退火温度对AgSnO2Y2O3电接触材料组织与性能的影响

王 松,郑婷婷,张吉明,陈永泰,谢 明

(1.昆明贵金属研究所稀贵金属综合利用新技术国家重点实验室,云南 昆明 650106;2.昆明理工大学材料科学与工程学院,云南 昆明 650093)

AgSnO2电接触材料具有优良的电学性能,是在直流接插件、功率继电器及低压开关中替代AgCdO的理想材料之一[1-5]．但是,SnO2颗粒密度小、熔点高、在电弧作用下不易分解,加上其与熔融液态Ag的润湿性差,在电磁力的搅拌作用下会上浮到Ag熔池的表面形成绝缘区,从而造成触头接触电阻变大,且在加载电流时导致触头温升显著增大,使触头性能急剧劣化[6-8]．另外,AgSnO2材料的塑性和延展性能不佳,材料的加工成形困难,在挤压、轧制、墩制过程中材料容易出现宏观裂纹[9-11]．

为此,国内外电工材料研发人员一直都在致力于如何改进制备工艺或通过加入其他氧化物颗粒来克服其难加工与温升过高等缺点[12-14]．文献[15]采用原位化学反应技术,在Ag-Sn合金中生成氧化物颗粒,制备了尺寸细小、界面新鲜的SnO2颗粒增强Ag基复合材料．结果表明,原位化学能够在金属基体中形成弥散细小的SnO2颗粒,且SnO2颗粒与Ag基体的界面结合能较高,AgSnO2材料的塑性得到一定改善．文献[16]分别采用合金内氧化法和粉末冶金法制备具有良好的抗熔焊性和耐电弧烧蚀能的AgSnO2La2O3电接触材料,其物理、机械性能均接近于AgSnO2(8)In2O3(4)与AgCdO(8)材料．

本研究采用反应合成法制备了AgSnO2(8)Y2O3(2)电接触材料,并对材料进行变形程度为20%的挤压,随后进行退火处理,研究不同退火温度对形变后材料的显微组织与性能的影响,探讨了材料在退火过程中发生的回复与再结晶过程,并分析了直流负载条件下复合材料触点的耐电弧侵蚀情况．

1 实验材料与方法

采用纯度大于99.9%的Ag粉、Sn粉和Y粉,原料粉末过-400目标准筛．按Sn粉为8%,Y粉为2%(质量分数),余量为Ag的成分配比称取粉末并置于AX-2型球磨机中进行混粉与低能球磨,磨球为氧化锆,球料比为10∶1,固定转速为200 r/min．合金粉末经昆明理工大学LDJ-420型冷等静压机压制成形,压制压力为200 MPa,保压时间为10 min,塑胶包套直径为60 mm．成形后的素坯置于YSL-65-1350型烧结炉中进行烧结与反应合成,烧结温度为850 ℃,烧结时间为5 h．烧结体经过多道次挤压变形,总变形程度ε=20%,随后放入箱式电阻炉中进行退火处理,退火温度为450～650 ℃,退火时间为1 h．

利用日本岛津HMV-FA2型显微维氏硬度计测定试样的硬度,载荷为1.961 N,保压时间为10 s,取3点求其平均值．采用FD101型金属导电率测试仪测量合金的导电率,测量精度为±0.1%IACS．在CDS-A型ASTM综合电性能试验机上进行直流阻性负载下的电侵蚀实验,电源电压为24 V;电源电流为5 A;触点间距为1 mm;闭合压力为0.686 N;接触频率为60次/min．在日本岛津AG-IC10KV电子万能试验机上对样品进行拉伸实验,速度为0.2 mm/min．利用Hitachi S-3400N型扫描电子显微镜观察试样微观组织、断口表面情况与触头表面电弧烧蚀形貌,扫描电压为30 kV．

2 结果与分析

2.1 退火温度对材料显微组织的影响

图1所示为变形及退火后AgSnO2(8)Y2O3(2)复合材料的组织形貌．由图1可以看出,经变形程度为20%的挤压变形后材料的显微组织中晶粒沿挤压方向被拉长,晶粒边界逐渐消失,呈现出明显的纤维组织．经过500 ℃/1h低温退火处理后,材料的纤维状组织结构变化不明显;在550 ℃/1h条件下退火后,其纤维状组织出现局部粗化,但仍然保持挤压态痕迹;在600 ℃/1h条件下退火,复合材料发生了再结晶过程,纤维组织几乎完全消失．变形后AgSnO2(8)Y2O3(2)复合材料在不同退火温度下的组织变化行为,一方面可以从再结晶理论中获得解释:冷变形所产生的存储能随着退火温度的增加而逐步释放,其应变能也逐步降低,新的无畸变的等轴晶逐渐形成与长大,使之在热力学上变得更为稳定．经大变形后,在回复阶段,塑性变形形成的胞状组织经大变形后转变为亚晶,其中有些亚晶会逐步长大,发展为再结晶的晶核．再结晶过程发生后,晶粒便会出现长大．另一方面从弥散细小氧化物颗粒订扎位错与晶界的机制解释,由于原位反应在材料基体组织中生成了细小的氧化物颗粒,在形变与退火过程中,这些颗粒容易在晶界偏聚,阻碍晶界迁移,且SnO2与Y2O3颗粒的共同作用,改变了位错的组态和结构,阻止位错的滑移或攀移,从而抑制了再结晶过程的进行．

图1 变形及退火后AgSnO2(8)Y2O3(2)复合材料的SEM照片

2.2 退火温度对材料显微硬度和导电率的影响

AgSnO2(8)Y2O3(2)材料在挤压变形过程中,由于氧化物以颗粒形态存在于材料的基体组织中,位错将围绕氧化物颗粒以绕过方式形成很多位错环,因而材料的硬度较高,导电率较低．AgSnO2(8)Y2O3(2)材料挤压态的硬度值和导电率分别达到127 HV和53.3% IACS．随着退火过程的进行,挤压态AgSnO2(8)Y2O3(2)材料将发生回复和再结晶现象．伴随这些现象的发生,其显微硬度与导电率也将随之发生变化．图2所示为不同退火温度条件下AgSnO2(8)Y2O3(2)材料的显微硬度变化曲线．由图2可知,在500 ℃/1h、550 ℃/1h和600 ℃/1h退火后,材料的显微硬度值大幅下降;当退火温度超过600 ℃后,材料显微硬度值的下降幅度变小．硬度值对于电接触材料而言至关重要．材料的硬度值过高,在冲压成不同形状的接点元件或铆钉时容易造成触点开裂;若硬度过低,则容易发生粘粒,造成触点表面粗糙．因此,选择合适的退火工艺参数,使材料获得最佳的硬度值,对材料的后续加工成形具有重要意义．

图2 AgSnO2(8)Y2O3(2)复合材料显微硬度与退火温度的关系曲线

图3所示为AgSnO2(8)Y2O3(2)材料不同退火温度下导电率的变化曲线．由图3可知,随着退火温度的升高,材料的导电率逐渐增加,退火温度为550 ℃及以下,导电率增加的幅度较大,当退火温度达到600 ℃后,导电率增加的趋势放缓．对挤压变形后的材料作退火处理时,材料发生回复与再结晶过程,基体中的应力得到释放,位错密度降低,使材料的导电率增加．当材料处于较高温度(T>600 ℃)退火时,导电率几乎到达最高值,若退火温度继续提高,材料导电率增加的趋势将越不显著．

2.3 退火后材料的拉伸断裂机制分析

图4所示为550 ℃/1h退火处理后AgSnO2(8)-Y2O3(2)材料室温拉伸断口形貌．观察图4可知,材料的拉伸断口呈现出大量深浅不一的韧窝和絮状撕裂棱,韧窝里边存在多面体状氧化物颗粒,试样的断裂具有明显的韧性断裂特征．当基体发生一定程度的塑性变形后,氧化物粒子就与基体脱离形成空穴或微裂纹．微观空穴或微裂纹的产生、生长以及聚集造成了材料发生微孔缩聚型韧性断裂．撕裂棱的存在表明,材料的塑性变形主要Ag基体中进行,氧化物颗粒只起到阻碍变形、强化材料的作用,氧化物颗粒富集区域在变形过程中形成的微裂纹源是材料断裂裂纹形成的主要来源．

图3 AgSnO2(8)Y2O3(2)复合材料导电率与退火温度的关系曲线

图4 AgSnO2(8)Y2O3(2)复合材料室温拉伸断口形貌

2.4 材料的抗电弧侵蚀性能研究

图5所示为AgSnO2(8)Y2O3(2)材料直流条件下分断操作5 000次后的触头表面形貌．在直流负载条件下,触头表面发生了物质的宏观迁移、金属熔化与喷溅以及微气孔形成这3种物理现象,如图5所示．由于直流负载下,复合材料触头表面发生金属Ag的熔化和喷溅,导致触头表面富集氧化物颗粒(见图5(b)),且氧化物颗粒有向触头中心区聚集的趋势．大量氧化物颗粒浮于触头表面,具有灭弧和阻止基体进一步被侵蚀的作用,使触头的中心区域免于被电弧进一步的侵蚀．从触头侵蚀圈边缘的照片(见图5(c))来看,边缘区存在大量的气孔和金属溶化喷溅后产生的堆积物．当触头不断进行分断操作,边缘区熔化堆积层就会越深,越容易产生气孔,形成裂纹或裂缝造成材料脱落的可能性增大,导致触头边缘区域被电弧优先侵蚀,继而使触头发生失效．

AgSnO2(8)Y2O3(2)复合材料的电弧烧蚀机理可分为两方面:其一,在电弧本身的电磁场作用下形成金属离子的迁移;其二,触头局部区域产生过热,当温度上升到金属基体的熔点时,触头局部发生熔化;并伴随金属原子的蒸发和熔融金属的溅射,电弧熄灭时,材料表面物相由液体变为固体,并伴有第二相粒子的分解,化学反应,微观结构的重新排列．事实上,电弧烧蚀就是在电弧能量作用下,触头发生了质量的过度消耗．触头抗材料迁移或消耗的能力越好,则该触头耐电弧烧蚀的能力也就越优异．AgSnO2(8)Y2O3(2)触头受电弧烧蚀时,SnO2、Y2O3颗粒浮于液态Ag上方,起到灭弧和抗金属喷溅作用,使其耐电弧烧蚀性能明显优于纯银触头．

图5 直流负载条件下AgSnO2(8)Y2O3(2)复合材料电弧侵蚀形貌

3 结 论

(1)挤压变形后的AgSnO2(8)Y2O3(2)材料出现明显的纤维组织．退火后,材料发生了回复与再结晶过程,使纤维组织消失．在退火过程中,Ag基体中的氧化物颗粒易于在晶界偏聚,从而抑制了再结晶过程的进行,改善了材料的热稳定性.

(2)退火温度对材料显微硬度与导电率的影响表明,选择合适的退火工艺参数有助于改善材料的力学与电学性能,对材料的后续加工和性能控制具有重要意义．AgSnO2(8)Y2O3(2)材料退火态的室温拉伸断裂机制为微孔缩聚型韧性断裂.

(3)由于AgSnO2(8)Y2O3(2)基体中存在SnO2、Y2O3颗粒,使材料的耐电弧烧蚀性能提高．在直流负载条件下,AgSnO2(8)Y2O3(2)触头的边缘区域会被电弧优先烧蚀．

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