宋克興，李韶林，國(guó)秀花，3

（1.河南科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，洛陽(yáng) 471023；2.河南省有色金屬材料科學(xué)與加工技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，洛陽(yáng) 471023；3.西安理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，西安 710048）

0 引 言

彌散強(qiáng)化銅基復(fù)合材料由于在銅基體中引入了細(xì)小彌散分布的增強(qiáng)相顆粒，使得彌散強(qiáng)化銅基復(fù)合材料在保持銅基體優(yōu)越的導(dǎo)電、導(dǎo)熱性能的同時(shí)，還具有較高的室溫及高溫強(qiáng)度和硬度，因此在電阻焊電極、集成電路引線框架、高速列車(chē)接觸線、高低壓開(kāi)關(guān)觸頭等方面得到廣泛的應(yīng)用［1－5］。增強(qiáng)相顆粒通常是具有良好化學(xué)穩(wěn)定性和熱穩(wěn)定性的陶瓷顆粒，如Al2O3、SiO2、SiC、TiB2等。其中TiB2顆粒具有強(qiáng)度、硬度高，耐磨性好，熱膨脹系數(shù)較低，導(dǎo)電導(dǎo)熱性能優(yōu)良等特性，是一種在電接觸領(lǐng)域具有潛在應(yīng)用價(jià)值的復(fù)合材料增強(qiáng)體［6－7］。目前針對(duì)TiB2／Cu復(fù)合材料性能的研究主要集中在材料制備、力學(xué)性能、電學(xué)性能及摩擦磨損性能等方面［8－9］，而對(duì)于其抗電蝕性能的研究較少。因此，作者以TiB2為增強(qiáng)相，研究了TiB2含量對(duì)TiB2／Cu復(fù)合材料的抗電蝕性能的影響，以期為T(mén)iB2／Cu復(fù)合材料的研究和應(yīng)用提供理論依據(jù)。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

1.1 試樣制備

試驗(yàn)原料為電解銅粉和TiB2納米粉體，粒徑分別為75μm和50nm。將TiB2納米粉分別按1%，3%，5%和8%的體積分?jǐn)?shù)與電解銅粉進(jìn)行配料，在V型混粉機(jī)中混粉8h；將混合均勻后的粉裝入橡膠套中進(jìn)行冷等靜壓壓制成φ50mm×60mm的坯料，壓力為300MPa；將壓制的坯料在H2氣氛中燒結(jié)，燒結(jié)溫度1173K，保溫時(shí)間1h。為進(jìn)一步提高坯料的性能，將燒結(jié)后的坯料在1123K和850MPa的溫度和壓力下擠壓成φ16mm的棒狀試樣。

1.2 試驗(yàn)方法

采用排水法測(cè)試樣密度；采用HB－3000型布氏硬度計(jì)測(cè)試樣硬度；采用D60K型數(shù)字金屬導(dǎo)電率測(cè)量?jī)x測(cè)試樣導(dǎo)電率；利用JSM－5610LV型掃描電鏡對(duì)復(fù)合材料顯微組織進(jìn)行觀察。

電蝕性能檢測(cè)在JF04C型電接觸觸點(diǎn)材料測(cè)試系統(tǒng)上進(jìn)行，將一對(duì)試樣裝卡在實(shí)驗(yàn)臺(tái)上進(jìn)行開(kāi)關(guān)的開(kāi)合試驗(yàn)，通入一定的電壓和電流，在開(kāi)合瞬間會(huì)產(chǎn)生電弧放電現(xiàn)象。分別對(duì)每對(duì)試樣進(jìn)行了5000次開(kāi)合試驗(yàn)，通過(guò)采集燃弧能量，分析了TiB2含量對(duì)TiB2／Cu復(fù)合材料抗電蝕性能的影響，并通過(guò)JSM－5610LV型掃描電鏡觀察了復(fù)合材料電蝕后的微觀形貌。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 TiB2含量對(duì)顯微組織的影響

從圖1中可以看出，在TiB2體積分?jǐn)?shù)為1%時(shí)，外加顆粒在基體中分布較為均勻且細(xì)小；當(dāng)TiB2體積分?jǐn)?shù)增加到3%時(shí)，復(fù)合材料中黑色的團(tuán)聚體逐漸增多增大；當(dāng)其體積分?jǐn)?shù)增加到5%和8%時(shí)，復(fù)合材料內(nèi)部的TiB2顆粒聚集為較大的團(tuán)聚塊，呈不規(guī)則形狀分布在銅基體中。這是由于納米TiB2顆粒表面能很大，容易相互吸附形成團(tuán)聚體，而外加顆粒引入增強(qiáng)相的方法很難完全消除團(tuán)聚現(xiàn)象。因此，隨著TiB2含量的增加，單位體積復(fù)合材料中的TiB2納米顆粒增多，更容易相互吸附團(tuán)聚在晶界處。

2.2 TiB2含量對(duì)密度的影響

密度對(duì)于粉末冶金材料來(lái)說(shuō)是一個(gè)重要的物理量，它在很大程度上決定著材料的物理和力學(xué)性能［5］。從圖2可以看出，隨著復(fù)合材料中TiB2含量的增加，試樣的密度呈下降趨勢(shì)。一方面是由于增強(qiáng)相TiB2的密度比銅基體密度小很多，隨著TiB2含量的增加，復(fù)合材料的密度逐漸降低；另一方面，燒結(jié)溫度1173K低于銅的熔點(diǎn)（1356K），因此，其燒結(jié)屬于固相燒結(jié)，根據(jù)燒結(jié)理論［10］，此時(shí)壓坯燒結(jié)致密化的主要機(jī)制以固態(tài)擴(kuò)散和粘性流動(dòng)機(jī)制為主，而納米顆粒的彌散分布阻礙了銅原子的擴(kuò)散，在相同壓制壓力下增強(qiáng)相含量越高，阻礙作用越明顯，基體變形越困難，孔隙也就越難填充。因此，隨著TiB2含量的增加，TiB2／Cu復(fù)合材料的密度逐漸下降。

圖1 不同TiB2含量TiB2／Cu復(fù)合材料的SEM形貌Fig.1 SEM morphology of TiB2／Cu composites with different TiB2contents

圖2 不同TiB2含量TiB2／Cu復(fù)合材料的密度Fig.2 Density of TiB2／Cu composites with different TiB2contents

2.3 TiB2含量對(duì)硬度和電導(dǎo)率的影響

從圖3可以看出，隨著TiB2含量的增加，TiB2／Cu復(fù)合材料的電導(dǎo)率下降。導(dǎo)電性能下降主要有三方面原因：一是增強(qiáng)相納米顆粒都是絕緣體，隨著其含量的增加，具有良好導(dǎo)電性能的銅基體的含量減少，根據(jù)理論電導(dǎo)率公式［11］式（1）可知復(fù)合材料的電導(dǎo)率將逐漸降低。

式中：Ec為復(fù)合材料的電導(dǎo)率；Em為基體的電導(dǎo)率；φτ為增強(qiáng)相的體積分?jǐn)?shù)。

二是燒結(jié)過(guò)程中增強(qiáng)相納米顆粒阻礙了復(fù)合材料的致密化過(guò)程，因此隨著TiB2含量的增加，材料的密度逐漸降低，孔隙率增高，這些孔隙阻礙了電子的定向運(yùn)動(dòng)，其宏觀表現(xiàn)為材料整體電導(dǎo)率降低。三是增強(qiáng)相顆粒在一定程度上阻止了晶粒長(zhǎng)大，使復(fù)合材料中的晶界增多，晶界對(duì)于電子的定向運(yùn)動(dòng)有散射作用，造成材料的電導(dǎo)率下降。

由圖3還可知，隨著TiB2含量的增加，TiB2／Cu復(fù)合材料的硬度先升高，當(dāng)TiB2體積分?jǐn)?shù)超過(guò)3%后逐漸降低。根據(jù)Orwan機(jī)理［12］，細(xì)小的TiB2顆粒在晶粒內(nèi)部及晶界彌散分布會(huì)提高位錯(cuò)及亞晶界移動(dòng)的阻力，使位錯(cuò)難以開(kāi)動(dòng)，從而提高復(fù)合材料的硬度。當(dāng)材料中TiB2含量很少時(shí)，由于彌散質(zhì)點(diǎn)之間的間距太大，位錯(cuò)線比較容易繞過(guò)微粒，強(qiáng)化效果并不明顯。當(dāng)增強(qiáng)相顆粒體積分?jǐn)?shù)由1%增加到3%時(shí)，位錯(cuò)的釘扎作用越來(lái)越明顯，材料的硬度也越大。隨著TiB2納米顆粒含量增加，銅基體晶界上的增強(qiáng)相顆粒增多，影響到燒結(jié)過(guò)程中相鄰顆粒間結(jié)合和材料的致密化，致使材料的硬度下降。同時(shí)，隨著TiB2含量的增加，在銅基體上的團(tuán)聚體逐漸增多，使復(fù)合材料的彌散強(qiáng)化作用降低，材料的硬度下降。

2.4 TiB2含量對(duì)抗電蝕性能的影響

圖3 不同TiB2含量TiB2／Cu復(fù)合材料的硬度和電導(dǎo)率Fig.3 Hardness and electrical conductivity of TiB2／Cu composites with different TiB2contents

圖4 不同TiB2含量TiB2／Cu復(fù)合材料的電蝕形貌Fig.4 Arc erosion morphology of TiB2／Cu composites with different TiB2contents

從圖4中可以看出，復(fù)合材料試樣表面電弧侵蝕較為集中，其中的點(diǎn)狀形貌是電弧灼痕。在開(kāi)合瞬間，試樣間空氣被擊穿并形成一個(gè)極為細(xì)小的放電通道。由于放電通道中電子和離子受到放電時(shí)的電磁力和周?chē)橘|(zhì)的壓縮，因此其截面積很小，通道中的電流密度極大。通道中的介質(zhì)以等離子體狀態(tài)存在，其離子與電子的數(shù)量幾乎相等，因此，該通道是電的良導(dǎo)體并呈電中性。在極間電場(chǎng)作用下，通道中的正離子與電子高速地向陰極和陽(yáng)極運(yùn)動(dòng)并發(fā)生劇烈碰撞，從而在放電通道中產(chǎn)生大量的熱量；同時(shí)，試樣表面受到電子流和離子流的高速?zèng)_擊，動(dòng)能也轉(zhuǎn)換為熱能，在放電表面產(chǎn)生大量的熱，整個(gè)放電通道形成一個(gè)瞬時(shí)熱源，其溫度可達(dá)10000℃左右。這一熱源足可以使參與放電的試樣表面局部熔化和氣化。由于這一過(guò)程一般只維持10－7～10－4s，因此金屬的熔化和氣化具有明顯的爆炸特征，爆炸力將熔化和氣化的金屬拋出，在試樣表面上就形成蝕除凹坑［13］。

從圖5中可以看出，TiB2含量較低時(shí)，復(fù)合材料電蝕熔化的液滴較大，總體熔化程度較深；隨著TiB2顆粒含量的增加，TiB2／Cu復(fù)合材料熔化的液滴逐漸變小，且熔化深度變淺，總體熔化程度逐漸減小。這是因?yàn)椋m量的納米級(jí)TiB2顆粒引入銅基體后，在試樣表面和基體內(nèi)部形成TiB2顆粒外裹銅的微粒。經(jīng)過(guò)一段時(shí)間后，微粒外面的銅層被熔化或氣化拋出，露出的TiB2顆粒內(nèi)核突起便起到了“骨架”作用，減少了金屬液的飛濺，從而使TiB2／Cu復(fù)合材料較純銅表現(xiàn)出更優(yōu)越的抗電蝕性能。因此，隨著TiB2含量的增加，復(fù)合材料燃弧能量逐漸降低，熔化程度逐漸減輕［14］。

從圖6中可以看出，隨著TiB2顆粒含量的增加，燃弧能量呈下降趨勢(shì)。原因主要有三個(gè)。

圖5 不同TiB2含量TiB2／Cu復(fù)合材料電蝕后的SEM形貌Fig.5 SEM morphology of TiB2／Cu composites with different TiB2contents after arc erosion

其一，TiB2／Cu復(fù)合材料導(dǎo)熱系數(shù)可根據(jù)Rayleigh公式［15］計(jì)算：

圖6 不同TiB2含量TiB2／Cu復(fù)合材料的燃弧能量Fig.6 Arc energy of TiB2／Cu composites with different TiB2contents

式中：Kc為復(fù)合材料的導(dǎo)熱系數(shù)；Km為基體的導(dǎo)熱系數(shù)；Kr為第二相的導(dǎo)熱系數(shù)；φr為第二相的體積分?jǐn)?shù)。可以看出，與電導(dǎo)率一樣，隨著TiB2含量的增加，TiB2／Cu復(fù)合材料的導(dǎo)熱系數(shù)呈下降趨勢(shì)。隨著復(fù)合材料整體導(dǎo)電、導(dǎo)熱性能的下降，材料起弧愈發(fā)困難，且熱量從起弧端向周?chē)鷤鬟f的效率降低，因此呈現(xiàn)燃弧能量降低。

其二，在電蝕試驗(yàn)過(guò)程中，在銅基體中引入適量的納米級(jí)TiB2顆粒后，由于穩(wěn)定性很高的TiB2顆粒均勻彌散分布在具有良好導(dǎo)電導(dǎo)熱性銅基體上，因此復(fù)合材料在保持了優(yōu)良的導(dǎo)電、導(dǎo)熱性能的同時(shí)，還具有了高熔點(diǎn)、高沸點(diǎn)和高熱容量TiB2顆粒的儲(chǔ)熱和抗電蝕功能，表現(xiàn)出較好的綜合耐電蝕性能。試驗(yàn)進(jìn)行一段時(shí)間之后，易燒蝕損耗的銅被熔化或氣化后，露出的TiB2顆粒起到了骨架作用，減少了金屬液的飛濺［10］。

其三，TiB2顆粒的添加增大了熔池黏度，電蝕過(guò)程中部分銅發(fā)生熔化，TiB2顆粒與液態(tài)銅之間存在摩擦阻力，可用stokes公式［16］表示：

式中：Fd為阻力包括摩擦阻力和壓力阻力；μ為流體黏度；d為顆粒直徑；v∞為流度。

摩擦阻力是導(dǎo)致熔池黏度增大的直接原因。由于熔池黏度增大可抑制液態(tài)銅在紊流狀態(tài)時(shí)的噴濺，從而有助于降低電弧的噴濺侵蝕［17］。因此，隨著TiB2含量的增加，復(fù)合材料燃弧能量逐漸降低，表現(xiàn)出優(yōu)越的抗電蝕性能。

3 結(jié) 論

（1）隨著TiB2含量的增加，復(fù)合材料中TiB2顆粒團(tuán)聚現(xiàn)象逐漸明顯，TiB2／Cu復(fù)合材料的密度和電導(dǎo)率逐漸降低，硬度先升高后降低。

（2）TiB2顆粒在復(fù)合材料中起到了“骨架”作用，隨著TiB2含量的增加，TiB2／Cu復(fù)合材料的燃弧能量逐漸降低，表面電弧侵蝕熔化程度減輕，侵蝕面積減小，抗電蝕性能得到提高。

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