重復頻率雙極性方波電壓下環氧基復合絕緣的耐電樹特性

查孝鵬，張 闖，龍一葦，田 野，武康寧，李建英，王 琨，楊 威

（1. 西安交通大學 電力設備電氣絕緣國家重點實驗室，陜西 西安 710049；2. 國網遼寧省電力有限公司電力科學研究院，遼寧 沈陽 110006；3. 國網智能電網研究院有限公司，北京 102209）

0 引言

隨著能源互聯網技術等電力領域新興技術的發展[1]，用戶對電力系統可靠性與靈活性的要求更為嚴格。相對于傳統的工頻變壓器，電力電子變壓器（PET）具有體積小、無污染、功率密度高的優點[2-3]。與傳統變壓器的工頻正弦電壓波形不同，PET 在實際運行過程中采用脈寬調制技術[4]，其絕緣系統往往要不斷承受數千甚至數萬赫茲重復頻率雙極性脈沖電壓的沖擊[5]。雙極性方波電壓具有極性反轉的特點，極性反轉瞬間由于極陡的上升沿和下降沿，電荷入陷、脫陷更劇烈，分子鏈更易斷裂，導致重復頻率雙極性方波電壓下的材料劣化比工頻正弦電壓下更為嚴重[6]，為PET 絕緣系統帶來了更為嚴峻的挑戰。

環氧樹脂具有優異的電氣絕緣性能、耐化學腐蝕及力學性能，已廣泛應用于電力電子器件的澆筑和絕緣封裝[7-8]。在PET 長期運行的過程中，環氧樹脂往往要承受電、熱、機械等應力的聯合作用，會發生不同程度的老化，導致絕緣性能下降。此外環氧樹脂內部也會產生更多物理、化學缺陷，這些缺陷會導致局部的電場集中，從而在環氧樹脂內部發生局部放電而產生電樹枝。同時，在澆筑過程中環氧樹脂內部產生的微小氣隙缺陷以及高頻變壓器的鐵心尖角毛刺同樣會導致電場的局部集中，從而在絕緣薄弱的地方引發電樹枝[9-10]，電樹枝逐漸發展，最終導致絕緣擊穿，造成絕緣過早失效，嚴重威脅電力電子變壓器的安全性和可靠性。因此有必要研究在重復頻率雙極性方波電壓下如何抑制環氧樹脂內部電樹枝的引發和生長。

近年來，許多學者紛紛研究了在雙極性方波電壓作用下電樹枝的引發和生長特性。楊能等[6]研究了重復頻率雙極性方波電壓下環氧樹脂的電樹枝引發和生長特性，并與相同幅值和頻率正弦電壓下的情況對比，發現當電壓幅值和頻率相同時，重復頻率雙極性方波電壓作用下電樹枝的引發概率和生長長度約為正弦電壓下的3 倍；惠蘇新等[11]研究了重復頻率雙極性方波電壓的占空比對環氧樹脂電樹枝生長特性的影響，發現隨著占空比的增加，環氧樹脂電樹枝由叢狀發展為稠密枝狀，最后發展為稀疏枝狀；秦玉文等[12]研究了重復頻率雙極性方波電壓上升沿對環氧樹脂電樹枝引發和生長特性的影響規律，發現上升沿越短，電樹枝引發概率越高，這是由于上升沿縮短可能引起電極注入載流子能量的增加，從而提高了電樹枝引發概率；FU H等[13]研究了重復頻率雙極性方波電壓頻率、占空比對電樹枝生長特性的影響，發現頻率越高、占空比越大，電樹枝的生長速度越快，使得電樹枝的分支數更加濃密，對環氧樹脂的危害更加嚴重。然而，以上研究均只探討了重復頻率雙極性方波電壓下電樹枝的引發和生長特性，而在實際工況中，如何抑制在重復頻率雙極性方波電壓下環氧樹脂內部電樹枝的發展，提升環氧樹脂的耐電樹性能，則是一個迫切需要解決的問題。

本研究制備摻雜質量分數為60%的微米SiO2/環氧樹脂復合材料，開展不同頻率雙極性方波電壓下的電樹枝擊穿試驗，并與純環氧樹脂的電樹枝擊穿通道形貌與擊穿時間進行對比研究，然后通過熱導率、熱分解溫度、陷阱特性分析重復頻率雙極性方波電壓下摻雜微米SiO2提升環氧樹脂耐電樹性能的機理。

1 試驗

1.1 主要原材料

某PET 商用環氧樹脂的A、B 組分以及摻雜微米SiO2的環氧樹脂復合材料的A、B 組分，其中摻雜微米SiO2質量分數為60%，上海雄潤樹脂有限公司生產。

1.2 試樣制備

先將純環氧樹脂、復合環氧樹脂的A組分和B組分放置在烘箱中，烘箱溫度設定為60℃，烘干12 h，去除環氧樹脂中的水分并提高其流動性，之后按照所需試樣的計量比稱取適量的環氧樹脂A、B 組分，其中A 組分和B 組分的質量比為1∶1。將稱取的環氧樹脂A、B組分放入攪拌機進行攪拌及脫氣處理，攪拌過程轉速為2 000 r/min，持續15 min，脫氣過程轉速為2 200 r/min，持續15 min。然后將分散均勻的混合物分別澆入圓片試樣模具和電樹枝試樣模具。其中，電樹枝試樣模具在預埋針電極時采用紫銅柄環針，其直徑為0.3 mm，針尖曲率半徑不超過3 μm，針尖距離地電極2 mm。最后將澆筑后的模具放入烘箱中進行固化。純環氧樹脂的固化流程為80℃保溫4 h，140℃固化12 h；復合環氧樹脂的固化流程為75℃/6 h+85/3 h+95℃/3 h+130℃/12 h，最后緩慢降至室溫，得到純環氧樹脂和復合環氧樹脂試樣。

1.3 測試方法

使用德國卡爾蔡司公司的EVO 10 型鎢燈絲掃描電鏡，觀測微米SiO2粒子在環氧基體內部的分散情況，并對微米SiO2/環氧樹脂復合材料中的硅元素分布進行能譜掃描分析。

使用電樹枝觀測平臺對電樹枝的擊穿通道形貌進行觀測，觀測平臺由光學體視顯微鏡、電荷耦合器件（CCD）成像系統、計算機處理系統組成。

使用西安兆福電子公司的重復頻率雙極性方波電源測試系統對純環氧樹脂、微米SiO2/環氧樹脂復合材料進行電樹枝擊穿試驗，溫度為室溫，電壓幅值為±10 kV，上升沿為300 ns。試驗時將試樣置于硅油中，以免發生沿面閃絡。

使用瑞士METTLER TOLEDO 公司的TG/SDTA 851e 型熱重分析儀對環氧樹脂試樣進行熱穩定性分析。使用德國耐馳公司的LFA447 型閃光熱導儀對純環氧樹脂、微米SiO2/環氧樹脂復合材料的導熱系數進行測試，試樣厚度為1 mm。

使用等溫表面電位衰減（isothermal surface potential decay，ISPD）平臺測試環氧樹脂試樣的表面電位衰減特性，可得環氧樹脂中的陷阱分布特性。測量系統由直流源、針-柵電極、靜電電容探頭和非接觸式靜電電位計組成，電位計型號為Trek P0865，探測試樣表面電位范圍為-10～+10 kV，電位計探頭分辨率為1 V。測試過程中，先進行充電過程，針尖電極施加較高電壓，發生電暈放電并產生大量電子向試樣表面運動，充電結束后，將試樣快速移動至靜電電位計正下方，得到表面電位的衰減曲線，應用表面陷阱計算模型（如式（1）～（2）所示）計算試樣表面陷阱能級與陷阱密度[14]。

式（1）～（2）中：ET為陷阱能級，eV；kB為玻爾茲曼常數；T為測試溫度，K；v為振動頻率，本文取ν=1012Hz；t為時間，s；NT為陷阱密度；ε0為真空介電常數；εr為相對介電常數；qe為基本電荷量；L為試樣的厚度，m；U(t)為試樣的表面電位，V。

2 試驗結果

2.1 微觀形貌表征

圖1(a)為微米SiO2/環氧樹脂復合材料斷面的掃描電鏡（SEM）圖，圖中紅色圓圈所標注的白色顆粒為微米SiO2，可見粒子尺寸達到微米級，且分散性良好。對微米SiO2/環氧樹脂復合材料的斷面進行硅元素能譜分析，結果如圖1(b)所示，圖中亮色區域為硅元素分布區域，雖然摻雜微米SiO2質量分數為60%，硅元素的含量較高，但硅元素在復合材料中分散性良好。

圖1 微米SiO2/環氧樹脂復合材料微觀形貌圖Fig.1 Micro morphology diagram of micro-SiO2/epoxy resin composite

2.2 電樹枝擊穿通道形貌與擊穿時間

對微米SiO2/環氧樹脂電樹枝試樣施加重復頻率雙極性方波電壓，電壓幅值為±10 kV，占空比為50%，頻率分別為10、15、20、25 kHz，得到4 個頻率下試樣的電樹枝擊穿通道如圖2所示。

圖2 微米SiO2/環氧樹脂復合材料電樹枝擊穿通道形貌Fig.2 Breakdown channel morphology of electrical tree in micro-SiO2/epoxy composite

從圖2 可以看出，隨著頻率從10 kHz 升高至25 kHz，微米SiO2/環氧樹脂復合材料電樹枝擊穿通道的腐蝕程度加深，碳沉積更加嚴重，表明材料劣化較為嚴重。

為比較純環氧樹脂與微米SiO2/環氧樹脂復合材料電樹枝擊穿通道形貌的差異，在20 kHz 下對兩種材料的電樹枝擊穿通道形貌進行比較，結果如圖3 所示。從圖3 可以看出，相同頻率下微米SiO2/環氧樹脂復合材料的電樹枝擊穿通道顏色更淺，計算得到純環氧樹脂的腐蝕區域面積約為85 mm2，微米SiO2/環氧樹脂復合材料的腐蝕區域面積約為18 mm2，微米SiO2/環氧樹脂的腐蝕區域面積比純環氧樹脂減小了79%，說明摻雜微米SiO2能大幅減小電樹枝劣化區域，降低劣化程度。

圖3 純環氧樹脂與微米SiO2/環氧樹脂復合材料的電樹枝擊穿通道形貌圖Fig.3 Breakdown channel morphology of electrical tree in pure epoxy resin and micro-SiO2/epoxy resin composite

為便于分析，定義電樹枝擊穿時間為從加壓開始到電樹枝發展至地電極形成貫穿性擊穿通道的時間。圖4 為雙極性方波電壓幅值為±10 kV、占空比為50%時，純環氧樹脂和微米SiO2/環氧樹脂復合材料的電樹枝擊穿時間。

圖4 純環氧和微米SiO2/環氧樹脂復合材料的電樹枝擊穿時間Fig.4 Breakdown time of electrical tree in pure epoxy and micro-SiO2/epoxy resin composite

從圖4 可以看出，純環氧在10 kHz 時的擊穿時間為6 min，當頻率升高至15 kHz 以上時，純環氧樹脂的電樹枝擊穿時間均在1 min 以內；相較于純環氧樹脂，微米SiO2/環氧樹脂復合材料的電樹枝擊穿時間明顯延長，尤其當頻率為10 kHz 時，其電樹枝擊穿時間為44 min，相較于相同頻率下純環氧樹脂的擊穿時間延長了633%，因此與純環氧樹脂相比，微米SiO2/環氧樹脂復合材料的耐電樹性能更好。

2.3 摻雜微米SiO2對熱穩定性的影響

純環氧樹脂與微米SiO2/環氧樹脂復合材料的熱重（TG）及其一次微分（DTG）曲線如圖5 所示。由TG 曲線與DTG 曲線可得到純環氧與微米SiO2/環氧樹脂復合材料的熱分解溫度，包括起始熱分解溫度、最大熱分解溫度、終止分解溫度，見表1。

圖5 純環氧與微米SiO2/環氧樹脂復合材料的熱重測試結果Fig.5 TGA results of pure epoxy and micro-SiO2/epoxy composite

表1 純環氧樹脂與微米SiO2/環氧復合材料的熱分解溫度Tab.1 Thermal decomposition temperature of pure epoxy resin and micro-SiO2/epoxy composite

從表1 可以看出，純環氧樹脂、微米SiO2/環氧樹脂復合材料的起始分解溫度分別為368℃、385℃，與純環氧樹脂相比，微米SiO2/環氧樹脂復合材料的起始分解溫度升高了5%，說明其熱穩定性更高。這主要是由于一方面微米SiO2填料自身熱穩定性優異，另一方面微米SiO2的引入增加了物理交聯點，增大了分子間的作用力[15]，從而提高了復合材料的熱穩定性。

2.4 摻雜微米SiO2對熱導率的影響

表2 為純環氧樹脂與微米SiO2/環氧復合材料的熱性能測試結果。

表2 純環氧樹脂與微米SiO2/環氧復合材料的熱性能Tab.2 Thermal property of pure epoxy resin and micro-SiO2/epoxy composite

從表2 可以看出，純環氧樹脂、微米SiO2/環氧樹脂復合材料的熱導率分別為0.17 W/(m·K)、0.51 W/(m·K)，與純環氧樹脂相比，微米SiO2/環氧樹脂復合材料的熱導率提升了200%。純環氧的熱導率較低是因為固化后環氧樹脂分子鏈之間無規則交聯，加劇了聲子的散射作用[16]，而微米SiO2具有良好的導熱性能，且摻雜的質量分數較高，因此微米SiO2顆粒在整個環氧基體中相互連接并搭接成導熱網絡，最終使得環氧樹脂的熱導率得到大幅提高[17-18]。

2.5 摻雜微米SiO2對陷阱特性的影響

圖6 為純環氧樹脂和微米SiO2/環氧樹脂復合材料的陷阱分布特性。

圖6 純環氧樹脂和微米SiO2/環氧樹脂復合材料的陷阱分布特性Fig.6 Trap distribution characteristics of pure epoxy resin and micro-SiO2/epoxy resin composite

從圖6 可以看出，相比于純環氧樹脂，微米SiO2/環氧樹脂復合材料的淺陷阱電荷密度更低，深陷阱電荷密度更高。這是由于微米SiO2粒子增強了環氧分子鏈的束縛，分子鏈之間相互纏繞和折疊形成更為穩定的結構，減少了分子鏈內的缺陷或空位，導致環氧內部的淺陷阱密度下降[19]，且微米SiO2粒子與基體結合形成界面區，界面區使得陷阱能級增加，部分淺陷阱轉化為深陷阱，因此微米SiO2/環氧樹脂復合材料的深陷阱密度更高。

3 分析討論

3.1 雙極性方波電壓下電樹枝的生長機理

忽略材料內部空間電荷的影響，針尖電場最大值（Emax）可通過Mason公式估算[20]，如式（3）所示。

式（3）中：U為外施電壓，kV；R為針尖曲率半徑，μm；D為針板電極的距離，mm。

本研究中針尖電壓為±10 kV，R=3 μm，D=2 mm，從式（3）計算得到針尖處最大場強為1 692 kV/mm。環氧樹脂的空間電荷注入臨界場強約為300 kV/mm，因此針尖處的強電場足以使電子和空穴通過場致發射交替注入環氧內部[21]。

圖7 為環氧樹脂的能帶結構及電荷輸運圖，其中Ec為導帶，Ees為電子淺陷阱能級，Eed為電子深陷阱能級，Ef為費米能級，Ehd為空穴深陷阱能級，Ehs為空穴淺陷阱能級，Ev為價帶。針尖內的電子由于Schottky 效應或Folwer-Nordheim 效應發射至環氧樹脂內部的導帶中，電子經過多次散射后，掉入電子淺陷阱與電子深陷阱。在電場作用下電子和空穴可能會在能帶間躍遷并發生碰撞和湮滅，即復合，其中包括自由電子、自由空穴復合，自由電子、陷阱空穴復合，陷阱電子、自由空穴復合。在入陷與復合過程中，電子由高能態轉移至低能態，多余的能量以非輻射的形式傳遞給其他電子，使后者變為熱電子。熱電子不斷撞擊環氧分子鏈，導致分子鏈發生降解并形成自由基，自由基會引發自由基鏈式反應生成低分子產物（環氧基、羥基等），進而形成低密度區[11,21]，低密度區內的小分子產物更容易發生碰撞電離，破壞環氧分子鏈，形成大量微孔，微孔相互連接最終形成電樹枝通道。

圖7 環氧樹脂的能帶結構及電荷輸運圖Fig.7 Energy band structure and charge transport diagram of epoxy resin

圖8為雙極性方波電壓極性反轉時電荷復合示意圖。從圖8可以看到，雙極性方波電壓作用時，載流子被陷阱捕獲形成空間電荷，在極性發生反轉瞬間，淺陷阱中的電荷迅速脫陷，而深陷阱中的電荷則無法及時消散從而滯留在深陷阱之中，增強了針尖附近的電場，且大量的異極性空間電荷會注入到介質中，正、負空間電荷在陷阱中復合，釋放大量能量。而頻率升高使得單位時間內電壓極性反轉次數增加，針尖處電荷的注入和抽出更加頻繁，電荷復合釋放能量以及熱電子對環氧樹脂材料的破壞作用更加頻繁[22]，更容易產生低密度區，電樹枝通道更易延伸，因此隨著頻率升高，電樹枝擊穿時間逐漸縮短。同時，在電樹枝的發展過程中會產生局部放電、局部高溫，導致環氧分子鏈裂解氣化，而電壓頻率越高，局部放電越劇烈，局部溫升越明顯[23]，通道貫穿后環氧分子鏈的裂解氣化越嚴重，導致通道迅速擴張且碳化程度加劇。因此隨著頻率升高，電樹枝通道顏色加深且腐蝕程度加劇。

圖8 雙極性方波電壓極性反轉時電荷復合示意圖Fig.8 Sketch map of charge recombination in polarity reversal of bipolar square wave voltage

3.2 摻雜微米SiO2對環氧復合材料耐電樹性能的影響

在電樹枝發展過程中出現的局部高溫會促進環氧絕緣材料的腐蝕，導致環氧樹脂劣化，最終發展為電樹枝擊穿。而摻入微米SiO2后，由于SiO2本身為剛性粒子，在環氧分子鏈網絡中形成物理交聯點，增大了其交聯密度，增強了環氧樹脂的耐熱性[24]。同時，微米SiO2/環氧樹脂復合材料的熱導率較純環氧提升了200%，使得在電樹枝發展的過程中局部放電帶來的局部高溫得到及時輸送和傳導，減輕了分子鏈的裂解程度，不利于低密度區的形成，因而抑制了電樹枝的發展。

相對于純環氧樹脂，摻雜微米SiO2粒子使得材料內部的淺陷阱密度降低，深陷阱密度升高，陷阱中的電荷更不容易被激發而脫陷，即空間電荷更易被捕獲，參與脫陷、入陷的載流子減少，分子鏈被破壞的概率減小，環氧樹脂的降解速率下降。

微米SiO2粒子自身對電樹枝的阻礙作用[25]可以延長甚至阻礙電樹枝的發展路徑，在一定程度上也提升了環氧樹脂的耐電樹特性。

綜合以上因素，摻雜微米SiO2粒子提高了環氧樹脂的耐熱性、熱導率，使得深陷阱密度升高，加上微米SiO2粒子自身對電樹枝的阻礙作用，使得微米SiO2/環氧樹脂復合材料在相同頻率下的擊穿區域比純環氧樹脂更小，電樹枝擊穿時間遠大于純環氧樹脂。

4 結論

向純環氧樹脂中摻雜質量分數為60%的微米SiO2，一方面使得環氧分子鏈結構更加緊密，環氧樹脂的耐熱性和熱導率提高，電樹枝發展過程中環氧分子鏈在高溫作用下的斷裂程度減輕；另一方面摻雜微米SiO2使得材料內部的深陷阱密度升高，參與入陷、脫陷的多數載流子被更多深陷阱所捕獲，環氧樹脂分子鏈受到破壞的程度降低；同時微米SiO2粒子自身對電樹枝的發展具有阻礙作用，延長甚至阻斷了電樹枝的發展路徑。因此，向純環氧樹脂中摻雜質量分數為60%的微米SiO2，顯著提升了環氧樹脂的耐電樹性能。