AgSnO2

AgSnO2（精选4篇）

AgSnO2 篇1

1 引言

Ag Sn O2电接触材料是第二相Sn O2颗粒弥散分布于银基体中的金属基复合材料,是近年发展较快的一种无毒无害、环境友好型电触头材料[1]。Ag Sn O2具有优良的耐电弧侵蚀性、良好的热稳定性和耐磨损性、较好的抗材料转移能力以及优异的抗熔焊性能,是目前在直流接触器、功率继电器及低压开关中代替Ag Cd O的理想材料[2]。但是,在Ag Sn O2材料发展中存在两个难题:一是Sn O2在承受电弧的作用时不易分解,且与熔融液态Ag的润湿性差,容易在电磁力的搅拌作用下上浮到触头表面形成不导电Sn O2富集区,从而造成触头接触电阻增大,在有连续电流通过时容易造成温升过高;二是由于Sn O2的硬度较高,导致Ag Sn O2材料的塑性和延展性能比较差,加工成形变得异常困难,这在板材的挤压和轧制、丝材的挤压和拉拔以及铆钉的墩制过程中表现尤其突出。温升较高和加工工艺性能的不足在一定程度上限制了Ag Sn O2电接触材料的应用[3~5]。为此,国内外的材料研究者一直都在研究如何通过改进制备工艺和加入添加剂来克服上述两个缺点。

2 Ag Sn O2电接触材料制备方法

Ag Sn O2电接触材料加工性能和电学性能的优劣与其制备方法和制备设备密切相关,对于不同电器用的电接触材料,应根据不同工艺的特点选择合适的方法,以获得特定条件下的最佳综合性能(如耐磨性、抗电弧侵蚀性、抗熔焊特性以及电弧运动特性等)[6]。目前,Ag Sn O2的制备工艺一般为内氧化法和粉末冶金法。

2.1 内氧化法

20世纪70年代中期,日本中外电气工业成功研制了Ag Sn O2In2O3内氧化电接触材料,但该材料存在氧化物颗粒析出不均等不足。20世纪90年代中期,日本住友金属矿业公司成功开发了Ag-Sn二元合金高压内氧化工艺[7~9]。该工艺是在大于10 MPa的氧压下对Ag-Sn二元合金进行高压氧化,制得的材料中心区域无氧化物贫乏层,Sn O2颗粒细小且弥散分布于银基体内。经过近40年的发展,内氧化法已经成为一种较成熟的Ag Sn O2制备方法,其典型的制造工艺为:Ag-Sn合金真空熔炼→铸锭→压片→内氧化→切边→轧制或拉丝→冲压→成品。常规合金内氧化工艺氧分压为0.02~3.0 MPa,在700~850℃范围内将合金中的Sn氧化为Sn O2颗粒。但当Ag-Sn合金中Sn含量大于5%(质量分数)时,由于内氧化过程中Sn会向合金表面扩散,并生成致密的Sn O2层,阻止氧扩散至材料深处,使材料不能完全氧化。为此,必须对铸锭进行反复锻打加工以加快氧在合金内部的扩散,或者在内氧化法过程中加入In等第三元素并通入高压氧以加快内氧化的速度,因此金属In与O2的成本问题限制了内氧化制造工艺的发展。同时内氧化法制备的Ag Sn O2在性能上也有其不足之处,如Sn O2呈网状析出或富集,导致材料急剧脆化[10~12]。此外,内氧化法制得的材料电导率较低,组织均匀性不佳,生产周期较长。

2.2 粉末冶金法

粉末冶金法是较为传统且最为重要的Ag Sn O2电接触材料制备方法,目前已经达到很高的技术水平,是制备Ag Sn O2电接触材料的首选方法。其优点是所得材料组织结构均匀,无氧化物贫乏层且可以根据需要任意调配材料组成[13,14]。粉末冶金法典型的制造工艺为:制粉(机械合金化、反应合成法、反应雾化法、化学镀)→筛选→压制成形→烧结→挤压或轧制→冲压→成品。影响用该方法制备材料最终组织的主要因素是原料本身(如粉末粒度分布、粉末特性、粉末形貌等)以及制粉过程,粉末的烧结以及后续加工也对其组织有一定影响。由于微细粉末十分容易团聚,会造成复合粉末不均匀、烧结性能较差,即使采用很大的压力压制,致密度仍然不够高,材料的塑性和延性差,难以进行大变形的加工。在制备过程中采用热挤压工艺,可改善材料的加工性能并使其电性能得到很大提高,且在整个使用期间显微组织、使用性能较均匀一致。

2.3 其他先进制备方法

西北有色金属研究院李进采用喷射共沉积反应制备Ag Sn O2电接触材料,将Ag2O粉末进行处理并喷射共沉积,随后对复合材料进行原位化学处理和挤压、轧制、拉拔制备Ag Sn O2电接触材料。该方法制备的材料具有较优异的加工性能,Ag和Sn O2反应界面新鲜,可以较好地解决电接触材料的温升问题。

付翀等对超音速等离子喷涂制备的Ag Sn O2/Cu复合电接触材料及其性能进行了研究,结果表明,制得的Ag Sn O2涂层具有等离子喷涂涂层所特有的层状结构,且涂层较为致密;该复合触头材料具有较低的质量损失率和良好的抗电弧侵蚀特性。Lungu等[15]采用此种方法制备出了性能优异的Ag Sn O2电接触材料。

化学包覆法是通过添加水合肼等还原剂,直接沉积出Ag包裹在Sn O2表面的Ag Sn O2复合粉末,进而制造出金相组织均匀的Ag Sn O2电接触材料。

Zoz H等[16]将一定比例的银粉(微米粉)和纳米Sn O2粉放入高能球磨机中球磨,然后通过热压等技术制备加工Ag Sn O2电接触材料,纳米Sn O2颗粒可高度弥散在银基体中,所制备的材料性能优异。

3 Ag Sn O2电接触材料微观组织

材料的微观组织在本质上决定材料的性能。微观组织有缺陷,必将严重影响产品的使用性能[17]。Ag Sn O2电接触材料是第二相Sn O2颗粒弥散分布于银基体中的金属基复合材料,银基体相与Sn O2颗粒相的浸润性以及颗粒的形貌和分布特征均直接影响材料的加工性能与电学性能。图1、2分别为昆明贵金属研究所粉末冶金法和内氧化法制备的Ag Sn O2材料SEM照片[18]。图中灰白色区域为银基体,黑色颗粒为Sn O2。对比分析图1、2可知,内氧化法制得的材料中Sn O2颗粒较细小,呈近球形,并且均匀地弥散分布在银基体中,无明显团聚、夹杂等缺陷;而粉末冶金法制得的材料中,Sn O2颗粒较粗大,且存在部分团聚,颗粒分散性不好。

周晓龙等[19]针对Ag Me O电触头材料显微组织不均匀的问题,提出了采用累积挤压大变形技术对该类材料进行显微组织均匀化,研究了不同真应变条件下累积大塑性变形对原位合成法Ag Sn O2、Ag Cu O和内氧化法Ag Y2O3线材材料微观组织均匀性的改善效果以及材料中第二相原始颗粒大小对改善效果的影响,结果表明,在现有加工设备的基础上,采用累积挤压大变形技术能够对Ag Me O电触头材料的显微组织进行均匀化处理;Ag Me O电触头材料制备过程中获得细小或纳米级第二相颗粒是大塑性变形过程中获得显微组织均匀化的保证;采用大塑性变形对Ag Me O电触头材料显微组织进行均匀化时,需根据颗粒增强金属基复合材料的体系来选择不同的大塑性变形强度。

4 国内外Ag Sn O2电接触材料现状

Ag Sn O2电接触材料已广泛应用于交、直流接触器和交、直流功率继电器以及中低压开关中。国外AMI DODUCO公司、OMG公司以及METALOR公司自20世纪70年代中期以来对Ag Sn O2的性能和制造工艺进行持续改进,目前已经实现了稳定的工业化生产。日本TANAKA(田中)公司、三菱材料公司、丸善公司、韩国喜星公司等企业以生产添加In2O3的Ag Sn O2电触头材料为主,并已在日、韩全面替代了Ag Cd O系电触头材料,详见表1。国内从20世纪90年代初期开始研制生产Ag Sn O2电接触材料,目前主要的生产企业有桂林金格公司、上海中希公司、福达合金公司、温州宏丰公司等。由于普遍存在管理水平低下、生产设备陈旧、工艺手段落后、技术人员缺乏、研发能力不足、产品种类单一等致命弱点,国内企业在生产规模、工艺水平、产品性能稳定性等方面与日、韩和西欧国家还有相当大的差距[20~22]。当前国内许多高校和科研院所都在加紧研究和开发Ag Sn O2电接触材料,如昆明贵金属研究所、桂林电器科学研究院有限公司、西北有色金属研究院、天津大学、昆明理工大学等,但该材料的塑性差、难加工等问题至今未得到有效解决,极大地限制了国产Ag Sn O2电接触材料的全面推广生产。国内外Ag Sn O2(12)电接触材料的性能对比见表2。由表2可以看出,目前国内产品基本物理性能的指标值与国外主要生产企业产品的差距不大。

5 结束语

目前我国Ag Sn O2电接触材料的研发、生产和应用正处于较快发展阶段,国内产品的基本性能指标值与国外主要生产企业产品的差距在逐步缩小。但Ag Sn O2中Ag与Sn O2颗粒的浸润性及Ag Sn O2加工性能差的问题并未得到根本的解决,同时在电接触材料的理论研究上还存在极大不足。建议采用混粉-烧结-挤压新技术,并考虑添加有效的微量元素,同时加强基础理论研究,力争早日在国内全面实现Ag Sn O2电接触材料的产业化稳定生产。

AgSnO2 篇2

AgSnO2电触头材料是由第二相SnO2弥散分布于Ag基体中的金属复合材料。自20世纪70年代中期日本首先用合金内氧化法成功制备出AgSnO2电触头材料以来,关于AgSnO2电触头材料的研究方兴未艾,在材料的成分、工艺、性能等方面都取得了积极的进展,其应用领域逐渐扩大。本文对AgSnO2电触头材料目前的制备技术及添加元素对材料电性能的影响进行了归纳,旨在对ASnO2电触头材料的制备技术现状有更清楚的了解。

2 AgSnO2电触头材料制备技术

2.1 机械合金化技术

机械合金化技术是一种高能球磨技术[1],是一种固态下合成平衡相、非平衡相或混合相的工艺,可以达到元素间原子级水平的合金化。机械合金化工艺制备AgSnO2触头材料的机理为:第一阶段以SnO2颗粒破碎为主,作用时间较短;第二个阶段以颗粒分布均匀为主。通过调整机械合金化工艺,可获得显微组织结构均匀、具有适当力学性能和良好加工性能的金属基复合材料采用机械合金化工艺制备的AgSnO2触头材料,与采用常规粉末冶金工艺制备的AgCdO、AgSnO2触头材料相比,具有硬度高、密度几乎等于其理论密度、电导率高、氧化物在Ag基体中弥散分布等特点。

反应球磨技术是在球磨过程中利用金属或合金粉末与其他单质或化合物之间的化学反应而制备所需材料的技术,是机械合金化工艺技术新的发展方向。通过对Ag3Sn和Ag2O进行高能球磨,使之发生反应,即Ag3Sn+2Ag2O7Ag+SnO2,由此制备出纳米尺度的SnO2高度弥散分布于Ag基中的AgSnO2触头材料。

2.2 反应喷雾法

反应雾化法[2]制造SnO2粉末工艺过程为:将含有所需粉末元素的水溶液(如Sn的氯化物、Sn的醋酸盐等)进行热分解。即将此种溶液喷入一个热反应容器中,蒸发水分,反应后粉末即从液滴中产出。溶液中有少量几种添加物,如Sn的氯化物、Sn的醋酸盐等不同的盐类,这些起初含有盐类或氢氧化物的微粒与容器中的水蒸汽反应,生成氧化物、混合氧化物或氧化物的混合体。通过改变反应参数(温度、液滴尺寸等)影响液滴的化学性质,最终获得所需的化合物粉末。试验结果表明,反应喷雾法得到的SnO2颗粒内不同成分的分布极为均匀。将掺杂SnO2粉末与Ag粉混合,经冷压、烧结制造成的新型AgSnO2触点材料不仅在AC3条件下的寿命有所提高,而且在容性负载应用条件下性能也令人满意。德国Inovan GmbH&Co.公司研究的“喷雾法”是将含Ag、Sn等的硝酸盐溶液流入一垂直的高温(900℃)反应炉中,溶液经雾化、蒸发、分解后,在炉底收集得到AgMeO粉末。MeO包括SnO2和In2O3、CuO等氧化物。这种方法可制造具有不同组成和微结构的触头材料。但反应喷雾法的不足之处是其反应离不开高压设备,设备投资大,成本较高。

2.3 化学共沉淀法

对AgSnO2复合粉化学共沉淀法[1]的研究主要集中在溶液中的Ag被沉积在悬浮的SnO2颗粒上。AgSnO2复合粉化学共沉淀法具体制备工艺变化多样,各具特色,因氧化物种类及颗粒大小、沉积体系及还原过程不同而存在较大差异。欧洲专利的方法是在含悬浮SnO2颗粒的ANO3溶液中,使AgNO3以Ag2O的形式沉积在SnO2颗粒上,得到Ag2O、SnO2混合粉,所得混合粉加热使Ag2O还原为Ag,从而得到AgSnO2复合粉。在Ag2O的沉积条件下,溶液中的添加剂很难沉积出来,因此该法在添加剂的选择上受到较大限制。美国专利的方法可任意选择添加剂及添加量,其沉积过程为:将含悬浮SnO2的AgNO3溶液喷射到含还原剂(水合阱)的容器中,或者将水合阱喷射到含悬浮SnO2的AgNO3溶液中,还原得到复合粉,经过粉碎、压磨后得到分布均匀、流动性好的粉体。但该方法存在一些不足:(1)所采用的还原剂水合阱对人体健康和环境有害;(2)在沉积过程中产生的大量微细Ag颗粒不能与氧化物颗粒很好结合,复合粉均匀一致性稍差;(3)在进一步处理过程中,将会产生大量的粗大Ag簇。

国内研究的化学镀包覆法[3]是在TiO掺杂纳米SnO2粉末的水溶液中,滴加水合阱后,加入到含适量AgNO3的水溶液中,充分搅拌,同时加入少量氨水,得到Ag包覆SnO2颗粒沉淀物。超声化学包覆法的特点是:将绝缘SnO2通过掺杂锑(Sb)元素改性为导电SnO2,降低了材料的电阻,特别是高温电阻;在包覆反应中引入超声能量。在化学反应中引入超声能量可使SnO2更加均匀弥散分布在反应悬浮液中,使SnO2颗粒能最大限度地弥散分布在Ag基体中。化学共沉淀法的缺点是SnO2颗粒尺寸均匀性差,在粉体制备过程中存在着酸、碱、盐的污染问题。图1是超声化学包覆法工艺流程[4]。

2.4 高压内氧化工艺

高压内氧化工艺[2]是在氧压大于10 MPa下对Ag_Sn二元合金进行高压氧化。所制备材料中的SnO2颗粒细小、均匀、弥散分布于Ag基体中,在该材料中心区域不会出现氧化物贫乏层。其突出特点是即使Sn含量为6%~10%(原子分数)也可以实现二元合金的内氧化,而常规氧化则很难做到。采用高氧分压可以有效抑制氧扩散速度的降低,使Ag基体内氧化物颗粒弥散分布;同时在高氧分压下,添加元素难于向表面扩散,甚至添加高浓度元素的材料表面也不会出现氧化物致密层,因此在材料中心部位不会呈现氧化物稀薄层。缺点是:(1)氧化物呈波状析出,降低了触头的耐损蚀性;(2)其电导率比低压内氧化材料低,原因是在高压内氧化时,氧在材料中过量扩散,呈过饱和固溶体,导致触头材料电导率降低;(3)接触电阻稳定性有问题;(4)材料在较高温度下仍具有很高的硬度,给触头成形加工造成困难。

为了避免高压内氧化法的缺点,常采用高压氧化后对材料在比高压内氧化温度高、比高压内氧化氧压低、或实际上不含氧的气氛中进行热处理,可有效增加材料的电导率,从而使该材料的电性能大大优于常规的Ag基材料。

2.5 反应合成技术

反应合成技术[5]制备AgSnO2电触头材料的工艺为:配料→压制→反应合成(烧结)→挤压→拉拔成丝材。在原料锭坯烧结过程中引入原位化学反应———Ag基体反应合成增强相SnO2。其反应式为:Ag3Sn+2Ag2O→7Ag+SnO2。通过控制原料状态、反应气氛、反应温度、反应速度等工艺参数控制SnO2颗粒的含量、分布和大小。该技术的特点是将粉末冶金技术与内氧化技术相结合,材料制备过程与粉末冶金法相当,材料合成技术与内氧化法相近。反应合成技术制备的AgSnO2电触点材料,其SnO2颗粒是在Ag基体内部通过反应原位获得的,新鲜、洁净的SnO2颗粒表面与Ag基体具备了通过化学键结合的可能性,解决了SnO2颗粒与Ag基体的界面相容性问题,并且SnO2颗粒的弥散随加工过程完成,易于材料的后续加工。因此,与传统的粉末冶金法制备的AgSnO2电触头材料相比,该法所得材料的加工性能大为改善,基本解决了粉末冶金法制备的AgSnO2电触头材料难于加工的问题;与内氧化法制备的AgSnO2电触点材料相比,该法所得材料的电阻率减小,较好地解决了内氧化法制备的ASnO2电触点材料电阻率高、适用范围窄的问题。该法原料准备简单,工艺流程短,生产过程无污染,产品质量稳定。

2.6 溶胶-凝胶法

溶胶-凝胶法[6]制备SnO2_TiO2粉末的工艺流程为:在一定配比的SnCl4和TiCl4的醇水溶液中加入聚乙二醇、PEG、分散剂,边搅拌边滴入氨水至pH=7,静置沉化1~2天,洗涤、烘干获得凝胶,再经研磨得到纳米SnO2_TiO2粉末。将制得的纳米SnO2_TiO2粉末用化学镀的方法进行包覆后与纯Ag粉按90∶10的比例混合,放入模具中压制成型,烧结,制成AgSnO2_TiO2触头材料。

2.7 粉末预氧化工艺

粉末预氧化工艺是一种将粉末冶金法与合金内氧化法相结合的新工艺,同时兼有这两种工艺的特点,而且克服了二者的不足。其典型工艺流程是:Ag_Sn合金熔化后,将其液流破碎成细粉,合金粉末经内氧化后用一般粉末冶金方法进行压制、烧结、挤压。该工艺利用快速凝固的特点,使金属氧化物质点细小(<1μm)并均匀地分布在Ag基体中,其微观结构不出现偏析,具有抗腐蚀、抗熔焊、电寿命长、塑性好、材料利用率高等优点,并且由于Sn和In等氧化物弥散分布于Ag基体中,每一个内氧化颗粒都与富Ag相相连,增大了流动性,电流流动更容易,提高了材料的电导率。此外,该工艺从快速凝固和雾化合金粉末开始,然后进行热等静压,相对减少了加工步骤,并且微细颗粒内氧化时间大为减少,因此,该工艺在经济效益方面很有吸引力。但该法所得材料的硬度、密度不如内氧化工艺的高。图2是粉末预氧化工艺流程图。

3 添加物对AgSnO2触头材料物理特性和电弧侵蚀特性的影响

由于SnO2和CdO不同的热稳定性及液态Ag对SnO2和CdO不同的润湿性,电弧作用下AgSnO2材料侵蚀过程中的冶金学特性与AgCdO材料的冶金学特性有很大的区别,导致了AgSnO2材料在运行过程中尤其是通断次数很高时,温升较AgCdO材料的温升高。通过添加特定的添加剂,可有效降低开关操作过程中AgSnO2触头材料的温升。常用的添加剂有WO3、Bi2O3、In2O3、CuO、TiO2、稀土元素RE(La、Ce、Y)等。添加剂的助润湿性、添加剂对熔融液态银粘滞性的影响、添加剂的热稳定性等对AgSnO2触头材料的物理特性及电弧侵蚀特性将产生影响。

3.1 添加元素对Ag_Sn合金内氧化速度的影响

Cu、Zn、Sb、Bi、In等元素对Ag_Sn合金内氧化速度的影响示于图3。表明添加金属元素的Ag_Sn合金内氧化层厚度的增加与时间的关系呈抛物线型,Bi、Sb能明显加速Ag_Sn合金内氧化速度。

1.Ag_6.5Sn_3Bi 2.Ag_6.5Sn_3Sb 3.Ag_6.5Sn_3Cu 4.Ag_6.5Sn_3Zn 5.Ag_6.5Sn_1.1Bi_0.6Cu 6.Ag_6.5Sn_1.5In

3.2 几种常用添加氧化物对AgSnO2触头材料性能的影响

图4示出了AgSnO2WO3、AgSnO2In2O3分别对称配对分断交流电流20 A时,触头材料损耗量随接触次数的变化关系[7]。表明小电流情况下,AgSnO2WO3材料的抗电孤侵蚀能力优于AgSnO2In2O3的抗电弧侵蚀能力。

图5示出了AgSnO2WO3、AgSnO2In2O3、ASnO2Bi2O3电触头材料分断交流电流50A时,触头材料损耗量随接触次数的变化关系[7]。表明AgSnO2WO3材料的抗电弧侵蚀能力明显优于AgSnO2Bi2O3材料抗电弧侵蚀能力。

图6、7分别示出了AgSnO2WO3、AgSnO2In2O3、AgSnO2Bi2O3触头材料分断直流电流16 A和直流电流100 A时,阴、阳极触头材料总损耗随接触次数的变化关系[7]。结果表明,AgSnO2Bi2O3触头材料损耗量最大,AgSnO2WO3和ASnO2In2O3触头材料损耗大体接近。

图8示出了Ag在SnO2片上润湿角随CuO含量的变化情况[8]。Ag与纯SnO2的润湿性很差,润湿角为90°,通过在SnO2中添加CuO可以明显降低与Ag的润湿角,加入3%的CuO可使润湿角由纯SnO2时的90°迅速减小至53°。而后随CuO含量的增加,其润湿角继续减小。含7%CuO时,润湿角为29°,此时CuO只占AgSnO2触头材料的0.84%。对于AgSnO2(12)电触头材料,CuO含量小时,可以在保证AgSnO2其他性能稳定性的前提下提高Ag对SnO2的润湿性。

图9为AgSnO2TiO2触头材料的硬度随TiO2含量变化的曲线。可以看出,纳米AgSnO2触头材料的硬度随TiO2掺入量的增加而下降。分析认为,这是由于随TiO2含量的增加,TiO2析出SnO2的晶格所致。图10为AgSnO2TiO2触头材料导电度随TiO2含量变化的曲线。

3.3 稀土元素的影响

稀土元素具有较好的细化合金晶粒的作用,能较好地分布于Ag基体中,明显促进合金的内氧化[9]:稀土氧化物具有较高的分解温度(>2 000℃),稳定性较高,且悬浮于Ag熔池中可增大其粘度,减少Ag的侵蚀和迁移。在Ag合金中加入稀土后其硬化效果明显,这是由于稀土降低了Ag的层错能,在冷变形中使扩展位错的交滑移更困难,位错密度提高,且稀土元素偏聚在晶界附近,形成了稳定分散的第二相,强化了Ag合金;在加热过程中,这些第二相对晶界运动产生了较强的阻力,使再结晶晶粒的形核和长大受到抑制,从而提高了再结晶温度,从而使触头材料的抗熔焊性、耐电弧烧损性增加。

4 结束语

鉴于环保需求,人们对环保型AgSnO2电触头材料的研究方兴未艾,其研究开发及应用取得了很大进展,目前已有的制备工艺都有着各自的特点。随着AgSnO2电触头材料应用领域的不断扩大,对该材料的要求会越来越高。由于AgSnO2的个性化特性,在不同的应用场合中AgSnO2材料的性能需要改进和提高的地方会不断地显现出来,由此也将会带来其制备工艺的不断完善和改进。随着科技的快速发展以及装备和技术的不断更新,相信今后会出现更适用的工艺技术以满足AgSnO2电触头材料的制备需求

续上期

参考文献

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AgSnO2 篇3

Ag是导电性最好的金属材料,具有优良的化学稳定性,因此,作为电触点中起导电作用的基体组分,Ag得到十分广泛的应用。通常在银基体中需加入Me O制备出Ag Me O触点材料,以满足电触头耐电弧、抗熔焊等要求。堵永国等[1]在分析燃弧电接触的失效机理和影响因素的基础上,提出了Ag Me O触头材料的成分和组织优化设计原则,对该类触头的发展具有重要的指导意义。

Ag Sn O2触点在使用中表现出优良的耐电弧侵蚀性和抗熔焊性等独特性能,成为Ag Me O领域的研发热点,并被认为是最有希望取代“万能触点”Ag Cd O的新型触点材料[2]。实际使用中,为了节约贵金属,通常采用冷镦技术将Ag Sn O2与Cu制成复合铆钉[3],考虑到界面结合特性对复合铆钉触点性能的重要影响,生产中采用压扁法来检验界面强度[4]。

造成触点失效的最重要原因是电弧侵蚀,界面则是多种损伤的起源。大量研究表明,电弧侵蚀引起的触点损伤主要有开裂、喷溅、蒸发、成分偏聚、材料转移等[5]。Ag Sn O2触点材料中,Ag与Sn O2颗粒之间的界面以及银基体的晶界是材料中结构不连续的部位,并富集缺陷和杂质,常常成为触点开裂的起源部位[6,7];而Ag与Sn O2颗粒界面润湿性的不足则是高温下两者分离导致熔融Ag喷溅、流动以及成分偏聚的重要原因,为此相关研究者在改善界面润湿性方面开展了大量工作[8]。对复合铆钉而言,Ag Sn O2与Cu之间的相界面对其导电和导热性能也有显著作用,从而影响触点的性能和失效机理,这方面的研究尚未得到足够重视。笔者对粉末冶金法制备的Ag Sn O2铆钉触点使用后的开裂现象进行了大量分析,发现其主要有两种形式,一是Ag Sn O2层的开裂,二是Ag Sn O2与Cu之间的界面开裂,本文分析两种开裂的原因,探讨了裂纹与界面结合特性的关系,并指出了改进的方向。

2 Ag/Sn O2相界相关开裂

2.1 Ag Sn O2触点材料组织特征

Ag与Sn O2完全不互溶,后者以分散颗粒的形式存在于银基体中构成弥散强化型复合材料。为了改善界面润湿性,通常需要加入各种添加剂,常见的有Cu O、Bi2O3、WO3、In2O3、Ti O2和稀土氧化物等[9~12]。近期还有研究人员添加纳米Sn O2颗粒来改善触点材料的性能[13]。事实上,添加剂的种类、添加量以及添加方式等属于企业的技术机密,这些技术细节方面的差异也是造成产品性能和用途差异的重要原因。

随着生产设备和技术的改进,采用等静压和挤压等技术制备的Ag Sn O2触点材料已经基本达到理论密度,Sn O2颗粒的分布也十分均匀,无明显的宏观和微观缺陷。图1显示了Ag Sn O2触点材料的典型金相组织。

2.2 复合铆钉 Ag Sn O2层的开裂

Ag Sn O2触点层的开裂是常见现象,对触点性能的影响也很大,因此得到较为广泛的关注。已有的研究表明,从裂纹在材料中的扩展途径来看,大致可以分为空穴裂纹和晶界(相界)滑移裂纹[6,7]两类。前者产生于触点材料表面或内部的微孔、微裂纹、夹杂物等缺陷,以及工作过程中材料受电弧高温作用熔融吸气而造成的气泡;后者主要是电弧对晶界(相界)产生选择性优先侵蚀所致。

前已述及,现有生产技术水平下,触点材料的内在质量已经有了很大的提高,微孔、微裂纹和夹杂物等缺陷大大减少,产生空穴裂纹的风险相应降低。但是与Ag/Sn O2界面结合相关的裂纹仍然常常发生。

图2显示了典型的触点表面裂纹,图3和图4则是常见的空穴形貌。实际上,很多情况下,并未发现裂纹附近存在明显的空穴等缺陷,而产生大量孔洞的部位也并不一定出现裂纹。从形貌特征来看,触点表面的空穴有的是熔融的Ag大量吸气而形成的气泡,由于气体从凝固的Ag中逸出,所以气泡有较为明显的张开特征(图3),这种气泡的尺寸通常较小,约数微米;有的空穴则是由于熔融Ag的不均匀流动而引起,当不同方向的熔融Ag流动到相互接近但未能融合时,就会留下空穴(图4),这种空穴的尺寸则会达到数十微米甚至毫米级别。

从触点截面对裂纹的扩展路径以及裂纹两侧的成分进行观察和分析可以更有效地揭示裂纹的形成和扩展机制。图5显示了裂纹头部的微观形貌,其中虚、实箭头分别指出Ag与Sn O2颗粒界面分离和裂纹沿界面扩展的特征。从图5可知,裂纹头部附近组织仍然是均匀的,并未因电弧的侵蚀而发生明显的成分偏聚,但可以看到裂纹的匹配面边缘有大量颗粒暴露(实线箭头),在裂纹附近未开裂区域还有颗粒与基体界面发生分离的现象(虚线箭头)。图6显示了裂纹尾部形貌,从图6可知,裂纹出现大量分支,并沿Ag与Sn O2的界面扩展。由此可见,Ag Sn O2触点层裂纹的主要发生发展路径是Ag与Sn O2颗粒的界面。

Ag/Sn O2界面开裂有多方面原因。众所周知,Ag与Sn O2的润湿性不良,尽管添加了多种改善界面润湿性的添加剂,但是这些添加剂是否能够很好地发挥作用与其分布有很大关系。笔者在进行微观组织分析时,曾发现Cu O颗粒独立分散在银基体中的现象,这种独立存在的添加剂很难真正起到改善界面润湿性的作用,较差的界面润湿妨碍界面有效传递载荷,是复合材料中裂纹易于由界面生成的重要原因,因此有必要采用适当的工艺措施改善界面润湿性,特别是在高温下的润湿性。触点在使用过程中,会经受反复的高低温循环,Ag与Sn O2膨胀系数的差异导致的界面应力是诱发界面裂纹的重要因素。电弧对界面的选择性优先侵蚀,导致界面区域的高韧性Ag大量损失是界面开裂的又一重要原因[6]。裂纹在扩展过程中,总是力图沿阻力最小的路径发展,当其遇到Sn O2颗粒富集区或者界面缺陷(杂质富集等原因)时,就会选择性地沿这些途径扩展。作为粉末冶金材料,Ag Sn O2触点中总是随机地存在着这样的缺陷,因此裂纹出现了大量转折和分支。

Ag Sn O2触点层产生裂纹后,会增大触点表面粗糙度,减少有效接触面积,增加接触电阻,并由于熔融的Ag流入裂缝而导致触点材料表面成分不均匀,还会加剧裂纹处的材料侵蚀[7],成为触点早期失效的重要原因。

3 Ag Sn O2电接触层/铜基体界面开裂

Ag Sn O2/Cu界面虽然不直接参与电接触,但该界面对电流和热量的传输具有至关重要的作用,因此极大地影响复合铆钉触点的服役性能和寿命。当该界面结合不良、界面电阻偏大时,就有可能在界面区域产生过高的温升导致其发生破坏;另一方面,当Ag Sn O2触点层的裂纹扩展至该界面时,裂纹也有可能沿界面扩展。分析发现,Ag Sn O2/Cu界面开裂后又可能发生两种情况,一是触点层剥落,二是裂纹向铜基体扩展。

图7是复合铆钉界面开裂导致触点层剥落的典型特征,图8是界面区域的放大。触点层剥落后,界面暴露出来,并承受电弧侵蚀,有大量触点层材料颗粒粘附于暴露出来的Cu表面,这些颗粒有明显的重熔特征。

表1是图8中相应区域的成分分析结果。铜层暴露后,由于其抗氧化性能较低,在电流和电弧造成的温升作用下,发生了明显的氧化,在Cu表面形成了与内部组织有明显差别的氧化层(见图8)。粘附在Cu表面的触点层材料则产生了显著的成分偏聚,其中的Sn O2消失殆尽;Sn O2颗粒的密度较Ag低,且熔点高、不易分解、与Ag的润湿性差,当Ag熔化后,Sn O2颗粒会上浮与Ag分离[14],而高温下Cu和Ag有较大的互溶度,因此有富Ag颗粒残留在暴露出的Cu层表面。

%(质量分数)

图9所示为复合铆钉触点中出现的两种触点层与铜基体的界面开裂现象。图中上部的裂纹直接产生于触点层与基体界面之间,并起源于触点边缘,高倍下可以看到该裂纹继续沿界面扩展的特征(图略),这种界面裂纹可能与边缘部分的界面结合不良有关。由于结合不良,界面电阻较大,导热性偏低,电流作用下界面温升较高。Cu与Ag Sn O2层的膨胀系数差异必然导致界面应力,加之温升引起的材料强度下降,成为裂纹萌生的原因。裂纹的扩展致使触点层和铜基体剥离,高倍下也可以观察到暴露出的Cu表面氧化及残留银颗粒等现象。图9所示触点中间部位的界面开裂实际上是Ag Sn O2层裂纹后期沿界面扩展所致,其暴露出的裂纹匹配面特征与前述界面裂纹相同。

图10所示裂纹起源于Ag Sn O2触点层,扩展至Ag Sn O2/Cu界面后,其一方面沿界面扩展,另一方面向铜基体内部扩展。裂纹产生后,空气中的O可以沿裂纹向材料内部扩散,因此尽管裂纹面并未直接暴露于空气中,但在界面和铜基体的裂纹区也均出现了氧化特征。

Ag Sn O2/Cu界面产生裂纹后,结合面积减小,加之Cu的氧化,必然导致界面电阻持续增大,温升提高,因此界面容易发生加速破坏;界面裂纹大幅度扩展会导致Ag Sn O2剥落,直接减少了触点的有效工作面积,甚至可能使耦合触点的贵金属工作层不能产生有效接触,这就有可能因触点接触电阻显著增大而无法导通;另一方面也可能由于电弧能量过于集中而产生动熔焊或接触面温升过高而产生静熔焊,从而加速触点失效。由此可见,提高Ag Sn O2/Cu界面结合强度,抑制使用过程中裂纹的形成是提高触点使用寿命的重要措施。

4 结论

(1)从形成部位来看,Ag Sn O2复合铆钉触点的裂纹可以分为两类,即Ag Sn O2触点层的裂纹和Ag Sn O2/Cu界面裂纹。两类裂纹均严重降低复合铆钉触点的使用寿命,其中Ag Sn O2/Cu界面裂纹的影响更为显著。

(2)Ag Sn O2触点层裂纹主要产生于Ag与Sn O2颗粒界面,其中的Sn O2偏聚区是有利于裂纹扩展的有效途径,也是裂纹扩展过程中产生转折和分支的主要原因。Ag Sn O2/Cu界面裂纹既可以直接产生于Ag Sn O2与Cu之间的界面,也可以由Ag Sn O2触点层的裂纹扩展至界面而形成。

(3)Ag Sn O2/Cu界面产生裂纹后,若裂纹沿界面持续扩展,则会导致Ag Sn O2触点层剥落,若其向铜基体扩展,则引起Cu层开裂。两种情况下,Cu的裂纹面均会发生氧化现象。

AgSnO2 篇4

银金属氧化物电触头材料性能的优劣与制造工艺密切相关, 制造工艺既影响材料的力学物理性能, 又影响其电接触性能 (如抗烧蚀性、电弧运动和抗熔焊性等) 。银金属氧化物电触头材料的制备方法主要有粉末冶金法和内氧化法。合金粉末内氧化法由于其优越的氧化特性和均匀的氧化组织被广泛采用, 氧化后的合金粉末需经压制、烧结和热加工等工艺制成触头材料。目前常用的热加工工艺有热锻、热轧、热挤压和拉拔。热锻和热轧工艺流程较短, 但对材料组织改善的效果不很明显;热挤压和拉拔工艺能够较好地改善材料的组织, 但需要进行多道次的退火, 工艺流程长, 生产成本高。粉末热挤压工艺可直接将粉末生坯挤压成棒材或丝材, 工艺流程短[1], 而且粉末生坯具有很大的压缩性, 与挤压致密金属材料相比, 挤压力小, 挤压温度和速度范围宽。目前, 粉末热挤压工艺主要用于制备高硅铝合金材料[2~4], 但用于制备银金属氧化物电触头材料还未见报道。因此, 本研究采用粉末热挤压工艺制备Ag Sn O2Sb2O3触头材料, 并与传统的热锻工艺比较, 研究制备工艺对材料组织与性能的影响, 为开发触头材料制备工艺提供技术指导。

2 试验

2.1 Ag Sn O2 (6.32) Sb2O3 (3.69) 触头材料的制备

以Ag-Sn-Sb合金粉末为原料, 分别采用内氧化-粉末热挤压工艺和内氧化-热锻工艺制备Ag S-n O2 (6.32) Sb2O3 (3.69) 触头材料, 其制备工艺流程分别如图1和图2所示。

2.2 力学物理性能测试和组织结构观察

用阿基米德法测试样品的密度;用数字显微硬度仪 (HVS-1000) 测试抛光样品的维氏硬度;用7501型涡流导电仪测量材料的导电率;用POLY-VER-MET型光学显微镜进行金相组织分析。

3 结果与讨论

3.1 不同工艺制备Ag Sn O2 (6.32) Sb2O3 (3.69) 材料显微组织分析

3.1.1 内氧化-粉末热挤压工艺

图3为内氧化-粉末热挤压工艺制备的Ag Sn O2 (6.32) Sb2O3 (3.69) 材料的金相显微组织照片。材料的横截面上, 细小的黑色氧化物颗粒均匀弥散地分布于灰色银基体中, 基本上没有出现氧化物颗粒的团聚现象 (见图3 (a) 和3 (b) ) 。材料的纵截面上, 氧化物颗粒沿着最大延伸主变形方向呈纤维状组织 (见图3 (c) 和3 (d) ) 。这是因为挤压时, 在较大的径向压力作用下, 锭坯中的银基体由于塑性较好, 被拉长、拉细而形成纤维状组织和带状结构, 而分布在边界上的氧化物颗粒随基体金属做相应的流动, 并适当调整在基体中的位置, 以便锭坯更好地变形。这就使得氧化物颗粒长轴趋于平行挤压方向, 形成纤维组织。纤维组织的出现使Ag Sn O2 (6.32) Sb2O3 (3.69) 材料在纵向和横向具有不同的力学性能, 沿纤维组织方向, 材料具有较高的强度和塑性;同时, 纤维组织的形成对材料的导电性、硬度、抗拉强度、延伸率等性能的提高有很大的帮助。

从图3还可以看出, Ag Sn O2 (6.32) Sb2O3 (3.69) 材料变形量越大, 横向上银基体中氧化物颗粒分布越均匀、越弥散, 纵向上纤维组织越明显、分布越均匀。这说明, 当总变形量达到一定程度时, 氧化物颗粒可以均匀、弥散地分布在银基体中。材料变形过程中, 氧化物颗粒不变形, 起到强化基体、阻碍变形的作用。随着基体变形程度加大, 氧化物颗粒会不断地嵌入到银基体中, 最终均匀弥散分布。

3.1.2 内氧化-热锻工艺

图4 (a) 是内氧化-热锻工艺制备Ag Sn O2 (6.32) -Sb2O3 (3.69) 材料烧结坯的金相显微组织照片。在Ag Sn O2 (6.32) Sb2O3 (3.69) 烧结坯组织中存在黑色的网络状形貌特征, 被黑色网络包围的白色区域为银基体, 其内分布着一定数量的黑色颗粒, 这些黑色网络区域的形成主要是由于氧化物颗粒的聚集, 也与孔隙有关, 这是烧结坯的致密度还未达到理论密度所致。此外, 烧结坯组织中被黑色网络包围的白色区域大小不均匀, 有的区域尺寸为70~80μm, 有的则为20~30μm, 这与进行氧化的Ag-Sn-Sb合金粉末粒度有关。由图4 (a) 可以看出, 在Ag Sn O2Sb2O3烧结坯组织中, 氧化物颗粒主要沿着银颗粒周围形成聚集带, 有少量氧化物颗粒生长在银颗粒中。形成这种组织主要与Ag-Sn-Sb合金粉末的氧化过程有关, Ag-Sn-Sb合金粉末的氧化过程是一个与固体扩散相结合的气-固反应, 在Ag-Sn-Sb合金粉末氧化时, 溶质元素Sn和Sb在O原子往合金粉末内部扩散的同时将发生向外扩散, 因此形成了氧化物主要分布在银颗粒周围, 而少量氧化物颗粒分布在银颗粒中的组织结构。

图4 (b) 是内氧化-热锻工艺制备Ag Sn O2 (6.32) -Sb2O3 (3.69) 材料热锻坯的金相显微组织照片。

由图4 (b) 可以看出, Ag Sn O2 (6.32) Sb2O3 (3.69) 烧结坯热锻后, 粉末颗粒被压扁, 烧结坯中存在的孔隙和气泡等缺陷得到压密或焊合, 组织分布比烧结坯均匀。这是因为材料在热锻过程中, 随着外形的改变, 其内部的粉末颗粒形状也发生相应的变化, 即沿着最大主变形的方向被压扁。因此, 与烧结坯组织相比, 材料热锻坯的组织发生了一些改变。热锻使烧结坯的体积收缩, 孔隙率下降, 粉末颗粒被压扁。在局部区域, 发生大的塑性流动, 粉末颗粒形成流线型塑性变形组织。

3.2 不同工艺制备Ag Sn O2 (6.32) Sb2O3 (3.69) 材料性能分析

表1为不同工艺制备Ag Sn O2 (6.32) Sb2O3 (3.69) 材料的性能。从表1可以看出, 用内氧化-粉末热挤压工艺制备的Ag Sn O2 (6.32) Sb2O3 (3.69) 材料的相对密度、硬度和导电率均要高于内氧化-热锻工艺。

粉末热挤压时, 坯料在三向压应力作用下发生塑性流动;而热锻时, 坯料只是在单向压应力作用下发生塑性流动。因此, 粉末热挤压能使坯料更致密, 从而提高了材料的相对密度。

此外, 从组织分析结果可知, 采用内氧化-粉末热挤压工艺制备的材料, 其氧化物颗粒均匀弥散分布于银基体中, 而内氧化-热锻工艺制备的材料, 其氧化物颗粒仍聚集在一起形成黑色网络状组织。细小的氧化物颗粒均匀弥散分布于基体中可以很好地强化银基体, 阻碍位错运动, 从而提高材料的硬度。弥散的颗粒越多, 分布越均匀, 材料的硬度越高。因此, 采用内氧化-粉末热挤压工艺制备的材料的硬度高于内氧化-热锻工艺。

金属基复合材料中电的传导是通过自由电子的传输实现的, 电子的定向传输会受到界面的散射而减弱, 从而导电率降低。氧化物颗粒的含量及粒度决定了散射作用的大小:氧化物颗粒越细, 散射作用越大, 导电率越低。此外, 氧化物在基体中的分布也对材料的导电率有一定的影响:材料的组织分布越均匀, 材料的导电性越好。从显微组织分析可知, 采用内氧化-粉末热挤压工艺制备的材料的组织比内氧化-热锻工艺均匀, 氧化物在基体中的分布也更均匀。因此, 采用内氧化-粉末热挤压工艺制备的材料的导电率高于内氧化-热锻工艺。

3.3 热加工工艺对材料组织与性能的影响

粉末热挤压成形技术是在塑料与金属加工的挤压工艺基础上演化而来的一种粉末冶金成形新技术[5~8]。粉末与致密金属材料相比, 其热挤压过程的一个显著特点是粉末 (包括粉末生坯) 具有可压缩性, 而致密金属的塑性变形可以认为是一个体积不变的过程。由于粉末生坯具有较大的孔隙度, 在挤压过程的开始阶段, 随着载荷的升高, 生坯的孔隙缩小乃至消失, 从而引起坯料致密度的提高, 在这一阶段, 生坯的致密度提高程度最为显著, 称为填充挤压阶段。但是生坯的致密度对于最终获得的热挤压材料的性能影响很小。粉末生坯密度仅影响模具尺寸, 生坯相对密度越低, 相应的阴模尺寸越大, 从而导致材料的浪费;而要提高粉末生坯的相对密度则对冷压成型设备有较高的要求。当粉末生坯经填充挤压阶段被压缩至接近完全致密材料后, 随着挤压载荷升高至大于材料在该温度下的屈服极限, 坯料从阴模出口流出, 这一阶段材料的致密度只有微小的增加, 而挤压载荷逐渐降低并趋于稳定, 故为一个稳态流动过程。引起致密度增加的主要原因是在挤压变形区强烈的三向压应力的作用下, 粉末表面的氧化膜破裂, 粉末之间以新鲜金属表面接触从而加剧了合金元素的相互扩散, 使粉末之间的结合变得更加紧密。而粉末在挤压过程强烈的三向压应力作用下也发生破碎从而得以细化。这两方面的作用共同决定了最终挤压材料中的氧化物相尺寸及分布。

图5为挤压过程中坯料示意图, 图6为Ag Sn O2 (6.32) Sb2O3 (3.69) 材料在挤压过程中不同部位的显微组织, 其中图6 (a) ~ (d) 分别表示图5中 (1) ~ (4) 区域的显微组织。在填充挤压阶段, 锭坯中存在黑色网络状组织, 氧化物颗粒聚集在黑色网络上 (见图6 (a) ) , 这与Ag Sn O2 (6.32) Sb2O3 (3.69) 材料烧结坯组织相同。因为在填充挤压阶段, 随着载荷的提高, 锭坯中的孔隙消失, 致密度提高, 而粉末颗粒并未发生变形。从图6 (b) 可以看出, 靠近模具壁一侧的黑色网络状组织在力的作用下开始发生变形, 但远离模具壁的黑色网络组织还未发生变形。这是因为离模具壁越近, 所受到的变形力越大, 组织越容易发生变形。从图6 (c) 可以看出, 模具壁附近的黑色网络组织已经全部发生变形, 氧化物颗粒沿着流变方向呈流线型分布于银基体中。当坯料从挤压模具中流出时, 合金粉末颗粒在挤压变形区强烈的三向压应力的作用下, 粉末表面的氧化物颗粒随着银基体的流动而呈流线型分布于银基体中 (见图6 (d) ) 。坯料中原有的黑色网络状组织消失, 氧化物颗粒弥散均匀分布于银基体中。因此, 粉末热挤压工艺既能破坏坯料中粉末颗粒的完整形态, 又能获得流线型组织结构。这对于提高材料的性能有一定的帮助。

热锻可使烧结坯的体积收缩, 孔隙率下降, 粉末颗粒被压扁。在局部区域, 发生大的塑性流动, 粉末颗粒被彻底破碎, 形成流线型组织, 而热锻后材料组织中的粉末颗粒只是被压扁, 粉末颗粒的完整形态并没有被破坏, 烧结坯中黑色的网络状组织依旧存在于热锻坯中, 如图4 (b) 所示。烧结坯在热锻过程中受力图和应力状态如图7所示[9]。其中P为外力, N1、N2为下模冲及模壁的反作用力, f为接触面摩擦力。在各力共同作用下, A部位受压应力。

从以上分析可知, 热锻可以使烧结坯致密化, 烧结在一起的粉末颗粒被压扁。但是热锻无法改变烧结坯中粉末颗粒的完整状态, 因为烧结坯是在单向压应力作用下发生塑性变形。但是如果对烧结坯进行热挤压, 使之在三向压应力作用下发生塑性流动, 既能破坏烧结坯中粉末颗粒的完整形态, 又获得流线型组织结构, 如图3所示。因此, 内氧化-粉末热挤压工艺制备材料的组织比内氧化-热锻工艺制备材料的组织更均匀。

4 结论

(1) 内氧化-粉末热挤压工艺制备的Ag Sn O2 (6.32) Sb2O3 (3.69) 材料的横截面上, 细小的氧化物颗粒均匀弥散地分布于银基体上, 基本没有出现氧化物颗粒团聚的现象, 在纵截面上氧化物颗粒沿最大延伸主变形方向呈纤维状组织。

(2) 内氧化-热锻工艺制备的Ag Sn O2 (6.32) -Sb2O3 (3.69) 材料的烧结坯组织中存在黑色的网络状形貌特征, 热锻后, 粉末颗粒被压扁, 烧结坯中存在的孔隙和气泡等缺陷得到压密或焊合。

(3) 用内氧化-粉末热挤压工艺和内氧化-热锻工艺制备的Ag Sn O2 (6.32) Sb2O3 (3.69) 材料的相对密度分别为99.55%和98.89%, 硬度分别为93 HB和84.3 HB, 导电率分别是71%IACS和61%IACS。

(4) 热锻可以使烧结坯致密化, 使粉末颗粒压扁, 但无法改变烧结坯中粉末颗粒的完整状态;粉末热挤压既能破坏烧结坯中粉末颗粒的完整形态, 又能获得流线型组织结构。因此, 内氧化-粉末热挤压工艺制备的材料的组织和性能均优于内氧化-热锻工艺。

摘要：分别采用内氧化-粉末热挤压工艺和内氧化-热锻工艺制备了AgSnO2 (6.32) Sb2O3 (3.69) 触头材料, 研究了制备工艺对AgSnO2 (6.32) Sb2O3 (3.69) 材料组织与性能的影响。结果表明:内氧化-粉末热挤压工艺制备的AgSnO2 (6.32) Sb2O3 (3.69) 材料组织分布的均匀性及其相对密度、硬度和导电率均优于内氧化-热锻工艺相同组分材料。

关键词：触头材料,内氧化,粉末热挤压,热锻,AgSnO2 (6.32) Sb2O3 (3.69)

参考文献

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