~c)电弧以多弧模式工作，发射的等离子体喷流不重叠 当电流大于6 kA时(图8d~m)电弧变得弥散，等离子体喷流的混合产生均匀的等离子体 同时，随着电流的增大等离子体喷流的混合倾向于更靠近阴极 电流大于13 kA(图8k)时，电弧呈现为弥散柱状并在触头中部形成明亮的等离子体柱 这表明，细晶CuCr50较小的Cr相尺寸对电弧形状的影响较大 Cr相晶粒的细化产生大量的晶界，使阴极表面更容易发射出电子，使电弧侵蚀均匀分布在整个阴极表面

图8



图850Hz细晶CuCr50触头5.0ms峰值时刻阴极斑点的分布

Fig.8Distribution of cathode spots at 50Hz fine-grained CuCr50 contacts at 5.0 ms peak hour (a) 3 kA, (b) 4 kA, (c) 5 kA, (d) 6 kA, (e) 7 kA, (f) 8 kA, (g) 9 kA, (h) 10 kA, (i) 11 kA, (j) 12 kA, (k) 13 kA, (l) 14 kA, (m) 15 kA

3 结论

(1) 将高能球磨和等离子烧结技术相结合制备的细晶CuCr50触头材料，其硬度比粗晶CuCr50触头高53.9%，在50 Hz工频下粗晶触头表面阴极斑点运动到触头边缘的速度略高于细晶触头

(2) 细化第二相Cr相可显著提高CuCr50触头整体的电接触性能 与粗晶触头相比，燃弧过程中细晶触头表面产生的阴极斑点尺寸小、数量多、亮度低且更为均匀 在电流幅值相同的条件下，细晶触头的电弧电压降更低

(3) 细晶CuCr50触头的抗电弧烧蚀特性比粗晶触头高 电弧烧蚀后粗晶触头表面凹凸不平，有明显的大烧蚀坑；而细晶触头整体形貌平整，没有明显的大烧蚀坑和液滴喷溅 其原因是，在侵蚀过程中细晶触头Cr相的尺寸较小，阴极斑点的连续移动使触头的表面侵蚀更均匀

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基于Ag-45CuO (骨架Ag-CuO)和Ag-20CuO (岛状Ag-CuO)触点材料的微观结构特征,利用物相识别结合显微结构分析重建了Ag-CuO材料的三维尺度模型,采用计算流体动力学(CFD)方法模拟了侵蚀作用下CuO微观结构的动态演变和重构过程 实验和模拟结果表明,反复的热冲击导致岛状Ag-CuO熔池表面形成火山口状凹坑,而骨架Ag-CuO熔池表面较为光滑 这是由于骨架Ag-CuO触点局部间隙作为CuO骨架重构的驱动力,可使重构后的CuO呈现出更明显的各向异性,从而有效束缚熔池中Ag的蒸发与偏析；而岛状Ag-CuO触点开断过程并未发生明显的CuO重构现象,其基体内岛状CuO结构易使触点在反复侵蚀作用下失效 随后,利用视觉识别技术结合有限元法,逆向重建了骨架Ag-CuO和岛状Ag-CuO触点表层局部的三维模型,进一步研究了CuO微观结构对触点表层力学性能的影响 结果表明,相比于岛状CuO结构,骨架CuO结构的相界面处不易产生应力和应变集中,该结构可有效分散熔池表面局部冲击力,显著提高触点的抗侵蚀性能

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Material transfer behavior of AgTiB2 and AgSnO2 electrical contact materials under different currents

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2017