CN1485870A - 真空断路器 - Google Patents

Abstract

本发明通过使Cu－W合金或Cu－WC合金的冶金的各条件达到最适化，提供了断路特性和再起弧特性优异的真空断路器。该断路器的触点由含有10～50重量％的Cu形成的导电性成分相和50～90重量％的W(或WC)形成的耐弧性成分的触点材料构成，升温过程中触点材料中的Cu形成的导电性成分相以摄氏测定的熔融起始温度T1和在至少1200℃下加热后的冷却过程中的Cu形成的导电性成分相以摄氏测定的凝固起始温度T2之差(T1－T2)值与熔融起始温度T1的比率，即[(T1－T2)×100/(T1)]在2.8％以下。由此，可兼得断路特性和再起弧特性。

Description

真空断路器

技术领域

本发明涉及一种装备了具有优异断路特性和再起弧特性的触点材料的真空断路器。

背景技术

(真空阀的一般结构)

一般，在真空断路器中，利用真空中电弧的扩散性在高真空下使电流断路的真空阀的触点都由相对的固定和可动的2个触点构成。

如图13所示，绝缘容器101的两端开口部被盖体102a、102b关闭的真空容器103内，对向设置一对触点104、105，同时将它们分别装配在贯通上述盖体102a、102b而插入真空容器103内的通电轴106、107的端部，其中一根通电轴107能通过图中未示的操作机构沿轴向移动，上述触点(以下称为固定触点)104与另一触点105(以下称为可动触点)接触或断开。

在此情况下，在盖体102b和通电轴107之间设置波纹管108(bellows)，使真空容器103内保持真空气密，而且能沿通电轴、即导电棒107的轴向移动。另外，图中的109是包围上述各触点104、105和通电轴106、107而设置的护罩(shiled)。

上述真空断路器通常呈两触点104、105接触的通电状态。如果以此状态使通电轴107沿图中箭头M方向移动，则可动触点105离开固定触点104，在两触点104、105之间产生电弧。该电弧由于在可动触点105侧产生的金属蒸气维持阴极，待电流一到零点，金属蒸气就停止产生，这时电弧维持不住而出现短路。

但是，如果断路电流大，由于电流自身产生的磁场和外电路产生的磁场的相互作用，在上述两触点104、105之间产生的电弧会变得极不稳定。其结果是，电弧在触点面上移动(触点装在电极上成为一体时也会出现电弧在电极面上移动的情况)、偏倚在触点的端部或周边部，使局部过热，释放出大量金属蒸气，降低真空容器103内的真空度。其结果是，造成真空断路器的断路性能下降。这些情况多半取决于以金属组织等为代表的触点状态。

图14是在相对设置一对触点41、51的同时、还分别在触点41的背面装配平板型电极40、在触点51的背面装配平板型电极50的真空阀。还可以分别在触点41的背面装配线圈电极40，在触点41的背面装配线圈电极50。

(以往的触点材料)

一般的真空断路器，除了具有大电流断路性能、耐电压性能、耐熔焊性能这三大主要性能之外，很重要的一点是抑制再起弧现象的发生。

但是，这些主要性能中有些是互相矛盾的关系，所以不可能靠单一金属满足所有的性能要求。因此，在许多实用的触点材料中，都是通过两种以上的元素组合，互相弥补彼此不足的性能。例如，选用满足大电流用、高耐压用等特定要求的触点材料，已经开发出具有相应优异特性的真空阀，就是这种产品也有很多是相应牺牲了一部分功能的。实际上能充分满足更高要求的真空阀目前还没有得到。

例如，作为满足三大功能要求的大电流断路用触点材料，已知的有含有5重量％以下的Bi和Te这样的抗熔焊成分的Cu-Bi系合金、Cu-Te系合金(日本专利特公昭41-12131号、日本专利特公昭44-23751号)。因为Cu-Bi合金在晶粒边界上析出质脆的Bi、Cu-Te合金在晶粒边界及粒内析出质脆的Cu₂Te，使合金本身脆化，具有低熔焊切断力，所以大电流断路性能优异。但是，这种合金的焊接作业性和再起弧特性的稳定性存在缺点。

另一方面，作为高耐压的大电流断路用触点材料，已知有Cu-Cr系合金。这种合金比上述Cu-Bi合金、Cu-Te合金的构成成分间的蒸气压差小，所以有性能发挥均一的优点，因使用方法不同而优。已知有含Cr50重量％左右的Cu-Cr合金(日本专利特公昭45-35101号)。这种合金的Cr本身保持与Cu略相等的蒸气压特性，而且，由于有显示强大吸气(getter)作用的效果，实现了高电压大电流断路性，所以多用作兼具高耐压性和大容量断路性的触点。但是，由于这种合金使用了活性度高的Cr，所以原料粉的选择、杂质的混入、氛围管理等必须充分考虑，同时在制造触点材料原料(烧结工艺等)时，将触点原材料加工成触点片等时候，都要当作触点制品细心对待。

另外，作为高耐电压触点材料已知有Cu-W系合金。这种合金有高熔点材料的效果，能发挥优异的耐弧性。但是这种合金的断路特性较差。

(再起弧的发生)

在真空断路器中，电流断开之后往往会在真空阀内产生闪烁，引发触点间再次呈导通状态(其后不继续放电)的现象，这种现象叫“再起弧”，其发生机理尚未查明，但因为是电路在一度形成电流切断状态之后又急剧地转化为导通状态，所以很容易发生异常过电压的现象。特别是在电容器组断开时，根据引发再起弧的实验证明，会产生极大的过电压和过大的高频电流，所以人们都在致力于开发抑制再起弧发生的技术。

如上所述，虽然再起弧现象的发生机理尚未查明，但是根据本发明者的实验观察，在真空阀内的触点与触点之间、触点与电弧护罩之间发生频率相当大。因此，本发明者搞清楚了诸如触点经受电弧时释放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起弧的发生极其有效的技术，大大地减少了再起弧发生的次数。但是，近年来对于真空阀的高耐电压化要求和大电流断路化要求，尤其是小型化要求，都一直需要触点进一步降低再起弧次数。

也就是说，近年来不仅用户使用条件的过度苛刻，而且负荷也向多样化发展。最近一个显著的趋势就是往电抗器电路、电容电路等方面的应用扩大，随之而来的触点材料的开发、改进已成当务之急。在电容电路中，由于施加2倍、3倍于通常电压的电压，由于切断电流和开闭电流时的电弧作用，触点的表面显著损伤，其结果是造成表面粗糙和脱落消耗，一般认为这是再起弧的一个原因。再起弧现象尽管从提高制品可靠性方面看是非常重要的，但是对防止再起弧的技术和引起再起弧的直接原因目前还没有搞清。

根据本发明者的实验，例如在20kA左右的断路电流中，上述触点合金中的Cu-W系合金在再起弧特性方面具有最有利的倾向。

对于Cu-W系合金在加热过程中释放的气体总量、气体种类、释放形态和再起弧发生的相互关系进行了详细的观察，发现在熔点附近极短的时间内，以脉冲方式突发性地释放大量气体的触点的再起弧的发生率也高。通过采用预先将Cu-W系合金加热到Cu的熔点温度以上的方法，排除Cu-W合金中的突发性释放气体的因素，改进烧结技术抑制Cu-W合金的合金中的气孔和组织偏析，降低再起弧现象的发生次数。

但是，对于近年抑制再起弧发生越来越高的要求，重要的是在认识到必须进一步改进的同时，还要进行其他对策的开发。

另外，作为以大电流断路性为目的的触点，已知含Cr 50重量％左右的Cu-Cr合金(日本专利特公昭45-35101号)。这种合金中，Cr本身与Cu保持大致相等的蒸气压特性，而且具有强大的吸气作用等效果，实现了高电压大电流断路性，作为兼具高耐压特性和大容量断路性的触点得到广泛应用。

这种合金，因为使用了活性度高的Cr，所以十分注意原料粉的选择、杂质的混入、氛围气管理等，也很注意触点材料原料的制造(烧结工艺等)和把触点原材料加工成触点片，当作触点制品来对待，但还是可见到再起弧的发生，变成触发器使断路性能下降，这种情况期望得到改善。

Cu-Bi合金、Cu-Te合金作为真空断路器用的触点材料，具有80～90％IACS级高导电性和优异的耐熔焊性，应用于电路电压在12kV以下的情况时，能发挥优异的大电流断路特性。但是应用于电路电压超过12kV的高电压电路的情况下，再起弧特性极度下降。

Cu-Cr触点目前多用作高耐压触点材料。因为Cu和Cr在高温下的蒸气压特性近似，所以即使在断路后触点表面也显示比较平滑的损伤特性，能发挥稳定的电特性。但是，近年应用到有可能经受更大电流断路和更高电压的电路运行的结果表明，由于加工成新品触点时的表面状态、电流断开后的触点表面损伤状态等不同，造成耐压不良，成为发生再起弧的一种原因，或成为引起下一次电流开闭时的接触电阻异常上升和温度异常上升的原因，或成为断路特性下降的一种原因。但是实际上管理好触点表面状态也不能完全抑制再起弧现象的发生，得不到足够好的断路特性。

Cu-W触点因为比上述Cu-Bi合金、Cu-Te合金和Cu-Cr合金具有更优异的耐电压特性，所以Cu-W合金的应用一直优先于Cu-Bi合金、Cu-Te合金和Cu-Cr合金，但实际上对于更高的低再起弧化的要求来说，还是不能说是很好的触点材料。

Cu-W合金的断路特性和再起弧特性取决于合金中W含量的变化、W粒子的粒度分布、W粒子的偏析程度、合金中存在的空孔程度、触点表面、内部气体量和存在状态等，最重要的是使这些因素最佳化。然而尽管使这些因素最佳化的技术在发展，将上述Cu-W合金用于更苛刻的高电压领域和伴随突变电流的电路中，仍然观察到再起弧现象的发生。常见到断路特性不规整或再起弧发生频率不规整的现象。

因此，在将上述三大基本特性维持在一定水平的基础上，兼具优异的断路特性和再起弧特性的真空断路器还尚未实现，有待于开发这两种特性并存的真空断路器。

一般来说，Cu-Cr触点中，Cu和Cr两者在高温下的蒸气压特性近似是很有用的，所以即使断路后触点表面也显示比较平滑的损伤特性，能发挥稳定的电特性。

但是，近年来，应用到有可能经受更大电流断路和更高电压的电路运行的结果表明，由于加工成新品触点时的表面状态、电流断开后的触点表面损伤状态等不同，造成耐电压不良，成为发生再起弧的一种原因，或成为引起下一次电流开闭时的接触电阻异常上升和温度异常上升的原因，或成为断路特性下降的一种原因。

但是实际上管理好触点的表面状态也不能完全抑制再起弧现象的发生，得不到足够好的断路特性。

Cu-Cr合金的断路特性和再起弧特性取决于合金中的Cr量的变化、Cr粒子的粒度分布、Cr粒子的偏析程度、合金中存在的空孔程度、触点表面、内部气体量和存在状态等，最重要的是使这些因素最佳化。根据上述近年来的应用状况，尽管使这些因素最佳化的技术在发展，仍然看到断路特性不规整或再起弧发生频率不规整的情况。兼具优异的断路特性和再起弧特性的真空断路器还尚未实现，有待于开发这两种特性并存的真空断路器。

本发明的第1目的就是鉴于上述情况，通过使Cu-W合金或Cu-WC合金的冶金的诸项条件实现最佳化，提供一种断路特性和再起弧特性优异的真空断路器。

本发明的第2目的在于提供一种由Cu-Cr合金构成的断路特性和再起弧特性优异的真空断路器。

发明内容

为了达到上述目的，本发明的真空断路器的特征是具备接点，该接点由含有导电性成分和耐弧性成分的合金所形成的触点材料构成，所述的耐弧性成分由Cr、W、WC、Mo、MoC中的任何一种形成，升温过程中所述触点材料中的所述导电性成分相以摄氏测定的熔融起始温度T1和在至少1200℃下加热后的冷却过程中的所述导电性成分相以摄氏测定的凝固起始温度T2之差(T1-T2)值与所述熔融起始温度T1的比率，即[(T1-T2)×100/(T1)]在所述耐弧性成分为Cr时在3.5％以下，在所述耐弧性成分为W、WC、Mo、MoC中的任一种时在2.8％以下。

也就是说，按照本发明，具备Cu-W触点的真空断路器得到了稳定的再起弧特性和断路特性。

[(T1-T2)×100/(T1)]比率超过2.8％时，再起弧特性下降而且特性产生波动，断路特性也下降。这是指在电流断路后的冷却过程中的起弧点长时间存在液相部分(熔融部分)。耐电压值低的(耐电压特性差)的液相状态长时间存在，会招致诱发再起弧发生机会和引起不能断路的机会增大，所以不好。

[(T1-T2)×100/(T1)]比率如果在2.8％以下可以得到稳定的再起弧特性和断路特性。

得到[(T1-T2)×100/(T1)]比率在2.8％以下的第1个有效手段的要点是把导致耐电压缺陷的液相存在控制在短时间之内。原料表面和烧结容器等的清洁(例如，原料是Cu的情况下，烧结前至少要在800℃下进行脱气处理30分钟。原料是Ag的情况下，烧结前至少要在700℃下进行脱气处理30分钟)、原料的高纯度化(例如，Cu相中存在的除Cu之外或CuAg之外的成分总量控制在0.3％以下)、烧结中氛围气的高品质化(例如，在高于10^-2Pa的高真空中进行烧结处理。在具有-70℃以下露点的高纯度氢的氛围气中进行烧结处理)等，限制熔点下降物质侵入Cu液相中(Ag液相中)，抑制T2值的极度下降。

得到[(T1-T2)×100/(T1)]比率在2.8％以下的第2个有效手段是处于常温的触点经受电弧而进入升温过程的时候，使电弧点到其周边的热传导延缓，通过延缓电弧点近旁温度的上升，延缓液相的生成时间，减小T1值。作为延缓热传导的措施，例如，不与Cu进行固溶也不与其反应，使Cu中存在1％以下最好是0.1％以下的碳、氧化物等。

在以往的制造方法中，因为没有对上述有效的第1和第2手段特别注意，所以[(T1-T2)×100/(T1)]比率超过2.8％，不能得到再起弧特性和断路特性同时并存的结果。在本发明的实施例中重复采用上述有效的第1和第2手段。

另外，在确定本发明的凝固起始温度T2的时候，选择“至少1200℃”的理由及其效果是，为了得到T2的实际测定值和消除测定值的偏差，温度测定中的全部触点都采用大大超过纯Cu溶解温度1083℃的测定条件，使之完全而且确实地超过纯Cu相的溶解温度。

本发明的真空断路器的特征是具备接点，该接点由包含10～50重量％的Cu形成的导电性成分相和50～90重量％的WC形成的耐弧成分的触点材料构成，升温过程中所述触点材料中的Cu形成的导电性成分相以摄氏测定的熔融起始温度(吸热起始温度)T1和在至少1200℃下加热后的冷却过程中的所述Cu形成的导电性成分相以摄氏测定的凝固起始温度(放热起始温度)T2之差(T1-T2)值与所述熔融起始温度T1的比率，即[(T1-T2)×100/(T1)]在2.8％以下。

也就是说，按照本发明，具备Cu-W触点的真空断路器得到了稳定的再起弧特性和断路特性。

但是，如果[(T1-T2)×100/(T1)]比率超过2.8％，则会出现再起弧特性下降且不稳定，同时断路特性也下降。相反，如果[(T1-T2)×100/(T1)]比率在2.8％以下，则可以得到稳定的再起弧特性和断路特性。

如果[(T1-T2)×100/(T1)]比率超过2.8％，则在电流切断后的冷却过程中的电弧点长时间存在液相部分(已熔融部分)。耐电压值低的(耐电压特性差)的液相状态长时间存在会招致诱发再起弧发生的机会和引起不能断路的机会增大，所以不好。

[(T1-T2)×100/(T1)]比率在2.8％以下时，可将导致耐电压缺陷的液相存在控制在短时间之内。原料表面和烧结容器等的清洁(例如，烧结前至少要在1000℃下进行脱气处理30分钟)、原料的高纯度化(例如，Cu之外的成分总量控制在0.3％以下)、烧结中氛围气的高品质化(例如，在高于10^-2Pa的高真空中进行烧结处理。在具有-70℃以下露点的高纯度氢的氛围气中进行烧结处理)等，限制熔点下降物质侵入液相中，抑制T2值的极度下降是获得2.8％以下的比率的有效手段之一。另一手段是处于常温的触点经受电弧而进入升温过程的时候，使电弧点到其周边的热传导延缓，通过延缓电弧点近旁温度的上升，延缓液相的生成时间，减小T1值。作为延缓热传导的措施，例如，不与Cu进行固溶也不与其反应，使Cu中存在1％以下最好是0.1％以下的碳、氧化物等。

为了达到上述目的，本发明的真空断路器的特征是具备触点，该触点由包含10～85重量％的Cu形成的导电性成分和作为余分的以Cr为主成分的耐弧性成分的合金构成，升温过程中Cu相以摄氏测定的熔融起始温度(吸热起始温度)T1和在至少1200℃下加热后的冷却过程中的Cu相以摄氏测定的凝固起始温度(放热起始温度)T2之差(T1-T2)值与熔融起始温度(吸热起始温度)T1的比率，即[(T1-T2)/(T1)]在3.5％以下。

也就是说，按照本发明，能够得到稳定的再起弧特性和断路特性。

如果[(T1-T2)/(T1)]的比率超过3.5％，则再起弧特性下降，并且性能不稳定，断路特性也下降。

相反，如果[(T1-T2)/(T1)]的比率在3.5％以下，则可得到稳定的再起弧特性和断路特性。

附图说明

图1为本发明的真空断路器的实施例1～8和比较例1～3的评价条件示图。

图2为本发明的真空断路器的实施例9～11和比较例4的评价条件示图。

图3为本发明的真空断路器的实施例22～31和比较例5～7的评价条件示图。

图4为本发明的真空断路器的实施例1～8和比较例1～3的评价结果示图。

图5为本发明的真空断路器的实施例9～21和比较例4的评价结果示图。

图6为本发明的真空断路器的实施例22～31和比较例5～7的评价结果示图。

图7为本发明的真空断路器的实施例101～108和比较例101～103的评价条件示图。

图8为本发明的真空断路器的实施例109～118和比较例104的评价条件示图。

图9为本发明的真空断路器的实施例119～127和比较例106～107的评价条件示图。

图10为本发明的真空断路器的实施例101～108和比较例101～103的评价结果示图。

图11为本发明的真空断路器的实施例109～118和比较例104～105的评价结果示图。

图12为本发明的真空断路器的实施例119～127和比较例106～107的评价结果示图。

图13为具有代表性的真空阀的结构示意图。

图14为具有代表性真空阀的其他结构的示意图。

符号说明

40...电极(触点41的背面)

41...固定触点

50...电极(触点51的背面)

51...可动触点

101...绝缘容器

102a...固定侧盖体

102b...可动侧盖体

103...真空容器

104...固定触点

105...可动触点

106...固定通电轴

107...可动通电轴

108...风箱

109...电弧护罩

M...通电轴107的移动方向

具体实施方式

以下详细说明本发明的实施方式。

就Cu-W(50～90％)的触点而言，本发明的实施形式1的要点是将由Cu相(高导电性成分相)的熔融起始温度(在差示热分析中作为吸热起始温度测得)T1与凝固起始温度T2(在差示热分析中的放热起始温度)之差(T1-T2)值小的触点材料构成的触点装配在真空断路器上，谋求再起弧特性和断路特性的稳定化。

作为本发明的实施方式的对象的触点应用以下触点材料时效果发挥良好，该触点材料包含Cu、Ag中的至少一种构成的10～50重量％(以下把重量％简单表示为％)的高导电性成分相和W、Mo中的至少一种(或者WC、MoC中的至少一种)构成的50～90％的耐弧成分(根据需要增加Bi、Te等耐熔焊性成分)。

耐弧成分的总量如果超过90％(以下以W作为耐弧成分的典型例，以Cu作为高导电性成分相的典型例来说明Cu-W合金，其他合金系也具有同样的倾向)，切断超过20kA的大电流时，由于释放大量的热电子，断路特性没有保证。另外，经过额定电流的开闭和大电流的切断，会招致触点部或者断路器端子部的温度上升和接触电阻下降，所以不好。另一方面，W总量不到50％的触点，切断电流时的耐弧性下降，断路后的触点表面受到严重的电弧损伤(W的脱落、部分Cu的选择性蒸发、由于飞散形成的电弧点近旁凹凸不平和粗糙)，招致再起弧特性下降，所以不好。

作为本发明的实施方式的对象的触点中使用的W粒子的平均粒径(以下简称粒径)较好是在0.1～9μm的范围内，处于此范围的W粒子至少占50％(容积％)的时候，可发挥更稳定的再起弧特性(除W以外的WC、Mo、MoC也同样如此)。

本发明的其他理想的实施方式是将Mo和Fe加于W中成一体化，形成WMoFe。其结果是，改善了Cu和W之间的浸润性，提高了W粒子和Cu的密合强度。另外，被一体化后的WMoFe包围的Cu相的大小控制在最佳范围内、即10μm以下的区域占一定面积以上，能够实现触点合金组织的均一化。

其结果是，不仅能控制起弧时选择性优先蒸发、飞散的Cu量少，而且还抑制了在起弧时触点面上对再起弧发生不利的严重的龟裂的产生，减轻了W粒子的飞散脱落。由于实现了合金组织的均一化、Mo和Fe的一体化，所以起弧后触点表面的熔融和飞散损伤较少，对抑制再起弧影响很大的触点表面粗糙度也减小了。由于这些相乘效应，在维持切断电流特性基础上，还抑制了Cu-W合金的再起弧发生的频率。

根据本发明者使用触点片进行基础性实验的结果，处于固体状态的1对Cu-27％W合金触点对向配置，加热其中一个触点的同时，连续测定耐电压特性(暗电流对火花隙特性)，结果表明，触点的一部分一到达出现液相的温度时，耐电压值就大幅下降(约下降10～50％)。如果继续冷却该CuW触点，则可确认出现耐电压值恢复(几乎回到原耐电压值)的现象。

液相的出现在影响起弧点近旁的热物性变化和表面(凹凸)的变化的同时，在液相存在期间，左右触点蒸气的释放状况和液状触点的喷出状况，结果影响耐电压特性。因此，液相的出现量大小和液相存在时间长短都影响真空断路器的耐电压特性，可以认为这有可能成为再起弧的触发器，当然也影响断路特性。

本发明基于这些见解注意到由于断路在触点上液相存在时间的长短。也就是说，把触点升温开始生成液相时的温度(熔融起始温度)T1与冷却加热到熔解温度以上的触点到液相从触点消失时的温度(凝固起始温度)T2两者之差(T1-T2)定义为液相存在的时间。T1的值主要随Cu相中Cu以外的成分的种类及其量变化，所以是具有一定程度正确性的数值。但是，T2的值受加热到熔点解温度以上时加热环境(来自周围氛围气产生的气体和因杂质侵入固熔造成的凝固点变化)的影响，因为每次都不一样，所以T2之值没有可靠性。所以，本发明以有数值可靠性的T1为基础，求出与其相对应的T1、T2之差的关系。也就是说，本发明应该控制的是熔融起始温度T1和凝固起始温度T2之差(T1-T2)与T1之比率。

如前所述，由于断路处于升温过程的触点面(电弧点和起弧点附近)显著变成高温度，导致触点面的一部分产生液相。断路完毕触点温度不久就下降，液相变成固体(凝固)而消失。从液相产生到消失为止的时间(液相存在的时间)的长短指停止在对维持断路特性和再起弧特性不利的高温状态时间的长短。一般来说，随触点材料的状态(材料物性等)、触点材料的制造条件(烧结温度、冷却条件等)、断路器的机械条件(投入速度、极化速度、接触压力等)等条件而变化。因此，停止在高温状态时间的大小成为控制真空断路器的断路特性和再起弧特性的大致标准，具有重要的意义。

因此，升温过程中的Cu-W触点(实质上是同合金中的Cu相)的熔融起始温度(差示热分析中的吸热起始温度)T1与至少加热到1200℃后进行冷却过程中的上述Cu相的凝固起始温度(差示热分析中的放热起始温度)T2的差值(T1-T2)和熔融起始温度T1的比率，即[(T1-T2)/T1]的比率具有重要的意义。另外，比Cu相的凝固温度1083℃高得多的温度，即定为“至少1200℃”的理由是为了选择正确的T2值(液相存在时间)。在实际的真空断路器中的电弧点和起弧点附近的温度虽然达到3000～6000℃，但为了决定T2的值，没有必要特意加热到3000～6000℃，凝固起始温度的测定在1200℃下可以得到十分稳定的数值。

要同时具备断路特性和再起弧特性，必须减小(T1-T2)值，因此必须减小T1值或者增大T2值。

为了减小T1值，一个例子就是存在于Cu-W触点中的C把起弧点得到的热输入传递到其他部分的时间抑制在一定范围，发挥阻碍(热传递)的效果，即发挥延迟触点到开始熔融时刻的效果是减小T1的一种手段(手段1)。

为了增大T2，必须提高变成液相状态时Cu液相中Cu的纯度，使之在尽可能纯Cu的凝固点的温度下凝固。也就是说，为了减少降低熔点物质进入到Cu液相的侵入量，必须考虑使用高纯度原料、使用清洁的用具(烧结容器等)、在洁净氛围气下进行烧结作业等，这是增大T2值的一种手段(手段2)。

另外，作为抑制或减轻再起弧发生的辅助技术，在洁净氛围气中得到纯度、洁净度等质量好的[Cu]和原料粉[W]之后，再将其在洁净氛围气中进行粉碎、分散、混合，得到均匀微细的[Cu-W]混合粉。借此获得减少在断路时生成的触点表面的微细凹凸和损伤的产生，减少微小金属粒子向电极空间释放和飞散的基本效果。通过综合运用这些基本效果和T1与T2的控制效果，使达到再起弧特性与断路特性兼有的目的更加有把握。

为了使真空阀的再起弧特性和断路特性稳定化，现已开发了种种技术。例如，注意触点材料的组成、成分量的变化、气体量、组织形态(粒度、粒度分布、偏析程度、合金中存在的空孔程度)、触点的表面状态等决定性因素，并使其达到最佳化。另外，根据本发明者的观察查明，为了使再起弧特性更加稳定，在上述基础上，Cu-W合金中的Cu相的T1(熔融起始温度)和T2(冷却过程中的凝固起始温度)之差(T1-T2)值与T1的比率[(T1-T2)/T1]关系更密切。

在此情况下，为方便起见T1和T2以(℃)表示的数值进行计量测定。

以下通过实施例和比较例来详细说明本发明。评价条件和评价结果示于图1～6中。

(1)T1、T2值的测定

把处于固体状态的前端具有5mm×长度30mm曲率半径的针状CuW电极，和处于固体状态的直径20mm×厚度5mm的板状CuW试验片电极在真空度为10^-4Pa的高真空中对向设置。板状的CuW试验片电极表面的一部分通过激光照射法局部地进行连续升温，同时用红外线温度计采用非接触法测定其升温过程中的温度。在处于升温过程中的两电极之间，从0连续施加电压直到绝缘被破坏，连续测定与板状CuW片的温度相对应的耐电压值(一定的火花隙间的电压特性)。升温过程中，在触点的一部分到达液相出现的温度时，耐电压值大幅度下降(约下降10～100％左右)。用红外线温度计测得的温度值，与其他的用电炉只加热CuW片的同时使用差示热分析装置求得的吸热起始温度T1(熔融起始温度)、放热起始温度T2(凝固起始温度)进行对比，确定T1、T2值。

(2)再起弧特性

把直径30mm、厚度5mm的圆板状触点片装配在可拆卸式的真空阀内，测定将24kV×500Ad的电路断路2000次时的再起弧发生频率。另外，数值表明与以实施例4的值为基准的相对值具有一定的偏差范围。

设定再起弧发生频率小于0.1倍的评价(A)、小于0.1～0.8倍的评价(B)、小于0.8～1.2倍的评价(C)、小于1.2～1.5倍的评价(D)、小于1.5～10倍的评价(X)、小于10～100倍的评价(Y)、100倍以上的评价(Z)。

另外，把评价(A)～(D)定为“合格”，评价(X)～(Z)定为“不良”以此作为大致标准。

(3)断路特性

把装配有直径70mm的触点的断路实验用实验阀安装在开闭装置上，同时进行烘烤、电压时效等实验之后，接到24kV、50Hz的电路上，按每次1kA渐次增加电流，评价3个真空阀的断路极限。结果表明此数值与以实施例4的值定为1.0时的比较值具有一定的偏差范围，评价的大致标准为倍率0.9以上为合格，小于0.9为不合格。

(4)断路实验用试验阀的组装情况

表示断路实验用试验阀的组装情况。准备端面的平均表面粗糙度研磨到约1.5μm的陶瓷制绝缘容器(主要成分：Al₂O₃)，在组装前于1600℃对该陶瓷制绝缘容器进行预加热处理。作为封装金属件，准备板厚2mm的42％的Ni-Fe合金。准备厚度0.1mm的72％的Ag-Cu合金板作为焊接材料。将上述准备好的各部件配置成在被接合物间(陶瓷制绝缘容器的端面和封装金属)可能进行气密封装接合，将其送入5×10^-4Pa的真空氛围气中进行封装金属和陶瓷制绝缘容器的气密封装工序。

(5)供试触点合金的制造方法

在把Cu-W合金中的[(T1-T2)×100/T1]比率确定为1.6～1.7的基础上，准备具有规定粒径(最好是0.1～9μm)的W作为耐弧性成分，规定量的Cu作为导电性成分。为了使之均匀分散，在非氧化性氛围气中混合成型，然后在非氧化性氛围气中进行烧结处理(例如1030℃)或者烧结热处理与溶浸热处理(例如，1000℃和1150℃)，再准备Cu-W触点原材料(实施例1～4、比较例1～2)。

在Cu-W合金的Cu相和W粒子的界面上，准备了包含粒径在5μm以下的C的Cu-W-C触点材料(实施例5～8、比较例3)作为辅助成分。

作为耐弧成分，准备了W的一部分或全部用Mo取代的Cu-W触点材料(实施例9～12)，作为其他耐弧成分，准备了WC的一部分或全部用MoC取代的Cu-W触点材料(实施例13～15)。

另外，作为导电性材料，准备了Cu的一部分或全部用Ag取代的Ag-W触点材料(实施例16～17)。

作为第1辅助成分，准备含有Co、Fe、Ni之一的Cu-W触点材料(实施例18～21、比较例4)。作为第2辅助成分，准备含有Bi、Sb之一的Cu-W触点材料(实施例22～24、比较例5)。作为第3辅助成分，准备含有Te、Se之一的Cu-W触点材料(实施例25～27、比较例6)。

此外，还准备了[(T1-T2)×100/T1]比率为(0.01～0.1％)、(0.9～1.1％)、(1.9～2.1％)、(2.7～2.8％)、(5.5～5.6％)的Cu-W触点材料(实施例28～31、比较例7)。

作为在制造触点时调整[(T1-T2)×100/T1]比的方法，在选择了上述(手段1)、(手段2)的任何一种或者两种的基础上，再用控制①存在于Cu-W合金中的Cu相中的主成分之外的微量成分的种类及其总量来达到。也就是说，控制存在于Cu和W的界面上的C(把C量规定为Cu-W合金的0.08％以下)。

作为调整制造触点时的[(T1-T2)×100/T1]比的其他方法，例如②通过控制烧结处理的温度和时间的办法达到。也就是说，如果选择烧结温度稍微高一点，在T1值的附近(T1值±50℃左右。Cu-W合金的情况下为1030℃～1130℃，Ag-WC的情况下为910℃～1010℃)，达到Cu和W的表面的活化，Cu和W的界面(Ag和WC的界面)的洁净化，把[(T1-T2)×100/T1]比调小。

作为调整制造触点时[(T1-T2)×100/T1]比的其他方法，例如③通过控制烧结处理的处理温度及其后冷却速度的办法达到。也就是说，如果选择通过固相烧结时的1000℃附近和固相-溶浸烧结时的1100℃附近的冷却速度为0.1℃～10℃/分，使Cu相中的内藏气体量、W的吸附气体两者释放更多，[(T1-T2)×100/T1]比就变小。如果选择不到0.1℃/分的速度，则生产性差。如果选择超过10℃/分的速度，则[(T1-T2)/T1]比有增大的趋势。实际上为了进一步减小[(T1-T2)/T1]比，最好将上述(手段1)、(手段2)和上述①②③的条件适当加以组合来实施。

(实施例1～4、比较例1～2)

本发明的触点的重点是控制[(T1-T2)/(T1)]比，为了实现断路器同时具备断路特性和再起弧特性，必须控制Cu-W合金中的Cu相的熔融起始温度T1和冷却过程中的凝固起始温度T2的差值(T1-T2)与T1的比率。

为了有效地发挥本发明的效果，必须明确Cu-W合金中的Cu量的范围，制造[(T1-T2)×100/(T1)]比率保持一定，为1.6～1.7％的触点。在工业生产中，从制造技术和经济上考虑，一般可按[(T1-T2)×100/(T1)]比率在3％以上、5％左右的范围生产。

(再起弧特性)

装配了触点中的总Cu量为50％(50％W)的Cu-50％W触点的多个断路器在24kV下断路2000次时的再起弧发生频率在10～20次的范围内。在本发明中，把该特性定为性能上的容许范围，以该触点的特性为基准作为实施例4。

在触点中的总Cu量为5％(95％W)的Cu-95％W触点中，一部分显示为1.2～1.5倍不到(评价D)，判定为合格，但是，多数显示为10以下～100倍(评价Y)，再起弧发生的偏差很大，表示不好的再起弧特性(比较例1)。可以认为，其中一个原因是断路电流导致触点面的温度上升过大。

在触点中的总Cu量为10％(90％W)的Cu-90％W触点中，以上述的实施例4为基准进行了比较，其再起弧发生频率显示1.2～1.5倍不到(评价D)，表示再起弧特性良好(实施例1)。

在触点中的总Cu量为25％(75％W)的Cu-75％W触点中，也以上述的实施例4为基准进行了比较，其再起弧发生频率显示0.1～0.8倍不到(评价B)，表示再起弧特性良好(实施例2)。

在触点中的总Cu量为40％(60％W)的Cu-60％W触点中，也以上述的实施例4为基准进行了比较，其再起弧发生频率显示0.8～1.2倍不到(评价C)，表示再起弧特性良好(实施例3)。

与此相对，触点中的总Cu量为75％(25％W)的Cu-25％W触点中，尽管[(T1-T2)×100/(T1)]比率为1.6～1.7，但与上述的实施例4进行了比较，其再起弧发生频率一部分显示1.2～1.5倍不到(评价D)，判定为合格，但是多数显示1.5以上～10倍(评价X)，再起弧发生的偏差大，表示再起弧特性不好(比较例2)。可以看见由于断路在触点面上造成严重的损伤导致表面粗糙。

如上所述，本发明的技术运用于含有10～50％Cu的Cu-W合金时能够获得良好的再起弧特性。

(断路特性)

在触点中的总Cu量为10％(90％W)的Cu-90％W触点中，与上述实施例4进行了比较，其断路特性显示0.9～0.95倍，表示断路特性良好(实施例1)。

在触点中的总Cu量为25％(75％W)的Cu-75％W触点中，与上述实施例4进行了比较，其断路特性显示0.9～1.05倍，表示断路特性良好(实施例2)。

在触点中的总Cu量为40％(60％W)的Cu-60％W触点中，与上述实施例4进行了比较，其断路特性显示1.0～1.1倍，表示断路特性极好(实施例3)。

以触点中的总Cu量为50％(50％W)的Cu-50％W触点作为基准触点，其断路特性为1.0(实施例4)。

与此相对，触点中的总Cu量为5％(95％W)的Cu-95％W触点中，尽管[(T1-T2)×100/(T1)]比率为1.6～1.7，但与上述实施例4进行了比较，其断路特性显示为0.3～0.6倍，大幅度下降，表明断路特性极差(比较例1)。

另外，在触点中的总Cu量进一步增加为75％(25％W)的Cu-25％W触点中，与上述的实施例4进行了比较，其断路特性显示为0.7～0.8倍，表明断路特性比较差(比较例2)。

如上所述，为了控制[(T1-T2)×100/(T1)]比率，提高Cu-W合金的断路特性和再起弧特性，用于Cu-W合金中的Cu量最好为10～50％。

(实施例5～8、比较例3)

在上述实施例1～4和比较例1～2中，作为应用本发明技术的触点，表明Cu量最好为Cu-W合金中的10～50％。在本发明中，Cu-W合金中的Cu相和W的界面存在辅助成分的Cu-W-C合金也发挥同等的效果。通过存在C这一辅助成分，可延缓从起弧点到周边(接触面和触点内部)的热传递(减小限于微小领域的热传导度，延缓起弧之后生成液相的时刻)，缩短液相的存在时间，使(T1-T2)值调小，结果达到再起弧特性和断路特性良好的状态。在本发明中，作为这种辅助成分的C的存在效果得到确认。

作为让适量的C存在于Cu-W合金中的方法，包括以下几种。

第1种方法是在混合作业中，首先称量C和Cu，使C量和Cu量的比率在容积上为同等程度，得到C和Cu的混合粉，然后在此混合粉中只添加Cu进行混合，得到C量在0.005％以下、Cu-W中均匀分散了微量的相当于0.01～0.15％的C的Cu-W-C触点材料。

第2种方法是将用有机溶剂稀释的高分子材料覆盖在Cu粉的表面层，通过热分解，得到在其表面析出C的Cu粉，将该Cu粉和一定的W粉混合。这时，一边调节稀释的有机溶剂的量和高分子材料的量，一边调节Cu-W中的C量。籍此得到在Cu-W中均匀分散了一定量(0.005％以下、0.01～0.15％)的C的Cu-W-C触点材料。

第3种方法是预先混合Cu粉和W粉，获得混合粉，然后按照第2种方法，把用有机溶剂稀释的高分子材料覆盖在该混合粉的表面层，通过热分解，在混合粉的表面析出C。籍此得到在Cu-W中均匀分散了一定量(0.005％以下、0.01～0.15％)的C的Cu-W-C触点材料。

第4种方法是在实施第1种方法中，使用第2种方法得到的Cu粉。籍此得到在Cu-W中均匀分散了一定量(0.005％以下、0.01～0.15％)的C的Cu-W-C触点材料。

第5种方法是在实施第1种方法中，使用第3种方法得到的Cu粉和W粉预先混合的混合粉。籍此得到在Cu-W中均匀分散了一定量(0.005％以下、0.01～0.15％)的C的Cu-W-C触点材料。

另外，Cu-W-C触点中的C的粒径非常细，量也极小，所以在采用机械混合法时，由于C粒子具有的润滑性，所以不能高效混合，在不能得到质量好的触点材料的情况下，通过适当组合选择上述第1～5的方法，得到Cu-W中的C量在规定范围(0.005％以下、0.01～0.15％)的供试触点。

(再起弧特性)

在触点中的Cu-W合金中的C量设定为0.005％、0.01％、0.03％、0.08％的触点中，与作为基准触点的实施例的再起弧特性进行比较，具有同等及其以上的良好特性，即显示0.1～0.8倍(评价B)、0.8～1.2倍(评价C)、1.2～1.5倍(评价D)(实施例5～8)。

与此相对，在Cu-W合金中的C量为0.15％的触点中，可以看到Cu-W中的C凝集，评价的触点不同再起弧发生频率有很大的偏差，与基准触点(实施例4)进行了比较，其再起弧发生频率显示在1.5倍以上～10倍、100倍以上(评价X～Z)，表示再起弧特性不理想(比较例3)。

另一方面，Cu-W合金中的C量不到0.005％的触点的再起弧特性更好。制造具有不到0.005％的C量的Cu-W合金时，调整原料的精制(基于热处理温度的高温度化促进杂质的热分解)、混合和烧结热处理工艺(防止粉尘混入)、热处理容器材质的的选择(防止C的混入)、热处理氛围气和温度的调整和热处理次数的增加等可以得到。

(断路特性)

进行断路特性的评价时，在设定上述实施例4的断路电流值为1.0的情况下，各触点测定的断路电流值以倍率来表示。

在Cu-W合金中的C量设定为0.005％、0.01％、0.03％、0.08％的触点中，与作为基准触点的实施例4的断路特性进行比较，显现同等以上的良好的断路特性，即显示为0.95～1.1倍(实施例5)、0.95～1.05倍(实施例6)、0.9～1.0倍(实施例7)、0.90～0.95倍(实施例8)。

与此相对，在Cu-W合金中C量设定为0.15％的触点中，由于Cu-W中的C发生凝集，随着评价的触点不同，断路特性可出现很大的偏差，与基准触点(实施例4)进行比较，其断路特性为其0.25～0.5倍，表示大幅度下降，而且偏差大(比较例3)。

在实施例5中，就做完断路实验以后的触点，用显微镜观察了Cu-W合金中C的分布状态，确认分散良好。可以认为对应于断路电流产生的热输入的断热效果得到充分发挥，缩短了液相存在的时间，其结果有利于断路特性的提高。断路电流消失的时候，与Cu-W合金中C的断热效果相比，热容量大得多的邻近电极和导电轴的冷却效果优先而快速冷却，液相存在时间(T1-T2)的长短仅取决于延缓液相的生成时间(熔融起始时间T1)。

如上所述，可以看出再起弧特性和断路特性与Cu-W合金中的C量有明显的关系，最好在0.08％以下。为了提高Cu-W合金的断路特性和再起弧特性，在控制[(T1-T2)/(T1)]比率的基础上，C量在0.08％以下的10～50％Cu-W-C合金所对应的效果最好。

也就是说，对于Cu-W合金中的C量在0.08％以下的10～50％Cu-W-C合金，把[(T1-T2)×100/(T1)]比率控制在2.8％以下，能够显现出良好的断路特性和再起弧特性。如果Cu-W触点中的C量超过0.08％，即使[(T1-T2)×100/(T1)]的比率控制在2.8％以下，因为C有凝集的趋势，所以有损材料特性的均质性，其结果是，再起弧发生频率出现趋于离散的现象，同时断路特性下降，不能得到两性并存的目的。

因此，Cu-W合金中的C量在0.08％以下时，不仅具备较低的再起弧发生频率，也对断路特性产生良好的影响。

另外，Cu-W触点中的C粒径(形状不是球形的情况下换算成球的直径)或集合体的直径最好在5μm以下(形状不是球形的情况下换算成球的直径)。C粒径在5μm以下使，再起弧发生频率的离散性减小，同时断路时的电流引起的热流平衡变好，所以断路特性的离散性变小。

(实施例9～12)

在上述的实施例1～8、比较例1～3中，对Cu-W合金中的[(T1-T2)×100/(T1)]比率控制在1.6～1.7％的触点，列举了选择W作为耐弧成分的例子，按本发明技术，耐弧成分W的一部分或全部换成Mo也能发挥效果。也就是说，在把25％Cu-W合金的[(T1-T2)×100/(T1)]比率控制在1.6～1.7％的触点中，用Mo取代耐弧成分W的一部分，形成WMo(W∶Mo＝重量比99.99∶0.01、W∶Mo＝重量比90∶10、W∶Mo＝重量比50∶50、W∶Mo＝重量比0.01∶99.99)，获得Cu-WMo触点。

(再起弧特性)

与作为基准触点的实施例4的再起弧特性相比较，都为0.1倍不到(评价A)乃至0.1～0.8不到(评价B)，显示极其良好的特性(实施例9～12)。

(断路特性)

与作为基准触点的实施例4的断路特性相比较，都在0.9～1.1倍的合格范围(实施例9～12)。

由于WMo的形成，W粒子的热稳定性和机械特性得到改善，其结果是能抑制导致再起弧发生的断路时W粒子的脱落。另外，适量的Mo的存在，能抑制断路时W粒子的成长，对W的微细分散化起到有利作用。根据断路后触点面的SEM观察，脱落的W粒子的附着现象减少。

也就是说，即使Cu-W触点中的W的一部分或全部被Mo取代，只要满足上述[(T1-T2)×100/(T1)]比率在2.8％以下这一条件，同样可以得到稳定的再起弧特性和断路特性。

(实施例13～15)

在上述的实施例1～8、比较例1～3中，对Cu-W合金中的[(T1-T2)×100/(T1)]比率控制在1.6～1.7％的触点，列举了选择W作为耐弧成分的例子，按本发明技术，作为耐弧成分W的全部置换为WC，且WC的一部分或全部置换成MoC，也能发挥其效果。

也就是说，在把25％Cu-WC合金中的[(T1-T2)×100/(T1)]比率控制在1.6～1.7％的触点中，耐弧成分WC的一部分用MoC取代，形成WCMoC(WC∶MoC＝重量比99.99∶0.01、WC∶MoC＝重量比50∶50、WC∶MoC＝重量比0.01∶99.99)，制得Cu-WCMoC触点(实施例13～15)。

(再起弧特性)

与作为基准触点的实施例4的再起弧特性相比较，都为0.1～0.8不到(评价B)乃至0.8～1.2不到(评价C)，显示良好的特性(实施例13～15)。

(断路特性)

与作为基准触点的实施例4的断路特性相比较，都在0.9～1.05倍的合格范围(实施例13～15)。

也就是说，即使Cu-W触点中的W的全部换成WC，或者WC的一部分或全部换成MoC，只要满足上述[(T1-T2)×100/(T1)]比率在2.8％以下这一条件，同样可以得到稳定的再起弧特性和断路特性。这里所谓的MoC的意思是Mo的碳化物，包括Mo₂C。

(实施例16～17)

在上述的实施例1～15、比较例1～3中，对Cu-W合金中的[(T1-T2)×100/(T1)]比率控制在1.6～1.7％的触点，列举了选择Cu作为导电成分的例子，按本发明技术，导电成分换成Ag、AgCu也能发挥其效果。

也就是说，制得40％Ag-W合金、40％AgCu(20Ag+20Cu)-W合金的[(T1-T2)×100/(T1)]比率控制在1.6～1.7％的触点(实施例16～17)。

(再起弧特性)

与作为基准触点的实施例4的再起弧特性相比较，都为0.8～1.2不到(评价C)(实施例16～17)。

(断路特性)

与作为基准触点的实施例4的断路特性相比较，都处于0.9～1.0倍的合格范围(实施例16～17)。

也就是说，即使Cu-W触点中的Cu的一部分或全部换成Ag，只要满足上述[(T1-T2)×100/(T1)]比率在2.8％以下这一条件，同样可以得到稳定的再起弧特性和断路特性。另外Cu-WC触点中的Cu的一部分或全部换成Ag，也能得到同样的效果。

(实施例18～21、比较例4)

在上述的实施例1～17、比较例1～3中，列举了导电成分由Cu和Ag等构成、耐弧成分由W和Mo构成、[(T1-T2)×100/(T1)]比率控制在1.6～1.7％的触点的再起弧特性和断路特性的关系，但按本发明技术，除了这些导电成分和耐弧成分之外，如果存在Co、Fe、Ni中的一种第1辅助成分，也能发挥其效果。

也就是说，制得27％Cu-W合金的[(T1-T2)×100/(T1)]比率控制在1.6～1.7％，作为第1辅助成分包含0.2％～5％的Co、0.2％的Fe、0.2％的Ni的Cu-W-Co、Cu-W-Fe、Cu-W-Ni触点。另外，起因于原料的不可避免的微量第1辅助成分Co、Fe、Ni等成分，在上述实施例1～17、比较例1～3中也存在。这里是以添加超过这些量的量为对象的。

(再起弧特性)

第1辅助成分是0.2％～1％的Co的情况下，与作为基准触点的实施例4的再起弧特性相比较，显示同等以上的特性，表示为0.1～0.8不到(评价A～B)。材料本身的相对密度的改善和稳定性也起作用(实施例18～19)。

与此相对，第1辅助成分是5％的Co的情况下，尽管断路特性提高，但Co的偏析不可避免，显示0.1～0.8不到(评价B)和1.5以上～10倍(评价X)的再起弧特性，离散性大，没有得到再起弧特性和断路特性两性兼优的效果，所以不好。

第1辅助成分是0.2％的Fe、Ni的情况下，与作为基准触点的实施例4的再起弧特性相比较，显示0.1～0.8不到(评价B)和0.8～1.2倍不到(评价C)的同等良好的特性，合格(实施例20～21)。

(断路特性)

第1辅助成分是0.2～1％的Co的情况下，与作为基准触点的实施例4的断路特性相比较，显示1.05～1.15倍的同等以上的特性(实施例18～19)。另外，第1辅助成分是5％的Co的情况下，显示1.1～1.25倍不到(比较例4)，断路特性更加提高，但如上所述，再起弧特性的离散性大。

第1辅助成分是0.2％的Fe、Ni的情况下，与作为基准触点的实施例4的断路特性相比较，显示良好的特性值0.95～1.1倍，合格(实施例20～21)。

也就是说，如果含有1％以下的Co、Fe、Ni中的至少一种组成的第1辅助成分，烧结后的被烧结体(触点合金)的密度可以大幅度调节，作为完整的烧结体得到了更加稳定的再起弧特性和断路特性。如果有超过1％的第1辅助成分存在，在伴随导电性下降、断路特性下降的同时，[(T1-T2)×100/(T1)]比率在2.8％以下时得到的效果也没有充分发挥。

另外，Cu-WC触点中如果含有1％以下的Co、Fe、Ni中的至少一种组成的第1辅助成分，也可以得到同样的效果。

(实施例22～24、比较例5)

在上述的实施例1～17、比较例1～3中，列举了导电成分由Cu和Ag等构成、耐弧成分由W和Mo构成、[(T1-T2)×100/(T1)]比率控制在1.6～1.7％的触点的再起弧特性和断路特性的关系，但按本发明技术，除了这些导电成分和耐弧成分之外，如果存在由Bi、Sb中的一个元素组成的第2辅助成分，也能发挥同等的效果。也就是说，制得27％Cu-W合金的[(T1-T2)×100/(T1)]比率控制在1.6～1.7％，还包含了作为第2辅助成分的0.1％～5.0％的Bi、0.1％的Sb的Cu-W-Bi、Cu-W-Sb触点。

(再起弧特性)

第2辅助成分是0.1％～1％的Bi的情况下，与作为基准触点的实施例4的再起弧特性相比较，显示同等程度的特性(评价B～C乃至C～D)，合格(实施例22～23)。

与此相对，第2辅助成分是5％的Bi的情况下，Bi的偏析不可避免，再起弧特性显示评价(Y)～(评价Z)，看到大幅度下降，所以不好(比较例5)。

第2辅助成分是0.1％的Sb的情况下，与作为基准触点的实施例4的再起弧特性相比较，显示同等程度的特性(评价B～C)，合格(实施例24)。

(断路特性)

第2辅助成分是0.1～1％的Bi的情况下，耐熔焊性也得到改善，与作为基准触点的实施例4的断路特性相比较，显示0.9～1.0倍的同等断路特性，合格(实施例22～23)。

与此相对，第2辅助成分是5％的Bi的情况下，Bi的偏析不可避免，尽管耐熔焊性改善，因为断路特性显示0.4～0.55倍不到，看到大幅度下降，所以不好(比较例5)。

第2辅助成分是0.1％的Sb的情况下，与作为基准触点的实施例4的断路特性相比较，显示同等的断路特性，为0.9～0.95倍，合格(实施例24)。

也就是说，如果含有1％以下的Bi、Sb中的至少一种组成的第2辅助成分，调节触点合金的耐熔焊性，其结果是，断路后断开的触点面保持平滑，得到更加稳定的再起弧特性和断路特性。如果有超过1％的第2辅助成分存在，则材料自身显示脆性，断路后断开的触点面变得粗糙，平滑性受损，造成断路后的再起弧特性下降，[(T1-T2)×100/(T1)]比率在2.8％以下时得到的效果也没有充分发挥。

另外，Cu-WC触点中如果含有1％以下的Bi、Sb中的至少一种组成的第2辅助成分，也可以得到同样的效果。

(实施例25～27、比较例6)

在上述的实施例1～17、比较例1～3中，列举了导电成分由Cu和Ag等构成、耐弧成分由W和Mo构成、[(T1-T2)×100/(T1)]比率控制在1.6～1.7％的触点的再起弧特性和断路特性的关系，但按本发明技术，除了这些导电成分和耐弧成分之外，如果存在由Te、Se中的一个元素组成的第3辅助成分，也能发挥同等的效果。也就是说，制得27％Cu-W合金的[(T1-T2)×100/(T1)]比率控制在1.6～1.7％，还包含作为第3辅助成分的0.5％～10％的Te、0.5％的Se的Cu-W-Te、Cu-W-Se触点。

(再起弧特性)

第3辅助成分是0.5％～5％的Te的情况下，与作为基准触点的实施例4的再起弧特性相比较，显示同等程度的特性(评价C～D)乃至容许范围(评价D)，合格(实施例25～26)。

与此相对，在用10％的Te作为第3辅助成分的情况下，不能避免Cu₂Te的偏析，显示出非常低的再起弧特性(评价Z)，因此不理想(比较例6)。

而在用0.5％的Se作为第3辅助成分的情况下，与作为基准触点的实施例4的再起弧特性相比，显示出相同程度的特性(评价C～D)，因此在合格的范围内(实施例27)。

<断路特性>

在用0.5％～5％的Te作为第3辅助成分的情况下，从还要改善耐熔融性上看，与作为基准触点的实施例4的断路特性相比，显示出同等的断路特性--0.9～1.0倍，因此在合格的范围内(实施例25～26)。

与此相对，在用10％的Te作为第3辅助成分的情况下，不能避免Cu₂Te的偏析，虽然耐熔融性得以改善，但断路特性为0.4～0.55倍不到，显示出大幅降低，因此不理想(比较例6)。

而在用0.5％的Se作为第3辅助成分的情况下，与作为基准触点的实施例4的断路特性相比，显示出相同程度的断路特性--0.9～0.95倍，因此在合格的范围内(实施例27)。

也就是说，如果含有5％以下的Te和Se中的至少一种构成的第3辅助成分，触点合金的耐熔融性得以调节，结果使断路后断开的触点面具有平滑性，能够得到更稳定的耐熔融性和断路特性。如果存在超过5％的第3辅助成分，材料本身会显示出脆性，断路后断开的触点面反而会变粗，从而破坏平滑性，导致断路后的再起弧特性降低，同时也不能充分发挥[(T1-T2)×100/T1]在2.8％以下的效果。

此外，Cu-WC触点中含有5％以下的Te和Se中的至少一种构成的第3辅助成分，也能得到同样的效果。

(实施例28～31、比较例7)

在前述的实施例1～27中，在选择了[(T1-T2)×100/T1]比率近似于1.6～1.7％范围内的状态的触点的基础上，讨论了对断路特性、再起弧特性的影响。

使T1和T2像这样在一定范围内的有效手段之一基本包括使预先准备好的原料Cu以1厘米/60分钟左右单方向溶解，从而使影响T1和T2值的成分或气态成分等Cu中的残余成分变得足够少；使预先准备好的原料W粉在真空中至少1350℃的温度下加热处理；在经过它们的凝固温度附近时将冷却速度控制在足够小；接着将这些原料不经污染地烧结，得到触点；烧结热处理时选择并使用使相同程度以上洁净状态的Cu包覆在其表面上的容器等，从而将[(T1-T2)×100/T1]比率调整到1.6～1.7％的范围内。

但是，实施本发明的技术时，T1和T2不仅限于1.6～1.7的范围也能发挥作用。也就是说，通过上述手段之一或多种手段结合，能制得T1和T2经大幅调整的触点。

<再起弧特性>

Cu-W合金的[(T1-T2)100/T1]比率在0.01～0.1％时，与作为基准触点的实施例4的再起弧特性相比，显示出极其良好的特性--0.1倍不到(评价A)～0.8倍不到(评价B)(实施例28)。

得到Cu-W合金的[(T1-T2)×100/T1]比率为0.9～1.1％的触点。与作为基准触点的实施例4的再起弧特性相比，显示出良好的特性--0.1～0.8倍不到(评价B)(实施例29)。

得到Cu-W合金的[(T1-T2)×100/T1]比率为1.9～2.1％的触点。与作为基准触点的实施例4的再起弧特性相比，显示出0.1～0.8倍不到(评价B)乃至0.8～1.2倍不到(评价C)(实施例30)的特性。

得到Cu-W合金的[(T1-T2)×100/T1]比率为2.7～2.8％的触点。与作为基准触点的实施例4的再起弧特性相比，显示出0.8～1.2倍不到(评价C)乃至1.2～1.5倍不到(评价C)(实施例31)的特性。

与此相对，得到Cu-W合金的[(T1-T2)×100/T1]比率为5.5～5.6％的触点。与作为基准触点的实施例4的再起弧特性相比，显示出1.5以上～10倍不到(评价X)乃至100倍以上(评价Z)的特性，出现很大的偏差，再起弧特性不佳(比较例7)。

<断路特性>

在使Cu～W合金的[(T1-T2)×100/T1]比率在0.01～0.1％的情况下，与作为基准触点的实施例4的断路特性相比，显示出1.15～1.25倍的非常良好的断路特性(实施例28)。

在使Cu-W合金的[(T1-T2)×100/T1]比率在0.9～1.1％的情况下，与作为基准触点的实施例4的断路特性相比，显示出1.0～1.1倍的良好的断路特性(实施例29)。

得到Cu-W合金的[(T1-T2)×100/T1]比率在1.9～2.1％的触点。与作为基准触点的实施例4的断路特性相比，显示出0.95～1.1倍的良好的断路特性(实施例30)。

得到Cu-W合金的[(T1-T2)×100/T1]比率在2.7～2.8％的触点。与作为基准触点的实施例4的断路特性相比，显示出0.9～0.95倍的良好的断路特性(实施例31)。

与此相对，对于Cu-W合金的[(T1-T2)×100/T1]比率在5.5～5.6％的触点，与作为基准触点的实施例4的断路特性相比，显示出0.5～0.6倍的断路特性，大幅下降(比较例7)。

由上可知，将[(T1-T2)×100/T1]比率控制在2.8％以下的Cu-W合金的断路特性和再起弧特性俱佳。

此外，将[(T1-T2)×100/T1]比率控制在2.8％以下的Cu-WC的断路特性和再起弧特性俱佳。

下面，详细说明本发明的实施方式2。

本发明的实施方式2的要点是将由包含15～85重量％(以下将重量％简单表示为％)的Cu相形成的导电性成分和作为余分的以Cr为主要成分的耐弧性成分的合金构成的触点材料制得的触点安装在真空断路器上，升温过程中所述触点材料的Cu相以摄氏测定的熔融起始温度(吸热起始温度)T1与在至少1200℃下加热后的冷却过程中的Cu相以摄氏测定的凝固起始温度(放热起始温度)T2之差(T1-T2)值和熔融起始温度(吸热起始温度)T1的比率，即[(T1-T2)/(T1)]比率在3.5％以下，谋求再起弧产生和断路特性的稳定化。

本发明的实施方式中作为对象的触点，如果总Cr量超过85％，由于额定电流的开闭和大电流的截断，会使触点部或断路器终端部的温度上升特性或接触电阻特性降低，因此是不好的。另一方面，如果总Cr量不到15％，电流截断时的耐弧性会变差，会使断路后触点的表面损伤显著，再起弧特性降低，因此也是不好的。

另外，在本发明实施方式中作为对象的触点中的Cr颗粒的平均粒径在0.1～150μm的范围内为好，在该范围内的Cr颗粒占有至少75％(容积％)时，能更稳定地发挥再起弧特性。

作为本发明的实施方式，将含有由Cu相形成的导电性成分和作为余分的以Cr为主要成分的耐弧性成分的Cu-Cr合金，通过固相烧结法(Cu相的熔融温度以下的温度)、溶浸法(Cu相的熔融温度以上的温度)、溶解法、电弧溶解法、激光溶解法、等离子体溶解法(Cu相和Cr的熔融温度以上的温度)、雾化法(Cu相和Cr的熔融温度以上的温度)中的任何一种，制成触点材料；使该触点材料的升温过程中的Cu相的熔融起始温度(吸热起始温度)T1和在至少1200℃下加热后的冷却过程中的前述Cu相的凝固起始温度(散热起始温度)T2之差与熔融起始温度(吸热起始温度)T1的比率，即[(T1-T2)/(T1)]比率在3.5％以下。

也就是说，本发明与Cu-Cr合金的制造方法的种类无关，由任何一种方法得到的Cu-Cr合金本身的前述[(T1-T2)/(T1)]比率在3.5％以下才是重要的。

另外，作为本发明的实施方式，对于由Cu相形成的导电性成分和余分为雾化法、铝热法、电解法中的任何一种方法制成的以Cr为主要成分的耐弧性成分所构成的Cu-Cr合金，升温过程中的Cu相的熔融起始温度(吸热起始温度)T1和在至少1200℃下加热后的冷却过程中的前述Cu相的凝固起始温度(放热起始温度)T2之差与熔融起始温度(吸热起始温度)T1的比率、即[(T1-T2)/(T1)]比率在3.5％以下。

也就是说，本发明与Cu-Cr合金的原料Cr粉的制造方法种类无关，由任何一种方法得到的Cu-Cr合金本身的前述[(T1-T2)/(T1)]比率在3.5％以下才是重要的。

通常，触点面(受电弧点、受到电弧的附近)因断路而温度显著变高。升温中的触点面由固体变成液体而产生液相。随着断路完毕，触点温度迅速下降，由液体变为固体(凝固)而液相消失。虽然随着触点材料的材料物性、触点的冷却条件、断路器的机械条件等而引起变动，但液相从产生到消失的时间(液相存在时间)长短是指保持在从提高断路特性、再起弧特性的维持上看对触点面不好的高温状态下的时间长短。因此，保持在高温状态下的时间长短是决定断路特性和再起弧特性的基准。

所以，升温过程中Cu相的熔融起始温度(吸热起始温度)T1和在至少1200℃下加热后的冷却过程中的前述Cu相的凝固起始温度(散热起始温度)T2之差(T1-T2)与熔融起始温度(吸热起始温度)T1的比率、即[(T1-T2)/(T1)]比率具有重要的意义。尽管Cu的熔点为1080℃，但在1200℃下加热的理由是因为这是使升温过程中的Cu相确实变为液相的标准温度。为使(T1-T2)值变小，减小T1或增大T2值是非常必要的。

本发明者通过其他试验确认，在用其他手段加热固体状态的触点面的同时连续测定耐电压特性，液相出现时耐电压大幅下降(10～50％)。液相的出现影响了电弧点附近的热物性变化或表面(凹凸)变化，同时液相存在时间还影响了决定触点蒸气放出状况和液态触点喷出状况的断路特性。由此，暗示了液相的出现和液相存在时间对真空断路器的断路特性、耐电压特性的影响。

对于真空阀的再起弧特性、断路特性的稳定，迄今已开发出了各种技术。例如，根据触点材料的组成、成分量的变动、气体量、组织形态(粒度、粒度分布、偏析程度、合金中存在的空孔程度)、触点的表面形态等进行考虑。而且，通过本发明者的观察判定，对于再起弧特性的进一步稳定，上述的CuCr合金中Cu相的T1(熔融起始温度)和T2(冷却过程中的凝固起始温度)之差(T1-T2)值与T1的比率，即[(T1-T2)/T1]比率非常重要。为方便起见，此情况下的T1和T2由(℃)表示的数值决定。

下面通过实施例和比较例详细说明本发明。评价条件和评价结果如图7～12所示。

(1)再起弧特性

将直径30mm、厚5mm的圆板状触点片装在可拆卸式真空阀上，测定24kV伏×500A的电路断路2000次时的再起弧产生频率。并且，将该数值以实施例4的值作为基准时的相对值所具有的偏差幅度进行比较。

再起弧产生频率以0.1倍不到为评价(A)、0.1～0.8倍不到为评价(B)、0.8～1.2倍不到为评价(C)、1.2～1.5倍不到为评价(D)、1.5～10倍不到为评价(X)、10～100倍不到为评价(Y)、100倍以上为评价(Z)。

另外，以评价(A)～(B)为“合格”，评价(X)～(Z)为“不良”作为标准。

(2)断路特性

装有直径70mm的触点的断路测试用实验阀安装在开关装置上，同时经烘焙和电压老化，然后接通24kV、50Hz的电路，以大约1kA逐次增加电流从而使真空阀分成3个断路界限，对此进行评价。该数值是以实施例4的值为1.0时的比较值所具有的偏差幅度显示的，评价的标准是0.9倍以上为合格，不到0.9倍为不合格。

(3)断路测试用实验阀的组装情况

下面显示断路测试用实验阀的组装情况。准备端面的平均表面粗糙度研磨到约1.5μm的陶瓷制绝缘容器(主要成分：Al₂O₃)，在组装前于1600℃对该陶瓷制绝缘容器进行预加热处理。作为封装金属件，准备板厚2mm的42％的Ni-Fe合金。准备厚度0.1mm的72％的Ag-Cu合金板作为焊接材料。将上述准备好的各部件配置成在被接合物间(陶瓷制绝缘容器的端面和封装金属)可能进行气密封装接合，将其送入5×10^-4Pa的真空氛围气中进行封装金属和陶瓷制绝缘容器的气密封装工序。

(4)供试触点合金的制造方法

在把Cu-Cr合金中的[(T1-T2)/T1]比率确定为1.6～1.7的基础上，准备具有规定粒径(最好是0.1～150μm)的Cr作为耐弧性成分，规定量的Cu(或含有0.35％以下的Cr的CuCr)作为导电性成分。为了使之均匀分散进行混合成型，然后进行烧结热处理(例如1030℃)或者烧结热处理与溶浸热处理(例如，1000℃和1150℃)，准备Cu-Cr触点坯料(实施例101～104、比较例101～102)或CuCr-Cr触点坯料(实施例113～115)。

根据需要，准备在Cu-Cr合金的Cu相与Cr颗粒之间的界面上存在作为辅助成分的粒径优选在5μm以下的C的Cu-Cr-C触点坯料(实施例105～108、比较例103)。

作为这些试料的制造中调整[(T1-T2)/T1]比率的一个方法，例如，①通过控制Cu-Cr合金的Cu相中存在的主要成分以外的微量成分种类及其总量来达到。也就是说，Cu与Cr之间的界面上存在的C(C量相对于CuCr合金在0.05％以下)、Cu相中的Cr(相对于Cu量在0.35％以下的Cr)、Cu和Cr中存在的Al(相对于Cr量在0.1％以下的Al)、Cu和Cr中存在的Si(相对于Cr量在0.1％以下的Si)是合适的。

作为这些试料的制造中调整[(T1-T2)/T1]比率的另一方法，例如，②通过控制烧结处理的温度和时间来达到。也就是说，烧结温度、Cr进入Cu相中的扩散、Al进入Cu和Cr的扩散、Si进入Cu和Cr的扩散、Cu和Cr之间的界面上存在的C量等决定了[(T1-T2)/T1]比率。烧结处理的温度如果超过900℃左右，扩散会出现异常，而低于900℃左右时，扩散不足。

作为这些试料的制造中调整[(T1-T2)/T1]比率的另一方法，例如，③通过控制烧结处理时的处理温度和之后的冷却速度来达到。也就是说，选择0.1～10℃/分钟范围内的800～900℃左右的冷却速度，以控制[(T1-T2)/T1]比率。如果选择0.1℃/分，[(T1-T2)/T1]比率会显示出变小的倾向；如果选择10℃/分，[(T1-T2)/T1]比率会显示出变大的倾向。实际上，为了进一步减小[(T1-T2)/T1]比率，上述①②③可单独实施也可组合实施。

(5)CuCr基质中及与Cr粒子之间的界面的C量的测定

CuCr基质中及CuCr基质与Cr粒子的界面的C量的确定可通过观察金属显微镜照片上的C分布状态的同时进行测定的方法、用SEM或EDX等测定装置进行计量的方法等来完成。

(实施例101～104、比较例101～102)

本发明的触点的要点是Cu-Cr合金中Cu相的熔融起始温度T1与冷却过程中的凝固起始温度T2之差(T1-T2)值和T1的比率、即[(T1-T2)/T1]比率对于断路器的断路特性、再起弧特性的作用。

本发明中，为了有效发挥此效果，制造了Cu-Cr合金中Cu量的范围一定、[(T1-T2)/T1]比率保持在1.6～1.7％范围内的触点。工业上，通常[(T1-T2)/T1]比率大多为5.0左右(以上)，因此制造时所用的Cr原料中的Al、Si、C在前述数值以内选择，并且烧结热处理后的冷却条件为1℃/分左右，Cu相中的Cr量不到0.05％。

<再起弧特性>

再起弧特性(再起弧产生的频率)，对于触点中总Cu量为85％的Cu-15％Cr触点(实施例104)，用多个断路器在24kV断路2000次时的再起弧产生频率在10～30次的范围内。本发明中对以该特性为性能上容许的范围、以该触点的特性作为基准的实施例104和其他实施例、比较例一起进行相对评价。

对于触点中总Cu量为15％(85％Cr)的Cu-85％Cr触点，显示为0.1～1.8倍不到(评价B)或0.8～1.2倍不到(评价C)，呈现出良好的再起弧特性(实施例101)。

触点中总Cu量为45％(55％Cr)的Cu-55％Cr触点，与前述的实施例104相比的再起弧产生频率为0.1倍不到(评价A)或0.1～0.8倍不到(评价B)，呈现出非常良好的再起弧特性(实施例102)。

触点中总Cu量为65％(35％Cr)的Cu-35％Cr触点，与前述实施例4相比的再起弧产生频率为0.1～0.8倍不到(评价B)乃至0.8～1.2倍不到(评价C)，也呈现出良好的再起弧特性(实施例103)。

与此相对地，触点中总Cu量为10％(90％Cr)的Cu-90％Cr触点，[(T1-T2)/T1]比率虽然为1.6～1.7％，但与前述实施例104相比再起弧产生频率为1.5～10倍(评价X)和10～100倍(评价Y)，呈现出极差的再起弧特性(比较例101)。

更甚者，对于触点中总Cu量进一步增加到95％(5％Cr)的Cu-5％Cr触点，与前述实施例4相比的再起弧产生频率为10～100倍(评价Y)乃至100倍以上(评价Z)，呈现出极差的再起弧特性(比较例102)。

因此，本发明的技术用于含有15～85％Cu的Cu-Cr合金时，能发挥良好的再起弧特性。

<断路特性>

触点中总Cu量为85％(15％Cr)的Cu-85％Cr触点显示出良好的断路特性，以此为基准触点，设断路特性为1.0(实施例104)。

对于触点中总Cu量为15％(85％Cr)的Cu-85％Cr触点，与前述实施例104相比的断路特性为1.0～1.1倍，显示出良好的断路特性(实施例101)。

对于触点中总Cu量为45％(55％Cr)的Cu-55％Cr触点，与前述实施例4相比的断路特性为1.1～1.2倍，显示出良好的断路特性(实施例102)。

对于触点中总Cu量为65％(35％Cr)的Cu-35％Cr触点，与前述实施例104相比的断路特性为1.2～1.3倍，显示出非常良好的断路特性(实施例103)。

与此相对地，对于触点中总Cr量为10％(90％Cr)的Cu-90％Cr触点，[(T1-T2)/T1]比率虽然为1.6～1.7％，但与前述实施例104相比的断路特性为0.4～0.6倍，显示出极差的断路特性(比较例101)。

更甚者，对于触点中总Cu量进一步增加至95％(5％Cr)的Cu-5％Cr触点，与前述实施例104相比的断路特性为0.8～0.9倍，显示出较差的断路特性(比较例102)。

由上可知，为了通过控制[(T1-T2)/T1]比率来提高Cu-Cr合金的断路特性和再起弧特性，对应于Cu-Cr合金的Cu量较好为15～85％。

也就是说，通过使Cu-Cr合金中的Cu量在15～85％，维持了一定的导电率和机械性，显示出稳定的断路特性和再起弧特性。即使[(T1-T2)/(T1)]比率在优选的3.5％以下，如果Cu量不到15％，也不能确保足够的导电率、低接触电阻特性、低温特性，导致断路特性降低。而如果Cu量超过85％，再起弧特性会产生较大的偏差。

(实施例105～108、比较例103)

在前述的实施例101～104、比较例101～102中，作为适用本发明技术的触点的优选方式，揭示了Cu量为15～85％的Cu-Cr合金。本发明中，Cu-Cr合金中Cu相与Cr相之间的界面上存在辅助成分(C成分)的Cu-Cr-C合金，也能发挥出同等的效果。通过存在辅助成分，延迟了从电弧点到周围(接触面和触点内部)的热传递(减小了微小区域上的热传递度，延迟了被电弧而产生液相的时间)，缩短了液相存在的时间，将(T1-T2)值调小，获得良好的再起弧特性和断路特性。对断路后的表面附近进行显微镜观察，结果观察到一部分C处于与Cr接合的状态。C由于与Cr接合而被抑制了向Cu相的扩散，结果CuCr界面附近的凝固温度变高(抑制了凝固温度下降的现象)。也就是说，确认了作为辅助成分的C在抑制[(T1-T2)/(T1)]比率变小的本发明中的存在效果。

作为使Cu-Cr合金中存在适量C的方法，有以下方法。

第1方法涉及混合作业，先称量C量与Cu量，使它们以体积计为相同程度，得到C与Cu的混合粉，然后在该混合粉中仅加入Cu并混合，得到C量在0.005％以下、相当于0.01～0.1％的微量C均匀分散于Cu-Cr-C触点坯料。

第2方法是用有机溶剂稀释的高分子材料包覆在Cu粉的表面层上，通过热解得到表面上析出了C的Cu粉，将该Cu粉与规定的Cr粉混合。此时调节经稀释的有机溶剂的量和高分子材料的量，以调节进入Cu-Cr中的C量。由此，得到规定量范围(0.005％以下、0.001～0.1％)的C量均匀分散于Cu-Cr中的Cu-Cr-C触点坯料。

第3方法是用Cu粉与Cr粉预先混合而成的混合粉进行前述的第2方法，用有机溶剂稀释的高分子材料包覆混合粉表面层，通过热解，使混合粉的表面上析出C。从而得到规定量范围(0.005％以下、0.01～0.1％)的C量均匀分散于Cu-Cr中的Cu-Cr-C触点坯料。

第4方法是在实施前述的第1方法时，使用第2方法得到的Cu粉。由此得到规定量范围(0.005％以下、0.01～0.1％)C量均匀分散于Cu-Cr中的Cu-Cr-C触点坯料。

第5方法是在实施前述的第1方法时，使用第3方法得到的Cu粉与Cr粉预先混合而成的混合粉。由此得到规定量范围(0.005％以下、0.01～0.1％)的C均匀分散于Cu-Cr中的Cu-Cr-C触点坯料。

而且，对于Cu-Cr-C触点，C的粒径极为细微、C的量极少，如果用机械混合法，由于C颗粒所具有的润滑性而不能有效地进行混合，这是不能得到优质的触点坯料的原因。对此，本发明通过适当选择上述第1～5的方法的组合，得到了Cu-Cr中C的量在规定范围(0.005％以下、0.01～0.1％)的供试触点。

<再起弧特性>

对于触点中的Cu-Cr合金中的C量为0.005％、0.01％、0.03％、0.05％的触点，与作为基准触点的实施例104的再起弧特性相比，显示出同等的良好特性--0.1～0.8倍不到(评价B)和0.8～1.2倍不到(评价C)(实施例105～107)。

对于触点中的Cu-Cr合金中的C量为0.05％的触点，与作为基准触点的实施例104的再起弧特性相比，显示出同等的良好特性--0.8～1. 2倍不到(评价C)(实施例108)。

与此相对地，对于触点中的Cu-Cr合金中的C量为0.1％的触点，Cu-Cr中的C出现凝集，由评价的触点所引起的再起弧产生频率显示出较大的偏差，与基准触点(实施例104)相比的再起弧特性为10倍以上～100倍不到、100倍以上(评价Y～Z)，呈现出非常不好的再起弧特性(比较例103)。

而且，对于触点中的Cu-Cr中的C量不到0.005％的触点，再起弧特性更好。C量不到0.005％的Cu-Cr合金的制造，可用原料的精制(由于热处理温度变成高温，促进杂质的热解)、混合和烧结热处理工序(粉尘混入的防止)、热处理用容器材质的选择(C混入的防止)、热处理氛围气和温度调节和热处理次数的增加等来调整。

<断路特性>

下面，测定各触点的断路电流值，用相对于前述实施例104的断路电流值定为1.0时的倍率评价各触点的断路特性。

对于Cu-Cr合金中的C量为0.005％、0.01％、0.03％和0.05％的触点，与作为基准触点的实施例4的断路特性相比，显示出同等以上的良好的断路特性--1.1～1.2倍(实施例105～108)。

与此相对地，对于Cu-Cr合金中的C量为0.1％的触点，由于Cu-Cr中C的凝集，由评价的触点所产生的断路特性呈现出较大的偏差，与基准触点(实施例104)相比的断路特性为0.3～0.6倍，显示出非常不好的断路特性(比较例103)。

对于实施例105中经断路试验后的触点，观察Cu-Cr合金中C的分布状态时确认有良好的分散。认为这是因为断路电流对热输入充分发挥出隔热效果，缩短了液相存在的时间，其结果是断路特性得以提高。断路电流消失时，也由于Cu-Cr合金中C的隔热效果，与Cu-Cr合金中C的断热效果相比，热容量大得多的邻近电极和导电轴的冷却效果优先而快速冷却，因此液相存在时间的长短仅取决于液相生成时刻的延迟。

为了提高Cu-Cr合金的断路特性和再起弧特性，控制[(T1-T2)/T1]比率是非常必要的，更好的是相对于15～85％Cu-Cr-C合金含有0.05％以下的C。

也就是说，对于Cu-Cr合金中的C量在0.05％以下的Cu-Cr-C合金，通过使前述的[(T1-T2)/T1]比率在3.5％以下，显示出断路特性和再起弧特性为作为基准的实施例104的同等以上的优选特性。如果该比率超过3.5％，则耐电压特性、特别是再起弧特性和断路特性会显示出下降。

Cu-Cr合金中的C量超过0.05％时，[(T1-T2)/(T1)]比率即使在3.5％以下，C也会有以集合或凝集于C相中的状态存在的倾向，从而损害坯料特性的均质性，结果在再起弧产生频率产生偏差的同时，断路特性也下降，不能兼得两种特性。Cu相中的C量在0.05％以下时，在显现较低的再起弧产生频率的同时，对断路特性也有很好的影响。

另外，Cu-Cr触点中的C的粒径(形状不为球形时换算为球的直径)或集合体的直径在5微米以下(形状不为球形时换算为球的直径)为宜。C的粒径在5微米以下时，再起弧产生频率的偏差变小，同时断路时由电流所引起的热流的平衡也变好，断路特性的偏差少。

(实施例109～112、比较例104)

前述的实施例101～108、比较例101～103中，虽然揭示了Cu-Cr合金的[(T1-T2)/T1]比率保持在1.6～1.7％的触点，但本发明技术并不限于此。

<再起弧特性>

对于Cu-Cr合金的[(T1-T2)/T1]比率为0.01～0.2％的触点，与作为基准触点的实施例104的再起弧特性相比，显示出非常良好的特性--0.1倍不到(评价A)(实施例109)。可见使液相存在期间极短能够发挥出很好的效果。

得到像这样的T1与T2为近似状态的触点的有效手段之一基本上有使预先准备好的原料Cu以1厘米/60分钟的移动速度单方向溶解，使杂质元素或气态成分等Cu中的残余成分中存在的元素变得足够少；或在真空中或至少1350℃的温度下对预先准备好的原料Cr粉进行加热处理，接着将它们不经污染地进行烧结，得到触点。烧结热处理时，选择并使用的容器要使同程度以上的洁净状态的Cr包覆在该表面上。

对于Cu-Cr合金的[(T1-T2)/T1]比率为1.4～1.5％的触点，与作为基准触点的实施例104的再起弧特性相比，显示出非常良好的特性--0.1倍不到(评价A)乃至0.1～0.8倍不到(评价B)(实施例110)。

对于Cu-Cr合金的[(T1-T2)/T1]比率为2.4～2.5％的触点，与作为基准触点的实施例4的再起弧特性相比，显示出同等良好的特性--0.8～1.2倍不到(评价C)(实施例111)。

对于Cu-Cr合金的[(T1-T2)/T1]比率为3.4～3.5％的触点，与作为基准触点的实施例4的再起弧特性相比，显示出同等良好的特性--0.8～1.2倍不到(评价C)乃至1.2～1.5倍不到(评价D)(实施例112)。

与此相对地，对于Cu-Cr合金的[(T1-T2)/T1]比率为5.4～5.5％的触点，与作为基准触点的实施例4的再起弧特性相比，显示出1.2～1.5倍不到(评价D)乃至10以上～100倍(评价Y)这样大偏差的非常不好的再起弧特性(比较例104)。

<断路特性>

在Cu-Cr合金的[(T1-T2)/T1]比率为0.01～0.2％时，与作为基准触点的实施例104的断路特性相比，显示出1.25～1.3倍的非常良好的断路特性(实施例109)。

在Cu-Cr合金的[(T1-T2)/T1]比率为1.4～1.5％时，与作为基准触点的实施例104的断路特性相比，显示出1.25～1.35倍的非常良好的断路特性(实施例110)。

在Cu-Cr合金的[(T1-T2)/T1]比率为2.4～2.5％时，与作为基准触点的实施例104的断路特性相比，显示出1.15～1.2倍的非常良好的断路特性(实施例111)。

在Cu-Cr合金的[(T1-T2)/T1]比率为3.4～3.5％时，与作为基准触点的实施例104的断路特性相比，显示出1.0～1.1倍的良好的断路特性(实施例112)。

与此相对地，对于Cu-Cr合金的[(T1-T2)/T1]比率为5.4～5.5％触点，与作为基准触点的实施例104的断路特性相比，显示出0.8～1.0倍这样大偏差的非常不好的断路特性(比较例104)。

如上所述，将[(T1-T2)/T1]比率控制在3.5％以下，可提高Cu-Cr合金的断路特性和再起弧特性。

(实施例113～115)

在前述的实施例101～112、比较例101～104中，虽然揭示了[(T1-T2)/T1]比率对触点中的导电性成分使用Cu(除非特别指出，否则一般为纯Cu)的Cu-Cr合金的效果，但本发明技术不限于Cu-Cr合金中的导电性成分为纯Cu的情况。也就是说，Cu-Cr合金中的导电性成分用Cu(Cr)代替纯Cu的Cu(Cr)-Cr合金也能发挥出同等的效果。

<再起弧特性>

对于Cu-Cr合金的Cu相中含有0.05％Cr的Cu(0.05Cr)-Cr触点、含有0.15％Cr的Cu(0.15Cr)-Cr触点，与作为基准触点的实施例104的再起弧特性相比，显示出同等以上的良好特性--0.1～0.8倍不到(评价B)(实施例113～114)。

对于Cu-Cr合金的Cu相中含有0.35％Cr的Cu(0.35Cr)-Cr触点，与作为基准触点的实施例104的再起弧特性相比，显示出良好特性--0.1～0.8倍不到(评价B)乃至0.8～1.2倍不到(评价C)(实施例115)。

<断路特性>

对于Cu-Cr合金的Cu相中所含的Cr量为0.05％、0.15％和0.35％的触点，与作为基准触点的实施例104的断路特性相比，显示出同等以上的良好的断路特性--1.25～1.35倍(0.05％时)、1.1～1.2倍(0.15％时)、1.0～1.1倍(0.35％时)(实施例113～115)。

如上所述，对于Cu相中含有0.35％以下的Cr的Cu(Cr)-Cr合金，断路特性和再起弧特性得以提高。如果Cr的量超过0.35％，触点在制造技术上的经济性方面有问题，并且触点的导电率显著下降，导致触点部温度或断路器端子部温度上升，对断路特性的维持是不利的。

也就是说，对于含有相对于Cu量在0.35％以下的Cr的Cu-Cr合金，通过使前述的[(T1-T2)/(T1)]比率在3.5％以下，断路特性和再起弧特性显示出和作为基准的实施例104同等以上的较好特性。如果该比率超过3.5％，则耐电压特性、特别是再起弧特性和断路特性会降低。

但即使[(T1-T2)/(T1)]比率在作为优选范围的3.5％以下，如果相对于Cu量存在超过0.35％的Cr量，则再起弧特性和断路特性不能兼得。Cu-Cr合金本身的导电率、热传导率会大幅降低，断路特性呈现出下降。

(实施例116～118、比较例105)

在前述的实施例101～108、比较例101～103中，对于Cu-Cr合金的[(T1-T2)/(T1)]比率保持在1.6～1.7的触点，虽然是以Cr作为耐弧性成分举例，但本发明不限于Cr也能发挥其效果。

<再起弧特性>

对于Cu-Cr合金的[(T1-T2)/(T1)]比率保持在1.6～1.7的触点，用W置换作为耐弧性成分的Cr的一部分而形成CrW(Cr∶W＝重量比95∶5、Cr∶W＝重量比75∶25、Cr∶W＝重量比50∶50)，得到Cu-CrW触点。对于这些触点，与作为基准触点的实施例104的再起弧特性相比，都显示出良好的特性--0.1倍不到(评价A)乃至0.1～0.8倍不到(评价B)(实施例116～118)。

通过形成CrW，Cr颗粒的热稳定性和机械特性得以改善，结果抑制了作为再起弧产生原因之一的断路时Cr颗粒的脱落。而且，适量W的存在抑制了Cr颗粒的成长，对Cr的细微分散也有有益的作用。根据对断路后的触点面进行SEM观察，脱落的Cr颗粒的附着减少了。[(T1-T2)/T1]比率为3.4～3.5时，也呈现出相同的现象，其结果是再起弧特性良好(评价B～C)。

与此相对地，对于Cu-Cr合金的[(T1-T2)/T1]比率保持在1.6～1.7的触点，用W置换作为耐弧性成分的Cr的一部分而形成CrW(Cr∶W＝重量比25∶75)，得到Cu-CrW触点。对于该触点，与作为基准触点的实施例104的再起弧特性相比，一部分断路器虽然发挥出较好的0.8～1.2倍不到(评价C)的特性，但也有一部分显示出1.5倍以上～10倍(评价X)的特性，再起弧的产生频率显示出大的偏差，呈现出非常不好的再起弧特性(比较例105)。随着W的增加，从熔点变高的CrW放出过量的热电子。

<断路特性>

对于Cu-Cr合金的[(T1-T2)/(T1)]比率保持在1.6～1.7的触点，用W置换作为耐弧性成分的Cr的一部分而形成CrW(Cr∶W＝重量比95∶5)，得到Cu-CrW触点。对于该触点，与作为基准触点的实施例104的断路特性相比，显示出1.2～1.3倍的非常良好的断路特性(实施例116)。

用W置换作为耐弧性成分的Cr的一部分而形成CrW(Cr∶W＝重量比75∶25)，得到Cu-CrW触点。对于该触点，与作为基准触点的实施例104的断路特性相比，显示出1.3～1.45倍的非常良好的断路特性(实施例117)。

用W置换作为耐弧性成分的Cr的一部分而形成CrW(Cr∶W＝重量比50∶50)，得到Cu-CrW触点。对于该触点，与作为基准触点的实施例104的断路特性相比，显示出1.25～1.35倍的非常良好的断路特性(实施例118)。

与此相对地，用W置换作为耐弧性成分的Cr的一部分而形成CrW(Cr∶W＝重量比25∶75)，得到Cu-CrW触点。对于该触点，与作为基准触点的实施例104的断路特性相比，显示出0.75～0.95倍的非常不好的断路特性(比较例105)。

如上所述，对于提高Cu-Cr合金的再起弧特性和断路特性，用W置换作为耐弧性成分的Cr的一部分而形成CrW与将[(T1-T2)/T1]比率控制在3.5以下的效果相结合是有利的。

也就是说，通过在Cr中含有W而形成CrW，使Cr的液相线温度和固相线温度上升。适当调节了断路时向电极空间放出的蒸气量，有助于改善断路特性。该量在50％以下时，可得到稳定断路特性和再起弧特性。如果超过50％，CrW本身的熔点变高，导致断路特性下降。另外，通过形成CrW，调整了机械强度，从而减少了由于Cr颗粒脱落而引起的再起弧产生。

(实施例119～121)

在前述的实施例116～118中，对于以用50％以下的W置换Cr的一部分而形成的CrW(Cr∶W＝重量比)作为耐弧性成分的Cu-CrW触点，与基准触点相比，显示出良好的再起弧特性和断路特性。在本发明技术中，置换作为耐弧性成分的Cr的一部分的元素不限于W也能发挥效果。

<再起弧特性>

用Mo、Ta、Nb之一置换作为Cu-Cr合金的耐弧性成分的Cr的一部分而形成CrMo、CrTa、CrNb，得到Cu-CrMo、Cu-CrTa和Cu-CrNb触点。对于这些触点，与作为基准触点的实施例104的再起弧特性相比，都显示出非常良好的特性--0.1～0.8不到(评价B)乃至0.8～1.2倍不到(评价C)(实施例119～121)。

<断路特性>

用Mo置换作为Cu-Cr合金的耐弧性成分的Cr的一部分而形成CrMo(Cr∶Mo＝重量比75∶25)，得到Cu-CrMo触点。对于该触点，与作为基准触点的实施例104的断路特性相比，显示出1.1～1.15倍的良好的断路特性(实施例119)。

用Ta置换作为Cu-Cr合金的耐弧性成分的Cr的一部分而形成CrTa(Cr∶Ta＝重量比75∶25)，得到Cu-CrTa触点。对于该触点，与作为基准触点的实施例104的断路特性相比，显示出1.0～1.1倍的良好的断路特性(实施例120)。

用Nb置换作为Cu-Cr合金的耐弧性成分的Cr的一部分而形成CrNb(Cr∶Nb＝重量比75∶25)，得到Cu-CrNb触点。对于该触点，与作为基准触点的实施例104的断路特性相比，显示出1.0～1.05倍的良好的断路特性(实施例121)。

如上所述，对于提高Cu-Cr合金的再起弧特性和断路特性，用规定量比以内的Mo、Ta、Nb置换作为耐弧性成分的Cr而形成Cu-CrMo、Cu-CrTa或Cu-CrNb触点与将[(T1-T2)/T1]比率控制在3.5以下的效果相结合是有利的。

也就是说，通过在Cr中含有Mo、Ta或Nb而形成CrMo、CrTa或CrNb，可适当调节断路时向电极空间放出的Cr的蒸气量，有助于改善断路特性。该量在50％以下时，可得到稳定的断路特性和再起弧特性。

(实施例122～127、比较例106～107)

在前述的实施例116～121中，即使用50％以下的W、Mo、Ta、Nb之一置换作为耐弧性成分的Cr而形成CrW、CrMo、CrTa、CrNb，得到Cu-CrW、Cu-CrMo、Cu-CrTa和Cu-CrNb触点，也显示出相对于基准触点良好的再起弧特性和断路特性。本发明技术中的耐弧性成分不限于此也能发挥出效果。

<再起弧特性>

对于用0.001～0.1％的Al、Si之一置换作为Cu-Cr合金的耐弧性成分的Cr的一部分而形成的Cu-CrAl、Cu-CrSi触点，与作为基准触点的实施例104的再起弧特性相比，都显示出良好的特性--0.1倍不到(评价A)乃至1.2～1.5倍(评价D)(实施例122～127)。

与此相对地，对于用0.3％的Al、Si之一置换作为Cu-Cr合金的耐弧性成分的Cr的一部分而形成的Cu-CrAl、Cu-CrSi触点，与作为基准触点的实施例104的再起弧特性相比，显示为1.5倍以上～10倍(评价X)乃至100倍以上(评价Z)的特性，可见再起弧产生频率有大的偏差，呈现出非常不好的再起弧特性(比较例106～107)。

<断路特性>

对于用0.001％～0.1％的Al或Si之一置换作为Cu-Cr合金的耐弧性成分而形成的Cu-CrAl、Cu-CrSi触点，与作为基准触点的实施例104的断路特性相比，显示出0.9～1.15倍的良好的断路特性(实施例122～127)。

与此相对地，对于用0.3％的Al、Si之一置换作为Cu-Cr合金的耐弧性成分的Cr的一部分而形成的Cu-CrAl、Cu-CrSi触点，与作为基准触点的实施例104的断路特性相比，显示出0.6～0.9倍的非常不好的断路特性(比较例106～107)。

如上所述，对于提高Cu-Cr合金的再起弧特性和断路特性，用规定量比以内的Al或Si置换作为耐弧性成分的Cr的一部分而形成Cu-CrAl或Cu-CrSi触点与将[(T1-T2)/T1]比率控制在3.5以下的效果相结合是有利的。

也就是说，通过在Cr中含有0.1％以下的Al或Si，改善了Cu-Cr合金的断路特性和再起弧特性。与此相对地，对于0.3％的Al或0.3％的Si，虽然断路特性和再起弧特性没有产生大的偏差，但不能兼得这两种特性。

本发明提供一种能够将触点面的一部分因断路而熔融直至消失控制在很短时间内(液相存在时间)、且兼具再起弧特性和断路特性的真空断路器。

Claims (10)

1.真空断路器，其特征在于，具备接点，该接点由含有导电性成分和耐弧性成分的合金所形成的触点材料构成，所述耐弧性成分由Cr、W、WC、Mo、MoC中的任何一种形成，升温过程中所述触点材料中的所述导电性成分相以摄氏测定的熔融起始温度T1和在至少1200℃下加热后的冷却过程中的所述导电性成分相以摄氏测定的凝固起始温度T2之差(T1-T2)值与所述熔融起始温度T1的比率，即[(T1-T2)×100/(T1)]在所述耐弧性成分为Cr时在3.5％以下，在所述耐弧性成分为W、WC、Mo、MoC中的任一种时在2.8％以下。

2.如权利要求1所述的真空断路器，其特征还在于，所述导电性成分为10～50重量％、由Cu或Ag中的至少一种形成，所述耐弧性成分为50～90重量％、由W、WC、Mo、MoC中的任一种形成，还包含1％以下的Co、Ni、Fe中的至少一种形成的第1辅助成分。

3.如权利要求1所述的真空断路器，其特征还在于，所述导电性成分为10～50重量％、由Cu或Ag中的至少一种形成，所述耐弧性成分为50～90重量％、由W、WC、Mo、MoC中的任一种形成，还包含1％以下的Bi、Sb中的至少一种形成的第2辅助成分。

4.如权利要求1所述的真空断路器，其特征还在于，所述导电性成分为10～50重量％、由Cu或Ag中的至少一种形成，所述耐弧性成分为50～90重量％、由W、WC、Mo、MoC中的任一种形成，还包含5％以下的Te、Se中的至少一种形成的第3辅助成分。

5.如权利要求1所述的真空断路器，其特征还在于，所述导电性成分为10～50重量％、由Cu或Ag中的至少一种形成，所述耐弧性成分为50～90重量％、由W、WC、Mo、MoC中的任一种形成，还包含0.08％以下的C。

6.如权利要求1所述的真空断路器，其特征还在于，所述导电性成分是15～85重量％的Cu，余分是作为所述耐弧性成分的Cr，所述合金中含有0.05重量％以下的C。

7.如权利要求1所述的真空断路器，其特征还在于，所述导电性成分是15～85重量％的Cu，余分是作为所述耐弧性成分的Cr，相对于所述导电性成分含有0.35重量％以下的Cr。

8.如权利要求1所述的真空断路器，其特征还在于，所述导电性成分是15～85重量％的Cu，余分是作为所述耐弧性成分的Cr，相对于Cr量含有50重量％以下的W。

9.如权利要求1所述的真空断路器，其特征还在于，所述导电性成分是15～85重量％的Cu，余分是作为所述耐弧性成分的Cr，所述耐弧性成分含有相对于Cr量在50重量％以下的Mo、Ta、Nb中的至少一种。

10.如权利要求1所述的真空断路器，其特征还在于，所述导电性成分是15～85重量％的Cu，余分是作为所述耐弧性成分的Cr，所述耐弧性成分含有相对于Cr量在0.1重量％以下的Al、Si中的至少一种。

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