CN1197990A

CN1197990A - 触点材料

Info

Publication number: CN1197990A
Application number: CN98107837A
Authority: CN
Inventors: 奥富功; 关口薰旦; 吴经世; 山本敦史
Original assignee: Toshiba Corp
Current assignee: Toshiba Corp
Priority date: 1997-03-07
Filing date: 1998-03-07
Publication date: 1998-11-04
Anticipated expiration: 2018-03-07
Also published as: JP3598195B2; EP0863521A2; CN1071925C; EP0863521A3; JPH10245652A; DE69834448D1; DE69834448T2; EP0863521B1; US6024896A

Abstract

本发明的触点材料,由含有55～70重量%的平均粒径为0.1～6μm的碳化钨(WC)的银－碳化钨合金构成,包含0.005～0.2重量%的其等价直径为0.01～5μm并且处于非固溶状态或非化合物形成状态下的碳C。通过本发明,能够提高触点材料的断路特性。

Description

触点材料

本发明涉及用于需要有优良的截断特性和耐压特性的真空短路器等的开闭电极的触点材料。

现有的真空管的触点除了由耐熔接特性、耐压特性和断路特性所代表的基本三要素之外，还需要维持提高截断特性、耐印记消耗特性、接触电阻特性和温度上升特性等，由此而由各种材料构成。但是，由于上述要求特性大多要求相互相反的材料物理性质，就不可能用一种元素而完全满足要求。因此，通过材料的复合和材料粘结等，来进行符合高耐压用途或低截断用途等这样的特定用途的触点材料的开发，由此而发挥优良的特性。

作为满足上述基本三要素的大电流断路用触点材料，象例如日本专利公告公报：特公昭41-12131号和特公昭44-23751号中所记载的那样，公开了含有5重量％以下的铋Bi和碲Te这样的防熔接成分的铜-铋(Cu-Bi)合金和铜-碲(Cu-Te)合金等。

但是，由于铜-铋合金析出到结晶晶间的脆的铋Bi以及铜-碲合金析出到结晶晶间和结晶晶内的脆的Cu₂Te使得合金本体变脆，而实现了低熔接脱离力，则在大电流断路特性上是优良的。同样，作为满足基本三要素的高耐压·大电流电路用触点材料，铜-铬(Cu-Cr)合金是公知的。该铜-铬合金与铜-铋合金和铜-碲合金相比，由于构成成分之间的蒸汽压差较少，而具有能够期待均匀的性能发挥的优点，而在使用中是优良的。

另一方面，作为低截断性触点材料，如在日本专利申请：特愿昭42-68447号中所记载的那样，银-碳化钨(Ag-WC)合金(银为40％)是公知的。该合金通过碳化钨WC的热电子释放效果和银Ag的适度的蒸汽压的相乘的作用而发挥了优良的低截断性，因此被广泛使用。

其中，考虑到真空短路器进一步改善下述两个课题来实现更高性能。其一是：当不充分考虑而在电动机负荷等感性电路中使用真空管来切断电流时，就会发生过度的异常浪涌电压，而对负荷机器的绝缘性产生不良影响。

该异常浪涌电压的发生原因，在真空中进行的断路时，会出现在低电流侧发生的截断现象(不等待交流电流波形的自然零点而强制地进行电流断路)。在此情况下，异常浪涌电压的值Vs与电路的浪涌阻抗Zo和电流截断值Ic成比例。这样，作为用于把异常浪涌电压的值Vs抑制得较低的一个措施，需要降低电流截断值Ic，相对于该要求，利用银-碳化钨合金来作为有益的触点合金的一个。

其二是：在真空短路器中，在电流断路后，在真空管内会发生闪络，而存在引起触点之间再次成为导通状态(此后放电不继续进行)的现象的情况。该现象被成为再起弧，虽然其发生的机理不明，但是，在电路一度成为电流断路状态之后，由于再次急剧地变为导通状态，则异常过电压易于发生。

在使用银-碳化钨合金的断路器中，根据把电容器组(群)进行切断而使再起弧发生的实验，由于观测到了非常大的过电压的发生和过大的高频电流的发生，因而要求开发对银-碳化钨合金抑制再起弧发生的技术。

虽然银-碳化钨合金的再起弧现象的发生机理尚未得知，但是，根据本发明人实验中的观察，再起弧以相当高的频率发生在真空管内的触点与触点之间、触点与电弧屏蔽之间。由此，本发明人研究了例如抑制在触点受到电弧时所放出的突发性气体的技术和使触点的表面形状最优化的技术等，而得到对再起弧的发生抑制非常有效的技术，从而对再起弧发生的抑制有所贡献。

即，注意在银-碳化钨合金的加热过程中所放出的气体总量、气体的种类和放出形态，来详细地进行与再起弧发生相关的观察，在熔融点附近，在非常短的时间内而且脉冲状地突发放出的气体较多的触点上，再起弧发生率变高。

因此，通过改进烧结技术，以便于在银Ag的熔融温度以上进行加热等，来预先除去银-碳化钨合金中的突发气体放出的一个因素，以及抑制银-碳化钨合金中的孔隙和组织的偏析，由此就能降低再起弧现象的发生。但是，对于近年来更进一步抑制再起弧发生的要求，在确认了改善的必要性的同时，其他措施的开发变得重要起来。

近年来，作为显著的倾向，在向电抗器电路、电容器电路等的相应扩大等以及用户的使用条件的苛求化的同时，实现负荷的多样化。即使对于低截断性的银-碳化钨合金，兼备更加低截断化和更加低再起弧性的要求较高，随之，触点材料的开发和改进成为当务之急。特别是，在电容器电路中施加通常的2倍、3倍电压的关系中，通过电流断路和电流通断时的电弧而显著损伤了触点的表面，其结果，引起了触点的表面粗糙和脱落消耗，而认为是再起弧发生的一个因素，因此，对于触点消耗，就需要低消耗化。但是，从提高产品的可靠性的观点出发，不仅再起弧现象的解释清楚是重要的，而且防止技术当然相对于直接的发生原因而尚未得知。

作为低截断性触点材料，可以优先于上述铜-铋合金、铜-碲合金或铜-铬合金来使用银-碳化钨合金，但是，对于更强的低再起弧化的要求，尚未得到足够的触点材料。即，迄今为止，作为低截断性触点材料，在可以优先使用的银-碳化钨合金中，在伴随着更严酷的高电压区域和突入电流的电路中，同样观察到了再起弧现象的发生。因此，希望通过把上述基本三要素维持在一定水平上，来开发出在低截断特性和防止再起弧特性上非常优良的的触点材料。

因此，本发明的目的是提供一种触点材料，通过使银-碳化钨合金的冶金的各条件最优化，来提高截断特性和防止再起弧特性。

为了实现上述目的，本发明提供一种具有下述构成的触点材料，即，在含有55～70％(重量％，以下相同)的平均粒径为0.1～6μm的碳化钨WC的银-碳化钨合金中，存在0.005～0.2％的大小处于0.01～5μm(换算为球时的直径，以下相同)的范围内并且处于非固溶状态或非化合物形成状态下的碳C。

而且，为了实现上述目的，本发明提供一种具有下述构成的触点材料，即，在含有5％以下(包括零)的平均粒径为0.1～5μm的钴Co、55～70％的平均粒径为0.1～6μm的碳化钨WC的Ag-WC-Co合金中，存在0.005～0.2％的大小处于0.01～5μm范围内并且处于非固溶状态或非化合物形成状态下的碳C。

而且，为了实现上述目的，本发明提供一种具有下述构成的触点材料，即，在含有0.01～0.5％的铁Fe的银-碳化钨合金或银-碳化钨-钴合金中，存在0.005～0.2％的大小处于0.01～5μm的范围内并且处于非固溶状态或非化合物形成状态下的碳C。

而且，为了实现上述目的，本发明提供一种具有下述构成的触点材料，即，在含有0.05～0.5％的铋Bi、锑Sb和碲Te中的至少一个的银-碳化钨合金、银-碳化钨-钴合金中，存在0.005～0.2％的大小处于0.01～5μm的范围内并且处于非固溶状态或非化合物形成状态下的碳C。

而且，为了实现上述目的，本发明提供一种具有下述构成的触点材料，即，处于非固溶状态或非化合物形成状态下的碳C高度分散分布在银-碳化钨类合金中，该碳粒子的间隙大于最邻近的碳粒子的大小而进行充分隔离。

而且，为了实现上述目的，本发明提供一种具有下述构成的触点材料，即，使Cu量从触点材料接触面向内部的方向(垂直的方向)增加。

而且，为了实现上述目的，本发明提供一种具有下述构成的触点材料，即，在触点材料接触面的另一方的表面上附着Cu层。

而且，为了实现上述目的，本发明提供一种具有下述构成的触点材料，即，使触点材料接触面的厚度为0.3mm以上的厚度。

而且，为了实现上述目的，本发明提供一种具有下述构成的触点材料，即，使触点材料接触面的平均表面粗糙度(Rave.)为10μm以下，使最小值为0.05μm以上。

而且，为了实现上述目的，本发明提供一种具有下述构成的触点材料，即，在触点材料接触面的表面上施加10kV以上的电压的状态下，使1～10mA的电流断路而进行表面修整。

本发明的这些和其他的目的、优点及特征将通过结合附图对本发明的实施例的描述而得到进一步说明。其中：

图1是应用了本发明的真空管的触点材料的真空管的截面图。

下面参照附图进行说明，其中相同的标号代表相同或相应的部件，在图1中表示了本发明的一个实施例。

下面参照附图来说明本发明的实施例。图1是一个真空管的截面图。在图1中，断路器箱1由绝缘容器2构成，该绝缘容器2由绝缘材料和金属盖4a，4b盖住一个圆筒两端而形成，密封配件3a和3b插在金属盖4a，4b和圆筒之间，该断路器箱1被保持在真空中。

在断路器箱1中布置一对分别固定在导电棒5和6的相对端上的电极7和8。例如，上电极7是固定电极，而下电极8是可动电极。一个波纹管9固定在该电极8的导电棒6上，以便于在断路器箱1内保持真空密封期间电极8能够进行轴向上的移动。一个金属电弧屏蔽10设在波纹管9的顶端，以防止波纹管9被电弧气氛包围。一个金属电弧屏蔽11设在断路器箱1中，以便于盖住电极7和8来防止绝缘容器2被电弧气氛包围。

如图2所示的那样，电极8通过一个铜焊部12而固定在导电棒6上，或者通过挤缝来压紧配合。一个触头13a通过一个铜焊部14而安装在电极8上。相同的结构基本上适用于电极7。

在上述构成中，使用银-碳化钨合金作为低截断性触点材料的能够发挥稳定的特性的触点。但是，对于同时改善上述截断特性和再起弧特性的要求，需要进一步进行改进。在近年来的断路器中，同时使两个特性为低值，特别是在开闭了预定次数后仍维持其低值以及使其偏差为低值是非常重要的。

在银-碳化钨触点13a，13b上提供外部磁场(例如纵磁场技术)，以便于对在对大电流进行断路的情况下，抑制由断路而产生的电弧停止集中在电弧电压较低部分上，从而移动到触点电极表面上。由此，在维持低截断特性的基础上，实现再起弧发生率的降低。即，由于电弧容易在触点电极上移动，而促进了电弧的扩散，与处理断路电流的触点电极面积的实质性的增加相关，降低电弧的停滞、集中的结果是，得到了阻止触点电极的局部异常蒸发现象、减轻表面粗糙的利益，而实现了再起弧的抑制。

但是，当对一定值以上的电流值进行断路时，电弧不能预测，而在一点或数点上停滞，被异常熔融，直至断路极限。异常熔融，因银-碳化钨触点材料的在瞬时爆发的蒸发而产生的金属蒸汽，显著阻害了处于电极分开过程中的真空断路器的绝缘恢复性，而引起了断路极限的进一步恶化。

而且，异常熔融形成了巨大的融滴，而引起了触点电极表面的粗糙，引起了耐压特性的降低、再起弧发生率的增加、材料的异常消耗。成为这些现象的原因的电弧停滞在触点电极表面上的哪处如上述那样完全不能预测，因此，希望给触点提供发生的电弧不停滞而能够扩散这样的表面条件。

作为该希望的条件，在本发明中，对银-碳化钨合金中的碳化钨WC的量和碳C的量进行优化，同时，对碳C的大小进行优化。其结果，谋求在再起弧抑制中有效的碳化钨粒子和碳粒子的粘合强度的提高，触点材料中的银Ag和碳化钨WC的组织的均匀性。

其结果，不但进行控制以便于在触点受到电弧时有选择地进行优先而使蒸发、飞散的银Ag的量变少，而且通过受到电弧时的热冲击而在触点表面上抑制对防止再起弧发生有害的显著的龟裂发生，则钨粒子的飞散脱落被减轻。特别是，使碳量为最佳量并且把其大小限制在0.01～5μm以下的触点合金组织在把再起弧特性的恶化限制在最小限度的基础上，实现截断特性的提高和稳定。

上面作为代表例子主要表示出了银-碳化钨，但是，对于银-碳化钨-钴合金、银-碳化钨-铁合金或银-碳化钨-钴-铁合金，由于预定条件的碳C的存在而能够得到相同倾向的效果。

根据实验，通过对银-碳化钨中的碳C的量和大小进行优化，而谋求合金组织的均匀化、银Ag、碳化钨WC和碳C的一体化等的改善，因此，即使在受到电弧之后，触点表面的熔融、飞散损伤变少，减少了对抑制再起弧产生重要影响的触点表面粗糙，而有利于耐弧消耗特性的提高。

而且，耐弧消耗特性的提高，象具有触点表面的平滑一样，即使在多次开闭后，有益于再起弧特性的偏差(分散)幅度的缩小。通过这些迭加的效果，在维持截断特性的基础上，得到了银-碳化钨合金的再起弧发生频率的抑制和耐弧消耗特性的提高。

在预定比率的银-碳化钨中存在的碳C最好处于非固溶状态或化合物非形成状态中，若不是在这样的状态(碳C处于非固溶状态或化合物非形成状态)下，出现了多次开闭后的截断特性稳定性其偏差幅度增大的倾向。并且，在多次开闭后的再起弧发生率上，产生了较大的偏差。

如上述那样，虽然再起弧现象的发生机理尚未得知，但根据实验的观察，在真空管内的触点与触点之间、触点与电弧屏蔽之间以相当高的频率发生再起弧。为此，需要推进例如在触点受到电弧使所放出的突发性气体的抑制、触点表面形态的优化，来研究对抑制再起弧的发生非常有效的技术，而大幅度降低再起弧发生数量。

但是，在对于近年来真空管的高耐压要求、大电流断路要求、小型化要求上，仅通过上述触点的改善，已经到达极限了，除此之外，需要进行改进优化。

根据实验，通过对银-碳化钨中的碳C的量和大小进行优化，而谋求合金组织的均匀化、银Ag、碳化钨WC和碳C的一体化等的改善，因此，即使在受到电弧之后，触点表面的熔融、触点本身的飞散损伤变少，减少了对抑制再起弧产生重要影响的触点表面粗糙，而有利于耐弧消耗特性的提高。

而且，通过对再起弧的发生的模拟实验来进行详细分析的结果，在与触点材料直接相关的情况下，和在与电极构造和屏蔽构造等涉及相关的情况下，与不能预测的高电压暴露等以及电气和机械的外部条件等有关。

把陶瓷制造的绝缘容器的外筒、触点、电弧屏蔽、金属盖、导电棒、密封配件和波纹管等各构成部件适当地安装到真空管内或从真空管中拆下来进行模拟再起弧发生实验，可以得到直接受到电弧的触点的组成、材料和其状态、其制造条件对再起弧发生是重要的实验知识。特别是，能够得到以下实验知识：由于材料上的脆性，因接通时和断路时的冲击而经常出现象电极空间的微小金属粒子的放出和飞散，则在高硬度下的高熔点性的某种银-碳化钨比所观察的铜-铋、铜-碲或铜-铬合金有利。

而且，重要的观察的实验知识是：即使是银-碳化钨，也在处于向电极空间的微小金属粒子的放出和飞散上存在某种程度的偏差，在银-碳化钨的制造过程种的特别是烧结温度较高的情况下，存在对再起弧发生的抑制有利的倾向。该观察的实验知识提示出了银-碳化钨合金的改进的必要性和再起弧抑制的可能性。

因此，认为：在银-碳化钨种的预定条件下的铁Fe的存在作为辅助成分有益于接通时和断路时的冲击所引起的向电极空间的微小金属粒子的放出和飞散的降低。一般，接通、断路后的触点表面会产生多个细微突起(凹凸)，并且，其一部分会飞散或脱落，但是，在本发明中，由于银-碳化钨中的铁Fe的存在，改善了银Ag与碳化钨WC的粘结强度、在极微小面积上的延伸性，其结果，就发挥了这样的效果：减少了微细凹凸的发生本身，同时，在微细凹凸的顶端部提供了某种程度的圆度。由此，触点表面的电场集中系数β从100以上改善为100以下。

这样提示出了：由于银-碳化钨中碳C、铁Fe的存在所引起的电场集中系数β的改善的优点而改善了触点表面的平均表面粗糙度(Rave.)。

象上述那样，在银-碳化钨的制造程序中，把烧结、渗透条件和[Ag·WC]混合粉末的粉碎·分散·混合条件进行组合来制造真空管，通过观察再起弧发生状况的实验，而表示出：在保持高硬度、高熔点性的银-碳化钨中，进行混合条件的优化、组织状态的优化、烧结技术的优化有益于再起弧抑制。而且，在混合条件的优化中，由下述的制造方法例子1～5所示的原料粉末[银Ag]和[碳化钨WC]和碳C的均匀混合方法以及一边对原料粉末[银Ag]和[碳化钨WC]进行摇动运动和搅拌运动一边进行混合的方法是特别有效的。

即，在观察再起弧想象的发生时期和银-碳化钨的材料状态的关系的结果中：

(a)对于触点组织和其状态(偏析、均匀性)，在制造过程中，特别与混合条件的优化有关，而与电流断路开闭的经过次数无关，见到了随机的再起弧现象的发生。

(b)对于附着、吸附在触点表面上的气体和水分的量、状态，存在预先修整的触点的加工后的管理环境的问题，虽然不是与烧结技术直接相关，但从电流断路开闭的次数的比较初始状态中见到了再起弧现象的发生。

(c)对于内藏在触点内部中的异物的量、状态等触点内部的状态，原料粉末的品质(Ag粉末、WC粉末的选择)和原料的混合状态成为测试点，显示出了考虑在电流断路次数的经过的大约后半部分中发生再起弧的原因等的制造过程的重要性。

由此，再起弧现象的发生时期，通过在对电流断路次数的进展进行观察，发现没有关系，但是，判断明确了：在上述(a)(b)(c)的情况中，由于各个发生的时期，其原因是不同的。这是在每个真空管中在再起弧现象的发生中发生偏差的一个重要因素。

这样，即使对再起弧的各个发生时期的总和进行抑制或减轻，在得到品质上较好的状态的原料粉末[银Ag]和[碳化钨WC]之后，需要把它们进行粉碎·分散·混合而得到均匀的细微的[银-碳化钨]混合粉末，而且，通过预定量的碳C和铁Fe的存在，得到由接通、断路所引起的触点表面的微细凹凸的发生的降低和象电极空间的微小金属粒子的放出、飞散的降低的效果是重要的。

下面说明本发明的触点材料的实施例。

本发明的要点是：对于装载了Ag-WC类触点的真空管，通过作为辅助成分的C的存在，若增加C量，来概略提高电流截断特性，但是，同时防止再起弧特性也概略地恶化了。为了同时实现处于这样的二律背反关系下的真空管的电流截断特性(低截断化及其稳定)和再起弧现象发生的减轻化，则使预定量的存在于Ag-WC中的C成为非固溶状态或化合物形成状态，把C量限制在0.005～0.2％的范围内，同时，把存在于触点中的其大小限制为0.01～10μm(微米)的范围内，就能得到该效果。这样，Ag-WC类触点材料中的C的平均粒径和量为重要的测试点。

下面表示分析本发明的效果的评价条件、评价方法。

(1)截断特性：

在装卸式截断电流测试用真空断路装置中安装直径20mm、厚度4mm并且一方为平面而另一方为50mm R的预定触点。进行抽气而到达10^-3Pa(帕斯卡)以下，把触点表面通过烘烤、放电时效处理来进行净化之后，以0.8m/秒的开路速度来使该装置开路。通过观测串联插入到对经过LC电路来对50Hz(赫兹)、有效值44A的电路电流进行开闭的初始(1～100次开闭中)和后期(19,900～20,000次开闭中)的触点中的同轴型电位器(分流器)的电压降，来求出截断电流值。测定结果是把实施例5的截断电流值的平均值作为1.0而与其值进行相对比较。而具有该截断电流值小于该值并且偏差范围较小的优良的截断特性。

(2)再起弧特性：

把直径30mm、厚度5mm的圆盘状触点装到デイマウンタブル(可拆下)形真空管中，考虑到2台断路器(作为真空管为6个)的偏差值，在表1至表3中表示出了：在50Hz下，在把6kv×500A的电路进行1～1,000次断路或1,001～20,000次断路时的再起弧发生频率。[表1][表2][表3]

在触点安装的过程中，仅进行烘烤加热(450℃×30分钟)，伴随着焊料的使用进行加热。测定结果在考虑了偏差的情况下表示出了上限值和下限值。其再起弧发生频率具有其值较小并且偏差范围较小的优良的再起弧特性。

(3)耐弧消耗特性

把各个触点安装到装卸式真空断路装置中，在把触点电极表面的烘烤、电流·电压时效处理、开路速度条件成为恒定相同之后，根据对7.2kV、4.4kA进行1000次断路前后的表面凹凸来计算损失重量之后，把实施例5的值作为1.0来进行相对比较。

(4)

下面对本发明触点的制造的一个例子进行说明。当该触点材料的制造方法存在很大区别时，具有在由碳化钨WC和碳C构成的构架中熔融流入银Ag的熔浸法和对以预定比例混合碳化钨WC和碳C粉末以及银Ag粉末的粉末进行烧结或成型烧结的烧结法。

已经得知：当银-碳化钨合金中的碳C其量多于现有技术时，存在再起弧发生率增大(特性降低)的倾向。在本发明中，对成为再起弧发生率引发点之一的碳C在银-碳化钨合金中存在状态进行优化，而能够兼顾截断特性和再起弧特性。这样，支配着碳C的存在状态的向银-碳化钨合金中的碳C的合金方法是重要的。

向银-碳化钨合金中的碳C的合金方法，由于碳C的量与碳化钨量、银量相比为少量，就需要使均质混合性良好。作为该措施，得到第一次混合粉末，该第一次混合粉末是把例如从最终需要的碳化钨量(55～70％)内的一部分取出的极少量的碳化钨WC和碳粉末进行混合(根据需要追加铋Bi、锑Sb和碲Te中的至少一个。下面以铋Bi为代表。铁Fe和钴Co可以同样进行处理)来获得，而且可以根据需要而重复进行上述混合直到第n次为止。把该第一次混合粉末(或第n次混合粉末)与剩余的碳化钨粉末再次进行混合，而最终得到完全处于良好的混合状态中的[碳化钨WC、碳C]粉末。在把该[碳化钨WC、碳C]粉末与预定量的银粉末进行混合之后，在氢气气氛中(也可在真空中)，把例如930℃的温度下的烧结和加压进行一次或多次组合，来制造Ag-WC-C触点材料(或Ag-WC-Co-C、Ag-WC-Fe-C、Ag-WC-Co-Fe-C、Ag-WC-Co-C-Bi触点材料等)(以下以Ag-WC-C为代表)，加工成为预定形状而成为触点(制法例1)。

作为另一个的合金方法，来得到第一次混合粉末，该第一次混合粉末是反之把从最终需要的银量内的一部分取出的极少量的银Ag(根据需要可以追加铋Bi，或者根据需要追加铁Fe、钴Co)与碳粉末进行混合而得到，也可以根据需要反复进行该混合直到第n次混合为止。把该第一次混合粉末(或第n次混合粉末)与剩余的银粉末再次进行混合，而最终得到完全处于良好的混合状态中的[Ag、C]粉末。

在把该[Ag、C]粉末与预定量的WC粉末(最终需要的WC量)进行混合之后，在氢气气氛中(也可在真空中)，把例如930℃的温度下的烧结和加压进行一次或多次组合，来制造Ag-WC-C触点材料或Ag-WC-C-Bi触点材料(制法例2)。

作为另一个的合金方法，把由上述方法制造的第n次混合[WC、C]粉末或[WC、Co、C]粉末在1200℃的温度下进行烧结，来制成具有预定空隙率的{WC、C}构架，在例如1050℃的温度下把Ag(根据需要可以追加Bi)熔浸到该空孔中，来制造Ag-WC-C触点材料或Ag-WC-C-Bi触点材料(制法例3)。

作为另一个的合金方法，在1500℃的温度下对[WC、C]粉末或[WC、Co、C]粉末进行烧结，来制成具有预定空隙率的构架，在例如1050℃的温度下把另外准备的Ag熔浸到该空孔中，来制造Ag-WC-C触点材料。(根据需要，可以在上述CuMo(Fe)中追加Bi来制造Ag-WC-C-Bi触点材料)(制法例4)。

作为另一个的合金方法，通过使用离子镀装置和阴极真空喷镀装置的物理方法或使用球磨机装置的机械方法，来得到在W粉末的表面上被覆C(根据需要可以同时被覆Bi)的WC粉末，在把该Mo(Fe)被覆粉末与Cu粉末(根据需要可以同时添加Bi)进行混合之后，在氢气气氛中(也可在真空中)，把例如1060℃的温度下的烧结和加压进行一次或多次组合，来制造Ag-WC-C触点材料或Ag-WC-C-Bi触点材料(制法例5)。

作为另一个的合金方法，特别是在Ag粉末、WC粉末与C粉末的均匀混合技术中，同时进行摇动运动和搅拌运动的方法是有益的。由此，没有混合粉末成为在一般进行的丙酮等溶剂使用时所见到的结块或凝聚体的现象，操作性得以提高。

如果把在混合作业中的搅拌容器的搅拌运动的搅拌数R和提供给搅拌容器的摇动运动的摇动数S的比率R/S选择在大致10～0.1程度的优选范围内，向粉碎、分散、混合中的粉末的能量输入为优选的范围，就能够压低混合作业中的粉末的变质和污染的程度。

在现有的らいかい机等所产生的混合、粉碎中，虽然加入了压碎粉末体的作用，但是，在同时进行摇动运动和搅拌运动的本发明的方法中，由于使上述R/S比率分布在大致10～0.1程度，则粉末体相互就成为络合程度的混合，而提高了具有良好通气性的烧结性，来得到良好质地的成型体或烧结体或构架。

而且，不必进行需要量以上的能量输入，则粉末体不会变质。如果使这样的状态的混合粉末作为原料，烧结、熔浸后的合金就能实现低气体化，而提供截断特性、再起弧特性的稳定性(制法例6)。

在本发明实施例中，由于适当选择这些方法，因而通过哪种技术的选择就能得到发挥本发明效果的触点材料。

下面详细说明本发明的实施例。

实施例1～2，比较例1～2

首先，表示截断实验用的实验真空管的装配的概况。预备把端面的平均表面粗糙度研磨成约1.5μm的陶瓷制绝缘容器(主要成分：AL203)，在装配之前对该陶瓷制绝缘容器进行1650℃的预加热处理。

作为密封配件，预备板厚2mm的42％Ni-Fe合金，作为焊料，预备厚0.1mm的72％Ag-Cu合金板，进行配置以便于能把预备的各个部件气密性地密封接合在被接合物之间(陶瓷制绝缘容器与密封配件)，在5×10-4Pa.的真空气氛下提供密封配件与陶瓷制绝缘容器的气密性密封工序。

下面，在表1至表7种表示出了试验触点材料的内容、评价内容和结果等。

[表4]

[表5][表6]

[表7]

对于Ag-WC，准备平均粒径为0.8～1.0μm的WC、0.5mm的C、5mm的Co作为原料粉末，适当选择上述制造方法1～6的方法，来得到WC、C粉末混合粉末，以1100℃来制造62重量％的WC-Co-C剩余部分Ag的触点材料。

从试验触点试制出的触点材料，通过显微镜组织观察，选择出含有0.005％(比较例1)、0.005％～0.20％(实施例1～2)、0.95％(比较例2)的处于非固熔状态或化合物非形成状态下的C量的Ag-WC合金。

把这些材料加工成厚度为3mm、接触面的平均表面粗糙度为0.3μm的预定形状来作为试验片，以测定截断特性、再起弧特性、耐弧消耗特性。其内容表示在表1至表3，评价条件和结果表示在表4至表7中。

在C量在0.005％以下的Ag-WC合金的情况下(比较例1)，如从表1至表7所看到的那样，截断特性在把开闭初期(1～100次开闭中)与开闭后期(19,900～20,000次开闭中)进行比较的情况下也是处于显示了良好的截断值和较低的变动幅度的容许范围内，并且，触点的耐弧消耗特性是良好的，但是，另一方面，在把6kV×500A的电路进行20,000次的断路时的再起弧特性中，与进行1,000次断路时的情况相比，再起弧发生率没有显著增大，同时，偏差也没有大幅度增大。

根据表面的显微镜观察，在进行了20,000次开闭而评价再起弧特性的接点中，触点表面被观察到了：表示由C量的不足所引起的表面损伤和Ag的飞散痕迹的轻微凹凸存在于很宽的范围内。

与此相对，在C量为0.005％～0.20％的Ag-WC合金的情况下(实施例1～2)，表现出在0～20×10^-3％以下的容许的范围内的再起弧发生频率。另一方面，对于截断特性，处于0.9A～1.3A的良好范围内，对于耐弧消耗特性，处于相对值被容许的范围的0.9～2.5中，对于开闭次数的经过，在截断特性、再起弧特性、耐弧消耗特性的总和上显示出稳定的特性。根据进行了20,000次开闭而评价再起弧特性之后的触点表面的显微镜观察，触点表面被观察到：通过预定条件的C的分布效果，在很宽的范围内具有比上述比较例1平滑的状态。

另一方面，在C量为0.95％的Ag-WC合金的情况下(比较例2)，截断特性在把开闭初期(1～100次开闭中)与开闭后期(19,900～20,000次开闭中)进行比较的情况下也是处于显示了良好的截断值和较低的变动幅度的容许范围内，而把7.2kV×4.4kA进行1,000次断路时的触点的耐弧消耗特性与实施例1～2、比较例1相比较显著地变大并且触点间的偏差变多，在把6kV×500A的电路进行20,000次的断路时的再起弧特性中，与进行1,000次断路时的情况相比，再起弧发生率没有显著增大，同时，偏差也没有大幅度增大。

根据进行了20,000次开闭而评价再起弧特性的表面的显微镜观察，触点表面在很宽的范围内存在显示Ag飞散挥发的痕迹的显著的凹凸，并且，在断路表面上观察到了由巨大的C的脱落痕迹所引起的凹凸。由此，处于Ag-WC中的非固熔状态或化合物非形成状态中的C量在0.005～0.2％的范围中发挥本发明的效果。

当Ag-WC中的C量是与上述实施例2相同的量的0.20％，而处于Ag-WC中的非固熔状态或化合物非形成状态中的C量为实施例1所示的0.005％以下时，存在不良的倾向：在耐弧消耗特性、再起弧特性维持同等的值的情况下，截断特性恶化，截断特性和再起弧特性以及耐弧消耗特性的平衡变差。如上述那样，在C量为0.005～0.2％的Ag-WC合金的情况下，再起弧的多发、大幅度的触点消耗损失的发生、截断特性的降低等不显著，按照本发明的目的，C量为0.005～0.2％(实施例1～2)的范围内综合地显示出稳定性。

根据观察的结果，即使Ag-WC中的C量为相同的量，而在预定量的C处于非固熔状态或炭化物等的化合物非形成状态中时，在进行了多次开闭之后，在维持截断特性的基础上，能够得到较少的再起弧频率和较少的偏差幅度。即，C量表示出：不是总C量而是处于非固熔状态或化合物非形成状态中的C量是重要的。与此相对，在C处于固熔状态或化合物形成状态下的Ag-WC中，显示出随着开闭次数的进行而触点表面粗糙度变多的倾向，再起弧发生频率增加。在多个材料之间观察到了在再起弧发生频率上存在较大偏差的现象。见到了触点消耗量增加。

实施例3～7，比较例3

在上述实施例1～2、比较例1～2中，对于Ag-WC合金中的C量在0.005％以下、0.005％～0.95％的合金中的情况，表示出了把Co量恒定地保持为0.7％时的本发明的效果，但是，本发明的效果并不仅限于使Co量为该值上。即，在使Co量为零、0.7～10.0％的62％的WC剩余部分Ag合金中(实施例3～7)，进行了同样的评价的再起弧发生率处于4～31×10^-3％的范围的良好范围内，特别是，断路次数在把1,000次与20,000次进行比较的情况下两者间也未见到显著的差异，偏差较小。消耗量处于0.9～2.3％的范围内，截断值处于0.95～1.8A的范围内，而呈现出稳定的再起弧特性、截断特性、耐弧消耗特性。这样，本发明对于Ag-WC触点、Ag-WC-Co触点的再起弧特性和截断特性以及耐弧消耗特性的平衡是有效的。

但是，在使Co量为10％的62％的WC剩余部分Ag合金中(比较例3)，进行相同的评价时，截断电流值大幅度增加(特性恶化)。则考虑为Co量处于10％时所产生的合金本身的导电率的情况和使WC本身的热电子放出能降低的情况为一个因素。

而且，把上述实施例4的1,000次断路时的再起弧发生频率作为基本值，当与比较例3的再起弧发生频率进行比较时，在比较例3中，在1000次断路时，增加到3～7倍(特性降低)，而在20,000次断路时，增加到5～8倍。

根据显微镜观察的结果，预定量以上的Co在组织中作为过剩的Co存在，而具有使组织中的C凝集、粗大化的倾向，则考虑为C的偏析使再起弧发生频率增大的一个因素。这样，为了得到再起弧特性和截断特性以及耐弧消耗特性的平衡，在把实施例7所示的Co量5％作为上限(在上述实施例1所示的情况下含有零Co)的Ag-WC触点中，本发明的技术被有效地发挥。

实施例8～10，比较例4

在上述实施例1～7中，表示出了使Ag-WC合金中的Fe量为零，使Co量为0～5％的情况下的本发明的效果，但是，本发明的效果并不仅限于此。即，在使Co量为0.7％，使Fe量为0.01～0.5％的62％WC-Co剩余部分Ag合金(实施例8～10)的情况下，再起弧发生率呈现5～25×10^-3％、消耗量为1.0～1.7以下，电流截断值呈现0.95～1.4A，而显示出与作为标准的实施例4的特性相同的稳定的再起弧特性、截断特性、耐弧消耗特性。

但是，在使Fe量为10％的62％的WC剩余部分Ag合金中(比较例4)，进行相同的评价时，1～100次开闭中、19,900～20,000次开闭中的截断电流值在两种情况下都大幅度增加(特性恶化)。则考虑为：Fe量存在10％时所产生的合金本身的导电率降低以及使WC本身的热电子放出能降低的情况为一个因素。而且，把作为比较对象的实施例4的1,000次断路时的再起弧发生频率作为基本值，当对比较例4的再起弧发生频率进行比较时，在比较例4中，在1000次断路时，增加到4～7.5倍(特性降低)，在20,000次断路时，增加到5～8倍。

根据显微镜观察的结果，预定量以上的Fe在组织中作为过剩的Fe存在，而具有使组织中的C凝集、粗大化的倾向，则考虑为C的偏析使再起弧发生频率增大的一个因素。这样，为了得到再起弧特性和截断特性以及耐弧消耗特性的平衡，在把实施例10所示的Fe量0.5重量％作为上限的Ag-WC触点中，本发明的技术被有效地发挥。

实施例11～12，比较例5

在上述实施例1～10、比较例1～4中，对使Ag-WC、Ag-WC-Co、Ag-WC-Co-Fe合金中的WC量为62％的情况下的本发明进行了表示，但是，本发明效果的发挥并不仅限于该WC量下。即，在使WC量为55～75％时，与作为标准的实施例4进行比较，截断特性、再起弧特性、耐弧消耗特性中的任一个都发挥出了大致相同的良好的特性(实施例9～10)。

但是，在使WC量为36％的0.7％Co剩余部分Ag(比较例5)中，当进行相同的评价时，耐弧消耗特性与作为标准的实施例4进行比较，处于1.05～1.25倍程度的消耗下的良好的范围内，但是，当进行相同的评价时，在1～100次开闭的范围内，没有特性的降低，而在19,900～20,000次开闭中的截断电流值上，见到大致增加到2倍的程度(特性恶化)。

对于再起弧发生率，见到了其大幅度增加(特性恶化)和偏差。即，把作为比较对象的实施例4的1000次断路时的再起弧发生频率作为基本值，当比较比较例4的再起弧发生频率时，在比较例4中，在1000次断路时，增加到3倍(特性降低)，在20,000次断路时，增加到2～4.5倍。根据显微镜观察的结果，在触点表面上见到Ag的凝集。

另一方面，在使WC量为85％的WC剩余部分Ag(比较例6)中，当进行相同的评价时，1～100次开闭中、19,900～20,000次开闭中的截断电流值与作为标准的实施例4的特性进行比较而呈现出相同以上的非常良好的特性，但是，在再起弧发生率、耐弧消耗特性上，却见到了大幅度的增加(特性恶化)和偏差。

即，当把作为比较对象的实施例4的1000次断路时的再起弧发生频率作为基本值，来比较比较例6的再起弧发生频率时，在比较例6中，在1000次断路时，增加到5～10倍(特性降低)，在20,000次断路时，大幅度增加到6～12倍(特性降低)。根据显微镜观察的结果，在触点表面上见到Ag不存在部分的点、WC的凝集和WC的脱落。这样，为了得到再起弧特性和截断特性以及耐弧消耗特性的平衡，在把实施例9～10所示的WC量55～75％中，本发明的技术被有效地发挥。

实施例13～15，比较例7～8

在上述实施例1～12、比较例1～6中，对使Ag-WC、Ag-WC-Co、Ag-WC-Co-Fe合金中的WC粒子的平均粒径(使粒子为球体时的直径)为0.8～1.0μm情况下的本发明进行了表示，但是，本发明效果的发挥并不仅限于该平均粒径下。

即，使WC的平均粒径为0.1～6μm，当进行与上述相同的评价时，与作为标准的实施例4进行比较，截断特性、再起弧特性、耐弧消耗特性中的任一个都发挥出了大致相同的良好的特性(实施例13～15)。

但是，在使WC的平均粒径为12μm的62％WC-Co剩余部分Ag(比较例8)中，当进行相同的评价时，耐弧消耗特性与作为标准的实施例4进行比较，呈现出10～18倍程度的大幅度的消耗量。而且，对于截断特性，在1～100次开闭的范围内，与实施例4比较，没有特性的降低，而在19,900～20,000次开闭中的截断电流值上，增加到1.5～4.6倍程度(特性恶化)。对于再起弧发生率，见到大幅度的增加(特性恶化)和偏差。

即，把作为比较对象的实施例4的1000次断路时的再起弧发生频率作为基本值，当比较比较例4的再起弧发生频率时，在比较例8中，在1000次断路时，增加到3～5倍(特性降低)，在20,000次断路时，增加到3～5倍。根据显微镜观察的结果，在触点表面上存在WC的凝集和Ag的欠缺部分。

在使WC的平均粒径为0.1μm的62％WC-Co剩余部分Ag(比较例7)中，在触点合金中残存的气孔的和气体较多的优良的触点合金是难得的，为此，在评价中，在触点中产生龟裂、破断，而中止一部分的评价。由此，希望是Ag-WC-Co合金中的WC的平均粒径选择为0.1～6μm范围的触点。

在各触点中的预定粒径的WC粒子的选择，是在通过筛等进行筛选的基础上，合金化的触点材料通过显微镜的组织测定来进行确认、筛选来作为试验触点样片。

实施例16～18，比较例9

在上述实施例1～15、比较例1～8中，对使Ag-WC-Co、Ag-WC-Co-Fe合金中的Co粒子的平均粒径(使粒子为球体时的直径)为5μm情况下的本发明进行了表示，但是，本发明效果的发挥并不仅限于该平均粒径下。

即，在使WC的平均粒径为0.7μm的基础上，使Co粒子的平均粒径为0.1～10μm，当进行与上述相同的评价时，与作为标准的实施例4进行比较，截断特性、再起弧特性、耐弧消耗特性中的任一个都发挥出了大致相同的良好的特性(实施例16～18)。

但是，在使Co的平均粒径为44μm的62％WC-Co剩余部分Ag(比较例9)中，当进行相同的评价时，耐弧消耗特性与作为标准的实施例4进行比较，呈现出15～25倍程度的大幅度的消耗量。而且，对于截断特性，在1～100次开闭的范围内，与实施例4比较，最大值增加到2.5倍的程度。而在19,900～20,000次开闭中的截断电流值上，最大值增加到3倍以上(特性恶化)。对于再起弧发生率，见到大幅度的增加(特性恶化)和偏差。

即，把作为比较对象的实施例4的1000次断路时的再起弧发生频率作为基本值，当比较比较例4的再起弧发生频率时，在比较例9中，在1000次断路时，增加到6～11倍(特性降低)，在20,000次断路时，增加到15～17倍。根据显微镜观察的结果，在触点表面上存在WC和Co的凝集、Ag的欠缺部分。由此，为了得到再起弧特性和截断特性以及耐弧消耗特性的平衡，在使实施例16～18所示的Co的平均粒径为10μm以下时，本发明的技术被有效地发挥。

实施例19～21，比较例10

在上述实施例1～18、比较例1～9中，对使合金中的C粒子的平均粒径(使粒子为球体时的直径)为0.5μm情况下的本发明进行了表示，但是，本发明效果的发挥并不仅限于该平均粒径下。

即，使C的平均粒径为0.01～5μm，当进行与上述相同的评价时，截断特性、再起弧特性、耐弧消耗特性中的任一个都发挥出了大致相同的良好的特性(实施例19～21)。

但是，在使C的平均粒径为20μm的62％WC-Co剩余部分Ag(比较例10)中，当进行相同的评价时，耐弧消耗特性与作为标准的实施例4进行比较，呈现出为20～44倍的大幅度的消耗量。而且，对于截断特性，在1～100次开闭的范围内，与实施例4比较，最大值增加到2.6倍的程度，而在19,900～20,000次开闭中的截断电流值上，最大值增加到4.8倍(特性恶化)。对于再起弧发生率，见到大幅度的增加(特性恶化)和偏差。

即，把作为比较对象的实施例4的1000次断路时的再起弧发生频率作为基本值，当比较比较例4的再起弧发生频率时，在比较例9中，在1000次断路时，增加到2.7～4.5倍(特性降低)，在20,000次断路时，增加到6～8倍。根据显微镜观察的结果，在使C的平均粒径为20μm的比较例10中，在触点表面上存在C的凝集和C的欠缺部分。由此，为了得到再起弧特性和截断特性以及耐弧消耗特性的平衡，在使实施例19～21所示的C的平均粒径为0.01～5μm以下时，本发明的技术被有效地发挥。

实施例22～24

在上述实施例1～21、比较例1～10中，在Ag-WC、Ag-WC-Co、Ag-WC-Co-Fe合金中，对于处于在合金中存在的非固熔状态或化合物非形成状态下的C量在0.005～0.2％范围内的情况，表示出了发挥本发明效果的例子，但是，本发明效果的发挥并不仅限于此。合金中的C的存在效果，作为防止熔接成分，对于含有Bi、Sb、Te的这些合金，显示出相同的效果(实施例22～24)。

即，当进行与上述相同的评价时，截断特性、再起弧特性、耐弧消耗特性中的任一个都发挥出了大致相同的良好的特性(实施例22～24)。

这些防止熔接成分在0.05％以下时，在Ag-WC、Ag-WC-Co、Ag-WC-Co-Fe合金的耐熔接性的改善上，效果不大，而这些防止熔接成分在0.05％以上时，对再起弧特性显示出不良影响。这样，在Ag-WC、Ag-WC-Co、Ag-WC-Co-Fe合金中的防止熔接成分的量处于0.05％～0.5％范围内时，得到耐弧消耗特性、截断特性、再起弧特性的平衡。

对于上述实施例19～21、比较例10所示的Ag-WC-Co合金，为了更详细地分析处于非固熔状态或化合物非形成状态下的C的粒子的分布状态，当对各合金观察C的粒子的分散度(最接近的C粒子的间隔)时，在实施例19～21的合金中，最接近的两个C粒子的间隔L为与小的C粒子的直径d相等或以上(L≥d)。即，处于良好的分散状态中。

与此相对，在比较例10的合金中，判断为：C粒子的直径d大于C粒子的间隔L(L＜d)。即，在局部见到C粒子的凝集状态，则分散状态不是良好的。

因此，从比较例10的材料中，选择L＜d下的C粒径为0.5μm的触点，当进行相同的评价时，特别是，在再起弧发生率上，当把上述实施例4的1000次断路时的再起弧发生频率作为基本值，来比较比较例11的再起弧发生频率时，在比较例11中，限于2倍程度的增加(特性降低)，而在20,000次断路时，增加到2.6～13倍，同时，在发生频率上见到较大的偏差。

截断特性与作为标准的实施例4比较，当进行相同的评价时，在1～100次开闭的范围内，出现了1.2～1.45倍程度的增加，但是，在19,900～20,000次开闭中的截断电流值上，见到了3倍以上的增加(特性恶化)。

实施例25～26，比较例12

在上述实施例1～24，比较例1～11中，表示出了使试验触点的合金层的厚度恒定保持为3mm时的本发明的效果，但是，本发明效果的发挥并不仅限于此。即，触点的厚度为0.3mm也能发挥良好的特性(实施例25)。而且，其厚度在更厚的6mm的情况下，也相同的(实施例26)。

但是，在合金层的厚度为0.1mm(比较例12)时，在截断特性评价后的触点面的一部分中出现了作为底材的纯Ag层的露出，以及在合金层中出现了龟裂、破断。这成为一个因素，而中止了再起弧特性、耐弧消耗特性的评价。这样，希望合金层的厚度在0.3mm以上。可以使Ag量向着g-WC触点的内部方向(垂直的方向)增加，或者通过在该合金层的下部提供Cu层来改善作为触点材料的导电率。

实施例27～29，比较例13

在上述实施例1～26，比较例1～12中，表示出了把触点表面的平均表面修整的粗糙度恒定保持为0.3μm时的本发明的效果，但是，本发明效果的发挥并不仅限于此。即，使触点表面的平均表面修整的粗糙度为0.05μm、1μm、10μm时，也能发挥良好的特性(实施例27～29)。

反之，当使触点表面的平均表面修整的粗糙度极端平滑时，通过修整加工的条件，来在加工的过程中仅除去Ag，WC仅流在表面上，而易于成为Ag相的存在较少的接触表面。其结果，在接触电阻特性、温度上升特性上发生问题。

另一方面，当使触点表面的平均表面修整的粗糙度为25μm(比较例13)时，再起弧发生频率显著增大并且偏差幅度变大。即，当把作为比较对象的实施例4的1000次断路时的再起弧发生频率作为基本值，来比较比较例13的再起弧发生频率时，在比较例13中，在1000次断路时，增加到4～20倍(特性降低)，在20,000次断路时，增加到3.5～27.5倍(特性降低)。消耗量增加到4.4～19.6倍。这样，希望使触点表面的平均表面修整的粗糙度为0.05～10μm。对于把接触表面的平均表面粗糙度修整为上述0.05～10μm的接触表面，在施加电压10kV的状态下，来切断电流1～10mA，通过追加修整表面，来提供再起弧特性的更稳定化。

象从上述实施例的结果所理解的那样，本发明的真空断路器用触点材料，通过优化Ag-WC合金中的C量和存在状态，同时，作为辅助成分来对Co、Fe、Bi、Sb、Te等进行合金化，来提高特性的稳定性。

即，谋求优化处于非固熔状态或化合物非形成状态下的C量和间隙。其结果，不仅控制为在受到电弧时进行选择以使蒸发、飞散的Ag变少，而且，通过受到电弧时的热冲击而在触点表面上，抑制对再起弧发生有害的显著的龟裂发生，来减轻WC粒子的飞散脱落。

由于这样来谋求合金组织的均匀化等的改良，即使在受到电弧后，触点表面的熔融、飞散损伤变少，减少对抑制再起弧有重要影响的触点表面粗糙度，而有益于耐弧消耗特性的提高，而能够提供具有优良特性的真空断路器用触点材料。

通过本发明，能够提高触点材料的可靠性。

虽然本发明的优选实施例已经进行了表示和说明，但是，应当知道，本领域的技术人员可以在不背离本发明的精神的条件下进行变化和变型，本发明的范围由权利要求书限定。

Claims

1.一种触点材料，由含有55～70重量％的平均粒径为0.1～6μm的碳化钨WC的银-碳化钨合金构成，其特征在于，存在0.005～0.2重量％的等价直径为0.01～5μm并且处于非固溶状态或非化合物形成状态下的碳C。

2.一种触点材料，由含有5重量％以下的钴Co、55～70重量％的平均粒径为0.1～6μm的碳化钨WC的Ag-WC-Co合金构成，其特征在于，存在0.005～0.2重量％的等价直径为0.01～5μm并且处于非固溶状态或非化合物形成状态下的碳C。

3.根据权利要求2所述的触点材料，其特征在于，在由含有0.01～0.5重量％的铁Fe的上述银-碳化钨合金或上述银-碳化钨-钴合金构成的触点材料中，存在0.005～0.2重量％的等价直径为0.01～5μm并且处于非固溶状态或非化合物形成状态下的碳C。

4.根据权利要求1至3所述的触点材料，其特征在于，在由含有0.05～0.5重量％的铋Bi、锑Sb和碲Te中的至少一个的上述银-碳化钨合金或上述银-碳化钨-钴合金组成的触点材料中，存在0.005～0.2重量％的等价直径为0.01～5μm并且处于非固溶状态或非化合物形成状态下的碳C。

5.根据权利要求1至3所述的触点材料，其特征在于，上述处于非固溶状态或非化合物形成状态下的碳C高度分散分布在上述银-碳化钨类合金中，这些碳粒子间的间隙大于最邻近的碳粒子的大小而进行充分隔离。