CN1058116A - 真空断路器的触头 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种由触头成型材料加工而得的真 空断路器触头，其特征是：其中含有重量百分比为 20％-60％的Cr，占Cu和Bi总重量的 0.05％-1.0％的Bi元素，其余部分实质上为Cu，并 形成一个触头形状，然后将所加工的材料进行真空热 处理，这种真空断路器的触头不仅具有优良的耐熔焊 特性，而且具有优良的耐压特性。

Description

本发明涉及一种适用于真空断路器的触头，特别是一种具有改进了的耐熔焊特性和耐压特性的真空断路器的触头，以及一种生产该触头的方法。

真空断路器的触头利用在高真空中所具有的电弧扩散特性，在真空内对大电流进行开断或进行额定电流的接通与断开，所述触头由两个相对的触头，即固定和运动触头组成。真空断路器的触头需要满足的基本条件是耐熔焊特性，耐压特性和电流开断能力。除了这些基本要求以外，触头材料需要满足的重要条件还有低的和稳定的温升及低的和稳定的接触阻抗。然而这些要求是互相矛盾的，因此，用单一的金属元素材料是不能满足所有这些要求的。于是现有使用的许多触头材料采用了至少两种互相能补偿不足性能的元素的合成材料，以便使制成的触头能适应大电流、高电压或其他条件的特殊要求。触头材料的特性已发展得相当出色。然而，真空断路器在耐受高电压和大电流的触点要求方面已经有所增长，而且是至今尚未得到一种完全能满足上述要求的真空断路器触头。

例如，日本专利出版物NO.12131/1966揭示了一种铜铋（Cu-Bi）合金，该合金包含不多于5%的一种耐熔焊组分，例如铋。这个参考文献描述了该Cu-Bi合金可用于做成在大电流中使用的触头材料。可是在Cu基体中Bi的可熔性是很低的，因而会产生偏析现象。另外，在开断电流后这种触头的表面变粗糙的程度加大，而且很难对其进行处理或成形。

日本专利出版物NO.23751/1969介绍了可用一种铜碲（Cu-Te）合金作为在大电流中使用的触头材料。这种合金减轻了Cu-Bi合金存在的相应缺点，但与Cu-Bi合金相比较，该合金对周围气氛过于敏感，因此，这种Cu-Te合金不具有触头阻抗等项的稳定性。

虽然这两种由Cu-Te合金和由Cu-Bi合金材料制成的触头都具有出色的耐熔焊性能，并且用于已有技术的中等电压领域，其耐压特性是足以满足要求的，但是实践运行已经证明，这两种触头材料用于高电压领域是不能满足要求的。

此外，还有一种已知的用于真空断路器的触头材料是一种含有Cr的Cu-Cr合金。这种Cu-Cr合金在高温下具有Cr和Cu的最佳热特性，因此相应于耐高压特性和大电流稳定性方面，这种触头合金具有优良性能。正因为如此，该Cu-Cr合金被广泛用作要求耐高压，并兼有开断大电流特性的断路器中的触头材料。

可是，与Cu-Bi合金比较，Cu-Cr合金的耐熔焊特性很差，这是因为Cu-Bi合金中含有不多于5%的Bi金属，故Cu-Bi合金已被广泛地用作为断路器的触头材料。

所述熔焊现象的发生有两种原因：（a）在触头的接触表面产生的焦耳热使触头熔融，然后固化;（b）在接通和断开瞬间电弧放电使触头气化，然后固化。

在任何一种情况下，当Cu和Cr金属固化时，该合金形成了具有不大于1μm的Cr和Cu的细颗粒。该Cu-Cr合金形成大约从几个微米到几百微米厚度的层，并在此状态下，Cr细颗粒和Cu细颗粒是搀杂在一起的。一般来说，上等精緻的结构是改善该材料强度的因素之一。在所述Cu-Cr合金中就是这种情况。当特别精緻的Cu-Cr层的强度大于一般Cu-Cr合金的基体强度时，而该基体强度超过设计的开断力时，就会产生熔焊现象。

驱动采用Cu-Cr合金作为触头材料的真空断路器操作机构所需的开断用力，比采用Cu-Bi合金作为触头材料的真空断路器大，因此这种采用Cu-Cr合金作为触头的真空断路器在小型化和经济性方面处于劣势。

日本专利出版物NO.41091/1986公开了一种Cu-Cr-Bi合金的触头，其中将Bi增加到Cu-Cr合金中，是为了改善Cu-Cr合金的耐熔焊特性。这种Cu-Cr-Bi合金材料的触头，一般来说可将所述Cu-Cr合金的耐熔焊特性改善到一定程度，但也由于添加了Bi使粘（熔）结物明显变脆，从而降低了其耐压特性，并增加了重燃电弧的机率。

如上所述，与Cu-Cr合金的触头相比，由Cu-Cr-Bi合金做的触头往往改善了耐熔焊的特性。但其耐压特性的劣化和产生重燃却仍然是其缺陷所在。

因此，本发明的一个目的是提供一种真空断路器的触头，能够在保持原Cu-Cr-Bi合金触头的耐熔焊特性的同时，使耐压特性的降低和重燃电弧机率的增加的程度减少到最小。

根据本发明的一种真空断路器触头是由一种Cu-Cr-Bi合金材料制成，在触头的成形材料中Cr的重量百分比为20%～60%，Bi的重量百分比为Cu和Bi总量的0.05%～1.0%，其余为Cu，该材料被加工成一个触头形状，并使经加工的材料经受真空热处理。

存在于Cu-Cr-Bi合金触头里的Bi组分的形式可分为下列四种：

（1）一种Cu-Bi固熔体;

（2）Bi组分存在于Cr颗粒与一种Cu基底的导电材料（一种Cu基质）的交界面中;

（3）Bi组分存在于一个Cu基质的颗粒间界中;

（4）Bi组分存在于一个Cu基质的颗粒内。

在这些形式中，对触头温度影响最大的是其中的Bi组分存在于一个Cu基质的颗粒间界中的那种形式。Bi的数量在这一颗粒间界中越大，触头的温度则越低。  其结果使耐压特性降低，并且重燃电弧的可能性增加。

根据我们的发现，存在于该触头表面部位的Bi，可通过将Cu-Cr-Bi触头成形材料加工成触头形状，并使它经受真空热处理的方法而被消除掉（挥发掉）。另外，在热处理前曾与Bi相接触的Cu基质颗粒和/或Cr颗粒，其部分或全部，则由于Bi的消除而紧密地结合在一起。其结果使触头表面层的强度得到改善，触头表面变脆化的现象得到抑制，从而防止了耐压特性的降低和重燃电弧机率的增加。Bi仅在触头的表面层区因挥发而消失，而一个特定量的Bi仍然存在于恰好低于表面层区的区域内。熔焊的断开正是从这些区域实现的，因此耐熔焊特性几乎没有降低。

如果Bi的含量少于Cu+Bi总重量的0.05%，耐熔焊特性将不会得到改进。如果Bi的含量按其重量百分比超过1.0%，应用上述真空热处理的工艺将不见成效，并且改善耐压特性和降低重燃电弧的概率的效果甚微。如果Cr的成分按其重量比少于20%，Cu的组分就会特别大，使耐压特性降低。如果Cr的成分按其重量比大于60%，Cr的组分就会过大，并且依靠真空热处理工艺也不能阻止触头表面的脆化。因此，耐压特性的降低和电弧重燃概率的增加就不能得到有效的抑制。

如果真空热处理的温度低于300℃，则Bi在触头表面层区域中的迁移是较弱的，而且耐压特性的改善和电弧重燃机率的改进都微不足道。如果真空热处理的温度超过Cu的熔点，则该触头的表面明显变粗糙。因此真空热处理温度的推荐取值范围是从300°到1083℃，而最佳范围是从650°到900℃。这一热处理工艺对于加工成型的触头可进行一次，两次或多次。

上述热处理工艺是在真空中进行的。“真空热处理”在这里表示在真空条件下实现热处理。“真空”是指一种在触头的表层区里的Bi足以充分挥发的真空程度。一般热处理温度高时，可以采用较低的真空度。如果真空度太低，在合金中的Cr将被氧化。热处理可以在不大于1×10^-3乇的真空中进行，最好是不大于1×10^-4乇，特别推荐的是不大于1×10^-5乇。

上述真空热处理可以提供一个触头，在其表层区域内实质上不存在Bi。一种具有在其中局部地再度熔化的Cu颗粒间界的结构形成在这样一个触头的表层。

本发明的真空断路器触头的成品是首先将Cu-Cr-Bi触头成型材料加工成该触头所需的形状，然后使它经受真空热处理，这种触头和那些用Cu-Cr触头材料制成的触头相比，可以具有大体上相同的耐压特性和重燃电弧机率，但同时又保持了耐熔焊特性。

现在结合实施各例来描述本发明。

首先说明根据本发明制造一个触头的方法。用于制造一个Cu-Cr-Bi合金触头的方法大致分为一种渗入法和一种固相法。

下面说明该渗入法的一个实施例。

将一种具有特定颗粒径的Cr粉末压制成一种粉末模压产品，然后在具有不大于-50℃露点的氢气氛下或在压强不大于1×10^-3乇的真空下将该粉末模压产品初步烧结，在一个例如950℃（持续一小时）的特定温度下，得到一个初步烧结体。

该烧结体具有的空隙被由一种含有某一特定比例的Bi的Cu-Bi合金材料渗透，例如在1100℃的温度下渗浸30分钟，然后整体冷却，并采用一种专门的冷却法固化后得到一种Cu-Cr-Bi合金材料。所述渗入工艺主要是在真空环境下完成，但也可在氢气氛下完成。

当选择高的烧结热处理和/或渗入热处理温度后，Cu和Bi的蒸发是强有力的，因此控制组分的量是重要的。这一热处理温度的变化取决于炉子的特性、要被热处理的坯料的数量、尺寸和热性能以及类似因素，所以全部用该热处理温度表达是不可能的。可以采用这样一种方法，其中所保持的Cu含量由X射线法或类似方法直接确定和加以控制，温度的选择至少为1300℃，这样一般可减少Cu的存在，因此显然这样一种方法是不希望的。

烧结热处理温度的低限必须是至少在600℃，从原料或模压产品脱气的观点，最好是最少900℃。渗入热处理的温度最低限必须是至少在1100℃，这是因为有必要给该骨架脱气和使Cu溶融。

根据该渗透法可获得一种Cu-Cr-Bi触头成型材料。

现在介绍一种固相烧结法的一个实施例。

将明确配比的Cr，Cu和Bi粉末混合，送入压制机器中制成一个绿色压制品，然后将该坯块放入具有不大于50℃的露点的氢气氛中或压强不大于1×10^-3乇的真空中烧结处理，这一压制工艺和烧结工艺需重复许多次，最后得到一种所需要的Cu-Cr-Bi触头成形材料。

经渗透法或固相烧结法获得的Cu-Cr-Bi触头成形材料被加工成触头所需的形状，然后进行热处理（例如，在800℃下持续30分钟），例如取真空压强为10^-5乇，最终得到本发明的触头。

下面介绍用渗透法的一个最佳实施例。

如上所述Cu-Cr触头成型材料由于其优良的耐压特性，一般用于做真空断路器的触头成形材料，但它的耐熔焊特性劣于所述Cu-Bi触头成形材料。为了改善Cu-Cr触头成形材料的耐熔焊特性，和为得到一种用于真空断路器的具有优良的耐压特性（进一步减少电弧重燃机率）的触头成型材料，现有技术中用于制造一种真空断路器的触头成型材料的方法如下。

例如，日本专利公开出版物NO.88728/1990公开了一种方法，其中将Cr烧结得到一个Cr构架，然后与Cu-Bi合金渗透得到Cu-Cr-Bi触头成型材料。进一步地，日本专利公开出版物NO.96621/1986公开了一种方法，其中Cu，Bi和Cr三种金属粉末混合，将混合好的原料采用一种粉末冶金术制成一种触头成型材料。

我们发现，即使当Cu-Cr-Bi触头形成材料具有同样的组分时，现有技术的方法显示出在耐压特性和/或耐熔焊特性方面的离散性。

上述问题可以采用下述方法克服，即一个用于制造触头材料的最佳渗透法是一种制造用于真空断路器的触头材料的方法。其特征是烧结Cr粉末形成一个骨架，将含有Cu和Bi的一种渗透材料渗入所述骨架，所述工艺步骤包括在一特定压力下将Cu粉和均匀弥散在Cu粉中的Bi粉的混和物压制成块，然后把所得的绿色Cu-Bi压块在一个非氧化气氛和一个特定温度下，渗入所述Cr骨架中，冷却该渗透完毕的合金，得到真空断路器的触头成型材料。

在这种方法中，将Bi粉末均匀扩散到Cu粉末中，得到的Cu-Bi混合体，在一个特定的压力下压制成块，所得的Cu-Bi绿色压块在一个特定的压力下渗透入Cr的骨架中，形成的合金被冷却，于是与熔融法和现有技术的渗透法相比，Bi粉末的弥散是均匀和精致的。由此耐压特性和耐熔焊特性的离散性受到有效的抑制。

上述方法将更详尽地描述如下。

一种具有特定颗粒径的粉末被压制成一种粉末压模成品，然后将这种粉末压模成品在露点不大于-50℃的氢气氛下或压强不大于1×10^-3乇的真空条件下预先烧结，烧结温度是一定的，例如，950℃（持续1小时），从而获得一个预烧结后的烧结体。

具有特定颗粒尺寸的Cu和Bi粉末用作渗透物，它们以随要求而定的一定比例进行混和，Bi粉末被充分均匀地弥散在Cu粉末中，然后将该混和体于每平方厘米3千公斤的模制压力下被压制成一种Cu-Bi绿色压块。然后按任选地，将该压块置于氢气氛下，于温度例如是400℃下进行热处理约30分钟，以便获得一种当作渗透物的压块。该压块也可在其真空中进行热处理。

依靠将Bi均匀弥散的方法可以获得稳定的耐压特性和耐熔焊特性。Bi在Cu-Cr-Bi中的弥散状态取决于Bi在由Cu和Bi组成的渗透物中的弥散情况。也就是说，当Cu-Bi渗透物在惰性气体或在真空中向Cr骨架内渗入时，考虑到下列事实不采用长渗透时间，即Bi是一种高蒸发压力的元素。因此，在渗透之前在该渗透物中Bi的弥散状态是决定渗透之后Bi的弥散情况的因素之一。

当Cu-Bi渗透物是靠熔融方法产生时，与纯Cu相比，添加了Bi可以形成Cu基质的细颗粒径。但是根据结构观察，该Cu基质是粗糙到用肉眼可观察到其颗粒的程度，Bi的弥散也一样粗糙。相反，Bi在由混和物制得的Cu-Bi压块中的弥散程度优于由熔融法制得的Cu-Bi合金中的情况，前者的Cu和Bi粉末的粗细大约从几微米到几百微米。在前述渗透物中Bi的弥散状态控制支配了渗透处理后的弥散程度。由Cu-Bi压块制成的Cu-Cr-Bi触头中Bi的弥散水平优于那些靠熔炼法获得的渗透物的情况。其结果是，该Cu-Cr-Bi触头成形材料的耐压特性和耐熔焊特性的离散性可得以降低。

用以制备成渗透物的Cu和Bi粉末能够被氧化。如果这些粉末在空气中使用了一个长的时间周期后，最好使用下列方法。将这些粉末模压成块，对所形成的压块先于渗入法在氢气氛下进行热处理。这样在渗入完成后可得到一种具有良好特性的Cu-Cr-Bi触头。

如上所述预烧结的烧结体的空洞被由上述Cu-Bi压块所渗入，渗入条件是：温度例如为1100℃，持续30分钟，然后采用一种专门的冷却方法整体冷却和固化，得到一种Cu-Cr-Bi合金材料。该渗入法原则上是在真空中进行的，当然也可以在氢气氛下进行。

当选择高的烧结热处理和/或渗入热处理温度后，Cu和Bi的蒸发是强有力的，因此控制组分的量是重要的。这一热处理温度的变化取决于炉子的特性，即刻要被热处理的坯料的数量、尺寸和热性能以及类似因素，所以全部用该热处理温度表达是不可能的。可以采用这样一种方法，其中所保持的Cu含量由X射线法或类似方法直接确定和加以控制，温度的选择至少为1300℃，这样一般可减少Cu的存在，因此显然这样一种方法是不希望的。

用于烧结热处理的温度的低限必须至少为600℃，从原材料或模压产品脱气的观点，最好是至少900℃。渗入热处理的温度最低限是至少在1100℃，这是因为有必要给该骨架脱气和使Cu溶融。

根据该渗入法而得到了一种Cu-Cr-Bi触头成型材料。由该渗入法产生的Cu-Cr-Bi合金触头，其耐压特性和耐熔焊特性的离散性小于依靠经熔炼后的Cu-Bi合金渗透而成的Cu-CCr-Bi合金触头。因此，采用渗透法可获得稳定的性能，并且采用渗透法得到的Cu-Cr-Bi合金在性能上优越，很适于作真空断路器的触头。

触头的性能可以得到进一步改善，方法是将上述渗透法产生的触头成型材料进行如前所述的真空热处理。

下述实例与比较实例可说明本发明。

用于评价触头特性的条件和方法说明如下：

（1）耐熔焊特性

在一对圆盘形具有25毫米外直径的试品两端装有压力杆，该压力杆的外径为25毫米，杆的一端显示一个100R的曲率半径。在被施加以一个100千克负载力时，于10^-5毫米汞柱（mmHg）的真空条件下对该试品通以50H_Z，20KA的电流历时20毫秒。试品之间的开断用力用压力棒测量出来，同时耐熔焊特性也可得到鉴定。表1中的数值是当渗透的Cu-Cr合金材料的熔焊开断力的相对值，而在相对比较的实例A1中表示为1.0。表1表明了量测数值的离散宽度（触头数：3）。

（2）耐电压特性

一根镍（Ni）针经抛光布轮作镜式抛光后被用作为一个阳极。通过镜式抛光后并在此后经受真空热处理所获得的每个样品，被用作为阴极。阳极和阴极之间的空隙是0.5毫米。在10^-6mmHg的真空条件下渐渐升高电压，直到产生一个火花放电时，测量出这个电压值。由此确定了静态耐压数据。进行三次试验所获得的数据列于表1中（包括它们的离散性）。表1中的数值是当渗透的Cu-Cr合金的静态耐压值的相对值，而在比较实施例A1中表示为1.0。

（3）重燃特性

一个圆盘形触头件装在一个可换装的真空断路器中，该触头件外径为30毫米，厚度为5毫米。将断路器与一个6KV和500A的电路接通，然后开断操作2000次，测量出重燃的频率。表中示出了两个断路器（6个开关）的离散性范围（最大和最小）。

实例A1-A3及比较实例A1-A4

采用的触头包含重量百分比为50%的Cr和重量百分比占Cu和Bi总量的0.5%的Bi元素，所用的热处理条件如下：无（不进行）;200℃×1小时;300℃×1小时;800℃×1小时;1050℃×1小时;和1200℃×1小时。每种特性均被评估。（比较实例A2和A3，实例A1-A3，比较实例A4）如表1所示，这种触头的耐熔焊性能比不包含Bi的Cu-Cr触头（比较实例A1）的同类性能好得多。耐压特性和重燃发生机率在很大程度上取决于热处理温度。也就是说，在对触头加工后没有进行热处理的样品情况下（比较实例A2）和热处理温度仅为200℃的样品情况下（比较实例A3），触头表面的Bi的迁移不够充分，因此看不出耐压性能和重燃发生机率方面有何改善。在对样品热处理的温度超过Cu熔点的情况（比较实例A4），触点表面明显变粗糙，于是无法对触头特性进行量测。反之，在对试品的热处理温度分别为300℃，800℃和1050℃的情况下（实例A1，A2和A3），可以观察出耐压特性和重燃发生机率这两种性能已获得改善。

实例A2、A4和A5及比较实例A5和A6

被鉴定性能的Cu-Cr-Bi触头内含重量百分比为50%的Cr和占Cu和Bi总量的重量百分比0.01，0.05，0.43，0.97和5.6%的Bi的组分。（比较实例A5，实例A4，A2和A5，及比较实例A6）。如表1所示，在触头仅含有小比例的Bi元素时（比较实例A5），其耐压特性和重燃机率性能是好的。可是其耐熔焊性能几乎看不出有什么改善。另外，在触头含有大量的Bi元素时（比较实例A6），热处理所得到的效果不明显，并且重燃机率上升，耐压水平降低。同时从上文可知，Bi元素占Cu和Bi总量的合适取值量为0.05-1.0%（重量比）

实例A6-A8和比较实例A7及A8

Cr含量的有效范围得到检验。受测试的Cu-Cr-Bi合金触头中Cr的重量比各取为12.3，22.5，47.9，59.1或87.6%（比较实例A7，实例A6-A8和比较实例A8）。每个触头的特性得到评定。所有的触头试品全都显示了良好的耐熔焊特性。但是，当触头所包含的Cr的重量比为12.3%的作为相对比较的实例B1表示为1.0。表2表明了量测数值的离散宽度（触头数：10）。

（2）耐电压特性

一根镍（Ni）针经过镜面抛光作为一个阳极。将每个样品镜式抛光后，在真空中进行热处理，所得成品作为阴极。阳极和阴极之间的空隙是0.5毫米，在10^-6毫米汞柱（mmIg）的真空条件下渐渐升高电压，直到产生一个火花放电时，测量出这个电压值。由此确定了静态耐压数值。进行10次试验所获得的数据列于表2中（包括它们的离散性）。该数字值是当渗入完毕的Cu-Cr合金的静态耐压值表示为1.0（对于比较例B1来说）时的相对数值。

上述测试耐压特性和耐熔焊特性的试品，是加工成触头试品的形状后又经过上述真空热处理的。

实例B1和比较实例B1和B2

所制造的触头含有重量比为50%的Cr和占Cu和Bi总重量的0.4%的Bi元素。熔化的Cu-Bi用作为渗透物（比较实例B2），以及由Cu和Bi粉末构成的绿色压块用作为渗透物（实例B1），对它们的特性进行比较。如表2所示，其耐熔焊特性远胜于用现有技术的渗透法制成的Cu-Cr触头（Bi＝0，比较实例B1）。如果比较它们的离散性范围，使用压块的例B1显示了一个很微小的离散范围，而使用熔炼法获取Cu-Bi的比较实例B2则显示了一个很大的离散范围。测量结果表明了这样一个事实，即比较实例B2的离散范围是大的，其离散范围的上限是没包含Bi的比较实例的0.6倍，并且该值是在实用有效范围之内，关于耐压特性也存在同样的趋势，采用压制块的例B1显示出比比较实例B1具有更情况（比较实例A7），Cu的量过分地大，因此可看出耐压特性有明显降低，尽管这为触头在重燃起弧方面不存在障碍和问题。在触头中Cr的重量比取为87.6%的情况（比较实例A8），Cr的含量过大，因此不可能靠热处理提供所需防脆化的触头，并且触头的耐压和重燃发生率两个特性都是不佳的。另一方面，触头中Cr的重量比取值为22.5，47.9和59.1%时，所有这些触头显示了良好的特性。由前面所述可知，Cr的合适的重量百分比为20-60%。

上面描述的实例是处于触头单独进行热处理的情况，热处理是本发明的一个特征。即使热处理工艺可以在直到该触头被装进真空断路器里之前的任何阶段进行，但可看出，所获得的触头性能的改善与前面所述的类似。

如前所述，根据本发明，在保持真空断路器的Cu-Cr-Bi合金触头的耐熔焊性能不变的同时，可将耐压特性的降低和重燃机率的增加现象降至最小。

下面描述的实例，其中触头均是用渗透法产生的。

用于评价触头性能的条件和方法如下所述：

（1）耐熔焊特性

在一对圆盘形具有25毫米外径的试品两端装有压力杆，该压力杆的外直径为25毫米，杆的一端显示一个100R的曲率半径。施加一个100千克的负载在其上，在一个10^-5毫米汞柱（mmHg）的真空条件下该试品通以50Hz，20KA的电流持续几个毫秒。测量出开断该试品和其两端杆所需的力，同时耐熔焊特性可得到鉴定。表2中的数值是当渗透的Cu-Cr合金材料断开熔焊力时的相对值，稳定的耐压特性，而其离散范围比比较实例B1小，而用熔炼法获取Cu-Bi的比较实例B2显示了一个大的离散，在某些情况下，其低限是0.6。因此比较实例B2的触头作为真空断路器的触头是不合适的。

上述论证的结果表明，使用Cu-Bi压块作为渗透物获得的触头在耐压特性和耐熔焊特性方面仅有小的离散。

实例B2，B1和B3，及比较实例B3和B4

待测特性的Cu-Cr-Bi触头包含重量比为50%的Cr，和占Cu和Bi总量的0.01，0.05，0.39，0.95和5.3%重量百分比的Bi元素。（比较实例B3，例B2，B1和B3，比较实例B4）如表2所示，在触头材料只含有小比例的Bi时（比较实例B3），其耐压特性是很好的。可是耐熔焊特性的改善几乎看不出来。另一方面，在触头材料含有较大比例的Bi时（比较实例B4），耐压特性呈明显下降。从上文所述可看出，基于Cu和Bi总量所取的Bi量最合适的重量百分比范围是从0.05～1.0。

实例B4和B5

在此实例中监察到的是，Cu作为渗透物的一种绿色压制块的原材料，存在明显的氧化时的情况。

例B4中所用的强氧化Cu粉末，其耐压特性略低于实例B1的情况。可是其耐熔焊特性大体上是与实例B1相一致的，因此作为真空断路器的一种触头例B4不构成什么问题。试验表明，要获得与实例B1相同的耐压特性是将相同的Cu粉末压制成绿色坯块，先于渗入步骤而进行热处理（实例B5），对该压块坯料热处理的效果已得到证实。

Cr的重量百分比并不限于上述实例，显然，凡采用渗透法能产生的所有Cu-Cr-Bi触头均可在本发明中使用。

如上所述，按照本发明的渗入法，其工艺步骤包括：在一定压力下将Cu粉末和均匀弥散的Bi粉末的混合物压制成压块，将所获得的Cu-Bi绿色压块在非氧化气氛下和一定温度下渗入到Cr骨架中;最后冷却该合金。因此，所获得的触头成型材料能够抑制耐压特性和耐熔焊特性的离散性。

Claims (9)

1、一种真空断路器的触头，由加工一种触头成形材料而制成，其特征是：该触头成型材料包含重量百分比为20%～60%的Cr和占Cu与Bi总重量的0.05%～1.0%的Bi元素，其余部分为Cu，并被加工成触头的形状，然后对该加工后的材料进行真空热处理。

2、根据权利要求1的真空断路器触头，其特征是，所述真空热处理的温度取值范围是300℃至1083℃。

3、根据权利要求1的真空断路器触头，其特征是，所述的真空热处理是在真空条件下进行，并足以使存在于被加工成触头形状的触头成型材料的表层中的Bi大体上挥发掉。

4、根据权利要求1的真空断路器触头，其特征是，所述真空热处理是在压强不大于10^-8乇的真空条件下进行的。

5、根据权利要求1的真空断路器触头，其特征是，一个带有Cu颗粒间界的结构可局部再度熔化，该颗粒间界形成在该触头的表层上。

6、根据权利要求1的真空断路器触头，其特征是，触头成型材料在被加工成所述触头形状前，经过以下步骤：

（a）提供一个Cr烧结体构成的骨架;及

（b）用一种由Cu粉末和Bi粉末混合物压成的绿色压块组成的渗透材料渗入所述的骨架。

7、一种制造真空断路器触头成形材料的方法，其特征是，烧结Cr粉末并制备成一个骨架，用由Cu和Bi构成的一种渗透材料渗入所述的骨架中，所述工艺步骤为：

在一个确定的压力下对该均匀弥散的Cu和Bi粉末的混合物进行模压;

然后在非氧化气氛下和一特定温度下将所得Cu-Bi绿色压块渗入所述骨架中;以及

冷却经渗透的合金得到用于真空断路器的触头成型材料。

8、根据权利要求7的方法，其特征是，所述渗透后所得合金具有一种结构，其中的Bi元素精细地和均匀地弥散在所述合金中。

9、根据权利要求7的方法，其特征是，所述触头成型材料含有重量百分比为20%～60%的Cr，和占Cu与Bi总重量的0.05%～1.0%的Bi，而其余部分实质上是Cu。