电触头用Cu-W合金的微观组织及抗烧蚀机理研究.pdf
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1、铜业工程 COPPER ENGINEERINGTotal 182No.4 2023总第182期2023年第4期引文格式引文格式:董博闻,吴振鹏,接金川,康慧君,李廷举.电触头用Cu-W合金的微观组织及抗烧蚀机理研究 J.铜业工程,2023(4):63-70.电触头用Cu-W合金的微观组织及抗烧蚀机理研究董博闻1,2,吴振鹏1,接金川2,康慧君2,李廷举2(1.湖北理工学院机电工程学院,湖北 黄石 435000;2.大连理工大学材料科学与工程学院,辽宁 大连 116000)摘要:通过熔渗法制备了真空断路器触头用Cu-70W,Cu-80W和Cu-90W(%,质量分数)合金,并通过激光烧蚀实验测试其
2、抗烧蚀性能。通过实验验证及建立传热-流场耦合数学模型探究了Cu-W合金激光烧蚀过程,并解释了其抗烧蚀机理,阐明了W含量及激光功率对合金烧蚀行为的影响机制。计算和实验结果表明,激光能量沿光斑中心向外呈高斯分布,合金中靠近光斑中心和远离光斑中心的区域由于受热量递减会分别蒸发和熔化。Cu-W合金局部受热熔化,激光加热区域附近将出现沿区域中心向外发散的温度梯度,显著影响周围流场,使中心高温气流向四周低温区域流动,从而使合金熔体飞溅。通过仿真计算及实验验证,发现W的烧蚀深度约为50 m,远低于Cu的烧蚀深度(100 m),表明高熔点的富W相可以通过减小烧蚀深度来显著提高Cu-W合金的耐烧蚀性。计算与实验
3、结果呈现较高的匹配性,这将有助于数学模型在合金激光加工领域的应用。关键词:Cu-W合金;激光烧蚀;抗烧蚀;传热-流场doi:10.3969/j.issn.1009-3842.2023.04.008中图分类号:TG146 文献标识码:A 文章编号:1009-3842(2023)04-0063-08Cu-W合金属于Cu基难混溶合金,具有由连续富Cu基体和弥散富W第二相组成的复合结构,从而兼具Cu的优良导电导热性能以及W的耐烧蚀性能(W的熔点高于3600 K),目前已成为制备真空断路器触头的主要材料1-5。然而,随着航空、航天、机械、冶金领域相关设备性能及尺寸的不断提升和增大,与之配套的电力系统用电
4、功率也随之大幅提高,这对电力系统组件的导电、导热及耐热性能提出了更高的要求。真空断路器作为电路系统中的保护装置,其内部触头在开关开合过程中会受触头间高电压(最高可达数千伏)作用而产生大量热量,极容易导致Cu-W合金触头烧损、报废,进而导致整个电路系统瘫痪。鉴于此,传统Cu-W合金已越发难以满足高功率电力系统对电触头材料的抗烧蚀性能需求,高性能Cu-W合金的研发刻不容缓6-10,这就需要先分析Cu-W合金的微观组织与抗烧蚀性能间的关系,进而揭示其抗烧蚀机理。截至目前,相关领域学者们已围绕Cu-W合金开展了部分基础研究,Wei等 11 研究了Cu-W合金在重复热冲击下的微观组织演变规律,发现Cu-
5、W合金在热冲击条件下的损伤主要以Cu基体受热熔化的形式发生,富W第二相由于熔点较高而呈现较低损伤程度。Xie等 12 通过激光表面合金化工艺制备了Cu-W/Cu复合材料,在保证复合材料表面(Cu-W合金层)抗烧蚀性能的同时,进一步提升了复合材料主体的导电、导热性能(通过纯Cu基体替代Cu-W合金基体)。Gao等 13 通过振荡热压烧结技术,在较低烧结温度下制备了高密度、高硬度的Cu-W合金,并建立了相应的工艺参数调整方案,有望为Cu-W合金实际制备过程提供理论指导。然而,目前与Cu-W合金相关的基础研究主要集中于合金微观组织演变、耐烧蚀性能测试及制备工艺调试等单一方面,很少有研究系统地探究Cu
6、-W合金的微观组织与耐烧蚀性能之间的联系,其耐烧机理目前尚不明晰,极大阻碍了Cu-W合金的进一步组织调控及性能优化。鉴于此,本文通过对Cu-W合金进行激光烧蚀实验研究,对其微观组织及烧蚀表面进行表征,进一步建立温度场-流场耦合数学模型,对Cu-W合金的烧蚀过程进行模拟仿真,探究合金烧蚀过程中收稿日期:2023-06-18;修订日期:2023-07-17基金项目:国家自然科学基金项目(52201038);湖北省自然科学基金项目(2022CFB978)资助作者简介:董博闻(1993),男,湖北黄石人,博士,副教授,研究方向:铜基难混溶合金设计制备及加工,E-mail:63总第182期铜业工程Tot
7、al 182的温度场、流场及溶质场的变化规律。此项工作将有助于揭示Cu-W合金组织-性能对应关系,阐明Cu-W合金的耐烧蚀机理,进而助力高性能电触头材料的研发和制备。1 实 验1.1合金样品制备采用熔渗工艺制备3种不同W含量的Cu-W合金,合金的名义成分分别为 Cu-70W,Cu-80W 及Cu-90W(%,质量分数)。首先将直径为15 m的W粉末(W含量99.95%,质量分数)在200 MPa压力下于模具(20 mm50 mm)中压制成型,随后在Ar保护氛围下于1223 K进行烧结,烧结过程中不加压,最后得到内部存在大量连通孔隙的W骨架。对制得的W骨架进行酸浸、清洗及烘干,并将其置入石英模具
8、中,随后将熔融态的Cu熔体在1473 K条件下浇铸入石英模具,确保熔体完全浸没W骨架,随后放入马弗炉(上海钜晶 SJL-1400)中在1473 K下保温30 min,以确保Cu-W间实现扩散结合,最后待合金铸锭随炉冷却后取出备用。1.2微观组织表征首先通过数控车床对Cu-W合金样品进行表面处理,随后通过线切割将样品加工成尺寸为18 mm10 mm的圆柱样品备用。通过场发射扫描 电 子 显 微 镜(SEM,Zeiss Supra55)和 能 谱 仪(EDS)观测Cu-W合金的微观结构和烧蚀表面。并通过激光扫描共聚焦显微镜(OLS4000)对Cu-W合金的表面形貌进行表征。1.3激光烧蚀实验通过光
9、纤激光器对所制得Cu-W合金样品进行激光烧蚀实验,其激光波长为1064 nm,加工频率为20 kHz,光斑直径为50 m。首先,将待烧蚀合金样品进行研磨、抛光处理,并放置于加工台面。然后,在特定功率下进行烧蚀。每个样品的烧蚀区域为5 mm5 mm方形区域,烧蚀时间均设置为10 s。1.4计算软件通过ImageJ图像分析软件对合金中第二相尺寸、分布进行统计,每组合金随机选取6张微观组织照片作为样本,以避免误差;通过Matlab软件构建激光烧蚀仿真数值模型(具体内容于2.3节详细讨论),最终计算结果在Comsol软件中可视化后处理。2 结果及讨论2.1Cu-W合金微观组织分析图1(a)为W粉烧结成
10、型后的W骨架二次电子照片,由于压制强度较低,W粉间存在较大比例的连续孔隙,便于后续 Cu 熔体渗入。图 1(b,c)为Cu-70W合金的背散射照片,由EDS结果 图1(d)可知图中弥散浅灰色区域为富W第二相颗粒,黑色连续相为富Cu基体,即呈现由连续Cu基体和弥散富W第二相组成的复合结构。图 2(ac)分别为 Cu-70W,Cu-80W 及 Cu-90W合金的背散射照片,图2(df)分别为3种合金对应的第二相平均直径的统计结果,S2为合金中第二相尺寸方差,可通过式(1,2)计算:=i=1ndi/n式(1)S2=i=1n(di-)2式(2)式中,为所有富W相直径的平均值,di为单个富W相的直径,n
11、为用于尺寸统计的富W相的数量。由图 2 可以看出,随着 W 含量由 70%增至90%,S2由0.711大幅升高至6.681,即W颗粒在烧结及高温保温过程中,随着W含量增加,W颗粒通过界面间的扩散加剧而促进其长大粗化。2.2Cu-W合金激光烧蚀过程实验分析图 3(ac)为 Cu-70W 合金在未烧蚀条件下的EDS面扫结果,图3(b,c)分别为Cu元素和W元素的分布状态,由于W,Cu互不混溶,因此Cu基体和W颗粒间的边界较为清晰。图3(df)为激光烧蚀Cu-70W合金表面的EDS面扫结果,烧蚀表面存在大量球状金属颗粒,这些球状颗粒由激光烧蚀过程中产生的飞溅金属液滴凝固后形成,且根据图3(e,f)中
12、EDS面扫结果发现,在激光烧蚀过后,Cu-W 合金中富 W 和富 Cu相间界面难以分辨,即在高温烧蚀条件下,W,Cu两种物相在液化后互相混合。图4为Cu-W合金在不同激光功率条件下烧蚀表面的二次电子照片,其中,图4(ac)和图4(df)分别为Cu-70W和Cu-90W合金在激光功率为6,12和 18 W 条件下的烧蚀表面。分析图 4(ac)可发现,对于Cu-70W合金,随着激光功率提高,合金表层物相在高温下的熔化加剧,形成大量金属液滴,这些金属液滴凝固后即表现为合金表面凸起64董博闻等 电触头用Cu-W合金的微观组织及抗烧蚀机理研究2023年第4期区域数量大幅增加,即可以认为合金烧蚀表面的凸起
13、数量与合金的烧蚀程度呈正相关,即合金烧蚀表面的凸起区域越多,合金的烧蚀程度越严重。分析图 4(df)中 Cu-90W 的烧蚀表面可发现,Cu-90W合金也呈现出与Cu-70W相似的表面形貌变化趋势,即表面凸起区域数量随激光功率增加而增加。然而纵向对比发现,在相同激光功率条件下,Cu-90W合金的烧蚀表面可观测到未完全烧蚀的平坦区域,且凸起区域的数量较Cu-70W明显更低,即表明Cu-90W合金在同等激光功率条件下的烧蚀程度更低。因此,Cu-W合金的抗烧蚀性能与W含量呈正相关。图1(a)W骨架和(b,c)Cu-70W合金的SEM图像及(d)EDS结果Fig.1(a)W skeleton and(
14、b,c)SEM images and(d)EDS results of Cu-70W alloy图2背散射照片及富W相尺寸统计结果Fig.2Backscatter images and statistic results of W-rich phases(a,d)Cu-70W;(b,e)Cu-80W;(c,f)Cu-90W65总第182期铜业工程Total 182图 5(a,b)和图 5(c,d)分别是激光功率为 18 时Cu-70W和Cu-90W合金的烧蚀表面激光共聚焦扫描结果,图中偏紫色区域即代表纵坐标值较低区域,即烧蚀深度较大区域。通过分析可进一步发现,Cu-90W合金的表层烧蚀深度约为
15、50 m,远低于Cu-70W合金的表层烧蚀深度(约为120 m)。因此,可进一步证实当W含量由70%增加至90%,合金抗烧蚀性能大幅提高。图4Cu-70W合金及Cu-90W合金在不同激光功率条件下的SEM图像Fig.4SEM images of Cu-70W alloys and Cu-90W alloys with different laser power(a,d)6 W;(b,e)12 W;(c,f)18 W图3(ac)未烧蚀及(df)激光烧蚀Cu-70W合金表面EDS面扫结果(a,d)SEM图像;(b,e)Cu元素分布;(c,f)W元素分布Fig.3EDS map scanning r
16、esults of surface of Cu-70W alloy(ac)without ablation and(df)after ablation(a,d)SEM image;(b,e)Cu element distribution;(c,f)W element distribution66董博闻等 电触头用Cu-W合金的微观组织及抗烧蚀机理研究2023年第4期2.3Cu-W合金激光烧蚀过程仿真分析上述激光烧蚀过程可通过传热-流场耦合数学模型 式(35)进行仿真计算14:cp Tt+(u T)=(T)+Slaser+Qvap式(3)u =0式(4)(u t+u(u)=-pI+(u +(u)
17、T)+g -ll(T-Tm)g +Ku +n()式(5)式 中,为 密 度,kg/m3;cp为 定 压 比 热 容,J/(kgK);T为温度,K;u 为速度矢量,m/s;t为时间,s;为热导率,W/(mK);Slaser为激光能量,W/m3;Qvap为气化潜热引起的热源项,W/m3;p为压强,Pa;I为单位矩阵;为动力黏度,Pas;g 为重力加速度,m/s2;l为材料液态密度,kg/m3;l为液体体积膨胀系数,K-1;Tm为熔点温度,K;为水平集函数(=0时代表气态,=1时代表凝聚态);Ku 为达西阻尼力,N/m3,用于使温度低于 Tm的求解域的速度降为0;为表面张力系数,N/m-1;n 为法
18、相矢量;为曲率;()为水平集值的狄拉克函数。式(35)中的部分源项例如Slaser和Qvap的展开推算过程可参见文献 14,此处为重复推算。本例中用到的关键计算参数见表115。由于Cu-W合金主要由近纯Cu和纯W相复合而成,为简化计算,将纯Cu和纯W相的激光烧蚀过程分别进行仿真求解。图6为纯Cu和纯W相在不同激光功率下烧蚀过程的仿真结果。图6(ad)分别为纯Cu相在0,6,12及18 W激光功率下烧蚀过程的温度场分布,图6(a)中灰色区域为空气,红色区域为初始Cu相。光斑直径为50 m且可被等效为高斯热源(即激光能量由光斑中心向外呈高斯分布)。分析仿真结果发现,随着激光功率由0 W增加至18
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