銅/金剛石復(fù)合材料電磁軌道燒蝕特性的實驗研究*

曹海要，戰(zhàn)再吉

(燕山大學(xué)亞穩(wěn)材料制備技術(shù)與科學(xué)國家重點實驗室，河北秦皇島 066004)

1 引 言

電磁軌道發(fā)射過程中，電樞在軌道表面從靜止開始逐步加速，軌道與電樞之間的滑動電接觸常伴隨嚴(yán)重的電燒蝕，因此，軌道初始段的抗燒蝕特性直接影響發(fā)射系統(tǒng)的壽命及多次發(fā)射特性[1-4]。

由于受到焦耳熱及電弧熱的作用，軌道材料表面出現(xiàn)熔融、蒸發(fā)、升華或分解等電燒蝕現(xiàn)象。在較低實驗電流條件下，其微觀組織表現(xiàn)為氣孔、微凸起、裂紋及急冷區(qū)等特征[5-6]；在較高實驗電流(大于100 kA)下，強的電流以及速度趨膚效應(yīng)引起表面融化及表面劃痕[7]；由于電磁壓力而引起材料變形，材料邊緣由于電弧作用而發(fā)生氣化。Persad等人[8-9]通過觀察軌道電極材料表面的堆積物發(fā)現(xiàn)，堆積物呈疏松多孔的結(jié)構(gòu)，提出軌道材料由于與液態(tài)鋁層發(fā)生化學(xué)反應(yīng)而出現(xiàn)塑性變形或腐蝕侵蝕。Hsieh等人[10]的EMAP3D模擬結(jié)果表明，材料的損傷是由于局部高溫而引起的材料軟化及屈服。Watt等人[11]通過對同種軌道電極材料不同發(fā)射次數(shù)的分析發(fā)現(xiàn)，由于焦耳熱及電弧熱,導(dǎo)致電樞-軌道電極材料之間形成固液混合物，這種混合物在電磁力的作用下高速滑動，劃傷已經(jīng)局部軟化及屈服的軌道表面,形成劃痕，同時液態(tài)鋁的侵蝕也加速了軌道材料的損傷。

目前對于不同電流下，預(yù)緊力對軌道電極材料電燒蝕的影響的研究還很少，因此，我們著重研究不同預(yù)緊力對抗燒蝕銅/金剛石復(fù)合材料電燒蝕特性的影響，并在此基礎(chǔ)上探討其電燒蝕機理。

2 實驗部分

2.1 實驗裝置及參數(shù)

本實驗在自主研發(fā)的HCED-Ⅱ型電燒蝕裝置上進(jìn)行，圖1為裝置的結(jié)構(gòu)示意圖?；瑒与姌胁牧蠟?A12鋁合金，軌道電極為可更換的實驗用銅/金剛石復(fù)合材料，其中金剛石的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為2%，該復(fù)合材料具有一定的滅弧減蝕作用[12]。軌道電極外形尺寸為70 mm×40 mm×3 mm。在該電燒蝕裝置中，通過控制電容的充、放電量獲得脈沖電流，通過軌道電極頂桿的下壓量來設(shè)定電樞與軌道之間的預(yù)緊力。電燒蝕實驗具體參數(shù)如表1所示。

圖1 HCED-Ⅱ型電燒蝕裝置的結(jié)構(gòu)示意圖Fig.1 Structure schematic of HCED-Ⅱ electric ablation device

表1 電燒蝕實驗參數(shù)Table 1 Experimental parametersof electrical ablation

2.2 實驗過程

將軌道電極材料打磨清洗后安放在HCED-Ⅱ型電燒蝕裝置上，設(shè)定軌道與電樞間的預(yù)緊力及脈沖電流，同一參數(shù)下進(jìn)行3次重復(fù)實驗。在實驗前、后用精度為0.1 mg的電子天平記錄軌道電極的質(zhì)量；采用材料表面性能綜合測試儀(CFT-1)測試燒蝕深度及輪廓；用掃描電子顯微鏡對電燒蝕后不同區(qū)域的微觀形貌進(jìn)行觀察；另外分析觀察軌道電極的橫截面組織變化，并用維氏硬度計測試其硬度變化。

3 結(jié)果與討論

圖2為銅/金剛石復(fù)合材料軌道電燒蝕后的宏觀形貌及輪廓圖。由圖2可見，在軌道與電樞初始接觸區(qū)A處存在明顯的燒蝕坑，在初始接觸區(qū)周圍的飛濺區(qū)B處存在飛濺形貌，在相互滑動區(qū)C處存在輕微劃痕形貌。以下對初始接觸區(qū)A、飛濺區(qū)B、滑動區(qū)C的微觀結(jié)構(gòu)變化進(jìn)行觀察與分析。

圖2 銅/金剛石復(fù)合材料電燒蝕后的宏觀形貌及輪廓圖Fig.2 Macro-morphology and profile of Cu/diamond composite after electrical ablation

3.1 電燒蝕后銅/金剛石復(fù)合材料軌道的質(zhì)量損失

圖3為銅/金剛石復(fù)合材料電燒蝕后的質(zhì)量損失隨實驗電流及預(yù)緊力的變化關(guān)系。由圖3可見，在相同預(yù)緊力下，質(zhì)量損失隨實驗電流的增加而呈增大趨勢；在同一實驗電流下，質(zhì)量損失隨預(yù)緊力的增加而呈減小趨勢。原因在于：電燒蝕過程主要受預(yù)緊力及實驗電流的雙重影響，預(yù)緊力主要影響電樞-軌道的接觸電阻，而實驗電流主要影響滑動電接觸過程中電弧的能量。接觸電阻Rj可用(1)式進(jìn)行估算

圖3 銅/金剛石復(fù)合材料燒蝕后的質(zhì)量損失隨實驗電流及預(yù)緊力的變化Fig.3 Mass loss of Cu/diamond composite after electrical ablation versus current with different preloads Rj=kj(0.102F)-m

式中：F為預(yù)緊壓力，m為與接觸形式、壓力范圍和實際接觸點數(shù)目等因數(shù)有關(guān)的指數(shù)，kj為與接觸材料、表面狀況等有關(guān)的系數(shù)。實驗證明：在壓力不太大的范圍內(nèi)，對于點接觸，m=0.5；對于線接觸，m= 0.5～0.8，一般取m=0.7；對于面接觸，m=1。在本研究中，取m=1，kj=0.98。根據(jù)施加的預(yù)緊力計算得到，在預(yù)緊載荷為0.4 kN時接觸電阻為24.01 mΩ，在預(yù)緊載荷增加至2.0 kN時接觸電阻降為4.80 mΩ。

當(dāng)預(yù)緊力相同時，電樞-軌道間的接觸電阻基本相同，如果增加實驗電流，滑動電接觸面間的電弧能量變大，對軌道電極的損傷更嚴(yán)重，軌道材料的質(zhì)量損失量增加；而當(dāng)流經(jīng)電樞-軌道的實驗電流相同時，如果預(yù)緊力增大，則電樞-軌道電極之間實際接觸面積增加，接觸電阻變小，不僅由此產(chǎn)生的焦耳熱減少，而且也不容易形成電弧，因此對軌道電極材料的損傷較輕，材料的質(zhì)量損失減小。

3.2 電燒蝕后銅/金剛石復(fù)合材料軌道表面的燒蝕深度

圖4分別為銅/金剛石復(fù)合材料軌道在實驗電流200 kA、不同預(yù)緊力狀態(tài)以及1.2 kN預(yù)緊力、不同實驗電流下的電燒蝕深度。由圖4可見，在200 kA實驗電流下，預(yù)緊力從0.4 kN增加到2.0 kN的過程中，平均燒蝕深度從0.252 mm逐漸降到0.131 mm，驗證了預(yù)緊力越大，電樞-軌道間的接觸狀態(tài)越好，對銅/金剛石復(fù)合材料軌道燒蝕越輕；而在固定預(yù)緊力為1.2 kN，實驗電流從100 kA增加到300 kA 的過程中，平均燒蝕深度從0.163 mm逐漸增加到0.237 mm，說明在相同滑動電接觸情況下，實驗電流越大，接觸點之間產(chǎn)生電弧越多，對銅/金剛石復(fù)合材料軌道電燒蝕越嚴(yán)重。

圖4 銅/金剛石復(fù)合材料的燒蝕深度Fig.4 The ablation depth of Cu/diamond composite

3.3 銅/金剛石復(fù)合材料電燒蝕區(qū)域的表面形貌

對圖2中的A區(qū)域進(jìn)行局部放大，如圖5所示，可見，該區(qū)域的典型特征是材料表面燒蝕后的凹凸不平形貌，表面存在一定數(shù)量的微孔和裂紋。圖5(a)為銅/金剛石復(fù)合材料軌道電燒蝕表面的微孔形貌，遍布整個圖像區(qū)域的微孔尺寸大約為10～20 μm，與復(fù)合材料摻雜的金剛石顆粒尺寸相當(dāng)，微孔周圍材料表面粗糙不平，呈現(xiàn)出液態(tài)金屬凝固后的微凸體形貌。在較高的溫度下，金剛石仍保持較好的熱穩(wěn)定性，但由于銅與金剛石間的浸潤性較差，且二者熱膨脹系數(shù)相差較大，因此，在電弧燒蝕作用下，造成軌道材料的局部過熱，銅/金剛石復(fù)合材料中的金剛石顆粒發(fā)生剝落進(jìn)而形成微氣孔。這些微孔周圍的電熱燒蝕加劇，產(chǎn)生的熔融態(tài)物質(zhì)在渦流電磁力下形成更多尺寸較大的微凸體。

圖5(b)為銅/金剛石復(fù)合材料軌道電燒蝕表面的微裂紋形貌，裂紋窄而長，很多裂紋在擴(kuò)張過程中相互交叉。這是由于在電磁發(fā)射的起始段，電樞和軌道的滑動電接觸區(qū)域受到電弧燒蝕和大電流焦耳熱的共同作用，軌道表層溫度瞬時升高，當(dāng)電樞離開后，該區(qū)域的熱量被銅軌道迅速傳導(dǎo)走，降溫梯度較大，因此軌道電極表層受到強交變溫度場產(chǎn)生的交變應(yīng)力作用，產(chǎn)生微裂紋。

圖5 銅/金剛石復(fù)合材料的微氣孔和微裂紋形貌Fig.5 Micro-pores and micro-cracks of Cu/diamond composite

對圖2中的B區(qū)域進(jìn)行局部放大，如圖6所示，可見，該區(qū)域的典型特征是材料表面燒蝕后熔融態(tài)金屬形成的微凸及飛濺形貌。這種微凸體呈現(xiàn)螺旋向上狀，并主要分布在電樞啟動的初始接觸區(qū)，在微凸體周圍存在一定的液體飛濺后冷卻的形貌特征。微凸體及其飛濺產(chǎn)物說明在該區(qū)域內(nèi)電樞發(fā)生嚴(yán)重的熔化，這些熔融物處于電樞和軌道電極之間，在強電磁場渦流作用下會向四周飛濺，殘余的熔融物在隨后的快速冷卻過程中形成微凸體，微凸體表面的螺旋向上特征正體現(xiàn)了渦流電磁力的作用。

圖6 銅/金剛石復(fù)合材料的微凸及飛濺形貌Fig.6 Micro-bulges and splash of Cu/diamond composite

圖7 銅/金剛石復(fù)合材料的劃痕形貌Fig.7 Micro-scratches of Cu/diamond composite

對圖2中的C區(qū)域進(jìn)行局部放大，如圖7所示，可見，該區(qū)域的典型特征是電燒蝕表面存在大量不同的劃痕，該劃痕較淺，主要存在于電樞與軌道滑動電接觸區(qū)域。一般認(rèn)為，由于樞-軌電極之間存在較高的接觸壓力，且電弧熱及焦耳熱使銅/金剛石復(fù)合材料表面溫度上升，銅/金剛石復(fù)合材料軌道的表面會發(fā)生部分材料屈服及軟化。在靜摩擦向動摩擦過渡的過程中，當(dāng)運動電樞對軌道表面的切向摩擦力大于已經(jīng)發(fā)生表面屈服及軟化的軌道材料的剪切強度時，鋁電樞與軌道表面之間的微凸體會在軌道表面形成摩擦劃痕，這種磨損機制屬于磨粒磨損。

3.4 銅/金剛石復(fù)合材料電燒蝕區(qū)域的橫截面金相及硬度

圖8為銅/金剛石復(fù)合材料電燒蝕后橫截面的組織結(jié)構(gòu)及顯微硬度變化。由圖8可見，在銅/金剛石復(fù)合材料的表面，由于電燒蝕作用形成了與基體組織不同的柱狀晶組織，厚度為50 μm左右；該柱狀晶的形成，使材料的硬度有所降低。電磁發(fā)射軌道材料一般都是長細(xì)桿狀，本實驗采用的銅/金剛石復(fù)合材料尺寸為70 mm×40 mm×3 mm，其長高比過大。因此，焦耳熱及電弧燒蝕熱主要沿高度方向進(jìn)行傳導(dǎo)。這種局部移動的熱源使銅/金剛石復(fù)合材料表面發(fā)生再結(jié)晶后，形成晶粒細(xì)化區(qū)，如圖8(a)中的A區(qū)所示；而表層是軌道材料溫度最高的區(qū)域，這里的細(xì)晶逐漸長大，形成較為粗大的柱狀晶區(qū)，如圖8(a)中的B區(qū)所示。通過不同深度的顯微硬度測試也發(fā)現(xiàn)，表層硬度明顯下降，根據(jù)Hall-Petch定律可知，材料表面區(qū)域的晶粒較深層的更粗大。另外，熔化后的軌道表面聚集的易熔雜質(zhì)和非金屬夾雜物，也在一定程度上降低了銅/金剛石復(fù)合材料的硬度。

圖8 銅/金剛石復(fù)合材料橫截面金相及硬度Fig.8 Metallography and hardness of Cu/diamond composite

4 結(jié) 論

通過進(jìn)行銅/金剛石復(fù)合材料軌道與鋁電樞在預(yù)緊力0.4～2.0 kN、電流100～300 kA下的滑動電燒蝕實驗及分析，得出以下結(jié)論：

(1) 銅/金剛石復(fù)合材料軌道由于受到焦耳熱及電弧熱的雙重作用，其質(zhì)量損失、燒蝕深度隨電流增大而呈現(xiàn)增加趨勢，隨預(yù)緊力增加而呈下降的趨勢。

(2) 銅/金剛石復(fù)合材料軌道電燒蝕后，在主燒蝕區(qū)域形成凹凸不平的形貌，由于部分金剛石的脫落形成一定數(shù)量的微孔，在強交變溫度場作用下產(chǎn)生熱應(yīng)力裂紋；在燒蝕區(qū)域邊緣，主要由于熔融液態(tài)金屬受強電磁場渦流作用而形成了微凸及飛濺形貌；在滑動電接觸區(qū)域，則表現(xiàn)為電樞微凸體與軌道之間摩擦形成的劃痕，其磨損機制為磨粒磨損。

(3) 在銅/金剛石復(fù)合材料軌道的橫截面上，由于軌道材料的長高比過大而造成散熱速率不同，形成不同尺度的晶粒組織，表面硬度明顯下降。

[1] 鞏 飛,翁春生.電磁軌道炮滑動電接觸的熱效應(yīng) [J].高壓物理學(xué)報,2014，28(1):91-96.

GONG F，WENG C S.Thermal effect sliding electrical contact in electromagnetic railgun [J].Chinese Journal of High Pressure Physics,2014,28(1):91-96.

[2] BANSAL D G，STREATOR J L.Behabior of copper-aluminum tribological pair under high current densities [J].IEEE Trans Magn,2009,45(1):244-249.

[3] YOVANOVICH M M.Four decades of research on thermal contact，gap，and joint resistance in microelectronics [J].IEEE Trans Compon Packag Technol,2005,28(2):182-206.

[4] 程 誠,關(guān)永超,何 勇,等.磁探針方法測串聯(lián)增強型固體電樞電磁軌道炮內(nèi)彈道速度 [J].高壓物理學(xué)報，2013,27(6):901-907.

CHENG C，GUAN Y C，HE Y，et al.Measurement of solid armature’s in-bore velocity using b-dot orobes in series enhanced railgun [J].Chinese Journal of High Pressure Physics,2013,27(6):901-907.

[5] 郭鳳儀,陳忠華.電接觸理論及其應(yīng)用技術(shù) [M].北京：中國電力出版社，2008:49-52.

GUO F Y，CHEN Z H.Electrical contact theory and its application technology [M].Beijing:China Electric Power Press,2008:49-52.

[6] 邵文柱.Cp/CuCd電接觸材料在電弧作用下的失效行為 [J].電工合金,2000(4):8-22.

SHAO W Z.Failure behavior of Cp/CuCd electrical contact materials under arc [J].Electrician Alloy,2000(4):8-22.

[7] MEGER R A，COOPER K P，JONES H N，et al.Analysis of rail surfaces from a multi-shot railgun [J].IEEE Trans Magn,2005,41(1):211-213.

[8] GEE R M AND PERSAD C.The response of different copper alloys as rail contacts at the breech of an electromagnetic launcher [J].IEEE Trans Magn,2001,37(1):263-268.

[9] PERSAD C AND CASTRO Z.Railgun tribology:characterization and control of multishot wear debris [J].IEEE Trans Plasma Sci,2007,43(1):173-177.

[10] HSIEH K T.Numerical study on groove formation of rails for various materials [J].IEEE Trans Magn,2005,41(1):380-382.

[11] WATT T,STEFANI F,CRAWFORD M,et al.Investigation of damage to solid-armature railguns at startup [J].IEEE Trans Magn,2007,43(1):214-218.

[12] 韓錦珠.銅合金離子注入層的組織結(jié)構(gòu)及摩擦特性 [D].秦皇島：燕山大學(xué)，2011:9-14.

HAN J Z.Structure and tribological properties of ion implantation layer of copper alloys [D].Qinhuangdao:Yanshan University，2011:9-14.