专利名称：：真空断路器用触点材料的利记博彩app
技术领域：
：本发明是关于在维持断路电流性能后，尤其耐电弧消耗性能能和再点弧性能优良的真空断路器用触点材料。在真空断路器中使用的真空开关的触点，除了以抗熔焊性能、耐电压性能、断路性能为代表的三个基本必要条件之外，为了维持提高开断性能、耐电弧消耗性能、接触电阻性能、温度上升性能等，由种种材料构成。但是，因为这些所要求的性能往往要求彼此相反的材料物性，因此以一种元素不可能充分满足。因而，通过材料的复合化、原材料粘合等，进行适应大电流断路用途、高耐电压用途等的特定用途的触点材料的开发，相应地发挥优良的性能。例如，作为满足三个基本必要条件的大电流断路用触点材料，已知有含有5％(重量)以下的像Bi和Te的防止熔焊成分的Cu-Bi合金、Cu-Te合金(特公昭41-12131、特公昭44-23751)。Cu-Bi合金在晶界析出的脆Bi，Cu-Te合金在晶界和晶内析出的脆Cu2Te使合金自身脆化，实现低熔焊断开力，因而大电流断路性能优良。另一方面，作为高耐电压.大电流断路用触点材料，已知有Cu-Cr合金。该合金因为构成成分间的蒸汽压差小，所以比上述的Cu-Bi合金、Cu-Te合金具有能期待发挥均匀的性能的优点，根据不同的使用方，是优良的高耐电压大电流断路用触点材料。另外，作为高耐电压触点材料，已知有Cu-W合金。该合金借助高熔点材料的效果，发挥优良的耐电弧性能。在真空断路器中，电流断路后，在真空开关内发生闪弧，往往有诱发触点间成为重新导通状态(此后不继续放电)的现象。这种现象叫做再点弧，虽然其发生机理还不清楚，但电路在成为一次电流断路状态后，急剧变化成导通状态，因此容易发生异常过电压。尤其在电容器组断路时，根据发生再点弧的实验，发生极大的过电压并流过过大的高频电流，因此要求开发抑制再点弧发生的技术。如上所述，虽然还不清楚再点弧现象的发生机理，但根据本发明人的实验观察，再点弧在真空开关内的触点和触点之间、触点和电弧罩之间以相当高的频数发生。因此，本发明人已清楚，例如触点在经受电弧时放出的突发性气体的抑制技术、触点表面形态的最佳化技术等对抑制再点弧的发生是极有效的的技术，使再点弧发生次数大幅度地减少。但是，由于近年来对真空开关的高耐电压化要求、大电流断路化要求、进而尤其小型化要求，因而触点更低的再点弧化已成为必要。即，近年来，在需要者的使用条件过严酷化的同时，正进行负荷的多样化。作为最近的显著倾向，可列举出向电抗器电路、电容器电路等的适应扩大，与此相应，触点材料的开发、改进正成为当务之急。电容器电路，在外加通常的2倍、3倍的电压的关系上，由于电流断路、电流开闭时的电弧，触点表面显著损伤，其结果，导致触点的表面皴裂、脱落消耗，被认为是再点弧发生的一个因素，但是再点弧现象，从提高制品的可靠性的观点看尽管重要，但防止技术关于当然的直接发生原因也还不清楚。本发明人对Cu-W合金在加热过程中放出的气体总量、气体种类和放出形态与再点弧发生的关系进行了详细地观察，发现在熔点附近以极短时间脉冲状的突发放出的气体多的触点，再点弧发生率也高。因此，在Cu的熔融温度以上进行加热等，预先除去CuW中的突发的气体放出的一个因素，以及通过改进烧结技术等以抑制Cu-W合金中的细孔和组织偏析，减低再点弧现象的发生。但是，对于近年来的进一步抑制再点弧发生的要求，与再认识改进的必要性的同时，重要的是开发其他的对策。作为高耐电压触点材料，在上述的Cu-Bi合金、Cu-Te合金、Cu-Cr合金中，虽然可以优先使用Cu-W合金，但实情是，对于更强的低再点弧化的要求来说，还不能说是充分的触点材料。即，迄今即使作为能优先使用的Cu-W合金，在伴随更严酷的高电压领域和突入电流的电路中，仍然观察到再点弧现象的发生。因此，在使上述的三个基本必要条件维持在一定水平后，希望开发尤其电弧消耗性能和再点弧性能优良的真空断路器用触点材料。本发明的目的在于，提供通过使Cu-W合金的冶金诸条件最佳化，在维持断路电流性能后，能够提高再点弧性能和耐电弧消耗性能的真空断路器用触点材料。本发明的上述目的是通过提供具有以下构成的真空断路器用触点材料来达到的。要点是，是由74～88％(重量)的平均粒径0.4～6μm的W、0.001～5％(重量)的平均粒径0.4～4μm的Mo、余量为Cu组成的合金，WMo形成一体化，其平均粒径处于0.4～10μm的范围。按照这种构成，使Cu-W合金中的W量达到74～88％(重量)，在不降低导电性下，得到所需要的高硬度和高熔点性。若W超过88％(重量)，则导电性降低，成为焦耳热增大的原因。W的平均粒径在0.4μm以下，在显示再点弧发生频数大幅度增加和波动幅度的同时，断路性能和静耐压性能降低。若W的平均粒径超过6μm，则成为WMo一体化粒子的平均粒径大和波动的原因，再点弧发生频数发生显著的波动。在W中作为辅助成分，通过Mo以0.001～5％(重量)达到一体化，改进Cu和W之间的湿润性，从而提高W粒子和Cu的附着强度。Mo量在0.001％(重量)以上，能发挥效果，若超过5％(重量)，则成为再点弧发生频数增加和发生触点消耗的原因。使WMo一体化，其平均粒径达到0.4～10μm，比以单独存在，对降低从触点表面的微小金属粒子的放出、飞散以及降低触点表面皴裂是特别有效的。WMo的平均粒径若超过10μm，则触点消耗量和表面皴裂趋于增加。在使WMo的平均粒径达到0.4～10μm的方面，Mo的平均粒径达到0.4～4μm是必要的。本发明的上述目的是通过提供具有以下构成的真空断路器用触点材料来达到的。要点是，是由74～88％(重量)的平均粒径0.4～6μm的W、0.001～5％(重量)的平均粒径0.4～4μm的Mo、0.001～5％(重量)的平均粒径0.4～4μm的Fe、余量为Cu组成的合金，WMoFe形成一体化，其平均粒径0.4～10μm的范围。在这种构成中，在W中作为辅助成分，在平均粒径0.4～4μm的Mo达到0.001～5％(重量)的同时，使平均粒径0.4～4μm的Fe达到0.001～5％(重量)进行一体化，WMoFe的平均粒径可以达到0.4～10μm。本发明的上述目的是通过提供具有以下构成的真空断路器用触点材料来达到的。要点是在上述的真空断路器用触点材料中，在WMoFe中的Mo与上述Fe的比例处于500∶1～1∶500的范围。按照这种构成，WMoFe形成均匀组成的一体化粒子，对从触点表面放出微小金属粒子、降低飞散以及降低触点表面皴裂是特别有效的。若Mo与Fe的比例超过上述的范围，则一体化粒子在组成上成为偏析状态，再点弧性能和静耐压性能有发生波动的倾向。本发明的上述目的是通过提供像以下的真空断路器用触点材料来达到的。要点是在上述的真空断路器用触点材料中，含有0.05～0.5％(重量)的Bi、Sb、Te中的至少任一种。通过这种构成，提高抗熔焊性能。本发明的上述目的是通过提供像以下的真空断路器用触点材料来达到的。要点是在上述的真空断路器用触点材料中，在垂直于接触面方向的任意面上，包含50％(面积)以上的被WMo或者WMoFe包围或邻接的Cu层的宽度或长度是10μm以下的区域。通过这种构成，谋求触点合金组织的均匀化。上述的区域在50％(面积)以下，引起组织粗化，再点弧性能和耐电弧消耗性能的波动幅度增大。本发明的上述目的是通过提供像以下的真空断路器用触点材料来达到的。要点是在上述的真空断路器用触点材料中，在垂直于接触面方向的任意面上，存在50％(面积)以上的被WMo或者WMoFe包围或邻接的Cu层的宽度或长度是10μm以下的区域或者10～50μm的区域中的至少任一区域。本发明的上述目的是通过提供像以下的真空断路器用触点材料来达到的。要点是在上述的真空断路器用触点材料中，从接触面向内部方向使Cu量增加。通过这种构成，提高触点的导电率。本发明的上述目的是通过提供像以下的真空断路器用触点材料来达到的。要点是在上述的真空断路器用触点材料中，在与合金层中的接触面相反侧的面上，赋予Cu层。通过这种构成，提高触点的导电性。本发明的上述目的是通过提供像以下的真空断路器用触点材料来达到的。要点是在上述的真空断路器用触点材料中，合金层的厚度是0.3mm以上。通过这种构成，在断路后，防止在触点面上部分露出是基底材料的Cu层等。本发明的上述目的是通过提供像以下的真空断路器用触点材料来达到的。要点是在上述的真空断路器用触点材料中，接触面的平均表面粗糙度是10μm以下，最小值达到0.05μm。本发明的上述目的是通过提供像以下的真空断路器用触点材料来达到的。要点是在上述的真空断路器用触点材料中，在接触面上以外加10kV电压的状态，使1～10mA电流断路，从而进行表面加工。通过这种构成，进行触点表面追加加工，使再点弧性能和静耐电压性能等稳定化。附图的简要说明通过下述的详细描述并参照附图能更好地理解本发明，而且容易更全面了解本发明及其伴随的优点。图1是应用本发明真空开关用触点材料的真空开关的横截面图。下面参照附图描述本发明的一个实施方案。图1是真空开关的横截面图。在图1中，断路室1由一个实际上形成圆筒的绝缘外壳2构成，在该绝缘外壳2的两端装配绝缘材料和金属盖4a、4b，并插入密封配件3a、3b，该断路室保持真空。在断路室内部安装一对电极7和8，该电极7和8固定在导电棒5和6的平面端。例如上电极7是固定电极，而下电极8是可移动电极。波纹管9装配在电极8的导电棒6上，以便在断路室1的内部保持真空-气密性的同时，沿电极8的轴向能进行移动。在波纹管9的顶端装有弧状金属罩10，以防止波纹管9被电弧蒸汽所覆盖。在断路室1中安装弧状金属罩11，以便遮盖电极7和8，防止绝缘外壳2被电弧蒸汽所覆盖。在上述的构成中，在触点13a、13b上施加外部磁场(例如纵磁场技术)的场合，通常在使大电流断路时，由于断路而发生的电弧停滞、集中在电弧电压低的部分上被抑制，在触点电极面上移动。借此有助于断路性能的改善、再点弧发生率的减低化。即，因为电弧在触点电极面上容易移动，所以促进电弧的扩散，与处理断路电流的触点电极面积的实质增加有关，有助于断路电流性能的提高。进而，电弧的停滞、集中被减低化的结果，也达到阻止触点电极的局部异常蒸发现象、表面皴裂减轻化的益处，有助于抑制再点弧。但是，若将一定值以上的电流值进行断路，则电弧停滞在不能预测的一点或数点的部位，使触点电极面异常熔解而达到断路极限。另外，异常熔解，由于触点电极材料的瞬时爆发的蒸汽而产生的金属蒸汽显著地阻碍处于开极过程的真空断路器的绝缘回复性，导致断路极限的更劣化。进而，异常熔解，产生巨大的熔滴而导致触点电极面的皴裂，也引起耐电压性能降低、再点弧发生率增加、触点材料的异常消耗。成为这些现象的原因的电弧，希望或在触点电极面上的某处停滞或如上所述完全不能预测的点上使发生的电弧不停滞，将能移动扩散的表面条件赋予触点。在本实施例中，作为其希望的条件，在使Cu-W合金中的W量和粒径最佳化的同时，在W中使作为辅助成分的Mo、Fe一体化。其结果，改进Cu和W之间的湿润性，提高W粒子和Cu的附着强度。另外，被一体化的WMoFe包围的Cu层的大小也是合适的范围的10μm以下的区域，要占有规定面积以上地进行限制，以谋求触点合金组织的均匀化。其结果，在经受电弧时，进行优先选择，不仅能使蒸发、飞散的Cu控制在少量，而且也由于被电弧时的热冲击在触点面上对抑制再点弧发生有害的显著龟裂的发生也被抑制，也减轻W粒子的飞散脱落。按照本发明人的实验，像这样合金组织的均匀化，因为达到Mo、Fe的一体化等的改进，所以即使在经受电弧后，触点表面的熔融、飞散损伤变少，使对抑制再点弧带来重要影响的触点表面皴裂少，有益于提高耐电弧消耗性能。而且，由于它们的相乘效果，在维持断路电流性能后，达到提高Cu-W合金的耐电弧消耗性能、抑制再点弧发生的频数。如上所述，虽然再点弧现象发生的机理还不清楚，但按照本发明人的实验观察，再点弧在真空开关内的触点和触点之间、触点和电弧罩之间以相当高的频数发生。因此，本发明人已清楚，例如触点在经受电弧时，抑制放出的突发性气体、进行触点表面形态的最佳化等对抑制再点弧的发生是极有效的的技术，使再点弧发生次数大幅度地减少。但是，近年来在对真空开关的高耐电压化要求、大电流断路化要求、小型化要求上，认为仅改进上述触点已经达到极限，在此之外，改进最佳化也成为必要。根据本发明人对再点弧发生的上述模拟再点弧发生实验的详细解析的结果，在与触点材料直接有关的场合，与防护罩结构等设计有关的场合，与不能预期的高电压暴露等电气机械的外部条件等有关。本发明人已获得以下的见识，即，向适宜的真空开关内或安装或卸下陶瓷制绝缘容器外管，触点13a、13b，电弧罩11，金属盖体，导电棒5、6，密封金属配件，波纹管9等各构成部件，进行模拟再点弧发生实验时，直接经受电弧的触点的组成、材质及其状态、其制造条件对再点弧发生是重要的。还获得以下的见识，即，比特别因为材质脆性，由于投入或断路时的冲击，观察到向电极空间放出、飞散的微小金属粒子多的Cu-Bi、Cu-Te、Cu-Cr合金硬度高、熔点高的Cu-W合金是有利的。进而重要的观察见识是，即使是相同的Cu-W，向电极空间放出、飞散的微小金属粒子也存在某种程度的波动，在Cu-W的制造过程中尤其烧结温度高者，对抑制再点弧发生是处于有利的倾向。该观察见识暗示，与改进Cu-W合金的必要性的同时，抑制再点弧的可能性。因此本发明人认为，在Cu-W中作为辅助成分存在的Mo(Fe)，对减低由投入、断路时的冲击而产生的向电极空间放出、飞散的微小金属粒子是有益的。通常，投入、断路后的触点表面发生许多微细突起(凹凸)，而且其一部分或飞散或脱落，但在本实施例中，由于在Cu-W中存在Mo(Fe)，改进了Cu与W的结合强化和极微小面积上的延性(伸长)，其结果，与微细凹凸本身的发生减少的同时，发挥在微细凹凸的尖端部赋予某种程度的圆形效果。由此触点表面的电场强化系数β从100以上改进到100以下。因为使WMo一体化，所以比单独存在对减低微小金属粒子的放出、飞散以及降低触点的表面皴裂是特别有益的。其结果，即使由于投入时、断路时的冲击，与将微小金属粒子的生成抑制在少量的同时，也使其放出、飞散量变小，有助于抑制再点弧。像这样也暗示，由在Cu-W中存在Mo(Fe)而产生的电场强化系数β改善的益处，改善触点表面粗糙度(Rave.-AverageoftheRoughnessofthecontact)而叠加。如上所述，在Cu-W的制造过程中，将烧结、溶浸条件和混合粉体(Cu.W)的解碎(粉碎)·分散·混合条件组合，制作真空开关，根据观察再点弧发生状况的实验表明，在保持高硬度、高熔点性的Cu-W中，进行混合条件的最佳化、组织状态的最佳化、烧结技术的最佳化对抑制再点弧是有益的。在混合条件的最佳化中，特别以后述的制造方法例1～6所示的原料粉(Cu)和(W)及Mo(Fe)的均匀混合方法、以及在原料粉(Cu)和(W)中边叠加摇动运动和搅拌运动，边进行混合的混合方法是有效的。即，在本发明人观察的再点弧现象发生的时期与Cu-W的材料状态的关系的结果中，(1)关于触点组织及其状态(偏析、均匀性)，与制造过程，特别是混合条件的最佳化相关，与电流断路开闭的经过次数无关，具有出现无规则再点弧现象发生的特征；(2)关于在触点表面附着、吸附的气体和水分量及状态，是预先加工成的触点的加工后的管理环境问题，与直接烧结技术无关，但具有从电流断路开闭次数的比较初期出现再点弧现象发生的特征；(3)关于在触点内部内藏的异物量、状态等的触点内部的状态，原料粉末的品质(选择Cu粉、W粉)及原料的混合状态成为关键，暗示被认为是在电流断路次数的比较后半发生的再点弧原因等的制造过程的重要性。从以上可看出，再点弧现象发生的时期，相对于电流断路次数的进展在外表上没有关系，但是已清楚，像上述(1)、(2)、(3)那样，由于各发生时期不同，其原因也不同。这被认为是各真空开关在每次再点弧现象发生中，产生偏差的一个重要原因。因此，为了抑制全部的再点弧的各发生时期或者为了减轻化，在得到品质上良好状态的原料粉(Cu)和(W)后，有必要一边将它们粉碎·分散·混合，一边得到均匀且微细的(Cu·W)混合粉体，进而重要的是，由于存在规定量的Mo(Fe)，达到由投入、断路而引起的触点表面的微细凹凸发生的降低化以及向电极空间的微小金属粒子的放出、飞散降低的效果。如上所述，本实施例的真空断路器用触点材料，在使用搭载Cu-W系触点的真空开关的真空断路器中，为了抑制、减轻真空开关的再点弧现象的发生，与在CuW中使由规定量的Mo或MoFe组成的辅助成分进行合金化的同时，将其大小管理在最佳状态是达到效果的。因此，W、Mo、Fe的平均粒径和一体化后的WMo、WMoFe的粒径和量成为最重要的关键。下面，说明本实施例的真空断路器用触点材料的制造方法例。若大致区分该触点材料的制造方法，则有在以WMoFe粉构成的骨架中溶解流入Cu的溶浸法、将以规定比例混合WMoFe粉和Cu粉的粉末烧结或者成形后进行烧结的烧结法。制造方法例1向Cu-W合金中进行Mo(Fe)合金化的方法，因为Mo(Fe)的量与W相比是少量的，所以必须很好地进行均质混合。作为其手段，例如将从最终必要的W量(74～88％(重量))内的一部分取出的极少量的W和Mo(和/或Fe)粉混合(根据需要追加Bi、Sb、Te中的至少1种。以下以Bi代表)得到第1次混合粉(根据需要将其重复混合至第n次)。将该第1次混合粉(或者第n次混合粉)和残留的W粉再次进行混合，得到最终处于充分良好混合状态的WMo(Fe)粉。将该WMo(Fe)粉和规定量的铜(Cu)粉混合后，在氢气氛围(也可以是真空)中，例如进行一次1060℃的温度下的烧结和加压或者将其组合数次，制造Cu-W-Mo(Fe)触点原材料或者Cu-W-Mo(Fe)-Bi触点原材料，然后加工成规定形状作为触点。制造方法例2作为其他的合金化方法，将从最终必要的Cu量内的一部分取出的极少量的Cu(根据需要追加Bi)和Mo(和/或Fe)粉混合得到第1次混合粉(根据需要将其重复混合至第n次)。将该第1次混合粉(或者第n次混合粉)和残留的Cu粉再次进行混合，得到最终处于充分良好混合状态的CuMo(Fe)粉。将该CuMo(Fe)粉和规定量的W(最终必要量的W粉)混合后，在氢气氛围(也可以是真空)中，例如进行一次1060℃的温度下的烧结和加压或者将其组合数次，制造Cu-W-Mo(Fe)触点原材料或者Cu-W-Mo(Fe)-Bi触点原材料。制造方法例3将以上述方法制造的第n次混合WMo(Fe)粉在1100℃的温度进行烧结，制作成保持规定空隙率的WMo(Fe)骨架，例如在1150℃的温度在该空隙中溶浸Cu(根据必要追加Bi)，制造Cu-W-Mo(Fe)触点原材料或者Cu-W-Mo(Fe)-Bi触点原材料。制造方法例4作为另外的合金化方法，在1100℃的温度烧结W粉，制作成保持规定空隙率的骨架，在该空隙中例如在1150℃的温度溶浸别的用途的CuMo(Fe)，制造Cu-W-Mo(Fe)触点原材料(根据需要，在上述的CuMo(Fe)中追加Bi，制造Cu-W-Mo(Fe)-Bi触点原材料)。制造方法例5作为别的合金化方法，以使用离子喷镀装置和溅射装置的物理方法或者使用球磨机装置的机械方法得到在W粉表面被覆Mo(Fe)(根据需要也同时被覆Bi)的W粉，将被覆Mo(Fe)的W粉和Cu粉(根据需要，同时添加Bi)混合后，在氢气氛围(也可以是真空)中，例如进行一次1060℃的温度下的烧结和加压或者将其组合数次，制造Cu-W-Mo(Fe)触点原材料或者Cu-W-Mo(Fe)-Bi触点原材料。制造方法例6作为另外的合金化方法，尤其在均匀混合Cu粉、W粉和Mo(Fe)粉的技术中，将摇动运动和搅拌运动叠加的方法也是有益的。借此，没有一般在使用丙酮等溶剂进行时看到的混合粉或成块或成为凝集体的现象，作业性也提高。另外，混合作业下的搅拌容器的搅拌运动的搅拌数R和赋予搅拌容器摇动运动的摇动数S的比率R/S，若选择在大致10～0.1的合适范围，向粉碎·分散·混合中的粉末输入的能量就成为合适的范围，具有能将混合作业下的粉末变质和污染程度抑制到低的特征。利用以往的混合机等进行的混合、粉碎，施加将粉体压碎的作用，而将摇动运动和搅拌运动叠加的本方法，使上述的比率R/S分布在大致10～0.1的程度，因此粉体彼此间成为聚合度程度的混合，保持良好的通气性，因而提高烧结性，得到品质优良的成形体或烧结体或者骨架。进而没有必要以上的能量输入，粉体不变质。如果以这样状态的混合粉作为原料，烧结、溶浸后的合金也能成为低气体化，有助于断路性能、再点弧性能的稳定化。利用表1～表3的评价条件(1)～(3)和表4、表5的结果(1)、(2)说明本发明的实施例。首先，叙述触点评价条件、评价方法等。①断路性能在着脱式的断路试验用真空断路装置中安装规定的触点电极，在使触点表面的烘烤、电流、电压老化、开极速度条件一定并相同后，以7.2kV、50Hz一边将断路电流值从5kA逐渐增加，一边测定断路极限电流值。如表4所示，以实施例2的断路极限电流值作为100，在各条件下与该值对比，以其倍率作为断路倍率而表示。②再点弧性能在デイマウンタブル式真空开关中安装直径30mm、厚度5mm的圆盘状触点，将50Hz、6kV×500A的电路进行20000次断路时的再点弧发生频数，考虑2台断路器(作为真空开关，6只)的偏差值表示在表4中。在进行触点安装时，仅进行烘烤加热(450℃×30分)，使用钎焊材并且不进行伴随钎焊材的加热。③耐电弧消耗性能在着脱式的真空断路装置中安装各触点，在使触点电极表面的烘烤、电流、电压老化、开极速度条件一定并相同后，测定将50Hz、7.2kV、4.4kA进行1000次断路时的叠加损失后，如表4所示，以实施例2的值作为1.0进行相对比较。④静耐电压值将计测上述电弧扩大量后的供试验的试验片再次安装在着脱式的真空断路装置中，将触点电极表面的烘烤、电流、电压老化、电极间距离调整成一定后，以使电压每上升1kV发生火花时的电压作为静耐电压值，按照所求出的相对值(与实施例2对比)进行判定。⑤各触点的制造方法适当选择上述制造方法例1～6的任一种而使用。实施例1～3、比较例1～2首先叙述断路试验用的实验真空开关的装配概要。准备将端面的平均表面粗造度研磨成约1.5μm的陶瓷制绝缘容器(主成分Al2O3)，在装配前，对陶瓷制绝缘容器进行1650℃的前加热处理。作为密封金属配件，准备板厚2mm的42％(重量)Ni-Fe合金。作为钎焊材，准备厚0.1mm的72％(重量)Ag-Cu合金板。将这些准备好的各部件能气密结合地配置在被结合物间(陶瓷制绝缘容器的端面和密封金属配件)，在5×10-4帕的真空氛围中供给密封金属配件和陶瓷制绝缘容器的气密密封工序。下面，叙述供试验的触点材料的内容、评价内容和结果。在Cu-W中，作为原料粉准备平均粒径0.9μm的W、0.9μm的Mo、3μm的Fe粉，适当地选择上述制造方法1～6的方法，制成WMoFe一体化粒子的平均粒径处于0.9～6.4μm范围的93～60％(重量)W-Mo-Fe、其余为Cu的触点原材料。将这些原材料加工成规定形状的触点试验片后，将接触面的表面粗糙度加工成2μm，作为试验片。其内容示于表1～3中，结果示于表4～5中。首先，测定80％W-Mo-Fe、其余为Cu的合金的再点弧性能、断路性能、耐电弧消耗性能、静耐电压性能，以该值作为标准值(实施例2)。在93％W-Mo-Fe、其余为Cu的合金的场合(比较例1)，从表1～3、表4～5可清楚地知道，将6kV×500A的电路断路20000次时的再点弧性能以0.21％的发生率表示，比作为标准的80％W-Mo-Fe、其余为Cu的合金(实施例2)的场合的0～0.005％显著低劣，是不令人满意的。在由500A断路产生的触点面的局部异常加热部分看到发生微细的龟裂。其原因，由Cu量不足而引起的导电性降低，焦耳热增大成为主要原因。进而，以50Hz，将7.2kV的电路从5kA一边逐渐增加，一边进行观测的断路性能，相对于实施例2的100，也降低至35～60，比作为标准的80％W-Mo-Fe、其余为Cu的合金的场合(实施例2)也显著低劣，是令人满意的。在断路表面看到生成巨大的龟裂及其一部分脱落。进而将7.2kV×5kA断路1000次的消耗试验后的重量变化与以实施例2作为1.0进行相对比较时，显示6.6～11.9，看到极大的重量损失，是不令人满意的。在触点表面看到显著的表面皴裂。但是，使触点间隔一定，一边每升高1kV电压，一边观测火花的发生，以发生火花时的电压作为静耐电压值，与以实施例2的值作为100进行相对比较时，保持表面加工成清洁而且平滑的表面的触点，相对于以实施例2的值作为100的静耐电压值，提高到130～140。虽然静耐电压值提高，但在上述的再点弧性能、断路性能、耐电弧消耗性能中，认为性能低下，作为触点材料是不令人满意的。再者，此时的静耐电压值是对于表面加工成清洁而且平滑的接触面的测定值，在再点弧性能评价后，静耐电压值显示100以下。与此相反，在W量为88％(重量)的W-Mo-Fe、其余为Cu的合金(实施例1)和74％(重量)的W-Mo-Fe、其余为Cu的合金(实施例3)的场合，显示0.02～0.1以下的允许范围的再点弧发生频数。另一方面，在以实施例2的值作为100进行对比的断路性能中，也显示是大致相同程度的相对值的95～105的范围。另外，在与以实施例2作为1.0时的值进行对比的耐消耗性中，作为允许的范围值，也显示处于1.6～4.8的范围。进而，静耐电压值也与以实施例2的值作为100时的值进行对比，作为允许范围的值显示处于95～110的范围。与此相反，在W量为60％(重量)的W-Mo-Fe、其余为Cu的合金(比较例2)的场合，显示0.12～0.25％的高再点弧发生频数和波动，比作为标准的实施例2的值0～0.005％显著低劣，是不令人满意的。另一方面，在以实施例2的值作为100进行对比的断路性能中，也降低至55～80，是不令人满意的。另外，在与以实施例2作为L0时的值进行对比的耐消耗性能中，也大幅度地增加到5.0～15.8倍，是不令人满意的。进而在与以实施例2作为100时的值进行对比的静耐电压值中，也降低至70～75，是不令人满意的。如上所述，93％(重量)W-Mo-Fe、其余为Cu的合金(比较例1)和60％(重量)W-Mo-Fe、其余为Cu的合金(比较例2)，多发生再点弧，发生大量的触点消耗损失，断路性能的低下等，是极不令人满意的，对于本发明的目的，W量是74～88％(重量)(实施例1～3)的范围，显示综合的稳定性。再者，在W-Mo-Fe、其余为Cu的合金中，通过添加0.05～0.5％(重量)的Bi、Sb、Te中的至少一种(以Bi代表)制成W-Mo-Fe-Bi、其余为Cu的合金，也提高该合金的抗熔焊性能。实施例4～8、比较例3上述的实施例1～3、比较例1～2表示W-Mo-Fe-Cu的合金中的Mo量是0.01％(重量)、合金中的WMoFe一体化粒子的平均粒径是0.9～6.4μm时的效果，但不限于此发挥本实施例的效果。即，在Mo量达到0.002～5％(重量)的80％(重量)W-Mo-Fe、其余为Cu的合金(实施例4～8)中，显示0～0.055％的再点弧发生率、0.8～5.2％以下的消耗量、100～130的断路性能、95～125的静耐电压，显示与作为标准的实施例2的性能同等稳定的再点弧性能、断路性能、耐电弧消耗性能、静耐电压性能。但是在Mo量达到12％(重量)(比较例3)中，虽然显示125～135的静耐电压性能，是令人满意的，但比作为标准的实施例2的性能，看到多发生再点弧、发生大量的触点消耗损失，是不令人满意的。再者，实施例4～8的合金中的Mo和Fe的比例Mo/Fe比是500/1的范围，形成均匀组成的WMOFe一体化粒子。Mo/Fe比是1200/1(比较例3)时的WMOFe一体化粒子成为组成偏析的状态。若处于这样的偏析，则再点弧性能、静耐电压性能处于发生波动的倾向。如上所述，80％(重量)W-Mo-Fe、其余为Cu的合金(比较例3)，在Mo量为12％(重量)时，由于80％(重量)W-Mo-Fe、其余为Cu的合金的延性(延伸)的提高而引起的触点表面的皴裂减低，静耐电压值提高(改善)，但多发生再点弧、发生大量的触点消耗损失、断路性能的低下等变得显著。因此Mo量在0.01～5％(重量)的范围显示综合的稳定性。实施例9～13、比较例4上述的实施例4～8、比较例3表示W-Mo-Fe-Cu合金中的Mo量达到0.002～12％(重量)，合金中的WMoFe一体化粒子的平均粒径为0.9～6.4μm时的效果，但是不限于此发挥本实施例的效果。即，在Mo量达到0.01％(重量)，Fe量达到0.02～5％(重量)的80％(重量)W-Mo-Fe、其余为Cu的合金(实施例9～13)中，显示再点弧发生率是0.04～0.1％、消耗量是0.8～4.9％以下、断路性能是95～125、静耐电压是95～125，显示与作为标准的实施例2的性能同等稳定的再点弧性能、断路性能、耐电弧消耗性能、静耐电压性能。但是Fe量达到12％(重量)的合金(比较例4)虽然显示125～135的静耐电压性能，是令人满意的，而比作为标准的上述实施例2的性能看到多发生再点弧、发生大量的触点消耗损失，是不令人满意的。再者，实施例9～13的合金中的Mo和Fe的比例Mo/Fe比是1/500的范围，形成均匀组成的WMoFe一体化粒子。Mo/Fe比是1/1200(比较例4)时的WMoFe一体化粒子成为组成偏析的状态。若处于这样的偏析，则再点弧性能、静耐电压性能处于发生波动的倾向。实施例14～16、比较例5～6上述实施例9～13、比较例4表示原料粉W、Mo的平均粒径达到0.9μm，原料粉Fe的平均粒径达到3μm，W-Mo-Fe-Cu合金中的Fe量达到0.002～12％(重量)，合金中的WMoFe一体化粒子的平均粒径达到0.9～6.4μm时的效果，但不限于此发挥本实施例的效果。即，在原料粉W的平均粒径达到0.4～6μm时，显示再点弧发生率是0～0.1％、消耗量是0.6～5.1以下、断路性能是105～120、静耐电压性能是95～125，显示与作为标准的实施例2的性能同等稳定的再点弧性能、断路性能、耐电弧消耗性能、静耐电压性能(实施例14～16)。但是在原料粉W的平均粒径达到0.3μm以下(比较例5)时，形成耐电弧消耗性能减少至0.6～0.8(性能提高)的良好倾向，但是与再点弧发生率为0.03～0.3％大幅度增加及波动幅度增加(性能低下)的同时，断路倍率也显示70～105，显示大幅度地降低(性能低下)，进而静耐电压性能也显示75～115，性能也降低。像这样，与作为标准的实施例2的性能相比，触点消耗处于良好的倾向，但看到多发生再点弧、断路性能和静耐电压性能大幅度降低的倾向，是不令人满意的。调查触点原材料中的气体含量的结果，气体含量尤其影响多发生再点弧、静耐电压性能的低下。另外，在原料粉W的平均粒径是9μm(比较例6)时，合金中的WMoFe一体化粒子的平均粒径是9～24μm，并显示大的波动，这成为原因，再点弧发生频数发生显著的波动。在全部的再点弧性能、断路性能、耐电弧消耗性能、静耐电压性能中，比作为标准的实施例2的性能低劣。从以上看，希望W-Mo-Fe-Cu合金中的原料粉W的平均粒径达到0.4～6μm。实施例17～19、比较例7上述的实施例14～16、比较例5～6表示原料粉W的平均粒径达到0.4～6μm，合金中的WMoFe一体化粒子的平均粒径达到0.9～6.4μm时的效果，但不限于此发挥本实施例的效果。即，在原料粉Mo的平均粒径达到0.4～4μm时，测定合金中的WMoFe一体化粒子的平均粒径，处于0.4～9.0μm的范围，显示再点弧发生率是0～0.05％、消耗量是0.7～4.6以下、断路性能是100～120、静耐电压是95～105，显示与作为标准的实施例2的性能同等稳定的再点弧性能、断路性能、耐电弧消耗性能、静耐电压性能(实施例17～19)。但是在原料粉Mo的平均粒径达到10μm以下(比较例7)时，合金中的WMoFe一体化粒子的平均粒径是10～18μm，并显示大的波动，耐电弧消耗性能也降低，这成为原因，再点弧发生频数发生显著的波动。在全部的再点弧性能、断路性能、耐电弧消耗性能、静耐电压性能中，比作为标准的实施例2的性能低劣。从以上看，希望W-Mo-Fe-Cu合金中的原料粉Mo的平均粒径达到0.4～4μm。实施例20～21、比较例8上述实施例17～19、比较例7表示原料粉Mo的平均粒径达到0.4～10μm，合金中的WMoFe一体化粒子的平均粒径达到0.4～18μm的情况，在其平均粒径达到0.4～4μm时，显示发挥效果，但不限于此发挥本实施例的效果。即，在使原料粉Fe的平均粒径达到0.4～4μm时，测定合金中的WMoFe一体化粒子的平均粒径，处于0.4～6.6μm的范围，显示再点弧发生率是0～0.07％、消耗量是0.6～5.0以下、断路性能是100～120、静耐电压是90～105，显示与作为标准的实施例2的性能同等稳定的再点弧性能、断路性能、耐电弧消耗性能、静耐电压性能(实施例20～21)。但是在原料粉Fe的平均粒径达到10μm(比较例8)时，合金中的WMoFe一体化粒子的平均粒径达到10～24μm，并显示大的波动，消耗量增加，表面的微凹凸、皴裂增加，这成为原因，看到发生高频数的再点弧和显著的波动。在全部的再点弧性能、断路性能、耐电弧消耗性能、静耐电压性能中，比作为标准的实施例2的性能低劣。从以上看，希望W-Mo-Fe-Cu合金中的原料粉Fe的平均粒径达到0.4～4μm。实施例22、比较例9W-Mo-Fe-Cu合金具有以一体化WMo粒子和/或WMoFe粒子和Cu层构成的组织。在本实施例中，通过控制并选择触点组成、原料粉的平均粒径、一体化粒子的平均粒径，Cu层的大小大部分是直径50μm以下(累计被一体化粒子包围的Cu层的面积，以将该面积换算成圆形时的直径表示)。按照观测结果，尤其在直径10μm以下的区域〔I〕、直径10-50μm以下的区域〔II〕时，发挥稳定的再点弧性能、断路性能、耐电弧消耗性能、静耐电压性能。上述实施例1～21、比较例1～8，选择直径10μm以下的区域〔I〕的Cu层的量是50～75面积％(相对于全部Cu层区域，以下相同)，直径10～50μm以下的区域〔II〕的Cu层的量是25～50面积％进行评价，但不限于此发挥本实施例的效果。即，即使在直径10μm以下的区域〔I〕的Cu层的量是25～50面积％，直径10～50μm以下的区域〔II〕的Cu层的量是50～75面积％的场合，也显示再点弧发生率是0～0.015％、消耗量是1.3～1.9、断路性能是95～100、静耐电压是90-105，显示与作为标准的实施例2的性能同等稳定的再点弧性能、断路性能、耐电弧消耗性能、静耐电压性能(实施例22)。但是，在直径10μm以下的区域〔I〕的Cu层的量是25～50面积％，直径10～50μm以下的区域〔II〕的Cu层的量是0面积％、直径50μm以上的区域〔III〕的场合，起因于组织变得粗大，再点弧性能、耐电弧消耗性能的波动幅度比实施例22增大(比较例9)。实施例23～24、比较例10上述实施例1～22、比较例1～9表示使W-Mo-Fe-Cu合金层(CuWMo层、CuWMoFe层)的厚度一致在一定的2.5mm时的效果，但不限于此发挥本发明的效果。即，合金层的厚度是0.3mm以上能发挥良好的性能(实施例23)。进而，其厚度即使是厚的10.5mm，也是同样的(实施例24)。但是，合金层的厚度在0.1mm以下，在断路性能评价后的触点面的一部分上看到是基底材料的纯Cu层露出。这成为一个原因，再点弧发生多达0.025～0.385％，显示消耗量是1.6～22.6、断路性能是50～100、静耐电压是50～105，与作为标准的实施例2的性能相比，显示显著劣化的再点弧性能、断路性能、耐电弧消耗性能、静耐电压性能(比较例10)。因此，希望W-Mo-Fe-Cu合金层(CuWMo层、CuWMoFe层)的厚度达到0.3mm以上。该合金层的下部即使是纯Cu，或者朝向内部方向(垂直方向)通过增加Cu量，有助于提高作为触点原材料的导电率。其结果有助于断路性能的稳定化。实施例25～27、比较例11上述实施例1～24、比较例1～10表示使W-Mo-Fe-Cu合金的接触面的平均表面加工粗造度一致在一定的2μm时的效果，但不限于此发挥本实施例的效果。即，接触面的平均表面加工粗糙度达到0.05～10μm(实施例25～27)也发挥良好的性能(实施例25～27)。再者，若使接触面的平均表面加工粗糙度达到极端平滑，由于精加工的条件不同，在加工途中往往仅除去Cu，仅W残留在表面，容易形成Cu层存在少的接触面。其结果，在接触电阻性能、温度上升性能上发生问题。另一方面，在接触面的平均表面加工粗造度达到15μm时，再点弧发生多达0.26～0.54％，显示消耗量是2.8～10.6、断路性能是80～90、静耐电压是55～75，与作为标准的实施例2的性能相比，显示显著劣化的再点弧性能、断路性能、耐电弧消耗性能、静耐电压性能(比较例11)。因此，希望W-Mo-Fe-Cu合金的接触面的平均表面加工粗糙度达到0.05～10μm。再者，W-Mo-Fe-Cu合金的接触面的平均表面加工粗糙度，相对于加工成上述的0.05～10μm的接触面，以外加10kV电压的状态使1～10mA电流断路，通过对表面进行追加加工，有助于再点弧性能、静耐电压性能的稳定化。表1评价条件(1)</tables>表2评价条件(2)表3评价条件(3)表4结果(1)表5结果(2)如以上所作的说明那样，按照本发明，是由74～88％(重量)的平均粒径0.4～6μm的W、0.001～5％(重量)的平均粒径0.4～4μm的Mo、余量为Cu组成的合金，因为WMo一体化、其平均粒径要处于0.4～10μm的范围，所以在改进Cu和W之间的湿润性的同时，提高W粒子和Cu的附着强度，并且由于使WMo一体化，对微小金属粒子的放出、飞散的减低和触点的表面皴裂的减低是特别有效的，能够提高再点弧性能和耐电弧消耗性能。另外，按照本发明，是由74～88％(重量)的平均粒径0.4～6μm的W、0.001～5％(重量)的平均粒径0.4～4μm的Mo、0.001～5％(重量)的平均粒径0.4～4μm的Fe、余量为Cu组成的合金，因为WMoFe一体化、其平均粒径要处于0.4～10μm的范围，所以具有和上述发明大致相同的效果。此外，按照本发明，因为在WMoFe中的Mo和Fe的比例要处于500∶1～1∶500的范围，所以WMoFe形成均匀组成的一体化粒子，在有益于提高再点弧性能的同时，能够提高静耐电压性能。另外，按照本发明，要含有0.05～0.5％(重量)的Bi、Sb、Te中的至少一种，所以抗熔焊性能提高，维持优良的大电流断路性能。此外，按照本发明，因为在垂直于接触面方向的任意面上，要包含50％(面积)以上的被WMo或WMoFe包围或者邻接的Cu层的宽度或长度是10μm以下的区域，所以使触点合金组织均匀化，对提高再点弧性能和耐电弧消耗性能是有益的。另外，按照本发明，因为在垂直于接触面方向的任意面上，要存在50％(面积)以上的被WMo或WMoFe包围或者邻接的Cu层的宽度或长度是10μm以下的区域或者10～50μm区域中的至少一种区域，所以具有和上述发明大致相同的效果。此外，按照发明，因为从接触面朝向内部方向要使Cu量增加，所以使触点的导电率提高，有助于断路性能的稳定性。另外，按照本发明，因为在与合金层中的接触面的相对侧的面上赋予Cu层，因而提高触点的导电性，有和上述发明相同的效果。另外，按照本发明，因为合金层的厚度达到0.3mm以上，所以在断路后，在接触面上防止部分露出是基底材料的Cu层等，能够防止再点弧性能、耐电弧消耗性能和断路性能等劣化。此外，按照本发明，因为使接触面的平均表面粗糙度达到10μm以下、使最小值达到0.05μm，所以对再点弧性能、断路性能、耐电弧消耗性能等的提高是有益的。另外，按照本发明，以对接触面外加10kV电压的状态使1～10mA电流断路，进行表面加工，实现追加表面加工，使再点弧性能、静耐电压性能等稳定化。显然借助上述教导能够对本发明进行许多附加改进和变更。因此应当理解为除在所附的权利要求书中进行特殊说明的之外，可以在权利要求书的范围内实施本发明。权利要求1.真空断路器用触点材料，它是由74～88％(重量)的平均粒径0.4～6μm的W、0.001～5％(重量)的平均粒径0.4～4μm的Mo、余量为Cu组成的合金，以WMo一体化、其平均粒径处于0.4～10μm的范围作为构成。2.真空断路器用触点材料，它是由74～88％(重量)的平均粒径0.4～6μm的W、0.001～5％(重量)的平均粒径0.4～4μm的Mo、0.001～5％(重量)的平均粒径0.4～4μm的Fe、余量为Cu组成的合金，以WMoFe一体化、其平均粒径处于0.4～10μm的范围作为构成。3.权利要求2所述的真空断路器用触点材料，其中，以上述WMoFe中的上述Mo和上述Fe的比例处于500∶1～1∶500的范围作为构成。4.权利要求1、2或3所述的真空断路器用触点材料，其中，以含有0.05～0.5％(重量)的Bi、Sb、Te中的至少任一种作为构成。5.权利要求1、2、3或4所述的真空断路器用触点材料，其中，以在垂直接触面方向的任意面上，包含全Cu层区域的50％(面积)以上的被上述WMo或上述WMoFe包围或者邻接的Cu层的宽度或长度是10μm以下的区域作为构成。6.权利要求1、2、3或4所述的真空断路器用触点材料，其中，以在垂直接触面方向的任意面上，存在全Cu层区域的50％(面积)以上的被上述WMo或上述WMoFe包围或者邻接的Cu层的宽度或长度是10μm以下的区域或者10～50μm的区域中的至少任一种区域作为构成。7.权利要求1～6中任一项所述的真空断路器用触点材料，其中，以从接触面朝向内部方向，使上述Cu量增加作为构成。8.权利要求1～6中任一项所述的真空断路器用触点材料，其中，以与上述合金层中的接触面相对侧的面上赋予Cu层作为构成。9.权利要求1～8中任一项所述的真空断路器用触点材料，其中，以上述合金层的厚度是0.3mm以上作为构成。10.权利要求1～9中任一项所述的真空断路器用触点材料，其中，以接触面的平均表面粗糙度是10μm以下、最小值是0.05μm作为构成。11.权利要求10所述的真空断路器用触点材料，其中，以在上述接触面上外加10kV电压的状态使1～10mA电流断路，进行表面加工而构成。全文摘要本发明的真空开关的触点材料是由74～88%(重量)的平均粒径0.4～6μm的W、0.001～5%(重量)的平均粒径0.4～4μm的Mo、余量为Cu组成的合金,以W、Mo一体化、其平均粒径处于0.4～10μm的范围作为构成。通过达到如以上那样,提高再点弧性能和耐电弧消耗性能。文档编号H01H33/66GK1192573SQ9810512公开日1998年9月9日申请日期1998年1月13日优先权日1997年1月13日发明者奥富功,山本敦史,大岛岩,关经世,长部清,草野贵史,关口薰旦申请人:株式会社东芝