DE19629907A1

DE19629907A1 - Kontaktmaterial für Vakuum-Leistungsschalter und Verfahren zu dessen Herstellung

Info

Publication number: DE19629907A1
Application number: DE19629907A
Authority: DE
Inventors: Masayuki Furusawa; Hisaji Shinohara; Nobuyuki Odaka; Katsuhiko Taguchi; Yukio Osawa; Kazuro Shibata; Shoichi Ote
Original assignee: Fuji Electric Co Ltd
Current assignee: Fuji Electric Co Ltd
Priority date: 1995-12-28
Filing date: 1996-07-24
Publication date: 1997-07-03
Also published as: US5853083A; KR970051559A; KR100423273B1

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft ein Kontaktmaterial zur Verwendung in einem Vakuum- Leistungsschalter.

Vakuum-Leistungsschalter besitzen ein Vakuum-Schaltergefäß mit einem in einer Vakuumkam mer angeordneten Ein-Aus-Schaltkontakt. Die Vakuum-Leistungsschalter dienen zum Verbin dung und Unterbrechen eines Hochspannungskreises.

Fig. 6 zeigt einen Querschnitt eines Vakuum-Schaltergefäßes. Ein röhrenartiger Mantel 1 aus Keramik (nachfolgend als Keramikzylinder bezeichnet) enthält eine Vakuumkammer. Die Außen flächen des Keramikzylinders 1 sind mit einer durch Feuerverglasung gebildeten Schutzschicht 10 bedeckt. Ein metallischer Lichtbogen-Schirm 5 ist an der Innenwand des Keramikzylinders 1 befestigt. Ein beweglicher Kontakt 4A und ein stationärer Kontakt 4B sind in der Vakuumkam mer innerhalb des Keramikzylinders 1 so angeordnet, daß sie miteinander in Kontakt gebracht und voneinander getrennt werden können. Die Kontakte 4A und 4B bilden einen Ein-Aus- Schaltkontakt. Der bewegliche Kontakt 4A ist an einer beweglichen metallischen Stange 3A befestigt. Der stationäre Kontakt 4B ist an einer stationären metallischen Stange 3B befestigt. Die bewegliche Stange 3A ist über eine Balg 7 an einem Metallflansch 2A befestigt während die stationäre Stange 3B direkt an einem Metallflansch 2B befestigt ist. Der Balg 7 ist auf der Seite des beweglichen Kontakts 4A mit einem Balgdeckel 6 versehen. Metallisierungsschichten 8 sind an beiden Stirnseiten des Keramikzylinders 1 angeordnet. Die Metallflansche 2A und 2B sind an der jeweiligen Metallisierungsschicht 8 befestigt. Ein vakuumdichtes Absaugrohr 11 ist in den Metallflansch 2A eingesetzt. Die Vakuumkammer innerhalb des Keramikzylinders 1 wird unter einem Vakuum gehalten. Fig. 6 zeigt den Einschaltzustand des Vakuum-Schaltergefäßes. Die sich außerhalb der Vakuumkammer befindenden freien Enden der beweglichen Stange 3A und der stationären Stange 3B liegen in einem nicht gezeigten Hauptschaltkreis, um diesen zu verbinden oder zu unterbrechen. Ein Vertikalbewegung der beweglichen Stange 3A stellt einen Kontakt des beweglichen Kontakts 4A mit dem stationären Kontakt 4B her oder unterbricht diesen. Der Balg 7 ist dazu vorgesehen, die Stange 3A luftdicht, aber beweglich aus der Vakuumkammer herauszuführen. Der Lichtbogen-Schirm 5 verhindert, daß die Innenwand der Vakuumkammer von dem Lichtbogen kontaminiert wird, der beim Unterbrechen und Herstellen eines Stromflusses erzeugt wird. Der Balgdeckel 6 schützt den Balg 7 vor diesem. Lichtbogen. Vor seiner Abdichtung wird das Absaugrohr 11 mit einer nicht gezeigten Vakuumpumpe verbunden. Nachdem die Vakuumkammer auf einen Innendruck von 10^-2 Pa oder weniger evakuiert wurde, wird das Absaugrohr 11 in der Mitte zerbrochen und abgedichtet.

Der bewegliche Kontakt 4A und der stationäre Kontakt 4B sind die wichtigsten Bestandteile, die die Eigenschaften des Vakuum-Schaltergefäßes bestimmen. Die von dem Kontaktmaterial für die Kontakte 4A und 4B zu fordernden Eigenschaften enthalten

1) ausgezeichnete Trenneigenschaften,
2) ausgezeichnete Abreißeigenschaften,
3) ausgezeichnete Verschweißeigenschaften,
4) geringe Kontaktabnutzung,
5) ausgezeichnete Spannungsfestigkeitseigenschaften,
6) niedrigen Kontaktwiderstand und hohe Strombelastbarkeit,
7) geringe Gasabsorption, und
8) leichte Herstellung mit geringen Herstellungskosten.

Die Abreißeigenschaften stehen in engem Zusammenhang mit einer Erscheinung, die beim Abreißen eines Wechselstroms von etwa 10 A auftritt. Diese Erscheinung besteht darin, daß ein Lichtbogenstrom plötzlich von einem bestimmten Stromwert (Abreißwert) auf Null fällt, bevor der Hauptstrom auf Null fällt. Ein geringer Abreißwert weist auf bessere Abreißeigenschaften hin. Wenn die Abreißeigenschaften nicht so gut sind, wird in der Hauptschaltung eine hohe Stoßspannung verursacht, die zu einem Isolationsdurchbruch in den mit der Hauptschaltung verbundenen Anlagen wie Motoren und Transformatoren führen kann. Ein kleiner Abreißwert ist daher für das Kontaktmaterial anzustreben. Wenn jedoch der Abreißwert klein ist, verschwindet der Lichtbogen kaum. Das heißt, die Forderung nach kleinem Abreißwert steht im Widerspruch zur Forderung nach besseren Trenneigenschaften (hohem Unterbrechungsvermögen).

Kontaktmaterial aus Kupfer oder ähnlichem reinem Metall besitzt gute Trenneigenschaften, aber weniger gute Abreißeigenschaften. Kupfer-Chrom-(CuCr)-Legierungen, bei denen die beiden Eigenschaften einigermaßen ausgeglichen sind, werden in großem Umfang eingesetzt. Legierun gen mit 20 bis 50% Cu werden hauptsächlich eingesetzt. Ein größerer Kupfergehalt verbessert die Trenneigenschaften, verschlechtert aber die Abreißeigenschaften. Wenn daher die Trenn eigenschaften wichtig sind, verwendet man auf Kosten der Abreißeigenschaften Legierungen mit 70 bis 80% Cu.

Die Cu-Cr-Legierungen werden durch Sintern von Cr-Rohpulver bei etwa 1000°C nach den folgenden Verfahren hergestellt.

Erstes bekanntes Verfahren: Ein Preßkörper, der Cr-Pulver und Cu-Pulver in einem gewünschten Verhältnis vermischt enthält, wird gesintert.

Zweites bekanntes Verfahren: Ein gesinterter Preßkörper wird durch Sintern von ausschließlich Cr-Pulver oder einer Mischung aus Cr-Pulver und Cu-Pulver hergestellt. Der gesinterte Preßkör per wird dann erneut mit einem Cu-Block gesintert. Alternativ wird ein Preßkörper aus Cr-Pulver oder einer Mischung aus Cr-Pulver und Cu-Pulver gleich mit einem Cu-Block gesintert.

Bei dem zweiten bekannten Verfahren wird der Cu-Gehalt der Legierung im voraus experimentell eingestellt, indem der Mischungsanteil des Cu-Pulvers geändert wird oder der Druck zur Herstellung der Pulver-Preßkörper verändert wird.

Als Cu-Pulver-Rohmaterial wird elektrolytisches Kupferpulver oder atomisiertes Kupferpulver verwendet. Als Cr-Pulver-Rohmaterial wird ausschließlich in einer Quetschmühle oder einer Kugelmühle mechanisch pulverisiertes Cr-Pulver verwendet.

Die Fig. 7(a) und 7(b) sind Kleingefügebilder, die Partikelformen des Cr-Pulvers zeigen, das als Rohmaterial für die Cu-Cr-Legierungen eingesetzt wird. Fig. 7(a) zeigt die Cr-Partikel pulverisiert auf einen mittleren Partikeldurchmesser von weniger als 100 µm, und Fig. 7(b) zeigt die Cr- Partikel pulverisiert auf einen mittleren Partikeldurchmesser von 100 bis 150 µm. In diesen Kleingefügebildern stellen die weißen Teile die Cr-Partikel dar. Ein Maßstab von 0,1 mm ist an der rechten unteren Seite außerhalb jedes Kleingefügebilds wiedergegeben.

Wie beschrieben, muß beim Stand der Technik zwischen den Trenneigenschaften und den Abreißeigenschaften abgewogen werden. Obwohl die herkömmliche Cu-Cr-Legierung ein ausge zeichnetes Kontaktmaterial darstellt, führt eine Erhöhung des Cu-Anteils zur Verbesserung der Trenneigenschaften in gewissem Ausmaß zu einer Verschlechterung der Abreißeigenschaften. Wird andererseits der Cu-Anteil zur Verbesserung der Abreißeigenschaften verringert, werden damit in bestimmtem Ausmaß die Trenneigenschaften schlechter. Es besteht daher ein Bedürf nis, die beiden wichtigen Eigenschaften zu verbessern.

Davon ausgehend ist es Aufgabe der Erfindung, ein Kontaktmaterial mit verbesserten Trenn- und Abreißeigenschaften sowie ein Verfahren zu seiner Herstellung zu schaffen.

Diese Aufgabe wird mit einem Kontaktmaterial gemäß Patentanspruch 1 bzw. einem Verfahren gemäß Patentanspruch 2 bzw. 3 gelöst.

Die Pulverpartikel mechanisch pulverisierten Chroms haben scharfe Ecken und Kanten, wie in den Fig. 7(a) und 7(b) gezeigt. Die Erfindung beruht auf der Erkenntnis, daß die Trenn- und Abreißeigenschaften durch eine Kontaktlegierung verbessert werden, die dispergiert in einer Cu- Matrix, kugelförmige oder abgerundete Cr-Partikel mit abgerundeten Ecken und Kanten enthält. Es hat sich gezeigt daß in Cu dispergierte kugelförmige Cr-Partikel die vorgenannten vom Kontaktmaterial zu fordernden Eigenschaften 3) bis 8) in keiner Weise beeinträchtigen. Durch Abrunden der Ecken und Kanten der Cr-Partikel wird eine elektrische Feldkonzentration an den Ecken und Kanten abgeschwächt und die Trenneigenschaften verbessert. Gleichzeitig verringern die fein verteilten Cr-Pulverpartikel Cu-reiche Zonen. Mit Abnahme der Cu-reichen Zonen sinkt die Wahrscheinlichkeit, daß Kathodenpunkte in reinen Cu-Zonen liegen, und die Wahrscheinlich keit eines hohen Abreißwerts wird verringert. Die Gründe für das Abrunden der Cr-Partikel bei den erfindungsgemäßen Verfahren sind folgende. Obwohl Cr in festem Cu nicht gelöst werden kann, kann es in flüssigem Cu gelöst werden, wobei die gelöste Menge von Cr in Cu mit stei gender Temperatur zunimmt. Cr-Partikel werden in Cu zunächst ausgehend von den Eckberei chen mit hoher Oberflächenenergie und dann von den linearen Kantenbereichen gelöst. Dabei werden die Cr-Partikel abgerundet. Da mehr Teile der Cr-Partikel in Cu aufgelöst werden sollten, wenn der Partikeldurchmesser der Cr-Partikel zunimmt, sind entsprechend eine höhere Sinter temperatur und eine längere Sinterzeit erforderlich. Einmal in Cu aufgelöstes Cr fällt in Cu als kleinkörnige Partikel aus, wenn die Temperatur während des der Erhitzung folgenden Abkühl prozesses sinkt. Daher können Cu-Cr-Legierungen erhalten werden, in denen kleine Cr-Partikel gleichförmig verteilt sind.

Die Erfindung soll nachfolgend anhand von Ausführungsbeispielen im einzelnen unter Bezug nahme auf die Zeichnungen erläutert werden. Es zeigen:

Fig. 1(a) ein Kleingefügebild einer gemäß der vorliegenden Erfindung mit Cr-Rohpulverpartikeln eines mittleren Partikeldurchmessers von weniger als 100 µm hergestellten Legierung,

Fig. 1(b) ein Kleingefügebild einer anderen gemäß der vorliegenden Erfindung mit Cr-Rohpul verpartikeln eines mittleren Partikeldurchmesser von weniger als 100 µm hergestellten Legierung,

Fig. 2(a) ein Kleingefügebild einer gemäß der vorliegenden Erfindung mit Cr-Rohpulverpartikeln eines mittleren Partikeldurchmessers von 100 bis 150 µm hergestellten Legierung,

Fig. 2(b) ein Kleingefügebild einer anderen gemäß der vorliegenden Erfindung mit Cr-Rohpul verpartikeln eines mittleren Partikeldurchmessers von 100 bis 150 µm hergestellten Legierung,

Fig. 3 zwei Kennkurven, die die Abhängigkeit der Trenn- und Abreißeigenschaften der Legie rungen der vorliegenden Erfindung vom Kupferanteil in den Legierungen zeigen,

Fig. 4 Streuungskurven, die die Häufigkeit der Abreißwerte (Abreißströme) zeigen, welche an den Cu-Cr-Legierungen gemessen wurden, die von dem Rohpulver mit Cr-Partikeln eines mittleren Partikeldurchmessers von weniger als 100 µm hergestellt wurden,

Fig. 5 Streuungskurven, die die Häufigkeit der Abreißwerte (Abreißströme) zeigen, welche an den Cu-Cr-Legierungen gemessen wurden, welche mit dem Cr-Partikel mit einem mittleren Partikeldurchmesser von 100 bis 150 µm enthaltenen Rohpulver hergestellt wurden,

Fig. 6 einen Querschnitt eines Vakuum-Schaltergefäßes,

Fig. 7(a) ein Kleingefügebild von Cr-Rohpulverpartikeln, die zu einem mittleren Partikeldurch messer von weniger als 100 µm zerquetscht wurden,

Fig. 7(b) ein Kleingefügebild von Cr-Rohpulverpartikeln, die zu einem mittleren Partikeldurch messer von 100 bis 150 µm zerquetscht wurden,

Fig. 8(a) ein Kleingefügebild einer herkömmlichen Cu-Cr-Legierung,

Fig. 8(b) ein Kleingefügebild einer anderen herkömmlichen Cu-Cr-Legierung, und

Fig. 8(c) ein Kleingefügebild noch einer anderen herkömmlichen Cu-Cr-Legierung.

Es wurden zehn Cu-Cr-Legierungen unter verschiedenen Herstellungsbedingungen und mit unterschiedlichen Zusammensetzungen hergestellt. Kleingefügebilder der Legierungen wurden zur Feststellung ihre Texturen hergestellt. Ferner wurden die Kontaktmaterialeigenschaften der Legierungen in einem Vakuum-Schaltergefäß untersucht. Die Ergebnisse werden nachfolgend beschrieben.

Tabelle 1 listet die Herstellungsbedingungen und Zusammensetzungen der Cu-Cr-Legierungen auf, die mit einem Cr-Rohpulver eines mittleren Partikeldurchmessers von weniger als 100 µm hergestellt wurden.

Tabelle 1

Die Legierung des ersten Vergleichsbeispiels in Tabelle 1 wurde mit dem herkömmlichen Verfah ren hergestellt, während die Legierungen des ersten bis vierten Beispiels mit dem erfindungsge mäßen Verfahren hergestellt wurden. Cu-Pulver mit einem mittleren Partikeldurchmesser von 200 µm oder weniger und Cr-Pulver mit einem mittleren Partikeldurchmesser von weniger als 100 µm wurden als Pulver-Rohmaterialien verwendet, die in einem V-förmigen Mischer gemischt wurden. In Tabelle 1 bezeichnet "Cu-Pulver-Anteil" den Anteil von Cu-Pulver in der Pulvermi schung in Gewichtsprozent. Der Anteil des Cr-Pulvers in Gewichtsprozent ergibt sich daher durch Subtraktion des Cu-Pulver-Anteils von 100%. Der Anteil an Cu-Pulver nimmt mit zuneh mender Beispielsnummer zu. In allen Fällen wurde die Pulvermischung vorab zu einem kreisför migen Preßkörper (Tablett) mit 50 mm Außendurchmesser und 10 mm Dicke gepreßt.

Beim ersten Vergleichsbeispiel wurde ein kreisförmiges Tablett zunächst unter einem Druck von 490 MPa gepreßt. Das Tablett wurde in Vakuum bei 900°C für 60 Minuten als Vorbehandlung gesintert. Das gesinterte Tablett wurde dann erneut unter einem Druck von 490 MPa als Nach behandlung gepreßt, wie in Tabelle 1 angegeben. In Tabelle 1 bezeichnet "Cu-Anteil in Legie rung" den Anteil von Cu in der Cu-Cr-Legierung in Gewichtsprozent. Der Anteil von Cr in der Legierung in Gewichtsprozent ergibt sich daher durch Subtraktion des Cu-Anteils in der Legie rung von 100%. Beim ersten Vergleichsbeispiel betrug der Cu-Anteil in der Legierung 75%, war also gleich dem Cu-Pulver-Anteil. Das Kleingefügebild der Cu-Cr-Legierung des ersten Vergleichsbeispiels ist in Fig. 8(a) gezeigt. Cr-Partikel sind in der Cu-Matrix verstreut. Ein Maßstab von 0,1 mm ist an der unteren rechten Außenseite jedes der Kleingefügebilder in den Fig. 8(a), 8(b) und 8(c) dargestellt. Ein solcher Maßstab ist an entsprechender Stelle auch in den Fig. 1 und 2 wiedergegeben.

Für die Cu-Cr-Legierung des ersten bis vierten Beispiels wurden Pulverpreßkörper mit unter schiedlichem Cu-Pulveranteil in den Pulvermischungen hergestellt. Bei allen Beispielen wurden die Pulverpreßkörper durch Pressen unter einem Druck von 98 MPa hergestellt, und diese Pulverpreßkörper wurden in Vakuum bei 900°C 60 Minuten lang gesintert. Dann wurden die gesinterten Preßkörper erneut mit Cu-Blöcken bei 1100°C 30 Minuten lang gesintert wie in Tabelle 1 unter Nachbehandlung angegebenen. Die Cu-Anteile der so erhaltenen Legierungen sind in Tabelle 1 aufgeführt. Der Cu-Anteil in den Legierungen nimmt mit zunehmendem Cu- Anteil in der Pulvermischung zu. Beim vierten Beispiel beträgt der Cu-Anteil in der Legierung 82,1%, was weniger ist als der Anteil von 85% in der Pulvermischung. Der geringere Cu-Anteil in der Legierung kann durch einen Cu-Überschuß bedingt sein, der aus der Legierung heraus floß. Irgendwelche Hohlräume oder Leerstellen innerhalb der Legierung wurden nicht beobach tet.

Kleingefügebilder der Cu-Cr-Legierungen des dritten und des vierten Beispiels sind in den Fig. 1(a) bzw. 1(b) gezeigt. In diesem Figuren sind kleinkörnige sphärische Cr-Partikel über die Cu- Matrix verstreut. Die Formen der Cr-Partikel in den Legierungen des ersten und des zweiten Beispiels waren ähnlich jenen des dritten und des vierten Beispiels, so daß die entsprechenden Kleingefügebilder des ersten und zweiten Beispiels nicht wiedergegeben sind.

Wie in Fig. 8(a) gezeigt, weisen Cr-Partikel in der Legierung des ersten Vergleichsbeispiels scharfe Ecken und lineare Kanten auf, ähnlich wie die Cr-Partikel in dem Pulver-Rohmaterial, wie in Fig. 7(a) gezeigt. Die Cr-Partikel in dem Pulver-Rohmaterial haben scharfe Ecken und lineare bzw. gerade Kanten. Viele konkave und konvexe Abschnitte sind an den Oberflächen der Cr- Partikel des Rohpulvers zu beobachten. Die Cr-Partikel des ersten Vergleichsbeispiels haben sich also gegenüber ihren ursprünglichen Formen kaum verändert, während sich bei den Beispielen 1 bis 4 die Cr-Partikel des Rohpulvers durch das Sintern bei der hohen Temperatur von 1100°C für 30 Minuten zu kleinen kugelförmigen Partikeln geändert haben. Es wird später erläutert, daß die Trenn- und Abreißeigenschaften der Legierungen des ersten bis vierten Beispiels besser sind als die des ersten Vergleichsbeispiels.

Tabelle 2 listet die Herstellungsbedingungen und Zusammensetzungen von Cu-Cr-Legierungen auf, die mit Cr-Pulver eines mittleren Partikeldurchmessers von 100 bis 150 µm hergestellt wurden.

Tabelle 2

Die Legierungen des zweiten und des dritten Vergleichsbeispiels in Tabelle 2 wurden nach dem herkömmlichen Verfahren hergestellt, während diejenigen des fünften bis siebten Beispiels nach dem Verfahren der vorliegenden Erfindung hergestellt wurden. Cu-Pulver mit einem mittleren Partikeldurchmesser von 200 µm oder weniger und Cr-Pulver mit einem mittleren Partikeldurch messer von 100 bis 150 m wurden als Pulver-Rohmaterialien verwendet, die in einem V-förmi gen Mischer vermischt wurden. Die Definitionen von "Cu-Pulveranteil" und "Cu-Anteil in Legie rung" sind dieselben wie in Tabelle 1. In allen Fällen wurden die Pulvermischungen zunächst unter einem Druck von 98 MPa zu einem kreisförmigen Preßkörper (Tablett) von 50 mm Außen durchmesser und 10 mm Dicke gepreßt.

Die Tabletts des zweiten und des dritten Vergleichsbeispiels sowie des fünften und des sech sten Beispiels wurden in Vakuum bei 900°C für 60 Minuten als Vorbehandlung gesintert. Das Tablett des siebten Beispiels wurde in Vakuum bei 1200°C für 60 Minuten als Vorbehandlung gesintert. Dann wurden die gesinterten Preßkörper des zweiten und des dritten Vergleichsbei spiels erneut mit Cu-Blöcken bei 1150°C für 30 Minuten gesintert wie jeweils unter Nachbe handlung in Tabelle 2 aufgeführt. Die gesinterten Preßkörper des fünften und des sechsten Beispiels wurden erneut mit Cu-Blöcken bei 1250°C für 60 Minuten gesintert. Der gesinterte Preßkörper des siebten Beispiels wurde erneut mit Cu-Blöcken bei 1300°C für 60 Minuten gesintert.

Kleingefügebilder der Legierungen des sechsten und des siebten Beispiels sind in den Fig. 2(a) bzw. 2(b) gezeigt. In diesen Figuren sind kleinkörnige sphärische Cr-Partikel über die Cu-Matrix verstreut. Da die Formen der Cr-Partikel in der Legierung des fünften Beispiels nahezu gleich jenen des sechsten Beispiels waren, ist die Legierungstextur des fünften Beispiels nicht darge stellt.

Wie in den Fig. 8(b) und 8(c) gezeigt, weisen die Cr-Partikel in den Legierungen des zweiten und des dritten Vergleichsbeispiels scharfe und lineare oder gerade Kanten auf, immer noch ähnlich den Cr-Partikeln im Pulver-Rohmaterial, die in Fig. 7(b) gezeigt sind. Trotz der Nachbehandlung bei einer hohen Temperatur von 1150°C, änderte sich die Form der Cr-Partikel bei dem zweiten und dem dritten Vergleichsbeispiel nur wenig gegenüber dem Ausgangszustand. Andererseits änderten sich die Cr-Pulverpartikel bei dem fünften, sechsten und siebten Beispiel durch die Nachbehandlung bei einer hohen Temperatur von mehr als 1200°C für 60 Minuten zu kleinen kugelförmigen Partikeln. Es hat sich gezeigt, daß eine hohe Sintertemperatur für eine längere Zeitspanne zum Abrunden von Cr-Partikeln mit größeren Partikeldurchmessern erforderlich ist. Wie später beschrieben, sind die Trenn- und Abreißeigenschaften der Legierungen des fünften bis siebten Beispiels besser als die des ersten Vergleichsbeispiels.

Obwohl die Pulverpreßkörper bei den oben beschriebenen Beispielen vorab bei 900 bis 1200°C gesintert wurden, erhält man ähnliche Cu-Cr-Legierungen, wie jene in den Tabellen 1 und 2, indem die Pulverpreßkörper unter den in den Tabellen 1 und 2 aufgeführten Nachbehandlungs bedingungen gesintert werden. Oder ähnliche Cu-Cr-Legierungen wie jene in den Tabellen 1 und 2 aufgeführten erhält man durch Sintern der Pulvermischungen, die Cu-Pulver und Cr-Pulver in einem bestimmten Verhältnis enthalten und in ein Cu-Gefäß eingefüllt werden. Bei den Nachbe handlungen ist eine Sinterdauer von wenigstens 30 Minuten oder mehr nötig, da die Cr-Partikel innerhalb 10 bis 20 Minuten nicht genügend abgerundet werden. Wenn jedoch eine höhere Sintertemperatur eingesetzt wird, kann die Sinterzeit zum Erhalt gut gerundeter Cr-Partikel auf weniger als 30 Minuten gesenkt werden.

Die Cu-Cr-Legierungen der oben beschriebenen Vergleichsbeispiele und Beispiele wurden als Kontaktmaterialien für Vakuumleistungsschalter der beschriebenen Art bewertet.

Tabelle 3 zeigt die Trenn- und Abreißeigenschaften der Legierungen.

Tabelle 3

Die Trenn- und Abreißeigenschaften sind als Mittelwerte von 300 Testläufen ausgedrückt, die auf die Werte des ersten Vergleichsbeispiels normiert sind. Die Trenneigenschaften sind durch normierte Trennstromwerte dargestellt. Da ein kleinerer Abreißstrom günstiger ist, sind die Abreißcharakteristiken durch normierte Reziprokwerte des Abreißstroms ausgedrückt. Größere Werte in Tabelle 3 bedeuten daher bessere Eigenschaften der Kontaktlegierungen für Vakuum- Schaltergefäße. Die Trenneigenschaften aller Beispiele sind besser als die des ersten Vergleichsbeispiels. Auch die Abreißeigenschaften aller Beispiele sind besser als die des ersten Vergleichsbeispiels. Vergleicht man die 75% Cu enthaltenen Legierungen (erstes Vergleichsbei spiel, drittes Beispiel und sechstes Beispiel) dann sind die Trenn- und Abreißeigenschaften der Beispiele 1,5 mal bzw. 1,4 mal so hoch wie die des Standes der Technik. Vergleicht man Legie rungen mit einem mittleren Partikeldurchmesser ihrer Rohpulver von 100 bis 150 µm (zweites und drittes Vergleichsbeispiel) sowie fünftes und sechstes Beispiel) dann sind sowohl die Trenn als auch die Abreißeigenschaften der Beispiele 1,1 bis 1,3 mal so hoch wie die des Standes der Technik. Obwohl in Tabelle 3 nicht aufgeführt, sind die Trenn- und Abreißeigenschaften des siebten Beispiels gegenüber denen des zweiten und des dritten Vergleichsbeispiels verbessert. Somit werden die Trenn- und Abreißeigenschaften mit zunehmenden feinen kugelförmigen Cr- Partikeln in der Legierungstextur besser.

Fig. 3 zeigt zwei Kennkurven, die die Abhängigkeit der Trenn- und Abreißeigenschaften der Legierungen in Abhängigkeit von dem Cu-Anteil in den Legierungen wiedergeben. Auf der Abszisse ist der Cu-Anteil aufgetragen, auf der Ordinate die Trenn- und Abreißkennwerte. In der Figur sind die Werte für das erste bis sechste Beispiel, die in Tabelle 3 aufgeführt sind, als Kreise auf einer Kurve 12 aufgetragen, die die Trenneigenschaften darstellt, und als Kreuze auf einer Kurve 13, die die Abreißeigenschaften darstellt. Obwohl immer noch die Tendenz besteht, daß die Abreißeigenschaften mit zunehmendem Cu-Anteil in den Legierungen schlechter wird, überschreiten die Trenn- und Abreißkennwerte infolge der Verteilung kleiner sphärischer Cr- Partikel in den Legierungen den Wert 1.

Fig. 4 zeigt Streuungskurven, die die Häufigkeit der Abreißwerte (Abreißströme) wiedergeben, welche an Cu-Cr-Legierungen gemessen wurden, die mit dem Rohpulver hergestellt wurden, das Cr-Partikel mit einem mittleren Partikeldurchmesser von weniger als 100 µm enthielt. 300 Test läufe wurden mit jeder Legierungen durchgeführt. Die Abszisse stellt die auf den mittleren Abreißwert des ersten Vergleichsbeispiels normierten Werte dar. Die Ordinate gibt die Häufigkeit wieder, mit der die Abreißwerte während der 300 Testläufe gemessen wurden. Die Streuungs kurve 14 gilt für das erste Vergleichsbeispiel, und die Streuungskurven 15 bis 18 entsprechen den Beispielen 1 bis 4. Bei jeder Streuungskurve ist der mittlere Abreißwert als Abwärtspfeil wiedergegeben.

Fig. 5 zeigt Streuungskurven, die die Häufigkeiten der Abreißwerte (Abreißströme) wiedergege ben, welche an Cu-Cr-Legierungen gemessen wurden, die mit dem Rohpulver hergestellt wurden, welches Cr-Partikel mit einem mittleren Partikeldurchmesser von 100 bis 150 µm enthielt. Wie für die Kurven von Fig. 4, wurden 300 Testläufe mit jeder Legierung durchgeführt. Die Abszisse gibt die auf den Abreißmittelwert des ersten Vergleichsbeispiels normierten Werte wieder. Die Ordinaten geben die Häufigkeit wieder, mit der die Abreißwerte während der 300 Testläufe gemessen wurden. Die Streuungskurven 19 und 20 gelten für das zweite bzw. das dritte Vergleichsbeispiel, und die Streuungskurven 21 und 22 gelten für das fünfte bzw. das sechste Beispiel. Auf jeder Streuungskurve ist der mittlere Abreißwert als Abwärtspfeil darge stellt. Die Fig. 4 und 5 zeigen, daß die Streuungskurven der Beispiele längs der Abszisse schmäler sind als die Streuungskurven der Vergleichsbeispiele, was auf eine geringere Streuung der Abreißwerte hinweist.

Die nicht so guten Trenneigenschaften der herkömmlichen Cu-Cr-Legierungen können Feldkon zentrationen an den Ecken und Kanten der Polyederform der Cr-Partikel zugeschrieben werden. Da Cr leicht oxidiert, können auch die Cr-Partikel oberflächenbedeckende Oxidschichten ein ausreichendes Sintern von Cu- und Cr-Partikeln verhindern. Dadurch, daß die Cr-Partikel klein körnig mit abgerundeter bzw. Kugelform ausgebildet werden, wie es bei den Beispielen der Fall ist, wird das elektrische Feld geschwächt, und Oxidschichten an den Cr-Partikeloberflächen zerquetscht, was als Grund dafür angesehen wird, daß die Trenneigenschaften verbessert werden.

Die nicht so guten und weitgestreuten Abreißeigenschaften der herkömmlichen Cu-Cr-Legierun gen können den großen Cu-reichen Zonen in herkömmlichen Legierungen zugeschrieben werden. Wenn ein kleiner Strom durch solche Cu-reiche Zonen fließt, können die günstigen Eigenschaften der Cu-Cr-Legierung nicht voll genutzt werden. Dadurch, daß die Cr-Partikel kleinkörnig und in abgerundeter oder Kugelform ausgebildet werden, wie bei den Beispielen, werden die Cu-reichen Zonen verringert und damit die Wahrscheinlichkeit des Existierens von Kathodenpunkten in reinem Cu, was wiederum die Wahrscheinlichkeit des Auftretens von hohen Abreißwerten verringert.

Wie zuvor beschrieben, werden die Cr-Partikel durch Sintern der Cr-Rohpulverpartikel mit einem mittleren Partikeldurchmesser von weniger als 100 µm bei 1100°C oder mehr kleinkörnig und abgerundet. Da mehr Teile der Cr-Partikel in Cu aufgelöst werden müssen, wenn der Partikel durchmesser der Cr-Partikel 100 µm übersteigt, ist eine höhere Sintertemperatur wie 1200°C oder mehr oder eine längere Sinterdauer wie 60 Minuten erforderlich. Da jedoch Cr bei der Sintertemperatur von 1200 °C oder mehr leicht gelöst werden kann, kann die Sinterdauer auf weniger als 60 Minuten gesenkt werden. Wesentlich ist es, feine sphärische Cr-Partikel über die Cu-Cr-Legierungen zu verteilen. Einmal in Cu gelöstes Cr wird in der Cu-Matrix als kleinkörnige Partikel abgeschieden, wenn die Temperatur während des Kühlprozesses nach dem Erhitzen absinkt. Somit können Cu-Cr-Legierungen erhalten werden, in denen kleine Cr-Partikel gleich förmig verteilt sind.

Wie schon angegeben, werden die eingangs unter den Nummern 3 bis 8 angegebenen Anforde rungen an Kontaktmaterialien bei allen Beispielen nicht beeinträchtigt.

Durch Verwendung der erfindungsgemäßen Legierungen als Kontaktmaterial für Vakuum-Schal tergefäße, werden sowohl die Trenn- als auch die Abreißeigenschaften verbessert, Vakuumlei stungsschalter können verkleinert werden, und die Herstellungskosten der Vakuumleistungs schalter werden geringer. An das Vakuum-Schaltergefäß angeschlossene Ausrüstungen unter liegen keinen großen Stoßströmen und werden nicht beschädigt.

Claims

1. Kontaktmaterial für Vakuumleistungsschalter, umfassend eine Legierung, die sphäri sche Chrompartikel in Kupfer dispergiert enthält.

2. Verfahren zur Herstellung eines Kontaktmaterials für Vakuumleistungsschalter, welches in Kupfer dispergierte sphärische Chrompartikel enthält, bei dem Chrompartikeln mit einem mittleren Korndurchmesser von weniger als 100 µm und Kupfer bei 1100°C oder mehr gesintert werden.

3. Verfahren zur Herstellung eines Kontaktmaterials für Vakuumleistungsschalter, welches in Kupfer dispergierte sphärische Chrompartikel enthält, bei dem Chrompartikeln mit einem mittleren Korndurchmesser von 100 bis 150 µm und Kupfer bei 1200°C oder mehr gesintert werden.