由于具有较高的导电和导热性能，银基触点被广泛应用于电子和电气元器件的核心接触部位，起到接通、传导和断开电流的作用。银基触点在服役期间不断遭受复杂的力、热、电、磁等相互作用，其性能的优劣直接影响整个电路系统的稳定性与可靠性^[1–3]。为提高银基触点力学性能和耐电弧烧蚀能力，常在银基体内引入氧化物或硬质金属作为强化相。近几年，Ag/SnO₂、Ag/ZnO和Ag/Ni等环保型银基触点材料引起广泛关注，国内外研究者在制备方法、元素掺杂、添加剂使用、数值模拟等方面做了大量工作，银基触点材料的综合性能获得很大提升^[4–8]。

因银与氧化物等强化相不互熔，银基触点材料常用粉末冶金、内氧化、化学包覆、共沉淀等方法制备^[9]。其中，粉末冶金技术由于具有各组元精确可控、操作简单等优势成为被广泛应用的制备方法。冷压成形是粉末冶金法的关键工序，不同银基触点材料的初始压制力选择有很大差别。陈晓华等^[10]介绍了传统粉末冶金法在银基触点材料中的研究进展，并对制粉、成形、烧结等工艺特点做了简单评述。张志伟等^[11]通过反应合成法和粉末冶金法制备了Ag/SnO₂复合材料，结果表明，在剧烈塑性变形条件下，SnO₂可均匀分散，从而达到组织均匀化的目的，强化机制主要是类纤维强化。李爱坤等^[12]采用粉末冶金法在200 MPa初始压力下制备Ag/Ni材料，研究Ni含量对电弧特性的影响。杨芳儿等^[13]选择1200 MPa压制力制备La₂O₃掺杂Ag/SnO₂触点材料。王海涛等^[14]选用35 MPa压制力研究电流等级对掺杂Ag/SnO₂触头材料电接触性能的影响。施琴等^[15]选择500 MPa压制力和600 MPa复压压力制备含Cr和NbSe₂铜基电接触复合材料。张小红等^[16]在制备高强AZ61Mg–18%Ti复合材料时采用的压制力为50 MPa。众所周知，在不同银基触点材料内部，氧化物增强体本身比较坚硬，而金属增强体相对较软，压制成形过程不同粉末间的相互作用机理差别很大。目前为止，鲜少有人系统探索银基触点材料的压制力优化及其对电接触性能的影响规律。

郑晓华等^[17]的研究工作表明，冷压压制力对Ag/SnO₂纳米复合材料的物理和力学性能具有显著影响，压力为900 MP时可获得最高的密度和较低的电阻率。此外，由于不同类型增强相的物理属性差别较大，采用粉末冶金法制备时，优化压制力对不同银基触点材料的电接触性能将产生重要影响。本文采用粉末冶金法制备了Ag/MeO（银/金属氧化物）和Ag/Me（银/金属）两类银基触点材料，围绕压制力对银基触点材料物理性能和电接触性能（材料质量转移、燃弧能量、接触电阻等）的影响进行系统研究，对比分析了氧化物和金属增强相对银基触点材料电接触性能的改善机理。

1.   实验材料及方法

1.1   材料制备

采用粉末冶金法制备Ag/SnO₂、Ag/ZnO、Ag/Ni和Ag/W银基触点材料。将银粉（99.99%，＜74 µm）分别与SnO₂粉（99.50%，＜10 µm）、ZnO粉（99.90%，＜10 µm）、Ni粉（99.99%，＜74 µm）和W粉（99.99%，25 µm）按质量比92:8进行配料。在XQM-0.4A行星球磨机以400 r·min⁻¹的转速进行低能球磨30 min，磨球采用直径5 mm的ZrO₂磨球，球料比为10:1。球磨后过筛，把复合粉末放进N₂气氛中炉中450 ℃加热60 min，然后在直径为10 mm模具中以不同压制力压制成圆柱体坯料。将圆柱体坯料在MXG1200-40S管式炉中720 ℃烧结4 h，N₂为保护气体。烧结完成后在直径为11 mm模具进行复压，压力为900 MPa，保压5 min。复压后的试样在N₂气氛炉中以600 ℃烧结1 h。

1.2   表征与性能测试

采用Buehler Vibromet 2型振动抛光机对试样的横截面进行抛光，然后利用TESCAN MIRA3型场发射扫描电子显微镜（scanning electron microscope，SEM）观察银基触点材料的微观形貌。使用Sigma 2008B1涡流导电仪测试材料的导电率，不同位置测量6次，取平均数。通过ET-120S高精度密度仪（精度为0.0001 g·cm⁻³）测量试样的密度并计算相对密度。把试样加工成直径为3 mm的圆柱体，表面抛光后在JF04D型电接触测量系统上进行电接触性能测试，电压和电流分别为36 V和10 A，在60 Hz频率下分断操作10000次。采用ME104E型高精度电子天平（梅特勒多利）称量试样在电接触测试前后的质量变化，计算电极材料转移量。选用GeminiSEM 300扫描电子显微镜（蔡司）观察试样表面形貌特征。

2.   结果与分析

2.1   物理性能

图1为不同压制力制备的银基触点材料的相对密度。从图中可看出，压制力对材料的相对密度有显著影响。Ag/ZnO和Ag/SnO₂材料的相对密度随压制力的提高而明显增加，当压制力增加到600 MPa后，Ag/ZnO和Ag/SnO₂的相对密度分别达到98.20%和96.36%。随着压制力的进一步增加，两种材料的相对密度变化不明显。然而，Ag/Ni和Ag/W两种合金银基触点材料的相对密度随压制力的提高明显降低，其中Ag/Ni合金的相对密度在压制力超过600 MPa后降低到96.70%左右，并趋于稳定。

图  1  不同压制力制备的银基触点材料的相对密度

Figure  1.  Relative density of the silver-based contact materials by different pressing force

下载: 全尺寸图片 幻灯片

图2为不同压制力制备的银基触点材料的导电率，从图中可发现Ag/W合金的导电率最高，达到93.2% IACS，其次是Ag/ZnO、Ag/Ni和Ag/SnO₂。值得注意的是，压制力对Ag/W、Ag/Ni和Ag/ZnO材料的导电性能影响不明显，随着压制力的提高，Ag/SnO₂材料的导电率从35.2% IACS增加到52.6% IACS。

图  2  不同压制力下制备的银基触点材料的导电率

Figure  2.  Electrical conductivity of the silver-based contact materials with different pressing force

下载: 全尺寸图片 幻灯片

2.2   电接触性能

图3为不同压制力下制备的Ag/SnO₂和Ag/ZnO触点材料在36 V/10 A分断操作10000次的燃弧能量变化。从图3（a）中可以明显看出，压制力为600 MPa时，制备成形的Ag/SnO₂材料表现出稳定的燃弧能量，基本维持在0.5 J左右。压制力为400 MPa时，制备的试样燃弧能量在电弧侵蚀2000次后急促升高，从1.0 J增大至6.0 J左右，然后又急剧降低。对于Ag/ZnO材料，燃弧能量随着操作次数的增加而明显升高，压制力为800 MPa时，制备的Ag/ZnO触点材料的燃弧能量出现较大波动，如图3（b）所示。因此，结合图1材料的相对密度变化趋势，采用粉末冶金法制备Ag/SnO₂和Ag/ZnO触点材料的压制力应控制在600 MPa左右。

图  3  不同压制力制备的触点材料燃弧能量随分断次数变化曲线：（a）Ag/SnO₂；（b）Ag/ZnO

Figure  3.  Arc energy of the silver-based contact materials by different pressing force versus the operation number: (a) Ag/SnO₂; (b) Ag/ZnO

下载: 全尺寸图片 幻灯片

表1为不同压制力制备的Ag/SnO₂和Ag/ZnO触点材料在电弧作用后的质量转移。从表1可以看出，两种触点材料的质量转移均从阴极转移到阳极。在相同的压制力下，Ag/ZnO材料的转移量远低于Ag/SnO₂，并且受压制力的影响小。Ag/SnO₂材料的质量损失对压制力的变化较为敏感，压制力提高到600 MPa后，材料的转移量明显降低。当试样的压制力达到800 MPa后，阳极和阴极均有较大的质量损失。

表  1  不同压制力制备的Ag/SnO₂和Ag/ZnO触点材料在电弧作用后的质量变化

Table  1.  Mass change of the eroded anode and cathode for the Ag/SnO₂ and Ag/ZnO materials by different pressing force

压制力 / MPa	Ag/SnO2质量变化 / mg			Ag/ZnO质量变化 / mg
	阳极	阴极		阳极	阴极
260	+1.8	−4.7		+0.8	−1.1
400	+5.8	−10.3		+0.6	−1.1
600	−0.2	−0.7		+0.8	−1.1
800	−1.5	−1.7		+0.1	−0.7

下载: 导出CSV 

| 显示表格

图4为不同压制力下制备的Ag/Ni和Ag/W触点材料在36 V/10 A分断操作10000次的燃弧能量变化。从图4可以看出，压制力对合金类触点材料的燃弧能量有一定影响，但不明显；压制力较低时，触点材料的燃弧能量相对较低，但并未出现如图3所示的大幅度变化。对比图4（a）和图4（b）可看出，Ag/Ni合金的燃弧能量相对较低且稳定，而Ag/W合金的燃弧能量随电弧侵蚀次数的增加逐渐升高。

图  4  不同压制力制备的触点材料燃弧能量随分断次数变化曲线：（a）Ag/Ni；（b）Ag/W

Figure  4.  Arc energy of the silver-based contact materials by the different pressing force versus the operation number: (a) Ag/Ni; (b) Ag/W

下载: 全尺寸图片 幻灯片

表2为不同压制力制备的Ag/Ni和Ag/W触点材料在电弧作用后的质量转移。从表中可看出，在不同压制力下制备Ag/W触点材料质量损失相对较大，最大约为7.6 mg，远高于Ag/Ni材料，而且压制力的提高有利于降低材料质量转移。对于Ag/Ni合金材料，压制力的增加在一定范围内可抑制电极的材料转移。

表  2  不同压制力制备的Ag/Ni和Ag/W合金材料在电弧作用后的质量变化

Table  2.  Mass change of the eroded anode and cathode for the Ag/Ni and Ag/W alloys by different pressing force

压制力 / MPa	Ag/Ni质量变化 / mg			Ag/W质量变化 / mg
	阳极	阴极		阳极	阴极
260	+0.2	−0.5		−6.6	+2.6
400	+0.1	−0.4		−7.6	+3.5
600	−0.2	−0.3		−6.1	+2.4
800	+0.1	−0.7		−5.7	+1.8

下载: 导出CSV 

| 显示表格

图5为不同压制力制备的银基触点材料接触电阻随分断次数的变化曲线。从图5（a）和5（b）中可以明显看出，Ag/SnO₂和Ag/W材料的接触电阻受压制力的影响非常大。压制力为400 MPa和800 MPa时，材料的接触电阻波动大，600 MPa条件下制备的材料相对比较稳定。从图5（c）和5（d）中发现，压制力对Ag/Ni和Ag/ZnO材料的接触电阻影响不明显。由图6（a）可看出，在600 MPa压制力下制备的试样中，Ag/SnO₂的接触电阻在前期比较低而且稳定，当电弧侵蚀次数达到6000次后，SnO₂的富集会导致接触电阻逐渐变大^[18]，且非常不稳定。从图6（b）可看出，电弧侵蚀次数超过500次后，Ag/W合金的接触电阻逐渐变大，而Ag/Ni相对较稳定。

图  5  不同压制力下制备的触点材料接触电阻随分断次数变化曲线：（a）Ag/SnO₂；（b）Ag/W；（c）Ag/Ni；（d）Ag/ZnO

Figure  5.  Contact resistances of the silver-based contact materials by the different pressing force versus the operation number: (a) Ag/SnO₂; (b) Ag/W; (c) Ag/Ni; (d) Ag/ZnO

下载: 全尺寸图片 幻灯片

图  6  600 MPa压制力下制备的触点材料接触电阻随分断次数变化曲线：（a）Ag/SnO₂和Ag/ZnO；（b）Ag/Ni和Ag/W

Figure  6.  Contact resistances of the silver-based contact materials by 600 MPa pressing force versus the operation number: (a) Ag/SnO₂ and Ag/ZnO; (b) Ag/Ni and Ag/W

下载: 全尺寸图片 幻灯片

2.3   微观形貌

图7为采用不同压制力制备的Ag/SnO₂材料的背散射（backscattered electrons，BSE）显微形貌。从图7可以看出，压制力对材料的微观形貌具有明显影响。压制力为260 MPa和400 MPa时，材料的微观组织非常不均匀，甚至出现尺寸较大的SnO₂颗粒聚集区，如图7（a）和（b）所示。当压制力增加到600 MPa，SnO₂的颗粒聚集程度明显降低，并且分布相对均匀。然而当压制力进一步提高到800 MPa时，与压制力600 MPa制备的Ag/SnO₂材料相比，材料的微观结构变化并不明显，见图7（d）。

图  7  不同压制力制备的Ag/SnO₂触点材料背散射显微形貌：（a）260 MPa；（b）400 MPa；（c）600 MPa；（d）800 MPa

Figure  7.  BSE images of the Ag/SnO₂ contact materials by the different pressing force: (a) 260 MPa; (b) 400 MPa; (c) 600 MPa; (d) 800 MPa

下载: 全尺寸图片 幻灯片

图8是压制力为600 MPa时制备的银基触点材料背散射显微形貌。从图8（a）和（b）可看出，Ag/SnO₂和Ag/ZnO材料的微观组织较为均匀，但从图8（b）中的局部放大图可发现，氧化物增强相与银基体的结合不够紧密，颗粒聚集区有明显孔洞出现。从图8（c）和（d）可发现，Ni和W颗粒随机分布于银基体，而且接触面较为清晰。尽管相界面周围并没有发现明显孔隙，但基体出现大量微小孔洞。

图  8  压制力为600 MPa时制备的触点材料背散射显微形貌：（a）Ag/SnO₂；（b）Ag/ZnO；（c）Ag/Ni；（d）Ag/W

Figure  8.  BSE images of the contact materials by 600 MPa pressing force: (a) Ag/SnO₂; (b) Ag/ZnO; (c) Ag/Ni; (d) Ag/W

下载: 全尺寸图片 幻灯片

2.4   电弧侵蚀形貌

图9为600 MPa压制力下制备的Ag/SnO₂和Ag/ZnO触点材料经过10000次电弧侵蚀后的表面形貌。从图9（a）和（b）中可明显看出，Ag/SnO₂材料的阳极和阴极表面烧蚀较为严重，有明显的熔焊和液滴喷溅现象，从图9（c）放大图中可发现大尺寸的燃弧裂纹。与Ag/SnO₂材料相比，Ag/ZnO电极只出现轻微液滴飞溅和熔焊现象，而且阴极表面比较平滑，侵蚀区面积小，如图9（d）和（e）所示。从图9（f）放大图中可进一步观察到Ag/ZnO阴极表面缺陷主要以气孔形式存在，而不是图9（c）中的裂纹。由于Ag基体与SnO₂间界面润湿性差，Ag/SnO₂材料在36 V/10 A条件下的失效形式以液滴喷溅和熔焊为主^[9]。Ag/ZnO材料内部ZnO的熔点和分解温度接近2000 ℃（高于SnO₂），在强电弧作用下不易分解，从而增强了触点材料的耐电弧烧蚀和抗熔焊能力^[19]。此外，Ag/ZnO材料也表现出较好的抗裂纹能力。

图  9  36 V/10 A条件下分断操作10000次后触点材料表面形貌：（a）～（c）Ag/SnO₂；（d）～（f）Ag/ZnO

Figure  9.  SEM images of the contact materials after 10000 times operations under 36 V/10 A: (a)～(c) Ag/SnO₂; (d)～(f) Ag/ZnO

下载: 全尺寸图片 幻灯片

图10为600 MPa压制力下制备的Ag/Ni和Ag/W合金触点材料经过10000次电弧侵蚀后的表面形貌。从图10（a）和（b）可看出，Ag/Ni合金的阳极和阴极触头表面均比较平整，接近边缘部位有轻微液滴飞溅现象。从图10（c）所示的阴极高倍图像中也没发现明显的气孔和裂纹。由于Ag/Ni材料中Ni质量分数仅为8%，电极表面的Ni相富集不严重。电弧优先在阳极Ni相富集区产生，均匀腐蚀阴极^[20–21]，因此材料由阴极往阳极转移，触点表面没有明显的凹坑和凸点形成。此外，银基体的熔点相对镍较低，在电弧热量作用下电极表面形成液态熔池体积大，有利于填充电弧作用过程触点材料形成的气孔和裂纹，使表面更为平坦^[22]。图10（d）为Ag/W合金触点电弧侵蚀后的阳极照片，可发现阳极表面沿中心位置形成大尺寸凹坑，阴极表面存在大量喷溅物，如图10（d）和（e）所示。从微观形貌可看出材料从阳极向阴极转移。在图10（f）所示的高倍照片中可发现大尺寸裂纹，只观察到较浅的少量凹坑。电弧作用时，Ag/W合金触点阳极表面的银融化、蒸发，高熔点的W相可限制液态银流动，有利于材料抗熔焊性能增强。然而，在电弧反复作用500次后，试样的燃弧能量逐渐升高，如图4（b）所示，主要原因是材料表面的金属W逐渐氧化生成不导电的氧化钨（WO₃）和钨酸银（Ag₂WO₄）^[23]，接触电阻增大（图6），导致电极表面的温度逐渐升高，导致阳极材料转移严重。

图  10  36 V/10 A条件下循环操作10000次后触头材料表面形貌：（a）～（c）Ag/Ni；（d）～（f）Ag/W

Figure  10.  SEM images of the contact materials after 10000 times operations under 36 V/10 A: (a)～(c) Ag/Ni; (d)～(f) Ag/W

下载: 全尺寸图片 幻灯片

在粉末冶金领域，不同性质粉末的压制成形工艺差别很大^[24]。采用粉末冶金法制备银基触点材料过程中，压制力的优化对材料综合性能的提升具有重要影响。对于含有高硬度氧化物增强相的银基复合材料，例如Ag/ZnO和Ag/SnO₂等，在一定范围内提高压制力不但有利于氧化物与基体间更好的机械啮合^[25]，而且增强相颗粒分散更加均匀。然而，当压制力不足时，材料致密性差，增强相也会出现严重的团聚（见图1和图7），导致燃弧能量升高（见图3）。因此，优化压制力可以改善材料的微观组织，有利于提高材料的物理性能和电接触性能，降低材料质量损失和燃弧能量。对于含有Ni、W等金属相的银基合金，提高压制力很难把具有一定尺寸的金属颗粒破碎并均匀分散在银基体内部，而且也不利于材料相对密度的增加。高压制力可把一定量的气体封在银基体内，导致大量微孔出现在材料内部，如图8（d）Ag/W合金所示。在电弧侵蚀过程，孔洞和裂纹的产生导致接触电阻增大，如图5（a）和（b）所示。但适当的压制力可抑制材料转移，避免接触电阻逐渐增大。另外，在相同压制力和36 V/10 A电接触测试条件下，Ag/ZnO和Ag/Ni触点材料在抗熔焊、耐电弧侵蚀以及接触电阻稳定性方面优势明显。

3.   结论

（1）压制力对银基触点材料的相对密度有显著影响。随压制力的提高，Ag/ZnO和Ag/SnO₂材料的相对密度明显增加，而Ag/Ni和Ag/W合金材料的相对密度则降低。

（2）压制力对Ag/W、Ag/Ni和Ag/ZnO材料的导电性能影响不明显。随着压制力的提高，Ag/SnO₂材料的导电率从35.2% IACS增加到52.6% IACS。

（3）Ag/SnO₂和Ag/ZnO材料的最佳压制力为600 MPa，其中Ag/ZnO材料的燃弧能量稳定，Ag/ZnO材料具有较好的耐电弧侵蚀、抗裂纹性能和低且稳定的接触电阻。

（4）压制力对Ag/Ni和Ag/ZnO材料的接触电阻影响不明显，对Ag/SnO₂和Ag/W材料的接触电阻影响较明显，压制力最佳值为600 MPa。

（5）电弧侵蚀过程Ag/Ni合金的材料转移从阴极到阳极，而Ag/W材料则从阳极转移到阴极，且损失量远高于Ag/Ni材料，在一定范围内，压制力的增加可抑制电极的材料转移。