选择性相强化对ur触头材料在真空小间隙中

1　引言
　　随着电力系统容量的不断增加，对发展大功率真空断路器提出了迫切要求。然而，对于真空断路器而言，提高分断电流容易，提高耐电压强度颇难［1］。为了从根本上提高真空断路器的耐电压强度，必须进一步提高触头材料在真空间隙中的耐电压强度。
　　目前提高CuCr触头在真空间隙中的耐电压强度主要是采用合金化的方法。例如，在CuCr材料中加入W、Mo、Ta、Nb、Fe［2，3］等元素后触头间隙的耐电压强度升高。但是有关合金元素强化CuCr材料的机理研究较少，在触头材料的成分与组织设计过程中只能通过大量试验，对于合金元素的选择及添加方式缺乏理论指导。
　　真空中合金的电击穿具有和纯金属电击穿不同的规律，真空中的电击穿对合金的组成相具有选择性，电击穿首先发生在耐电压能力较弱相的表面。例如，CuCr触头合金是由Cu相和Cr相组成的，而CuCr合金在真空中的电击穿首先选择发生在耐电压能力较弱的Cr相的表面［4］。国外研究者也有类似的研究结果［5］。因此，要提高CuCr合金在真空间隙中的耐电压强度，必须对其进行选择性的相强化，即选择性地提高Cr相的耐电压强度。本文采用不同工艺在CuCr材料中加入W、Co合金元素，研究了合金元素的选择性相强化对CuCr材料在真空小间隙中耐电压强度的影响。
2　试验方法
　　试验合金在TDR-40A单晶炉中的高真空环境中制备。CuCr系合金采用常规的熔渗法。其中CuCrW2、CuCrW1Co1及S-CuCrCo2材料是将W、Co和Cr的混合粉烧结成骨架然后用纯Cu熔渗。F-CuCrCo2材料是将CuCo4合金熔渗进烧结好的纯Cr骨架中。纯Cu及CuCoCr合金采用真空熔炼法制备。纯Cr及CrCo2合金是采用将Cr粉或Cr与Co的混合粉热压致密化制得。试验合金的成分及制备方法如表1所示。所有合金样品都用排水法测量密度，用涡流式电导仪测量电导率，用布氏硬度计测量硬度。

表1　试验合金成分及制备方法
Tab.1　The comPOSTTTION and preparation method
of testing alloys
 

材料成分/wt%

制备方法

　　将合金加工成φ20×5mm的试样，对其表面抛光，装入由单晶炉改装的真空灭弧室。耐压测试电路如图1，以试样为阴极，纯W作阳极，两端加压8kV，并使阴极以0.2mm/min的速度向阳极运动，记下电击穿瞬间两极间的距离以算出击穿电场强度。每个试样测量100次。为了排除老炼过程的影响，仅后60次击穿数据被用来计算平均击穿电场强度。试样在击穿前后的显微组织及成分分布分别用扫描电子显微镜(SEM)、能谱(EDX)进行分析。

HV——高压电源，R1——充电电阻，R2——测量电阻
R3——分压电阻，R4——放电电阻，C——充电电容

图1　真空小间隙中电击穿的试验线路图
Fig.1　The testing for breakdown in a small vacuum gap

3　试验结果与分析
3.1　耐电压强度测试结果
　　表2为试验合金耐电压及物理性能测试结果。可以看到，W、Co与Cr的混合粉烧结后用纯Cu熔渗的合金耐电压强度升高，其中S-CuCrCo2合金较常规CuCr材料耐电压强度提高最为显著。相比之下，用CuCo4合金熔渗纯Cr骨架的F-CuCrCo2合金耐电压强度没有明显升高。然而，从表2中可以看到，Co元素对Cu及Cr基体都有显著的强化作用，有必要进一步分析CuCr触头材料中Cu相强化和Cr相强化对真空间隙耐电压强度的贡献。

表2　试验合金性能测试结果
Tab.2　The measuring results of testing alloys
 

材料密度/g
．cm－3电导率/
MS．m－1气含量/10－6硬度
/HB平均击穿
电场强度
108V．m－1O2N2CuCr7.9018.535025952.57CuCrW27.9917.0610741043.74CuCrW1Co17.9015.01470701353.75S-CuCrCo28.0915.01410371524.14F-CuCrCo27.8912.0380301032.86纯Cu8.9556.062300.56CuCoCr8.9420.5821052.96纯Cr7.163.0660251152.52CrCo27.202.2720302604.24

3.2　显微组织分析
　　图2为CuCrW2材料的显微组织。可以看到在Cr相中分布的白色小颗粒，能谱分析表明这些白色小颗粒即是W粒子，而对Cu相的能谱分析中就不能发现W的存在，可见W只分布在Cr相上。图3为图2的放大图，由图3可以看到W颗粒在Cr相中的边界非常模糊，这表明在烧结过程中W和Cr相间发生了扩散，但由于烧结温度较低及烧结时间不足，W并没有能够完全固溶入Cr相，而只是按照Cr-W相图在二者界面间形成了α相。在烧结后的熔渗过程中，Cr中的W不能溶解于Cu液中，使得W完全分布在Cr相上。

图2　CuCrW2触头材料的显微组织
Fig.2　The microstructure of CuCrW2 contact materials

图3　CuCrW2材料中的Cr-W界面
Fig.3　The boundary of Cr-W in CuCrW2 materials

　　图4为CuCrW2材料首次电击穿后的组织，击穿主要分布在Cr相及Cu、Cr两相的界面上，Cu相表面也有少量分布的小击穿坑。这种击穿形貌不同于常规CuCr材料，在常规CuCr材料中首次电击穿集中于Cr相表面，仅有少量击穿发生在Cu、Cr相界上。可见，在CuCrW2材料中完全分布于Cr相上的W强化了Cr相，使Cr相耐电压强度有了明显提高，接近于Cu相耐电压强度，从而更多的击穿从Cr相转移到相界和Cu相上，使CuCrW2材料整体耐电压性能有了明显提高。

图4　CuCrW2材料首次电击穿后的形貌
Fig.4　The microstructure of CuCrW2 materials
after the first breakdown

　　图5为S-CuCrCo2的显微组织，F-CuCrCo2材料也具有相似的组织形貌。表3中列出了两种合金中不同相的成分分布。可以看出，Co在S-CuCrCo2材料中完全分布于Cr相，而在F-CuCrCo2材料中Co完全固溶在Cu相内。这种成分分布的差异是由于不同的制备方法造成的。在S-CuCrCo2材料中，Co与Cr的混合粉在烧结时Co完全溶解在Cr相内，在较短的Cu熔渗过程中Co来不及扩散进入Cu相，从而Co完全固溶在Cr相中。在F-CuCrCo2材料中，在CuCo4合金熔渗Cr骨架的短时间里Co也不能扩散进入Cr相，因此Co最终仍只能分布在Cu相内。从表2的试验结果中可以看到，S-CuCrCo2在真空间隙中的耐电压强度远远高于F-CuCrCo2。因此，Co固溶于Cr相中能够更好地提高CuCr材料的耐电压强度。

图5　S-CuCrCo2触头材料的显微组织
Fig.5　The microstructure of S-CuCrCo2 contact materials

表3　S-CuCrCo2及F-CuCrCo2中的成分分布
Tab.3　The comPOSTTTION distribution in S-CuCrCo2 and F-CuCrCo2 materials
 

材料S-CuCrCo2F-CuCrCo2区域Cr相Cu相Cr相Cu相平均成分
/wt%Cr:97.95
Cu:0.63
Co:1.42Cr:1.50
Cu:98.41
Co:0.09Cr:97.95
Cu：0.48
Co：0.06Cr:2.36
Cu:96.28
Co:1.35

3.3　强化机理
　　W和Co选择强化Cr相能够大幅度提高CuCr材料的耐电压强度，但是合金元素对CuCr材料的强化机理至今仍不十分清楚。本文结合物理冶金学及真空电弧理论对合金元素W、Co的作用进行分析。
　　真空间隙发生电击穿的原因都可归于场致电子发射和微粒诱发击穿两种机制［1］。对于CuCrW2合金，W颗粒主要是通过细化表面熔化层组织，加快弧后熔化层凝固速度从而减少微粒的形成而提高触头间隙的耐电压强度。由于W熔点极高，为3387℃，当电弧能量较小时，击穿区金属熔化时W颗粒仍保持为固态，使W粒子能够成为电击穿后Cu-Cr熔液凝固时的非自发形核核心。在对Cu-Cr熔液凝固过程的模拟计算中发现［6］，W颗粒作为均匀弥散分布的非自发形核核心的存在使Cr相凝固时间从几μs减少到几十ns，从而使Cu-Cr熔液的凝固时间大幅度降低。起始存在的W颗粒和快速凝固的Cr颗粒能够起到“钉扎”Cu-Cr熔液、减少液滴飞溅的作用，颗粒的“钉扎”和凝固时间的大幅度减少使触头表面微粒形成的概率显著降低，因此使微粒诱发的击穿概率减小，触头间隙的耐电压强度升高。W作为非自发形核核心还能够使电击穿后表层组织大幅度细化、均匀化［6，7］。均匀细化的表层组织使击穿弱点减小，从而也有助于真空间隙耐电压强度的提高［3，4］。当电弧能量很高时，击穿区的W颗粒熔化，由于其高熔点，因而它会首先快速凝固并作为后续Cu-Cr熔液的凝固核心，使击穿区的凝固速度提高，微粒的形成概率降低，并使凝固组织细化、均匀化，从而提高了触头间隙的耐电压强度。
　　W提高CuCr材料耐电压性能的第二个原因在于，W和Cr在烧结过程中形成了α固溶体(图3)。α固溶体的形成强化了Cr相，使CuCr材料的硬度提高，具有更强的抵抗电场引起的表面变形的能力，因此可使弧后的微观凸起程度减轻，局部的电场增强系数减小，场致电子发射能力降低，因而提高了触头间隙的耐电压强度。
　　Co是一种中等熔点(1493℃)的金属，在Cu和Cr中都有较大的固溶度。Co加入CuCr材料以后可提高Cu相和Cr相之间的浸润性，并使Cu与Cr的相互固溶度增加。Cu和Cr间浸润性的提高会减少CuCr材料熔渗过程中产生的微孔隙，使材料致密性提高。Cu与Cr间相互固溶度的提高便增加了Cu相中弥散Cr粒子的数量，增加了Cu相和Cr相间的相互固溶强化，使CuCr材料的硬度和耐电压能力提高。另一方面，Co元素具有比Cu、Cr元素都高的自由电子密度［8］，Co固溶于Cu或Cr相的晶体点阵后将使Cu或Cr相的自由电子密度升高。自由电子密度的升高便提高了材料的逸出功［9，10］，从而使电子在强电场的作用下更难逸出材料表面。因此，Co加入CuCr材料后能够提高触头间隙的耐电压强度。由于CuCr材料中Cr相是容易发生电击穿的耐电压弱相，当Co溶入Cr相使Cr相硬度和耐电压能力提高时，CuCr材料在真空间隙中的耐电压强度显著提高。当Co溶入Cu相时，Cu相硬度和耐电压能力提高，但是Cr相仍保持较低的耐电压能力，从而限制了触头间隙耐电压强度的提高。另外，Co溶入Cu相中使材料电导率、热导率损失过大，还会给触头在真空间隙中的分断及载流能力带来不利影响。
4　结论
　　(1)合金元素W、Co选择强化CuCr触头材料的Cr相能够显著提高真空间隙的耐电压强度。
　　(2)合金元素强化CuCr触头材料可以通过固溶强化与弥散强化两种方式起作用，Co对CuCr材料的固溶强化作用强于W对CuCr材料的弥散强化作用。
　　(3)制备CuCr系触头材料时应选用适当的制备工艺，使合金元素选择强化材料中的Cr相。
　　王亚平　1968年生，中国科学院金属研究所快速凝固及非平衡合金国家重点实验室博士后。博士期间从事大功率真空断路器用触头材料的研究。
　　张丽娜　1972年生，现为北京科技大学博士研究生，硕士期间在西安交通大学从事CuCr触头材料的合金化机理研究。
　　作者单位：王亚平　张丽娜　丁秉钧　周敬恩（西安交通大学材料科学与工程学
　　　　　　　院，710049 西安）

参考文献

　[1]　Lafferty J M著.程积高，喻立贵译.真空电弧理论与应用.北京：机械工业出版社，1985
　[2]　Slade P G. Advances in material development for high power vacuum interrupter contacts. IEEE Trans on CPMT,1994,17(1):96～106
　[3]　Frey P, Klink N, Michal R et al.Metallurgical aspects of contact materials for vacuum switch devices. IEEE Trans on Plasma Science,1989,17(5):734～740
　[4]　Ding B J, Yang Z M, Wang X T.Influence of microstructure on dielectric strength of CuCr contact materials in a vacuum.IEEE Trans on CPMT,1996,19(1):76～81
　[5]　Seki T.A metallurgical study of CuCr contact surface in breakdown. Proc 17 International Conf.on Electrical contact, Nagoya,1994:879～886
　[6]　王亚平.选择性强化及组织细化　超细化对CuCr触头材料性能的影响.［博士学位论文］，西安：西安交通大学，1998
　[7]　Guy A G, Hren J J著.徐纪楠主译.物理冶金学原理.北京：机械工业出版社，1981
　[8]　黄昆原著.韩汝琦改编.固体物理学.北京：高等教育出版社，1988
　[9]　Gomer R著.张维诚译.金属表面上的相互作用.北京：科学出版社，1985
　[10]　Lang N D, Kohn W.Theory of metal surfaces: work function. Phys, Rev B, 1971,3(4):1215～1223