铜基复合材料（精选7篇）
铜基复合材料 篇1
铜是人类发现最早的金属之一,也是最实用的纯金属之一,有很好的延展性,其导电性仅次于银,导热性仅次于金和银。高导电性、高导热性及良好的延展性是铜最有价值的特性[1]。但铜的硬度和屈服强度较低,抗蠕变性能也较差[2],制约了它在工业和军事领域中的应用。早在20世纪60年代就有研究者开展了向铜基体中加入增强体从而制备出铜基复合材料的研究,制得的材料既保持了铜的优点,又弥补了铜的不足。到目前为止,国内外研究和开发了多种铜基复合材料,如Mo-Cu复合材料[3]、石墨-TiC-Cu复合材料[4]、碳化铌增强Cu基复合材料[5]等。本文基于国内外围绕铜基复合材料的制备所做的工作,主要从增强体材料、增强机理、制备方法等方面简述铜基复合材料的研究进展。
1 增强体材料
铜中引入增强体的目的是提高铜材料的室温力学性能和高温力学性能,同时尽可能保留铜材料本身优异的导电性和导热性。因此,增强体材料首先必须在高温状态下具有良好的化学稳定性,在复合材料的制备与使用过程中结构和性能不发生明显变化[6];其次要有良好的耐磨性、高的强度;此外还要有低膨胀系数,以及与铜基体之间具有很好的匹配性和界面浸润性。常见的增强体材料主要有纤维类增强体、颗粒类增强体、晶须类增强体等几类。
1.1 纤维类增强体
纤维类增强体分为连续长纤维和短纤维。连续长纤维的长度超过数百米,制造成本高,性能好,主要用于高性能复合材料制品。连续长纤维增强铜基复合材料各向异性。短纤维较长纤维性能较低,但其制造工艺简单,成本较低,因此,目前以短纤维为主。短纤维增强铜基复合材料无明显各向异性。在纤维增强铜基复合材料中,无论长纤维和短纤维都均匀地分散在基体中,在纤维方向上增强基体起主要的承载作用[7]。常用的纤维有氧化铝纤维、碳化硅纤维、碳(石墨)纤维、硼纤维等。纤维增强铜基复合材料与纯铜及其合金相比,具有较高的强度和模量、较低的密度、良好的阻尼性能,能较好地吸收振动能量[7]。
1.2 晶须类增强体
晶须是一种在人工控制条件下生成的细小单晶组织,几乎不含有通常材料中存在的晶界、位错、空穴等缺陷,其原子排列高度有序,具有高强度、高模量和高伸长率,主要用作复合材料的增强体。晶须可分为陶瓷晶须和金属晶须两类[6]。陶瓷晶须包括氧化物(Al2O3、BeO2)晶须、非氧化物(SiC、Si3N4)晶须;金属晶须包括Cu、Fe、Ni、Cr晶须等。晶须的制造成本较高,主要用于制造高强度复合材料。
1.3 颗粒类增强体
颗粒类增强体一般主要是陶瓷颗粒和金属间化合物颗粒。常用的陶瓷颗粒类增强体主要包括氧化物、碳化物、氮化物、硼化物,如Al2O3、ZrO2、SiC、WC、TiC、AlN、Si3N4、TiB2等。这些颗粒具有高硬度、高熔点、高化学稳定性(常用增强颗粒的部分性能[8]如表1所示),决定了它们能有效地提高金属基体的强度、耐磨性、耐热性和耐蚀性。另外,石墨、金属间化合物(如FeAl、MoSi2颗粒)、金属材料(如W、Mo颗粒)都可以作为颗粒类增强体加入铜基体中改善材料的性能。
在众多种类的铜基复合材料中,颗粒增强型铜基复合材料虽然其性能较纤维增强型和晶须增强型铜基复合材料差,但因其各向同性,而且成本低廉,能广泛应用于各行各业,成为目前铜基复合材料研究的热点。
1.4 其他增强体
钢丝、钨丝、钼丝等高强度金属丝和碳纳米管等都可以作为增强体材料加入铜基体中,以提高材料的综合性能。金属丝一般密度大,在制备复合材料过程中易发生变化,故较少使用。碳纳米管的抗拉强度是钢的100倍,密度却只有钢的1/6,此外还具有极高的弹性、良好的导电性和导热性。碳纳米管作为复合材料增强体,表现出良好的强度、弹性、抗疲劳性及各向同性[9],并且热膨胀系数小、抵抗热变性能强,给复合材料的性能带来极大的改善。但是碳纳米管的性质比碳纤维和石墨更不活泼,对金属的润湿性很差[10]。
2 增强机理
由于增强体的形态不同,因此对材料的增强效果和增强机理也不相同,可以分为弥散增强型、粒子增强型、长纤维增强型、短纤维和晶须增强型4种。
2.1 弥散增强型
弥散增强复合材料是由尺寸为0.01~0.1μm、体积分数为1%~15%的弥散微粒与基体复合而成。复合材料中弥散分布的微粒能有效提高材料的强度,这可以用Orowan机理[11]和Hall-Petch强化机理解释[12]。
2.1.1 Orowan机理
Orowan机理理论即为位错绕过机制,用式(1)表达:
式中:τ为复合材料的屈服应力,μ为金属基体的切变模量,b为柏氏矢量,L为微粒间的平均距离。
此时,载荷主要由基体承担,弥散微粒阻碍基体的位错运动,微粒阻碍基体位错运动的能力越大,增强的效果越好。根据式(1),微粒的尺寸越小,则微粒间的平均距离越小,复合材料的屈服应力就越大。一般来说,微粒尺寸越小,体积分数越高,增强效果越好[13]。
2.1.2 Hall-Petch强化机理
该理论认为,在微粒与基体的结合界面上,原子排列不规则,能量较高,阻碍位错的通过,即相界面对塑性变形起阻碍作用。根据Hall-Petch公式:
材料的屈服强度σ与微粒平均直径d的-1/2次方成正比,即在微粒体积分数不变的情况下,微粒的尺寸越小,则相界面越多,阻碍位错运动的能力越大,从而材料得到强化的效果越好。
文献[14]认为弥散增强型铜基复合材料室温强度的提高,1/3归功于Orowan机理,2/3归功于Hall-Petch机理。
2.2 粒子增强型
粒子增强复合材料是由尺寸为1~50μm、体积分数为5%~50%的硬质颗粒与基体复合而成。在粒子增强复合材料中,粒子能够承担一部分载荷,但载荷主要由基体承担,通过粒子约束基体变形达到强化的目的,粒子阻止基体位错运动的能力越大,增强效果越好。
汤佩钊等[13,15]提出了计算粒子增强复合材料屈服强度的公式:
式中:σy为复合材料的屈服强度,Gm、Gp分别为基体和粒子的切变模量,Vp为粒子的体积分数,dp为粒子直径,c为常数。显然,粒子尺寸越小,体积分数越高,粒子对复合材料的增强效果越好。
2.3 长纤维增强型
长纤维增强型复合材料中,几乎所有载荷都由高强度、高模量的纤维承受,基体只是作为传递和分散载荷的媒介,复合材料的强度主要取决于纤维的性能、基体的性能、纤维的体积分数,此外还与纤维/基体的界面结合强度有关[6,15]。混合法很好地描述和预测了复合材料沿纤维方向的某些性能,可表示为:
式中:P表示某一性质,如强度、弹性模量、密度、比热等;Pc表示复合材料的某一性质;Pm和Pf分别表示基体材料和纤维材料对应的某一性质;φm和φf分别表示基体材料和纤维材料的体积分数,并且φm+φf=1。
2.4 短纤维和晶须增强型
短纤维和晶须增强型复合材料中,基体与增强体紧密结合,纤维将限制基体的变形,于是在基体和增强体界面部分产生了剪应力,并通过剪应力将复合材料承受的载荷合理地分配在增强体和基体两种组分上[16]。增强体会受到比基体更大的拉应力,这就是短纤维和晶须能起到增强作用的原因。但纤维或晶须的长度L必须大于某一个极限长度Lc时才能起到增强的作用,此极限长度可以根据力的平衡条件求得[1]:
式中:d为纤维或晶须的直径,σy为纤维或晶须的拉伸屈服应力;τy为基体屈服强度。
只有当L>Lc时,纤维或晶须才能起到增强作用;当LLc时,增强效果接近连续纤维。工程上提出临界长径比[17]的概念,即Lc/d,只有纤维或晶须的长径比大于临界长径比才能达到理想的增强效果。
3 主要制备方法
要得到性能优良的铜基复合材料,必须保证增强体均匀分布于铜基体中,并且在界面处保持良好结合。选择不同的增强体材料则应采用不同的方法来制备复合材料。制备铜基复合材料的方法有很多,常用的主要有以下几种:
3.1 粉末冶金法
粉末冶金法是将增强体粉末和基体铜合金粉末放在一起混合均匀,然后压制、烧结,形成铜基复合材料。该方法制备的复合材料室温和高温强度及硬度和耐磨性均有明显的提高。粉末冶金法工艺成熟,其特点是设备要求相对较低,便于大批量生产,但制品的致密度较低、孔隙率较高,综合性能相对较低[21]。粉末冶金法可用于制造各种颗粒、晶须及短纤维增强铜基复合材料。
3.2 机械合金化法
机械合金化亦可称为反应机械合金化,其实质是用高能研磨机或球磨机实现固态合金化的过程。机械合金化是一个通过高能球磨使粉末经受反复的变形、冷焊、破碎,从而达到元素间原子水平合金化的复杂物理化学过程。用机械合金化法可合成超微细难熔金属间化合物(如NbC、TiC、MoC、NbB、TiB2、ZrN),可细小到纳米级的微结构,从而获得纳米颗粒增强复合材料[18]。机械合金化法能有效阻止增强体的凝块,从而获得弥散的纳米颗粒,但常会引入杂质,并且耗能大,成本较高[19]。该方法主要用于制备颗粒增强型铜基复合材料。
3.3 内氧化法
利用内氧化法可以制备均匀分布、细小、具有良好热稳定性的氧化物颗粒如Al2O3、ZrO2、Y2O3、ThO2弥散强化的铜基复合材料[20]。在合金氧化过程中,氧溶解到合金相中并在合金相中扩散,合金中较活泼的组元与氧反应,在合金内部生成氧化物颗粒,这个过程定义为内氧化。内氧化法是目前制备Al2O3/Cu复合材料用得最多的一种制备方法,已广泛应用于工业生产。采用内氧化工艺,可以得到细小弥散分布的Al2O3颗粒,而且生成的Al2O3颗粒还有较高的热力学稳定性,因此得到的Al2O3/Cu复合材料性能优于其他方法制备的同类材料[21],文献[22]也指出,由于在晶界上有Al2O3颗粒生成,采用内氧化制得的复合材料,即使处于接近铜熔点的温度下也有极好的抗软化性。该方法的缺点是工艺复杂、生产周期长,同时产品质量不稳定,阻碍了内氧化生产技术的推广应用[23]。
3.4 原位自生成法
原位自生成法的基本原理是在一定条件下,依靠合金成分设计,在金属基体中使元素之间或元素与化合物之间通过原位放热反应生成一种或几种高硬度、高弹性模量的陶瓷或金属间化合物增强体,从而达到增强金属基体的目的。这种方法的优点是,增强体与铜基体界面不产生诸如气体吸附、氧化和其他不利的界面反应,能增强界面间的结合,提高材料的机械强度、硬度和耐磨性[24],从而得到增强颗粒尺寸细小、热力学性能稳定、界面无污染、结合强度高的复合材料。该方法成本较低,是一种有前途的颗粒增强复合材料制造工艺。目前已开发的原位自生成技术主要有[25]:自蔓延高温合成法(SHS法)、放热弥散法(XDTM法)、金属直接氧化法(DI-MOXTM)、反应喷射沉积技术(RSD)等。在制备复合材料时,根据具体情况选择具体的技术工艺,可以制得性能优异的颗粒、晶须及纤维增强铜基复合材料。
3.5 化学包裹法
包裹法是设法在增强体表面包裹一层铜原子构成复合增强体(以颗粒增强体为例,图1为颗粒包裹结构示意图),而后将其引入到铜基体中制得铜基复合材料。包裹的目的是改善浸润性,增强界面结合。包裹颗粒较之未包裹颗粒使复合材料具有更低的孔隙率和更好的热物理性质[26],文献[27]也证实了Cu包裹TiB2颗粒比未包裹TiB2颗粒制得的复合材料具有更高的硬度、屈服强度、导热系数和更低的电阻系数、热膨胀系数、孔隙率。事实上,化学包裹法可用于制备颗粒、晶须及短纤维增强型铜基复合材料。目前,经常采用的包裹方法有[28]非均相成核生长、湿法化学沉积法、化学镀铜法。
3.6 无压浸渗法
文献[29]通过采用无压浸渗法制备了WC颗粒增强铜基复合材料,其原理如图2所示:首先,把预先制得的WC颗粒放入石墨坩埚底,再加入铜合金块(必要时还可加入铟),然后加入防氧粉;接着,把装好原料的坩埚放入预先加热的空气炉中于1700℃加热45min,前15min是为了保证达到设置温度,后30min发生真正的无压浸渗过程;最后,把坩埚取出,在空气中快速冷却,制备出WC颗粒增强铜基复合材料。无压浸渗法要求在开始制备前对增强体做表面处理,因为未处理的增强体表面吸附有气体和杂质,阻止了合金液与增强体的润湿[25]。该方法工艺过程简单,而且由于“无压”,成本相对低廉,但无压浸渗过程中,铜合金液对增强体的浸润性较差,使自发浸渗难以进行,并且只能用于那些不与铜基体发生严重界面反应的增强体材料制备复合材料。无压渗透法可用于铜基体和多种颗粒、晶须和纤维等增强材料的复合。
3.7 搅拌铸造法
搅拌铸造法是将已经制备好的增强体材料(颗粒、晶须或短纤维等),通过机械搅拌的方法搅入熔化后处于半固态的铜合金溶液中,并使增强材料均匀分布在铜基体中,形成含有增强体的铜合金复合熔体,然后将复合后的熔体浇入铸模即得到铜基复合材料毛坯或铸锭。搅拌铸造法工艺简单,制造成本低廉,适用于大批量生产,但该方法要求加入的颗粒很细小,因为大颗粒与铜基体的润湿性差,容易产生团聚,另外也要采取有效措施防止铸造过程中铜的氧化[30]。
4 应用
铜及其合金有极好的导热、导电性,而各种增强体有着铜及其合金所不具备的优良特性,将各种增强体引入铜基体中制得的铜基复合材料有着很好的综合性能,因此在汽车、航天、体育用品和结构元器件中得到广泛应用。
4.1 用作热交换材料
工业上的许多元器件需要使用一些热导率高的材料,以降低工作温度;先进的电力电子设备需要新型的热性能材料制造吸热元件和导热片,这就要求这种热性能材料具有高导热系数和可调节的热膨胀系数[31]。铜基复合材料因其所具有的高导热性和耐磨性而受到青睐。如IFAM开发出一种含铜与金刚石粉末的复合材料,可用于耗散电子装置的热量并延长使用寿命。SiC/Cu复合材料中,铜基体有很好的高温导热、导电性,陶瓷材料SiC在中子辐射条件下膨胀系数很小,所以Cu/SiC复合材料可作为焊接设备上的散热材料使用[32]。
4.2 用作电接触材料
电接触材料包括触头支承体材料和触头材料。这类材料可用来加工成电接触元件,电接触元件是现代工业中广泛应用的电器元件。目前国内外主要用银及其合金作为触头的基体材料,近年来开关用银基触头材料需求猛增,但是银的价格昂贵,而铜的导电性仅次于银,以铜作基体的复合材料(如SiC/Cu复合材料、碳纤维增强铜基复合材料)不仅强度高,而且导电性、耐磨性也很好,是一种良好的电接触材料。
4.3 用作滑动材料
滑动轴承在工作时由于轴颈与轴瓦的接触会产生摩擦,导致表面发热、磨损甚而“咬死”,所以在选择材料时一定要注重材料的润滑性和耐磨性。碳纤维增强铜基复合材料综合了铜的良好导电、导热性以及碳纤维的高比强度、高比模量、低热膨胀系数及良好的润滑性[33]。石墨颗粒或石墨纤维陶瓷相混杂增强铜基复合材料中,由于石墨有极好的自润滑特性,使得复合材料也有很好的润滑性,而陶瓷相的存在可以有效提高材料的强度,所以这些都是很好的滑动材料,可用于制造自润滑轴承。
4.4 用作电阻焊电极
颗粒增强铜基复合材料电极具有高电导率、高硬度的特点,使用寿命长,在运作过程中形成帽状(电极头部变形)的速率低,并且对镀锌板不烧附,可将电焊过程中与修磨和更换电极作业相关的停机时间降低到最低限度,这对大规模的组装生产线上的自动压机和机器人自动焊接操作特别重要[29]。Al2O3/Cu复合材料是最有应用前景的可作为电阻焊电极的材料。此外,WC/Cu、Mo/Cu复合材料也是常用的电阻焊电极材料。
4.5 用作封装材料
电子封装材料要求具备高热导率、高强度、低热膨胀系数、易加工和低成本等特点。铜基复合材料以其高热导率、低热膨胀系数、易加工等优点成为理想的封装材料,特别是用于大功率器件的封装,其高热导率满足了即时快速大量散热的要求[34]。Mo/Cu、W/Cu、SiC/Cu复合材料都可以作为电子封装材料使用。
4.6 其他应用
铜基复合材料具有高热导性和足够的机械强度,因此是制造高强度电力线、集成电路引线框架和焊炬喷嘴等产品的优良材料。此外,还有一些铜基复合材料(如WC/Cu复合材料)由于其极好的耐磨性,可用来制造石油、天然气产业中的钻头。
5 展望
铜基复合材料具有优良的综合性能、适中的价格和较好的加工性能,是一种在汽车、微电子等诸多工程领域有着广阔应用前景的功能材料。目前,虽然制备这类材料的方法不少,但是制造工艺还比较复杂、性能还达不到要求、生产成本偏高;同时,虽然能用于制备铜基复合材料的增强体种类较多,但这些增强体与铜基体润湿性不是太好,并且增强体的生产成本也偏高;另外,铜基复合材料的回收再生、机加工工艺等问题也还有待研究。因此,寻找新的高性能、廉价的增强体材料,解决其与铜基体间的界面结合问题,开发新型的工艺简单、成本低廉的铜基复合材料制造技术,进一步提高材料的性能和生产率,降低生产成本,实现工业化生产,将成为这类材料今后的主要研究方向。
铜基复合材料 篇2
在现代工业生产中, 铜及其合金常作为结构金属材料和功能金属材料而得到广泛应用, 这是因为, 铜具有优异的性能特点。涉及至机械工业、电子工业、电器工业、航空航天领域及人们的日常生活中。但是金属铜的强度低, 耐磨损性能差, 耐热性能差, 高温下易氧化, 容易变形, 以及铜资源短缺等, 限制了铜在工业生产中的更广泛应用[1]。针对金属铜的性能缺点, 人们研究发现, 将硬度高, 热稳定性好, 热膨胀系数小, 耐磨损性能优异的陶瓷颗粒与铜进行复合, 形成颗粒增强铜基复合材料;或者在颗粒增强铜基复合材料加入石墨等固体润滑颗粒, 获得混杂颗粒增强铜基复合材料, 利用混合强化和阻碍位错运动的方式来提高铜基体的强度, 既可保持铜基体的良好导电性、导热性、抗强磁场等性能, 又能通过颗粒强化提高材料的强度、硬度及耐磨性能[2]。从而满足现代航空、航天、冶金、电器、机械等工业领域对导电材料综合性能所提出的新需要。
2 颗粒增强铜基复合材料的制备方法
颗粒增强铜基复合材料是通过陶瓷颗粒, 利用混合强化和第二相粒子阻碍位错运动的方式来对铜基体进行强化。铜基复合材料中增强颗粒的选择既要满足增强体与铜基体的化学稳定性与相容性要求, 还要满足增强颗粒的力学性能及物理性能要求, 例如颗粒的弹性模量、抗拉强度等力学性能, 颗粒的密度、热稳定性、热膨胀系数等物理性能要求, 颗粒的粒径大小、形状等几何形状要求, 也要满足增强材料的价格及对铜基复合材料生产工艺的要求。铜基复合材料中经常采用的增强体颗粒有碳化物陶瓷、氮化物陶瓷、氧化物陶瓷、金刚石颗粒以及其他增强颗粒。碳化物陶瓷颗粒主要有Si C、B4C、WC;氮化物陶瓷颗粒主要有Ti N、Al N;氧化物陶瓷颗粒主要有Al2O3、Si O2, 其他还有C、Si等增强颗粒。随着材料科学与工程的发展, Ti3Si C2、Ti3Al C、Ti2Al C也用于铜基复合材料的增强材料。Si C颗粒具有良好导热性及热稳定性, 而且硬度高、弹性模量高、低成本、密度低等优良特性, 并且价格便宜, 易于获得, 是制备颗粒增强铜基复合材料是人们选用较多的增强颗粒。
当铜基复合材料的增强颗粒选定以后, 就可以采用不同的制备工艺合成颗粒增强铜基复合材料。
一是原位自生成法制备颗粒增强铜基复合材料, 该方法的特点是在复合材料的制造过程中, 增强体在铜基体中原位自生形核, 然后在铜基体中生长。在增强体原位自生形成过程中, 可以是相应元素之间的反应形成新的颗粒, 也可以是加入元素或化合物之间的反应生成颗粒, 还可以是合金熔体中自发结晶出增强颗粒。原位自生过程有利于铜基体与增强体之间具有良好的相容性, 增强体与铜基体结合牢固, 增强体与铜基体界面洁净, 增强体表面无污染, 使得原位自生成法制备颗粒增强铜基复合材料具有较优异的综合力学性能。
二是机械合金化法制备颗粒增强铜基复合材料, 该方法的特点是铜金属粉末和强化物质按一定比例混粉后, 再在高能球磨机反复球磨, 通过相应组分之间的变形, 粉碎和粘合而进行合金化, 最后获得均匀化的复合材料粉体。由于增强颗粒在高能球磨过程中, 利用磨球的撞击、变形提供能量, 在球磨过程中可以原位反应形成增强相。所以机械合金化可以将熔点相差悬殊的两种金属、金属间化合物进行合金化或复合化, 从而制备用其他方法难以制备的颗粒增强铜基复合材料。
三是粉末冶金法制备颗粒增强铜基复合材料, 该方法的特点是先通过混粉将不同体积分数的铜粉与增强颗粒粉末均匀化, 然后进行复合粉末成型及粉末烧结, 达到冶金结合, 形成颗粒增强铜基复合材料。粉末冶金法制备颗粒增强铜基复合材料, 增强体的体积分数可以在较大的范围内变化, 工艺成熟, 材料性能较好, 可以根据需要对铜基复合材料块体进行二次加工, 但生产效率低, 高致密化生产工艺复杂。
四是内氧化法制备颗粒增强铜基复合材料, 该方法的特点是先将铜铝合金通过雾化沉积工艺制备成相应的粉末, 再将铜铝合金粉末和氧化剂混合, , 控制一定的氧化气氛, 使合金元素氧化形成弥散分布的铜—氧化铝粉末, 然后压制、烧结制备铜基复合材料。内氧化法可以制备均匀分布的、细小的、具有良好热稳定性的氧化物颗粒如弥散强化的铜基复合材料。
3 颗粒增强铜基复合材料的应用
颗粒增强铜基复合材料兼顾了金属铜与陶瓷材料的性能特点, 具有良好的导电性和导热性, 表现出优良的综合力学性能、其在电器、冶金、机械等领域的应用范围正在不断扩大。一是颗粒增强铜基复合材料在集成电路引线框架材料中的应用, 引线框架是电子线路板等微电子技术等高新技术领域应用的重要构件, 高强度、高导电铜基复合材料引线框架具有热膨胀系数小、尺寸稳定性好、磁化系数小等性能特点, 有利于提高集成电路提可靠性, 提高集成电路引线框架。二是颗粒增强铜基复合材料在电触头材料、点焊电极材料中的应用, 电触头材料、点焊电极材料要求有高强度, 高硬度, 高耐磨性, 高导电率及良好的导热特性, 耐热性, 一定的抗点蚀性能。颗粒增强铜基复合材料继承了陶瓷颗粒耐热性、耐磨性的性能特点, 具有高强度、高导电率的性能优势, 尤其是具有高的软化点, 在受热后不软化的性能特点, 特别适应制造电触头材料、点焊电极材料。三是颗粒增强铜基复合材料在接触线材料、连铸机结晶器材料中的应用, 接触线材料、连铸机结晶器材料要求具有良好的导电性、导热性, 耐磨性, 高温强度高, 颗粒增强铜基复合材料具有高的强度、高的软化点和高的耐高温磨损性能, 有利于提高接触线和连铸机结晶器的使用寿命及可靠性。特别是在颗粒增强铜基复合材料加入石墨等固体润滑颗粒, 获得混杂颗粒增强铜基复合材料, 利用混合强化和阻碍位错运动的方式来提高铜基体的强度, 石墨提高减摩性能, 既可保持铜基体的良好导电性、导热性、抗强磁场等性能, 又能通过颗粒强化提高材料的硬度及耐磨性能。
摘要：结合铜的力学性能、物理性能、化学性能、工艺性能等方面的优点及缺点, 说明了颗粒增强铜基复合材料的性能特点, 分析了颗粒增强铜基复合材料的制备方法, 论述了颗粒增强铜基复合材料在电器、冶金、机械等领域的应用。
关键词：颗粒增强,铜基复合材料,制备方法
参考文献
[1]王瑾, 解念锁, 冯小明, 艾桃桃.SiCp/Cu梯度复合材料的压缩性能研究[J].热加工工艺, 2011.
铜基复合材料 篇3
铝酸盐磷光材料具有发光效率高、余辉时间长、化学稳定性优异和无放射性等特点,是一种性能优良的长余辉发光材料[1]。将铝酸锶磷光粉和高铝青铜粉末复合制备的新型铜基复合材料不但具有高铝青铜合金粉末良好的耐磨耐蚀性能,而且磷光材料可赋予复合材料优异的发光指示性能。通过热喷涂工艺将磷光粉与铜基粉末复合制备复合材料,应用于大型部件的工业模具表面,可方便、快速达到实现检测复合材料磨损状况的目的[2]。为了研究磷光粉在热喷涂复合材料中的应用效果,首先选择温度较好控制的热压烧结工艺进行前期实验。但在利用热压烧结技术制备铜基复合材料的过程中发现材料的发光性能较混合粉末的发光性能有很大程度的降低,其原因在于,SrAl2O4∶Eu2+,Dy3+中的激活剂粒子Eu2+在高温状态下极易被氧化为Eu3+,磷光粉丧失余辉性能;此外高温下电子的跃迁过程过于活跃使其在复合与释放过程中逃逸或丧失大量电子,导致激发态电子跃迁强度降低,从而导致部分磷光粉发光降低甚至丧失[3]。在混粉过程中,磷光粉与合金粉末中存在的导致磷光粉猝灭的Fe、Co、Ni等粒子直接接触,也将造成磷光粉的接触性猝灭。所以有必要采用粉体表面改性技术对磷光粉进行保护,磷光粉表面包覆是目前最常见的粉体表面改性技术。Tuan A D[4]将SiO2包覆到白色磷光粉[Ca5(PO4)3(ClF):Sh,Mn]上为磷光粉的包覆改性奠定了基础。近年来磷光粉表面包覆被广泛用于改善磷光粉耐水性差的问题,吕兴栋[5]、侯志青[6]等学者在磷光粉表面包覆SiO2,有效提高了磷光粉的抗水解性能。黄志良[7]则在硅酸锶镁表面包覆了一层氧化物,提高了磷光粉的耐热性能,拓宽了磷光粉包覆的应用范围。将透明无定形SiO2作为包覆物包覆在磷光粉表面,可在不明显改变磷光粉发光性能的情况下有效改善磷光粉表面缺陷,阻止金属粒子与磷光粉颗粒的直接接触,对磷光粉起到保护作用[8]。同时包覆层物质将磷光粉与外界隔绝开,避免高温下磷光粉被氧化而丧失余辉性能。
本研究采用溶胶-凝胶包覆法,以正硅酸乙酯(TEOS)为硅源对磷光粉进行了表面SiO2包覆,通过对磷光粉的包覆效果进行表征及包覆磷光粉制备的复合材料的发光性能和力学性能进行研究,考察包覆磷光粉在高温下制备复合材料中的应用效果。
1 实验
1.1 材料
高铝青铜合金粉末(Cu-14Al-X)由兰州理工大学合金粉末责任有限公司采用气雾化法制备而成,粉末成分(质量分数)为:Cu 80.3%,Al 14.0%,Fe 3.5%,Mn 1.2%,其他1.0%,选取粒径75μm粉末待用。磷光粉末选用SrAl2O4∶Eu2+,Dy3+商用粉末,粒度选取75μm。包覆材料选用正硅酸乙酯(TEOS)、无水乙醇(EtOH)、蒸馏水、硝酸。
1.2 包覆原理与工艺
按5%、10%、15%、20%的包覆比将正硅酸乙酯、无水乙醇、去离子水按一定比例混合均匀,并滴加一定量的稀硝酸调节混合溶液的pH值为3.5~4.5,然后用磁力搅拌器搅拌0.5h,使混合溶液充分混合,陈化2h。将磷光粉与此透明的溶胶混合,在一定的温度下发生反应,使二氧化硅沉淀在磷光粉颗粒的表面。其水解、缩聚反应式为[9,10]:
正硅酸乙酯水解:
脱水缩聚:
脱醇缩聚:
在溶胶中加入磷光粉直到形成凝胶后停止搅拌。将凝胶放在干燥箱中干燥13h,取出放在马弗炉中300℃烧结5h后研磨得到不同包覆比例的包覆磷光粉。
按照体积比3∶7的比例将包覆前及不同包覆比磷光粉和高铝青铜粉末充分混合,由于包覆前后磷光粉的松装密度发生变化,磷光粉的加入量也发生变化(见表1)。滴加2.5%的石蜡,分别用TD-2型三维涡流混粉机混粉1h,分别取一定量的混合粉末放入烧结模具烧结包覆前后磷光复合试样,烧结温度750℃,烧结压力21.21MPa,保温时间6min。制备10mm×10mm×8mm检测试样及Φ70mm×7mm的摩擦试样。
1.3 性能检测
采用JSM-6700F场发射扫描电镜观察包覆前后磷光粉的表面形貌及复合材料形貌,利用D/MAX2500PC型X射线衍射仪对包覆前后磷光粉进行物相分析,采用F97pro荧光分光仪测试包覆前后磷光粉的发射光谱及余辉曲线。样品在254nm紫外光下激发30s,撤去光源,在暗室中用佳能600D拍摄涂层的宏观光学照片。采用MMW-1A销盘式磨擦试验机、MS105DU电子天平测定复合材料的摩擦系数及磨损量,磨擦试验机工作载荷为35N,工作速度为80r/min,磨损时间为1h,对磨件为304不锈钢,每种工艺下3个试样取平均值。
2 结果与讨论
2.1 磷光粉包覆前后性能分析
2.1.1 包覆形貌
图1(a)、(b)为包覆比为10%磷光粉包覆前后扫描电镜形貌照片,可以看出包覆前磷光粉呈浅灰色,粉体表面比较粗糙,边缘呈不规则状。包覆后磷光粉表面出现深黑灰色二氧化硅包覆层物质,粉体表面光滑、平整。SiO2包覆降低粉体间的表面活性,使颗粒的分散性较好,避免磷光粉团聚[11]。在研磨过程中除有部分包覆磷光粉包覆层脱落外,大多数磷光粉包覆完整。表2为图1中1、2区域能谱分析元素质量分数。由表2可以看出包覆SiO2以后,颗粒表层Si、O元素含量明显增加,Sr、Al元素含量明显减少,包覆层具有一定厚度,能谱信号无法完全穿透包覆层检测到磷光粉成分,证明了SiO2在磷光粉表面形成包覆层。
2.1.2 物相分析
图2为包覆前后及不同包覆比的磷光粉的XRD分析图谱。图2中只出现了SrAl2O4的衍射峰,包覆后磷光粉衍射峰的形状和宽度几乎没有发生变化。但随着包覆比的增加,衍射峰强度出现递减的现象。由于磷光粉表面形成连续致密的SiO2薄膜,对检测的X射线起到了遮挡作用[12],并且随着包覆比的增加包覆厚度增加,这种作用越明显。不同包覆比样品中并没有明显的SiO2衍射峰和其他衍射峰出现,说明SiO2在SrAl2O4表面作用只有物理作用(范德华力),没有新的化学键和结构生成,包覆的SiO2为无定形[13]。
2.1.3 发光性能
图3(a)、(b)为不同包覆比包覆磷光粉与包覆前磷光粉在相同条件下的发射光谱曲线及余辉衰减曲线。由图3(a)发射光谱曲线可以看出包覆前后样品的峰型基本相同,显示为宽带发射,发射主峰的位置均在520nm附近,是典型的Eu2+的4f5d→5f的特征发射,包覆的膜层并没有使发射峰主峰位置发生移动,只是峰值高度随着包覆比的增大略有降低,因为大颗粒发光材料的表面效应并不明显,包覆层对材料表面缺陷的修复不足以抵消包覆层对激发和发射光的遮挡,造成包覆后粉末的亮度略低于包覆前粉末[14]。从图3(b)余辉衰减曲线可以看出包覆前后衰减趋势基本相同,余辉时间并未发生明显变化,说明磷光粉表面包覆对磷光粉的发光影响不大,并未改变磷光粉的晶体结构[15]。
2.2 磷光粉猝灭效应
图4(a)、(b)为不同包覆比及包覆前后磷光粉与高铝青铜混合粉末发光强度和对应复合材料的发光强度。由于混合粉末中金属粉末对磷光粉末的遮挡作用,导致混合粉末的发射峰强度低于混粉前包覆磷光粉粉末。随着包覆比的增加,粉末的松装密度增加,磷光粉末在混合粉末中所占比例减少(见表1),但在图4(a)中显示不同包覆比磷光粉混合粉末的发光强度均高于包覆前混合粉末,而且随着包覆比的增加发光性能越好。这说明磷光粉表面包覆可以很好地将磷光粉包裹起来,避免磷光粉与金属粒子中的Fe、Co、Ni等磷光粉猝灭剂直接接触产生猝灭[16],而且随着包覆比的增加,包覆磷光粉比例增加,包覆对磷光粉的保护作用弥补了磷光粉在混合粉末中比例降低造成的发光降低。包覆工艺有效地改善了磷光粉与金属粒子掺杂出现的接触性猝灭现象。
图4(b)为磷光粉包覆前后复合材料的发光强度,对比图4(a)可知复合材料发光强度比混合粉末有很大程度降低,由于复合材料制备过程中高温下电子的跃迁活跃,激发态电子跃迁强度降低,从而导致部分磷光粉发光减弱甚至丧失。但图4(b)所示复合材料中包覆磷光粉的发光强度明显高于包覆前磷光粉,包覆比为5%~10%时上升幅度较大,且随着包覆比的增加,包覆颗粒数目增加,复合材料的发光强度降低趋势减小,在包覆比为20%时,发射峰强度达到最高。包覆可防止磷光粉高温氧化猝灭,但是在高温下,包覆隔热作用不明显,致使部分磷光粉发光减弱甚至丧失。
2.3 复合材料性能
2.3.1 组织形貌
图5(a)、(b)分别为磷光粉包覆前后复合材料表面形貌,灰白区域为高铝青铜基体,灰色区域为磷光粉,深灰色区域为包覆物SiO2。如图5(b)所示,在复合材料中除包覆在磷光粉表面的SiO2外,还存在部分由于研磨、混粉过程中剥落的SiO2。可以发现复合材料表面组织相对致密,二氧化硅包覆磷光粉均匀分布于高铝青铜基质中,与金属基质接触界面清晰,并未发生界面反应,各组元成分之间既不相容且未反应形成化合物或中间相体系,属于金属-化合物互不相溶系的固相烧结类型。图5(c)为图5(b)方框中包覆磷光粉粒子经抛磨后形貌局部放大图,从照片可以看出1所指位置为包覆磷光粉表面经抛磨后的表面,2所指位置为抛磨后SiO2包覆层,经过抛磨磷光粉表面的包覆物已经被磨掉,与周围未被抛磨掉的SiO2包覆层构成明显的核壳结构,说明包覆磷光粉存在于复合材料中。表3为图5(c)1、2所指位置元素质量分数,由于2位置所在区域为包覆层,Si、O元素含量明显较高,1位置除存在组成SrAl2O4的基本元素外还存在抛磨过程中粘在磷光粉表面的Si、O元素。
2.3.2 显微硬度
复合材料显微硬度分析结果如表4所示,铝酸锶颗粒相对于高铝青铜颗粒属于硬质颗粒,经包覆以后由于包覆物SiO2具有较高的硬度,包覆颗粒硬度进一步提高。将包覆后磷光粒子经热压烧结制备复合材料后,添加的包覆磷光颗粒弥散分布于高铝青铜基质之间会显著提高复合材料硬度,对材料有一定的复合强化效果。
2.3.3 摩擦性能
图6为不同包覆比和包覆前制备的复合材料的摩擦磨损量。图6中显示包覆后复合材料的磨损量均小于包覆前复合材料。硬质包覆磷光粒子相分布于材料表面,包覆磷光粒子的硬度高于包覆前磷光粒子,且随着包覆比的增加,包覆粒子数目增加,包覆厚度增大,铜铝合金固溶组织中的硬质磷光颗粒受到高强度合金基质保护,包覆磷光粒子能够有效防止对磨件与高铝青铜基质组织直接接触,减少材料磨损量。随着包覆比的增加,包覆层厚度及包覆颗粒比例增加,磨损量越小,复合材料的耐磨性提高。
图7为不同包覆比磷光粉复合材料摩擦系数变化曲线(a)和包覆前后磷光粉复合材料摩擦系数曲线(b)。由图7(a)可知,复合材料中磷光粉包覆前后摩擦系数在0.19~0.25之间,摩擦系数较低,这是由于铜基磷光粉复合材料具有较优的减磨性能。包覆后磷光粉复合材料的摩擦系数随着包覆比增加不断增加,且均高于包覆前磷光粉复合材料。当包覆比低于10%时摩擦系数变化缓慢,包覆比在15%~20%时摩擦系数急剧增加。包覆磷光粉在复合材料中为硬质颗粒,对磨过程中表面突出的硬质体使对磨件所受阻力增大,使复合材料的摩擦系数明显增大,当包覆比增加到一定阶段包覆厚度增加,颗粒形状明显增大,阻力现象明显,摩擦系数增加较快。由图7(b)可知,包覆前复合材料摩擦开始阶段摩擦系数较小,随着摩擦进行,摩擦系数缓慢增长。包覆后复合材料的摩擦系数在整个摩擦过程中较稳定,最后阶段略有下降。由于包覆前后磷光粒子牢固地镶嵌于铝青铜固溶体合金中,包覆后磷光粒子硬度较大,在摩擦初期对对磨件的阻碍作用较明显,造成摩擦初期包覆后磷光粒子复合材料摩擦系数大于包覆前磷光粒子复合材料。随着摩擦的进行,包覆前磷光粒子复合材料中磷光粒子不断脱落,与对偶副相互作用过程中发生轻度的磨粒磨损[17]。随着摩擦的进行,脱落不断堆积,阻碍对磨件运动,造成复合材料摩擦系数增大[18]。包覆后磷光粉复合材料虽然在摩擦初期摩擦系数较高,但是在摩擦过程中由于SiO2包覆层剥离表面,以磨屑形式存在于摩擦表面与对磨副之间。SiO2富集在磨损表面并形成边界润滑膜,对磨损表面起到修复作用,并产生滑动摩擦效应,复合材料摩擦系数较稳定[19],当包覆比为10%时包覆后复合材料具有最稳定的摩擦系数。
3 结论
(1)采用溶胶-凝胶法在铝酸锶磷光粉表面包覆一层无定形SiO2膜层材料,包覆比控制在5%~20%。包覆层材料并未改变磷光粉的晶体结构,对磷光粉发光性能影响较小。
(2)包覆后磷光粉复合材料具有较好的发光性能,起到了一定的发光指示功能。磷光粉表面包覆有效避免了磷光粉与金属粒子发生接触猝灭和高温氧化猝灭,磷光粉表面包覆可以应用于金属复合材料中提高磷光粉的耐热性能。
(3)磷光粉经表面包覆能有效提高复合材料硬度,进而提高复合材料的耐磨性。当包覆比为10%时包覆后磷光粉复合材料具有最稳定的摩擦系数,将SiO2包覆磷光粉应用于磷光复合材料中在提高复合材料抗磨损性能和承载能力方面具有良好的前景。
摘要：选用热稳定性好的SiO2为包覆物,采用溶胶-凝胶法,以正硅酸乙酯为硅源,对商用磷光粉SrAl2O4∶Eu2+,Dy3+表面进行包覆,以解决磷光粉在高温下制备复合材料过程中因与金属粒子接触以及高温氧化产生猝灭的问题。实验通过热压烧结制备块体铜基磷光复合材料,考评包覆工艺对高温下制备的复合材料发光及摩擦性能的影响。通过X射线衍射、扫描电镜、荧光分光仪等设备对包覆前后磷光粉的表面形貌和发光性能进行分析和表征,采用摩擦试验机对包覆前后磷光粉与高铝青铜粉末混合制备复合材料烧结试样的摩擦性能进行研究。结果表明磷光粉表面包覆可有效避免其在高温下氧化猝灭和接触猝灭,包覆后磷光粉应用于铜基复合材料中可有效降低复合材料的磨损量,提高材料的耐磨性,当包覆比为10%时复合材料的发光性能、耐磨损性能最佳。
中高压铜基电触头材料的研究现状 篇4
电触头亦称触点或接点, 是仪器仪表和电器中非常关键的接触元件, 主要承担接通或断开电路及负载电流的任务。理想的电触头材料必须具备良好的物理性能、力学性能、电接触性能、化学性能和加工制造性能等[1]。目前使用最多的电触头材料是银和银基复合材料, 如银-氧化物、银-镍、银-铜、银-镉、银-碳、银-钨等合金。这类材料用银量大;在开断时易生成氧化银、氧化钨等氧化物, 造成温升高;易硫化、易磨损, 作为电触头材料其寿命波动大[2]。近年来各类开关所用的银基触头材料猛增, 造成对银的大量需求, 而我国又是一个银资源稀缺的国家, 因此寻求银的替代品已成为触头材料的研究热点之一[3]。从环保和节约银的角度看, 电触头材料的未来发展更趋向于无银触头材料。
铜的导电性与银相近, 价格低廉, 有可能成为触头材料中银的替代品。铜虽具有优良的导电、导热和抗蚀性能, 但强度低, 因此可通过加入第二相增强体形成铜基复合材料来改善其强度、抗磨性能和高温抗蠕变性能, 以满足电子、机械及其他领域的需要[4]。铜基电触头材料的制造工艺可分为两大类:一类是传统工艺, 大致归纳为粉末冶金法和熔渗法;另一类是有利于提高触头材料性能的新工艺, 如合金内氧化法等。
2 中高压铜基电触头材料的分类
近年来铜基复合电触头材料由于其优良的性能已经应用到生产实践中。目前应用较多的铜基电触头材料主要有Cu-W系、Cu-Bi系、Cu-Cr系等, 其中以Cu-Cr系触头材料的应用最广。
2.1 Cu-W系触头材料
Cu-W触头材料具有良好的耐电弧侵蚀性和抗熔焊性, 并具有高强度及高硬度等特点。但开断能力不强, 只适用于小容量的真空断路器和真空接触器。近几年, 随着触头结构和灭弧介质的改进, Cu-W触头的开断容量有了很大提高。例如, 在少油断路器中, 开断容量达到1200 MVA;在SF6高压断路器中, 极限开断电流已达63~80 k A, 电压为72.5~78.5 k V, 额定电流达2500~3150 A[5]。研究表明在Cu-W合金中添加Ni, 可使其抗电弧腐蚀性能和导电性能得到进一步提高[6]。
W与Cu的密度相差很大, W的熔点很高, 这两种元素互不相溶, 只能形成假合金, 所以在一般情况下, Cu-W触头材料无法采用普通的熔炼方法来制造[7]。
2.2 Cu-Bi系触头材料
Cu-Bi触头材料具有良好的抗熔焊性、较低的截流值和一定的开断能力, 但强度低、电弧侵蚀大、寿命短的缺陷限制了其应用范围。Cu-Bi触头可用于20 k V以下的真空断路器中。研究认为添加1%~10%的Al、Te、Co、Ce及Ag等元素可改善Cu-Bi系触头材料的分断能力[8]。
2.3 Cu-Cr系触头材料
Cu-Cr触头材料广泛应用于真空断路器中。在Cu-Cr合金中, Cu组元具有熔点低、传导率高以及塑性好等优点, 有利于提高真空开关的开断能力;Cr组元具有熔点高、机械强度高和截流值较低等特点, 保证了真空开关中Cu-Cr合金具有高的耐压强度、大的电流开断能力、良好的抗熔焊性及低的截流值。Cu-Cr触头材料具有优越的综合性能, 其耐电压高、分断容量大、吸气能力强、抗电弧熔腐蚀性良好、抗表面熔焊能力强且载流能力优良[9]。但就某单一方面而言, Cu-Cr触头材料存在明显的不足, 其耐压性不如Cu-W触头材料, 抗熔焊性不如Cu-Bi触头材料, 截流值高于Ag-W触头材料[10]。在固态下, 面心立方的Cu与体心立方的Cr几乎不相溶, 因此烧结收缩致密有一定的难度。Cu-Cr系触头材料的主要品种有Cu Cr (50) 、Cu Cr (40) 、Cu Cr (25) 、CuCr (10) 等[11], 目前常采用真空熔渗及电弧重熔等先进工艺制造。
3 中高压铜基电触头材料的制备工艺
3.1 传统制备工艺
3.1.1 粉末冶金法
粉末冶金法是用金属粉末 (或金属粉末与非金属粉末) 作为原料, 经过成型和烧结制备复合材料的工艺过程。粉末冶金法制备铜基电触头材料的主要步骤分为三步:纯铜粉与其他粉末 (如钨粉) 混合均匀压制成型烧结[12]。粉末冶金法的工艺发展很成熟, 其特点是设备要求相对较低, 便于大批量生产, 但制品的致密度较低, 孔隙率较高, 综合性能相对较低[13]。粉末冶金法难以实现粒子的细化与分布均匀化[14], 而粗大的粒子会影响复合材料的性能。
3.1.2 熔渗法
熔渗工艺是将粉末压坯与液体金属接触或埋在液体金属内, 使压坯的孔隙被金属液填充, 冷却后即可得到致密材料或零件, 也称为浸渗工艺。其目的是提高多孔部件的密度、强度、硬度、可塑性或冲击韧性等[15,16]。熔渗法是难熔金属与低熔点金属假合金常用的方法。以Cu-Cr为例, 其工艺为[17]:将铬粉 (可带有少量诱导Cu和其他添加粉末) 压制成块体, 通过烧结形成Cr骨架, 然后在还原气氛中 (如H2、N2) 或真空烧结炉中, 在高于Cu熔点的温度下, 通过毛细管现象, 使熔融的Cu渗入Cr骨架, 进而制成所需的复合材料。利用熔渗法制造的触头合金可获得较好的电性能和较高的致密度。但是对Cu含量大于50%的触头合金则不能用此法生产。该法由于工艺简单, 制得的合金性能稳定而被广泛应用[18]。傅肃嘉[19]分别用烧结法和熔渗法制备了Cu-Cr触头, 研究结果表明:烧结法制备的Cu-Cr触头具有更好的抗熔焊性能、更低的截流值和更好的吸放气性能;而熔渗法制备的触头机械强度较高, 耐压强度优于烧结法制备的触头, 且抗电蚀能力佳。孙财新等[20]对采用熔渗法制备的Cu Cr (50) 和电弧法制备的Cu Cr (45) 触头材料分别进行了电接触试验, 结果表明:Cu Cr (45) 与Cu Cr (50) 在DC50 V, 20、30、40、50 A条件下, 材料由阳极向阴极转移;Cu Cr (45) 的熔焊性能优于Cu Cr (50) ;随着电流增大, Cu Cr (45) 的熔焊力增大没有Cu Cr (50) 明显, 并且相同电流值下, 随开断次数的增加, Cu Cr (45) 的熔焊力增大趋势也比Cu Cr (50) 的小, 说明Cu Cr (45) 的抗熔焊性能比Cu Cr (50) 的好。
3.1.3 混合熔铸法
混合熔铸法是将低熔点组元Cu熔化, 再加入高熔点组元的粉末, 待高熔点的粉末与Cu熔液均匀混合后, 在真空下铸成所要求的几何形状铸件的方法。该方法工艺简单, 制造成本低廉。因为大颗粒与铜基体的润湿性差, 要求加入的颗粒细小。由于Cu易氧化, 材料中气体含量较高, 整个工艺过程要求在真空条件下进行, 以防止铸造过程中的氧化[21]。帅哥旺等[22]利用真空直接加铬炼制铜铬合金, 采用合适的熔炼和浇注工艺, 可以较精确地控制合金成分;在低的浇注温度和大冷却速度下可以获得几乎无宏观偏析、铸造缺陷很少的铜铬合金铸件;铸件经500℃退火3 h后, HV硬度可达141, IACS电导率提高到86%。由此工艺制成的Cu-Cr合金具有良好的开断能力和低截流值。崔浩等[23]用熔铸法和粉末冶金法制备了Cu Ni1Zr0.3Y0.2铜基电接触材料, 并进行了电接触性能分析, 结果表明:熔铸法制备的样品材料损耗相对较小, 接触电阻低而稳定, 抗电弧侵蚀性能良好;粉末冶金法制备的样品成分分布均匀, 但灭弧能力较弱, 氧化严重, 接触电阻较高;熔铸法制备的Cu Ni1Zr0.3Y0.2合金触头元件经过DC 18 V、20 A、循环10 000次考核, 电学性能指标良好, 可以代替Ag Sn O2In2O3材料应用于低压电器中。
3.2 新型制备工艺
3.2.1 机械合金化法
机械合金化法亦称为反应机械合金化, 其实质是用高能研磨机或球磨机实现固态合金化。通过高能球磨, 使粉末经受反复的变形、冷焊、破碎, 从而使元素间达到原子水平合金化。机械合金化工艺过程大致分为四个阶段[24]: (1) 机械混合阶段; (2) 微观铸造阶段:粉末呈扁平和片状化, 但尚未发生冷态锻焊; (3) 已经被加工硬化了的粉末被破断和剥离, 破断片之间产生冷态锻焊, 即被反复揉搓而啮合; (4) 粉末晶粒非常细化, 合金成分之间向层片状结构发展。机械合金化的特点[25]: (1) 可用于制备过饱和固溶体, 使非互溶体系合金化, 通过成形工艺提高材料的力学和电学性能; (2) 可以制备第二相 (金属氧化物、难熔金属、硬质相) 弥散分布的电触头材料, 该材料显示了较好的性能; (3) 可以制备性能优异的纳米晶电触头材料; (4) 可以制备电触头材料, 工艺简单, 方便易行。陈文革等[26]采用机械合金化法制备的纳米晶W-Cu电触头材料密度达到理论值的99.5%以上, 其硬度、耐电弧烧蚀性能较传统的W-Cu触头合金有显著提高。机械合金化法能有效阻止粉体的凝块, 从而获得弥散的纳米颗粒, 但常会引入杂质, 并且耗能大, 成本较高。
3.2.2 合金内氧化法
在合金内氧化过程中, 氧溶解到合金相中并在合金相中扩散, 合金中较活泼的组元与氧反应, 在合金内部生成氧化物颗粒, 这个过程定义为内氧化。内氧化的优点是在氧化处理过程中充入一定量的O2, 使合金各组分能够有选择性的氧化, 可以制备均匀分布、颗粒细小、具有良好热稳定性的氧化物 (如Al2O3、Zr O3、Y2O3、Th O2) 弥散强化铜基复合材料[27], 此法制成的触头具有较高的密度和较好的抗电弧腐蚀性[28]。内氧化的不足之处是制备的复合材料内部的氧化剂难以完全消除, 容易产生裂纹、孔洞和夹杂等组织缺陷, 难以保证复合材料的质量;其生产周期长, 也阻碍了内氧化技术的应用与推广[29]。张代东等[30]采用机械合金化制备亚稳态的Cu-Al-Cu2O合金粉末, 经压制成型后, 再用内氧化工艺进行烧结处理, 结果表明:机械球磨96 h, Al原子已完全固溶于Cu的晶格中。经1183 K内氧化处理4 h后, 试样组织均匀致密, Al2O3颗粒弥散分布在铜基体上, 其硬度高, 电导率高。
3.2.3 电弧熔炼法
电弧熔炼法是先用粉末冶金法将所要求的触头合金 (如Cu-W、Cu-Cr) 做成电极, 再在自耗电弧炉内进行熔化, 从而制得晶粒细小、比重偏析小、致密度高以及抗电弧腐蚀性好的触头材料。梁永和等[31]用电弧熔炼法制取的Cu-Cr触头材料, 其晶粒大小仅为熔渗法的1/10, 铬颗粒平均粒度为10~20μm, 具有Cr在Cu中呈细小弥散均匀分布的结晶组织。其开断能力、抗熔焊性、介质恢复强度等电气性能均明显优于用粉末冶金法和熔渗法制造的Cu-Cr触头材料。吴波等[32]以Cu、Ti、B4C粉末为原料, 分别用粉末冶金法和电弧炉熔炼法 (以下统称为“电弧熔炼法”) 制备Ti B2/Cu复合材料, 研究了制备工艺、配料比等因素对铜基中生成相的影响。结果表明:随Ti B2理论生成量的增加, 粉末冶金法烧结后可得到含多种不同硼化物的铜基复合材料, 电弧熔炼法则可得到单一的Ti B2增强铜基复合材料;电弧熔炼法制得的试样的致密度、硬度和电导率均高于粉末冶金法。张晓燕等[33]对电弧熔炼法制备的铜基电触头材料的退火行为进行了研究, 结果表明:合金经1050℃、20 h退火处理, 组织发生了明显变化, 粗大的枝晶明显消除, 晶粒变得细小, 合金显微硬度HV下降至139.7, 有利于触头的加工成型;基体相为Cu-Ni相, 第二相为Ni-Ti相, 没有合金元素Co、Ti、Mo等集中的现象。电弧熔炼法制备的铜基合金的接触电阻相对较小, 电气寿命升高, 表面腐蚀情况轻微, 触头基本不变形, 具有良好的电接触性能。
3.2.4 等离子体喷涂法
等离子体喷涂法是利用电弧等离子炬将难熔的金属粉末材料快速熔化, 并以极高的速度喷散成较细的、具有很大动能的颗粒, 这些金属颗粒撞击到铜基体后, 由于机械变形及冶金结合等作用, 在基体上形成一层很薄的涂层[34]。该方法主要用于制备合金涂层。等离子喷涂可以有效地抑制纳米粒子的长大, 是制备纳米结构涂层的一种颇具竞争力的工艺方法[35]。付翀等[36]使用化学共沉淀、高能球磨法制备Ag Sn O2粉体作为喷涂粉末, 利用超音速等离子喷涂技术在纯Cu表面制备Ag Sn O2涂层, 结果表明:制备的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;涂层表面显微硬度平均值为88.2 MPa;涂层与基体平均结合强度为17.3 MPa;Ag Sn O2/Cu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。
3.2.5 喷射沉积法
喷射沉积是将雾化与雾化熔滴的沉积相结合, 其工序少, 流程快, 能直接从液态金属制取具有快速凝固组织特征、整体致密、接近零件实际形状的高性能材料。张永安等[37]采用喷射成形工艺制备的Cu71Cr29合金, 微观组织均匀, 析出的尺寸为3~10μm, 细小而弥散地分布在铜基体中, 大幅度提高了材料的耐电压强度和抗电击穿等电学性能;但致密度较低, 仅为其理论密度的95%。文献[38]采用喷射沉积制备的Cu-1.2%Cr (质量分数) 合金, 显微组织以良好的等轴晶形式存在, 并具有很好的变形性能。喷射沉积技术的不足之处是沉积颗粒不均匀。
4展望
目前铜基触头材料大多用于中高压电器中。其今后的发展不仅要开发新工艺, 而且还要从微观组织结构上来提高其性能, 从而满足不同领域的应用。鉴于纳米材料独特的优良性能, 将纳米技术应用其中, 将成为铜基触头材料发展的一个新方向。
摘要：综述了中高压铜基电触头材料的分类、特点、应用范围和发展现状, 重点分析了触头材料几种制备工艺的优缺点, 展望了铜基电触头材料的发展趋势。
铜基复合材料 篇5
1 试验
1.1 材料的配制
按表1配方称取各种粉末,配制四组试样,每组试样重量为100g,混合均匀后,在340MPa压强下将混合料在内径为55mm的圆筒型钢模中压制成坯块。
1.2 压制方法
粉末试样分为四组,分别加入圆筒型钢模中,在CHT4106型100t微机液压万能材料试验机上压制,根据钢模的内径面积,加载压力为800kN,四组采用相同的粉末压制压力,压制压强为340MPa,压制次数分别为1～4次,使用相同的压力机加载速度和加载方式,每次压制保压3min[2];多次压制时,完成一次压制后卸载不取料,再进行第二次加载直到达到所需的压制次数。
1.3 测试方法
根据GB/T10421-1989测定材料密度,通过S-4800型扫描电镜观察粉末形貌。
压坯密度ρp可以通过以下计算公式得出[4]:
式中,M-圆柱压坯质量,g;r-阴模内半径,mm;H0-粉末装填阴模模腔的初始高度,mm。
材料的硬度测量,使用HRS-150型材料试验机,测定材料表面的洛氏硬度。
2 实验结果与讨论
2.1 不同粉末的形貌
四组试样所用粉末SEM形貌,如图1所示。
2.2 压制压力与粉末压缩高度关系曲线
四组试样经过不同的压制工艺,得出的压力位移曲线如图2所示,图2(a)、(b)、(c)、(d)分别表示在使用1～4次压制下,压制压力与粉末被压缩的位移变化曲线。由图2(a)可见,第一次压制时,第一阶段为弹性变形阶段,随着压力的增加,压制位移陡然增大,铜粉也渐渐被压实,压坯密度随着压力的提高有很大增加;第二阶段为塑性变形阶段,随着压力的进一步增加,压制位移增速有所放缓,这是由于随着压力的提高,当模腔内压强达到200MPa时,超越了铜粉的屈服强度,铜粉颗粒之间空隙减少,铜粉的变形也渐渐由弹性变形转化为不可回复的塑性变形,应变抗力增大,故粉末的压制位移增速放缓,压坯的最终密度亦是由此阶段的压强决定;第三阶段为保压阶段,当压力达到所设定的压制压力800kN时,进入保压阶段,保压时间为3min,在此阶段试验结果显示压制位移不再增加,压坯密度亦不再增加,此阶段的主要目地是维持压坯的密度,防止陡然卸荷后发生明显的应变回复而使压坯密度降低;第四阶段为卸荷阶段,保压3min后液压机卸荷,在此阶段,压制位移迅速回复,压坯密度也随之减小,当临近完全卸载时压制位移回复速度陡增,这是由于铜基压坯自身的弹性回复造成。
(a)电解铜粉(b)铁粉(c)锡粉(d)石墨粉
(a)第一次压制(b)第二次压制(c)第三次压制(d)第四次压制
完成第一次压制后,试验又对其他三组试样分别进行了压制,每组试样每次压制所获得的压制曲线大致相同,其中第三组试样进行了三次压制,如图2(c)所示,由这三次压制所得的结果来看,当试样进行第二次压制时,随着压力的增大,压制位移变化速率较之第一次压制明显降低,卸荷后应变回复明显,压制完成后压制位移变化较小;进行第三次压制时,压制曲线和第二次相似,但压制位移变化进一步减少;当试样进行第四次压制时,如图2(d)所示,此次压制应变回复剧烈,达到所定的压力卸荷后,压制应变完全回复,没能使试样进一步压实,这表明铜基粉末在此压力下,应变已达到最大程度,增加压制次数已无法使试样进一步压实。
2.3 压制次数对铜基压坯密度的影响
四组试样分别经过1-4四次压制后,四组压坯经测量得知,圆柱形压坯的直径均为55mm,每组压坯的压坯高度,见表2。
由表2可见,随着压制次数的增加,压坯逐渐被压实,但随着压制次数的增多,压坯高度变化越来越不明显,这是由于铜粉颗粒只有在受到更大压强时才能进一步形变压缩而不回复,单单依靠增加压制次数铜基粉末已无法进一步被压实。
经称量,每组压坯质量均为100g,压坯直径均为55mm,因而压坯高度直接决定着压坯的密度,经计算压坯密度-压制次数关系曲线如图3所示。
可见,随着压制次数的增加,压坯密度有所提高,但进一步增加压制次数压坯密度变化不大。
2.3 压制次数对铜基压坯硬度的影响
图4为每组试样使用不同压制次数加压到800kN后卸载所测定的压坯表面硬度值。可见,每次压制均能提高压坯的表面硬度,但当进行第四次压制时,压坯表面硬度提高的幅度明显降低。
多次压制能提高压坯表面硬度,这是由于当首次压制卸荷后,压坯产生了应变回复,此时再进行第二次加载,首次加载所形成的压坯再次发生塑性变形,压坯晶粒发生滑移,并出现位错的缠结,晶粒被进一步压扁、破碎并产生纤维化,金属内部产生了残余应力,这实际上起到了加工硬化的效果,因而第二次加载卸荷后,压坯的表面硬度要高于第一次压制。
而当压坯经过数次压制后,由于压坯内晶粒变形已十分严重,不提高压制压力压坯晶粒之间已无力再形成新的位错,因而硬化效果变得不太明显。
3 结论
(1)多次压制有助于改善粉末冶金摩擦材料的物理性能。
(2)压制次数的增加,在一定程度上能提高压坯密度,但次数过多对压坯密度影响不大。
(3)压制次数的增加,能够提高压坯的表面硬度,但次数过多时效果越来越不明显。
摘要：粉末压制是粉末冶金工艺关键步骤,压制压力直接影响着粉末冶金压坯的密度,提高压坯密度有助于提高粉末冶金制品的各项力学性能和物理性能。随着压制压力的提高,压坯密度呈现先急增后缓增的趋势,因此压制压力的大小严重影响着粉末冶金制品的性能。然而当压制压力不能使粉末冶金摩擦材料制品达到所需的压坯密度时,增加压制次数也能够在一定程度上提高压坯密度,一般情况下铜粉的屈服强度为200MPa左右,而一般铜基粉末冶金摩擦材料制品所需要的压制压力为600～800MPa,当使用低压压制时为了达到所需的压坯密度、硬度及各项物理性能,可适当增加压制次数,从而同样能达到改善压坯物理性能的目的。
关键词：粉末冶金,压制次数,摩擦材料,压坯密度,压坯硬度
参考文献
[1]牛顿,张光胜.压制压力对粉末冶金钢组织和性能的影响[J].中国材料科技与设备,2009,33(9):20-23.
[2]姚萍屏,等.压制压力对铜基粉末冶金刹车材料组织和性能的影响[J].粉末冶金材料科学与工程,2006,11(4):239-243.
[3]周作平,申小平.粉末冶金机械零件实用技术[M].北京:化学工业出版社,2005:76-109.
[4]姚德超.粉末冶金实验技术[M].北京:冶金工业出版社,1990:82-103.
[5]李世鹏.铜基粉末冶金摩擦材料基体及其摩擦磨损性能研究[D].长沙:中南大学,2004:32-34.
[6]王盘鑫.粉末冶金学[M].北京:冶金工业出版社,2005:284-287.
[7]周玉.材料分析方法[M].北京:机械工业出版社,2000:20-40.
[8]刘云天.摩擦材料的特性与测试方法[J].摩擦磨损,1982(4):35-38.
[9]马营生.精密合金及粉末冶金材料[M].北京:机械工业出版社,1982:136-152.
[10]李念辛.粉末冶金与综合研究[J].机械工程,1989,24(1):26-28.
铜基复合材料 篇6
触头元件是电器开关、仪表中的关键组成部分而电接触材料是触头元件的核心在所有导体材料中,贵金属最适于制作电接触材料,其中银基电接触材料所占比例很大[1],但其资源日趋贫乏[2],因此开发低银或代银的廉金属电接触材料势在必行。Cu具有与Ag相近的物理、化学、电学等性能,作为电接触材料,Cu有着导电导热性好、热容大、抗电弧侵蚀、价格低廉等优势[3]。所以,对铜基电接触材料的研究和开发具有重要意义。
的硬度低抗熔焊性差因而纯作为电接触材料受到很大限制[4],需要添加其他材料来改善其性能。在不降低热导和电导的前提下,添加微量的过渡族元素Ni和Zr不但可以提高材料的室温强度和硬度,还可以改善材料的抗氧化性能[5]。RE元素可与Cu中的杂质发生反应而起到净化作用,有利于改善材料的导电和导热性,而且加入RE元素还可以细化晶粒,改善材料的抗氧化性和抗侵蚀性[6]。
2 试验及工艺
2.1 工艺流程
2.2 试验
试验用材料以Cu(纯度99.95%)为基体,添加微量的Ni、Zr、RE。采用中频感应炉熔炼,浇注成27 mm的圆柱形棒材,经过车削、轧制、拉拔、中间退火等工序得到φ0.86 mm~φ1.5 mm的6组试样。试样编号所对应的直径见表1。
镶样后经3%FeCl3+10%HCl水溶液侵蚀,用HXS-1000A数字式智能显微硬度计观察测定材料的显微组织和硬度;拉伸实验在美国MTS-810型拉力试验机上进行;用双臂电桥法在SB2230型直流数字电阻测试仪上配合DQ-1型电桥夹具测定丝材的电阻率,测量温度为17~19℃,测量精度为0.02%,试样标距为100 mm。
3 结果及分析
3.1 组织结构
材料的铸态组织见图1。经轧制、中间退火,拉拔等工序至1.5 mm后的加工态组织见图2。对比图1、2可见,试样的铸态组织晶粒较粗大,经过轧制、中间退火,拉拔等工序至1.5 mm后,试样横截面上的粗大晶粒被破碎成均匀细小晶粒(图2(a)),而纵截面上晶粒被拉长呈纤维状(图2(b))。
图3为试样经520℃×90 min低真空退火后横截面和纵截面的组织形貌。从图3可见,试样横截面上的晶粒较加工态略有长大,纵截面上原本拉长的晶粒被再结晶的晶粒和孪晶所取代。产生退火孪晶是因为Cu是面心立方金属,层错能较低。
3.2 力学性能
图4是Ni含量分别为0.5%(系列1)和1%(系列2)时样品的抗拉强度和硬度曲线。可见,随着变形量的增加,材料的抗拉强度和硬度都有所上升,抗拉强度增长幅度很大,其中系列2(即含1%Ni)试样由1.5 mm时的299 MPa增加到0.86mm时的600 MPa,硬度HV也由118.8增加到158。抗拉强度和硬度随变形量的增加而增大是由于形变强化的作用所致。另外系列2试样的抗拉强度和硬度都略高于系列1试样的抗拉强度和硬度,这可能是因Ni含量增加的缘故。
3.3 导电性能
表2为纯Cu、CuCr0.7Zr0.1Mg0.05合金和本研究铜基合金的相对导电度(IACS)。由表2可知,通过合金化处理所得到的铜基合金的相对导电度远低于纯Cu的导电度,这是由于合金化使铜基体中引入第二相所造成的。一般来说,铜基电接触材料的导电度与强度之间存在此消彼长的关系[7,8]。触头元件所受到的负荷复杂,不仅有电学负荷,而且还有温度和机械应力,因此电接触材料需要有高的导电性能与机械强度的匹配。合金元素的添加就是通过牺牲部分导电性能而获得强度、硬度、抗氧化等性能的提高。
由表2可以看到,Ni含量为1%的铜基合金的相对导电度较Ni含量为0.5%的相对导电度低,这是因为Ni与Cu能形成无限固溶体,导致晶格畸变,固溶元素Ni含量越高,晶格畸变相对密度越大,电子散射作用效应也越大,从而导致导电性能下降。
低压电器用CuCr0.7Zr0.1Mg0.05合金经过固溶+冷变形+时效处理后,IACS明显上升,达到79%[9]。本研究开发的CuNi0.5ZrxREy合金的相对导电度为75.4%,由于其Zr含量远大于其在Cu中的最大溶解度0.15%,对其进行固溶+冷变形+时效处理后性能也许更佳。
4 结论
(1)本研究成分的新型铜基触头材料组织均匀,晶粒较小,抗拉强度可达600 MPa,硬度HV可达158,导电性较好。
(2)Ni含量为0.5%的铜基合金加工至0.86 mm时抗拉强度达到584 MPa,导电度达到75.4%,综合性能较好。
(3)对本研究成分的新型铜基合金进行下一步的固溶冷变形时效处理研究具有重要意义。
参考文献
[1]谢健全,谢治华,黄和平,等.新型无Ag触头材料[J].中国有色金属学报,2004,14(8):1415-1419.
[2]邵文柱,崔文胜,王岩,等.电接触材料发展现状[J].电工合金,1999(1):11-35.
[3]刘先曙.电接触材料的研究和应用[M].北京:国防工业出版社,1979:64-65.
[4]李远会,张晓燕,刘克家,等.热处理对Cu合金电接触材料的显微组织和电学性能影响[J].贵州工业大学学报,2005,34(3):12-13.
[5]宋练鹏,孙伟,尹志民,等.Ag和Zr对Cu-Ag-Zr合金组织和性能的影响[J].金属热处理,2006,31(8):46-48.
[6]朱建娟,田保红,刘平,等.微量RE对CuCr25触头材料组织与性能的影响[J].热加工工艺,2006,35(24):17-18.
[7]陈一胜,韩宝军.高强高导Cu的研究进展[J].南方冶金学报,2004,25(2):17-19.
[8]张越飞,苏永安,陈飞,等高强度高导Cu基材料研究进展[J].国外金属热处理,2001,22(5):6-9.
铜基复合材料 篇7
现阶段, 金属基结合剂金刚石工具在对非金属的加工和对硬脆材料的加工应用日益广泛, 但在复合材料金刚石工具的制作中, 存在着诸多问题, 如某些金属材料无法有效地与金刚石进行融合, 金刚石与金属材料结合不充分, 当金刚石工具使用过程中, 其中的金刚石磨粒通常在工具使用时间不长便已经脱落, 大大影响了工具的使用寿命。基于以上金刚石工具存在的问题, 需要进行有效的解决, 而进行解决的方式为提升胎体材料的把持力, 并控制好金刚石工具工作面的自锐时间和程度。以新型金刚石工具铜基结合剂为例, 对此类问题做出了初步且浅显的解决。
1 新型金刚石工具铜基结合剂的构成
1.1 新型金刚石工具铜基结合剂的构成思路
具有共价键的金刚石和多数金属以及金属合金之间有很高的界面能, 不易被润湿。金属与金刚石之间一般不发生界面反应, 以机械镶嵌为主, 以此类金属形成的胎体对金刚石没有足够的把持力, 金刚石容易脱落使金刚石工具的耐磨性下降, 使用寿命缩短。而向胎体中添加一些碳化物形成元素 (作用机理见图1) , 则可以改善胎体对金刚石的把持力, 提高使用寿命。
在传统的铜基结合剂中, 通常采用钴元素为碳化物形成元素, 但是钴的价格成本相对较高。铁与钴属于同族元素, 性质相似, 价格也比较低廉。如采用铁元素取代钴元素的位置, 不仅能够降低成本, 同时铁元素也能够对金刚石起到润湿的作用, 且与金刚石的冶金结合工艺也相对简单, 还能有效避免结合剂在烧结工艺上的弱点。因此, 铁元素取代钴元素, 是形成新型金刚石工具铜基结合剂的优化胎体配方, 也是新型铜基结合剂构成的一个方面[1]。再者, 传统的铜基结合剂对金刚石的把持能力不足, 容易在工具使用过程中出现金刚石过早脱落, 为解决此类问题, 应以热力学理论为基础, 通过分别向新型铜基结合剂中加入Mn、Ti、Cr等强碳化物以及稀土元素等添加剂, 分析出具体优化中所使用的碳化物成分, 以此来提高铜基结合剂对金刚石的把持能力[2]。
1.2 新型金刚石工具铜基结合剂的工艺流程及特点
首先, 将铜基结合剂的基本配方和配料准备充足, 工艺开始后, 将各种混料, 如Sn、Cu、Fe等进行合金混合, 并将脱模剂均匀地涂抹在模具内壁上;随后, 进行组装磨具和使用前检查, 再通过投料、捣料、刮料、摊料等工艺步骤, 最终将金属粉末进行温度为700~900℃、压力为80k N左右的热压烧结。在烧结结束后, 对新型铜基结合剂金刚石工具进行冷却卸模, 再经过一系列的相应尺寸打磨和后续检查, 形成新型铜基结合剂金刚石工具。而后, 通过对此结合剂的多次试验和分析, 发现此结合剂具有以下几个特点:此种新型铜基结合剂不但拥有传统铜基结合剂的韧性好、耐腐蚀性强、以及能够导热和导电的特性, 且还具有价格成本较低、融合成形性能高等特点, 此外, 此种新型金刚石工具铜基结合剂由于Sn的添加, 使胎体密度加大;由于Ni的添加, 使其抗弯能力加强;由于Fe的添加, 使其硬度也明显提高。
2 新型铜基结合剂在高频磨边轮中的应用
2.1 新型铜基结合剂在高频焊接磨边轮中的应用
将新型铜基结合剂应用于高频焊接磨边轮之中, 应当对所使用的铜基结合剂有效了解, 并对高频磨边轮的用途做好设定。高频焊接磨边轮是直接参与磨削、切割等工作的主体, 根据新型铜基结合剂的特点, 将其融入高频焊接磨边轮中, 能够有效提升磨边轮的耐磨能力, 并提高了力学性能。除此之外, 由于新型铜基结合剂在胎体方面得到优化, 且把持能力也明显加强, 使得应用于高频磨边轮上, 能够使高频焊接磨边轮工具在锋利度不减的情况下, 使用寿命得以极大的延长[3]。
2.2 实验分析
将制成的高频焊接磨边轮进行切割和磨削陶瓷试验, 通过试验发现, 其对于磨削工作操作完好, 整体过程无崩角, 磨耗比在5 500~6 500之间, 经进一步分析, 此种新型的高频焊接磨边轮胎体性能稳定、磨削性能强、烧结工艺要求较低, 且对于金刚石磨粒的把持能力同样处于同行业的先进水平行列, 综合数据分析, 此种新型铜基结合剂不仅能使金刚石工具的使用寿命极大延长, 同时又降低了投入成本, 能够大量应用于切割、磨削、抛光以及地质勘探领域, 为各行业的发展做出更大的贡献。
3 结束语
综上所述, 本文对金刚石工具在现今发展中存在的问题, 主要为胎体对金刚石磨粒没有足够的把持力, 易使金刚石磨粒在施工过程中过早脱落进行分析, 并且针对其制造成本较高但使用寿命偏低等问题, 运用金属替代物以及改良烧结工艺等一些列措施, 制作出新型的金刚石工具铜基结合剂, 并将此新型的铜基结合剂应用于采用高频焊接的磨边论中, 通过实践证明了此种新型铜基结合剂不仅能够有效提升胎体把持力, 更能有效提升高频焊接磨边轮的使用寿命, 因此, 可以说新型铜基结合剂的研制和开发, 为金刚石工具开辟了全新的市场, 也为我国金属工艺行业做出了相应的贡献。
参考文献
[1]吴颖.稀土Ce对新型铜基结合剂金刚石节块性能的影响[J].重庆文理学院学报 (社会科学版) , 2016, 2 (11) :6-9.
[2]司卫征, 袁慧, 张凤林, 等.金属基金刚石工具结合剂中添加合金元素的研究进展[J].超硬材料工程, 2007, 5 (18) :31-33.
[3]刘一波, 陈哲, 张而立, 等.金刚石工具国际市场现状的几点认识和建议[J].超硬材料工程, 2008, 6 (12) :25-29.
[4]黄炳南.碳化物形成元素对金刚石工具粘结剂性能的影响[J].石材, 1994, (2) :16-18.