TiB2含量對TiB2／Cu復合材料抗電蝕性能的影響

宋克興，李韶林，國秀花，3

（1.河南科技大學 材料科學與工程學院，洛陽 471023；2.河南省有色金屬材料科學與加工技術重點實驗室，洛陽 471023；3.西安理工大學 材料科學與工程學院，西安 710048）

0 引 言

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

1 試樣制備與試驗方法

1.1 試樣制備

試驗原料為電解銅粉和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%的體積分數(shù)與電解銅粉進行配料，在V型混粉機中混粉8h；將混合均勻后的粉裝入橡膠套中進行冷等靜壓壓制成φ50mm×60mm的坯料，壓力為300MPa；將壓制的坯料在H2氣氛中燒結，燒結溫度1173K，保溫時間1h。為進一步提高坯料的性能，將燒結后的坯料在1123K和850MPa的溫度和壓力下擠壓成φ16mm的棒狀試樣。

1.2 試驗方法

采用排水法測試樣密度；采用HB－3000型布氏硬度計測試樣硬度；采用D60K型數(shù)字金屬導電率測量儀測試樣導電率；利用JSM－5610LV型掃描電鏡對復合材料顯微組織進行觀察。

電蝕性能檢測在JF04C型電接觸觸點材料測試系統(tǒng)上進行，將一對試樣裝卡在實驗臺上進行開關的開合試驗，通入一定的電壓和電流，在開合瞬間會產(chǎn)生電弧放電現(xiàn)象。分別對每對試樣進行了5000次開合試驗，通過采集燃弧能量，分析了TiB2含量對TiB2／Cu復合材料抗電蝕性能的影響，并通過JSM－5610LV型掃描電鏡觀察了復合材料電蝕后的微觀形貌。

2 試驗結果與討論

2.1 TiB2含量對顯微組織的影響

從圖1中可以看出，在TiB2體積分數(shù)為1%時，外加顆粒在基體中分布較為均勻且細小；當TiB2體積分數(shù)增加到3%時，復合材料中黑色的團聚體逐漸增多增大；當其體積分數(shù)增加到5%和8%時，復合材料內部的TiB2顆粒聚集為較大的團聚塊，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聚體，而外加顆粒引入增強相的方法很難完全消除團聚現(xiàn)象。因此，隨著TiB2含量的增加，單位體積復合材料中的TiB2納米顆粒增多，更容易相互吸附團聚在晶界處。

2.2 TiB2含量對密度的影響

密度對于粉末冶金材料來說是一個重要的物理量，它在很大程度上決定著材料的物理和力學性能［5］。從圖2可以看出，隨著復合材料中TiB2含量的增加，試樣的密度呈下降趨勢。一方面是由于增強相TiB2的密度比銅基體密度小很多，隨著TiB2含量的增加，復合材料的密度逐漸降低；另一方面，燒結溫度1173K低于銅的熔點（1356K），因此，其燒結屬于固相燒結，根據(jù)燒結理論［10］，此時壓坯燒結致密化的主要機制以固態(tài)擴散和粘性流動機制為主，而納米顆粒的彌散分布阻礙了銅原子的擴散，在相同壓制壓力下增強相含量越高，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復合材料的密度逐漸下降。

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

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

2.3 TiB2含量對硬度和電導率的影響

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

式中：Ec為復合材料的電導率；Em為基體的電導率；φτ為增強相的體積分數(shù)。

二是燒結過程中增強相納米顆粒阻礙了復合材料的致密化過程，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動，其宏觀表現(xiàn)為材料整體電導率降低。三是增強相顆粒在一定程度上阻止了晶粒長大，使復合材料中的晶界增多，晶界對于電子的定向運動有散射作用，造成材料的電導率下降。

由圖3還可知，隨著TiB2含量的增加，TiB2／Cu復合材料的硬度先升高，當TiB2體積分數(shù)超過3%后逐漸降低。根據(jù)Orwan機理［12］，細小的TiB2顆粒在晶粒內部及晶界彌散分布會提高位錯及亞晶界移動的阻力，使位錯難以開動，從而提高復合材料的硬度。當材料中TiB2含量很少時，由于彌散質點之間的間距太大，位錯線比較容易繞過微粒，強化效果并不明顯。當增強相顆粒體積分數(shù)由1%增加到3%時，位錯的釘扎作用越來越明顯，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相顆粒增多，影響到燒結過程中相鄰顆粒間結合和材料的致密化，致使材料的硬度下降。同時，隨著TiB2含量的增加，在銅基體上的團聚體逐漸增多，使復合材料的彌散強化作用降低，材料的硬度下降。

2.4 TiB2含量對抗電蝕性能的影響

圖3 不同TiB2含量TiB2／Cu復合材料的硬度和電導率Fig.3 Hardness and electrical conductivity of TiB2／Cu composites with different TiB2contents

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

從圖4中可以看出，復合材料試樣表面電弧侵蝕較為集中，其中的點狀形貌是電弧灼痕。在開合瞬間，試樣間空氣被擊穿并形成一個極為細小的放電通道。由于放電通道中電子和離子受到放電時的電磁力和周圍介質的壓縮，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，該通道是電的良導體并呈電中性。在極間電場作用下，通道中的正離子與電子高速地向陰極和陽極運動并發(fā)生劇烈碰撞，從而在放電通道中產(chǎn)生大量的熱量；同時，試樣表面受到電子流和離子流的高速沖擊，動能也轉換為熱能，在放電表面產(chǎn)生大量的熱，整個放電通道形成一個瞬時熱源，其溫度可達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，復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。這是因為，適量的納米級TiB2顆粒引入銅基體后，在試樣表面和基體內部形成TiB2顆粒外裹銅的微粒。經(jīng)過一段時間后，微粒外面的銅層被熔化或氣化拋出，露出的TiB2顆粒內核突起便起到了“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。原因主要有三個。

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

其一，TiB2／Cu復合材料導熱系數(shù)可根據(jù)Rayleigh公式［15］計算：

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

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

其二，在電蝕試驗過程中，在銅基體中引入適量的納米級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電導熱性銅基體上，因此復合材料在保持了優(yōu)良的導電、導熱性能的同時，還具有了高熔點、高沸點和高熱容量TiB2顆粒的儲熱和抗電蝕功能，表現(xiàn)出較好的綜合耐電蝕性能。試驗進行一段時間之后，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 論

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

（2）TiB2顆粒在復合材料中起到了“骨架”作用，隨著TiB2含量的增加，TiB2／Cu復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。

［1］帥歌旺，張萌.高強度、高導電銅合金及銅基復合材料研究進展［J］.特種鑄造及有色合金，2005，25（9）：534－537.

［2］高閏豐，梅炳初，朱教群，等.彌散強化銅基復合材料的研究現(xiàn)狀與展望［J］.稀有金屬快報，2005，24（8）：1－7.

［3］郭明星，汪明樸，李周，等.原位復合法制備納米粒子彌散強化銅合金研究進展［J］.機械工程材料，2005，29（4）：1－3.

［4］錢寶光，耿浩然，郭忠全，等.電觸頭材料的研究進展與應用［J］.機械工程材料，2004，28（3）：7－9.

［5］梁淑華.超細顆粒增強銅基復合材料的研究［J］.復合材料學報，1998，15（3）：43－45.

［6］郭曉琴，顧林喻，鄭元斌，等.激光熔覆原位合成TiB2／Cu復合材料涂層及其導電性［J］.西安工業(yè)學院學報，2003，23（4）：340－343.

［7］高波，林彬，楊飛.TiB2／Cu復合材料用于電火花加工電極的可行性探討［J］.電加工與模具，2004（6）：12－13.

［8］郭明星，汪明樸，李周，等.TiB2／Cu金屬基復合材料的研究［J］.材料導報，2004，18（8）：39－42.

［9］王耐艷.Cu－納米TiB2原位復合材料的制各及摩擦磨損性能［D］.杭州：浙江大學，2002.

［10］黃培云.粉末冶金原理［M］.北京：冶金工業(yè)出版社，2000：268－280.

［11］李進學，胡銳，李金山，等.細晶 Al2O3／Cu復合材料的研究［J］.粉末冶金技術，2002，20（5）：275－277.

［12］KRAMER L D，RANDOLPH D.Physical metallurgy and materials science［C］／／ASME－MPC Symposium on Creep－Fatigue Interaction.［S.l.］：［s.n］，1976：2329－2331.

［13］國秀花，宋克興，郜建新，等.內氧化法制備Al2O3／Cu復合材料的電蝕特性［J］.特種鑄造及有色合金，2007，27（11）：876－879.

［14］明平美，朱荻，朱健，等.銅－石墨復合電極材料制備及抗電蝕性能分析［J］.中國機械工程，2005，16（11）：1021－1025.

［15］RAYLEIGH L.On the influence of obstacles arranged in rectangular order upon the properties of a medium［J］.Phil Mag，1982，34：481－505.

［16］張先卓.冶金傳輸原理［M］.北京：冶金工業(yè)出版社，1988.

［17］李桂景，王獻輝，鄒軍濤，等.AgTiB2復合材料電弧侵蝕行為研究［J］.貴金屬，2011，32（3）：36－41.