JP2001158901A - 電気接点及び電極用の合金並びにその製造方法 - Google Patents

電気接点及び電極用の合金並びにその製造方法

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Muktesh Paliwal
ムクテシュ・パリワル
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デイビッド・エル・フーク
R Spencer James
ジェイムズ・アール・スペンサー
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Abstract

(57)【要約】 【課題】 焼結温度等の加工条件が変化しても、強度及
び延性に影響を及ぼされない合金を得る。 【解決手段】 Ｗ−Ｃｕ複合物粉末及びニッケル粉末を
含有するＷ−Ｃｕ−Ｎｉ合金を作るための粉末混合物で
あって、Ｗ−Ｃｕ複合物粉末は、実質的に銅相を内部に
封入してなるタングステン相及び該銅相を有する個々の
粒子を含有する粉末混合物。

Description

【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、電気接点及び電極
用の物質に関するものである。特に、本発明は、タング
ステン−銅複合物に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】電気接点及び電極用の合金は、非常に異
なる熱物理的性質を有する２種以上の成分の不均質系
（擬合金(pseudoalloys)）に基づく冶金学的複合物であ
る。これらの合金の性質は、成分的特性の最適な組合せ
を示し、例えばガス又はオイル等のアーク冷却剤(arc q
uenching media)を有する大電流遮断器、放電加工(elec
trical discharge machining)、スポット溶接及び放電
を使用する他の用途といった各種用途における動作のた
めに要求される。電気接点間又は電極と製造中の加工品
との間に起こるアーク放電は、これらの用途に共通のも
のである。例えば、電気接点は、電流開閉でのアーク付
着点として作用する。開閉が瞬時であるにもかかわら
ず、オイル又はガス充填大電流遮断器中における電気ア
ークは、高温プラズマ放電に発達するのに十分である。
アーク付着点において、プラズマ放電は、電気接点の浸
食性摩耗の原因となる電気力及び熱流束を生ずる。物質
的浸食は、酸化性環境（例えばエアブラスト大電流遮断
器）中で動作する電気接点においてピークに達する。こ
の疲労に耐えるためには、電気接点物質が、特定の熱物
理的性質を有するものでなければならない。
【０００３】タングステン−銅複合物は、これらの用途
に関して好ましい物質である。しかしながら、非合金Ｗ
−Ｃｕ複合体から作られた電気接点は、放電環境中で亀
裂が入る傾向がある。その問題は、その複合体の貧弱な
熱衝撃抵抗性から生ずるようである。構造的連続性が、
アーク加熱のための銅の損失により部分的に又は全体的
に破壊されるときには、複合体は単一構造体として塑性
変形に耐える能力を失う。接点へのアーク付着により生
成される過大な熱流束が急速に放散しない場合には、熱
衝撃が大きな熱応力を発生させて接点に亀裂を生じさせ
る。約２０μｍの平均タングステン粒子寸法を有する複
合物について、ほぼ均一の消耗期間の後に亀裂の発生が
起こる。約５μｍの平均タングステン粒子を有するタン
グステン−銅複合物は、より際だった亀裂発生を示し、
これはかなり大きい収縮及び孔形成を引き起こすタング
ステンの更なる焼結が原因で生ずるのは明らかである。
浸食速度及び亀裂発生は、複合物質中の孔容積が約４％
を超えればかなり増加する可能性がある。
【０００４】熱衝撃抵抗性のほかに、これらの用途に用
いられるタングステン−銅物質は、銅損失に対する抵抗
性、浸食に対する抵抗性及び腐食に対する抵抗性を有す
るべきである。これらの要求に対する従来の解決策は、
４〜５重量％(wt.%)のニッケルと混合して合金とするこ
と及び小さい孔容積を維持することを含む。
【０００５】２種の基本的な粉体加工冶金（Ｐ／Ｍ）技
術（すなわち焼結／溶浸及び直接焼結）を用いて、電気
接点及び電極用のＷ−Ｃｕ−Ｎｉ合金を作る。焼結／溶
浸は、(1)元素状タングステン粉末を加圧し、得られた
コンパクトを１つの熱サイクルを用いて焼結し、制御さ
れた多孔性を有する耐熱性成分骨格（又は骨組）を形成
すること、(2)別の熱サイクルを用いて電気／熱伝導性
のある銅成分で骨格を溶浸させることからなる２工程の
製造プロセスである。焼結／溶浸技術は、網目形状の構
成要素の製造及び微細なタングステン粉末（ＦＳＳＳ＜
５μｍ）の使用をすることができない。特に、微細なタ
ングステン粉末は、タングステン骨格中の局部的な高密
度化を促進して、銅で溶浸することができない部分的に
閉ざされた多孔性の原因となる。液体ニッケルの存在中
のタングステンの高温焼結（１４５０〜１５００℃）
は、その骨格中のタングステン粒子の成長を促進する。
脆性のあるＷ−Ｎｉ金属間化合物が、銅の存在しない下
でのタングステンの高温焼結中にタングステン粒状物の
境界に沿って形成される。これは、タングステン骨格の
機械的性質を劣化させる。更に、ニッケルがタングステ
ン粉末用の焼結助剤として用いられる場合には、タング
ステン及びニッケル粒子間の接触を一様に分布させるこ
とが困難である。
【０００６】従来の直接的焼結は、約５μｍの平均粒子
寸法を有するタングステン、銅及びニッケル粉末を混合
及び圧縮成形することからなる。次いで、銅含有量に依
存して、銅の融点より高い温度又は低い温度でコンパク
トを焼結する。従来の直接的焼結法は、合金バックボー
ンとしての役割を果たすための強力なタングステン骨格
を別個に焼結することができないという難点がある。更
に、(1)溶融に先立つ銅の過剰な融合及び固相焼結、(2)
溶融時の銅の過剰な凝集、(3)不適当に焼結されたタン
グステン骨格からの銅のブリードアウト、(4)過剰な多
孔性（＞４％）の発達、(5)タングステン骨格の分解、
及び(6)形状の損失（スランピング(くずれ)）を有する
問題が存在する。
【０００７】Ｗ−Ｃｕの強化された焼結は、１０８３℃
より高い温度で銅を基材とする液相の形成に強く影響さ
れる。ニッケル及び銅は、ニッケル中のタングステンの
部分溶解度（１１００℃でニッケル中に３８重量％のタ
ングステン）と組み合わさって銅によるタングステンの
湿潤(wetting)を大きく改善して、かつ銅のブリードア
ウトを解消する無制限の相互溶解度を有している。焼結
密度、強度及び微小硬度は、ニッケルの添加に対して直
線的に増加する。銅及びタングステンの両方についての
ニッケルの親和性が、タングステンを焼結するための溶
液−再沈殿機構を導入する。この機構の作動は、合金中
少なくとも２重量％のニッケル濃度でかなりのレベルに
達する。
【０００８】Ｃｕ−Ｎｉ液相は、タングステンについて
化学的に活性である。Ｃｕ−Ｎｉ液相は、タングステン
を溶解してＣｕ−Ｎｉ−Ｗマトリックスを形成し始め
る。ニッケル中のタングステンの制限された溶解度のた
めに、マトリックス中の溶解されたタングステンの濃度
は、最終的には平衡レベルに到達する。Ｃｕ−Ｎｉ−Ｗ
マトリックスの形成により、タングステンの焼結に影響
を及ぼす溶液−再沈殿機構が作動する。マトリックス
は、極めて小さいタングステン粒子及びネックを溶解し
て、並びにタングステンをさらに大きな粒子の表面上に
移動及び再析出してそれら粒子の更なる成長を引き起こ
すことによりタングステン担体としての役割を果たす。
この熱力学的に保証されるプロセスは、マトリックス中
のニッケル濃度、タングステンの粒子寸法及び温度のよ
うな動力学的パラメーターにより支配される。溶液−再
沈殿機構により生成されるＷ−Ｃｕ−Ｎｉ合金の微細構
造及び機械的性質は、２種の冶金学的現象（カーケンド
ル効果及びオストワルド熟成）により強く影響を受け
る。ニッケル中の銅及びタングステンのより速い拡散速
度（銅及びタングステン中のニッケルの拡散速度に比べ
て）は、孔及び空隙の形成の原因となる（カーケンドル
効果）。これら孔及び空隙は、焼結により全部を除去す
ることができない。活性Ｃｕ−Ｎｉ液相の存在における
タングステン粒子の粗大化及び球状化（オストワルド熟
成）は、焼結される物質の多孔性、タングステン骨格の
分解及び形状の損失（スランピング）を招く可能性があ
る。上記の効果のために、溶液−再沈殿焼結技術により
作られる合金は、加工条件に非常に左右されやすい。焼
結温度におけるごくわずかな変化でも、これら合金の強
度及び延性における劇的な減少の原因となるであろう。
たとえ合金の焼結密度が理論密度（ＴＤ）の９９％以内
であろうとも、孔の形状及び寸法に依って強度及び延性
の大きな変動が観察される。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】先行技術の不都合を除
去することが、本発明の目的である。
【００１０】電気接点及び電極において使用するのに適
した熱物理的性質を有するＷ−Ｃｕ−Ｎｉ合金を提供す
ることが、本発明の別の目的である。
【００１１】電気接点及び電極において使用するのに適
した熱物理的性質を有するＷ−Ｃｕ−Ｎｉ合金を形成す
るための粉末混合物を提供することが、本発明のまた別
の目的である。
【００１２】焼結中の脆性のある金属間化合物の形成及
びスランピングを実質的に解消するＷ−Ｃｕ−Ｎｉ合金
を直接的に焼結するための方法を提供することが、本発
明の更なる目的である。
【００１３】
【課題を解決するための手段】発明の概要 本発明の目的に従って、Ｗ−Ｃｕ複合物粉末及びニッケ
ル粉末を含有するＷ−Ｃｕ−Ｎｉ合金を作るための粉末
混合物であって、前記Ｗ−Ｃｕ複合物粉末が、実質的に
銅相を内部に封入してなるタングステン相及び該銅相を
有する個々の粒子を含有するものが提供される。
【００１４】本発明の別の目的に従って、Ｃｕ−Ｎｉマ
トリックスを含有する焼結されたタングステン骨格を含
むＷ−Ｃｕ−Ｎｉ合金であって、前記合金が脆性のある
金属間化合物を有さないものが提供される。
【００１５】本発明の更なる目的に従って、 (a)Ｗ−Ｃｕ複合物粉末及びニッケル粉末の粉末混合物
であって、前記Ｗ−Ｃｕ複合物粉末が実質的に銅相を内
部に封入してなるタングステン相及び該銅相を有する個
々の粒子を含有するものを形成すること； (b)前記粉末を加圧してコンパクトを形成すること； (c)前記コンパクトを焼結してＷ−Ｃｕ−Ｎｉ合金を形
成すること；を含むＷ−Ｃｕ−Ｎｉ合金を形成する方法
を提供する。
【００１６】
【発明の実施の形態】発明の具体的な説明 本発明において用いられるタングステン−銅（Ｗ−Ｃ
ｕ）複合物粉末は、米国特許番号５，９５６，５６０
（１９９９年９月２１日ドルフマンらに特許された、本
明細書においてはこれを援用する。）に記載されてい
る。これらの粉末は、タングステン相が実質的に銅相を
内部に封入してなるタングステン相及び銅相を各々有す
る個々の粒子を含む。Ｗ−Ｃｕ複合物粉末をニッケル粉
末と機械的に混合して粉末混合物を形成する。次いで、
この粉末混合物を加圧及び焼結してＷ−Ｃｕ−Ｎｉ合金
を形成する。ニッケル相と混ぜ合わさったＷ−Ｃｕ複合
物粉末の個々の粒子におけるタングステン相及び銅相の
特有の分布が、圧縮成形された粉末混合物の直接的焼結
を達成してＷ−Ｃｕ−Ｎｉ合金の網目形状製品を形成す
るのに２つの重要な技術的利点を提示する。
【００１７】第１の技術的利点は、銅相の存在下で（銅
相による干渉なしに）現場でタングステンの骨組の焼結
を選択的に促進することができることである。本明細書
で用いられるＷ−Ｃｕ複合物粉末において、タングステ
ン及び銅相は、元素状粉末の機械的混合物ではない。そ
の代わりにＷ−Ｃｕ複合物粉末の個々の粒子が、実質的
に銅相を内部に封入してなるタングステン相からなるデ
ュアル相粒子である。タングステン相は粒子の外面に存
在するので、粉末混合物が圧縮成形される場合に、銅相
はＷ−Ｗ及びＷ−Ｎｉ−Ｗを主とする接触点の形成に干
渉しない。タングステン相のミクロン以下の寸法及び高
度焼結活性のため、これらの接触点は、銅の溶融に先立
って固相焼結領域（９５０〜１０５０℃）におけるタン
グステンの骨組の現場での焼結を容易なものにする。ま
た、拡散の障壁(diffusion barrier)を除去することに
より及びＷ−Ｗ質量輸送を改善することにより、ニッケ
ル相は、タングステン相の固相焼結を選択的に活性化す
る。活性化せずに焼結した場合と比べて、コンパクトの
収縮は数倍となる。この結果、ずっと硬いタングステン
の骨組となる。
【００１８】第２の技術的利点は、(i)Ｃｕ−Ｎｉ溶融
物の形成、及び(ii)Ｗ−Ｃｕ−Ｎｉ合金に延性（降伏及
び伸び）を付与するためにＣｕ−Ｎｉ溶融物によりタン
グステン骨組の制御された改変のための条件を、同一の
焼結サイクルの２つの別の工程として提供することがで
きるということである。銅（１０８３℃）の融点以上の
温度で、液体銅は、タングステン粒子の転位及び形状適
応性(shape accommodation)を向上させることによりタ
ングステンの骨組の完全な焼きしまりを促進する。Ｃｕ
−Ｎｉ溶融物の形成はまた、上記温度で開始し、銅及び
ニッケルの無制限な相互溶解度のためにニッケルの全部
が徐々に溶融物中に入っていく。Ｃｕ−Ｎｉ溶融物は、
毛管力によりタングステン骨組の内側に保たれる。タン
グステンはニッケルに一部溶解できるので、溶解したニ
ッケルはタングステンのＣｕ−Ｎｉ中への拡散速度を増
加させて、タングステンの溶融物中への輸送プロセス及
び溶融物によるタングステン骨組の改変を容易にする。
Ｃｕ−Ｎｉ溶融物は、タングステンを溶解させること及
びＣｕ−Ｎｉ−Ｗマトリックスを形成することを開始す
る。Ｃｕ−Ｎｉ−Ｗマトリックスの形成は、タングステ
ン相のための溶液−再沈殿機構を作動させる。マトリッ
クスは、極めて小さいタングステン粒子及びネックを溶
解して、及びタングステンで飽和させた後に溶解させた
タングステンをさらに大きなタングステンの粒子上に再
析出してそれら粒子の更なる成長を引き起こすことによ
りタングステン担体としての役割を果たす。カーケンド
ル効果自体は、多孔性の発達及び孔の凝集により明らか
になる。これらの孔は、複合物質の溶液−再沈殿プロセ
スへの制御された曝露の過程において最終的に消滅す
る。そのプロセスは、骨組を形成するタングステン粒子
の隣接度（タングステン粒子界面）、寸法及び形態に大
きな影響を及ぼす。粒子に丸みをつけかつ寸法を増大さ
せることにより、骨組中のタングステン粒子間の結合を
緩め、それにより骨組を弱めて焼結されたＷ−Ｃｕ−Ｎ
ｉ合金に延性（降伏及び伸び）を付与する。制御されな
い方法で進行させておけば、溶液−再沈殿プロセスは、
オストワルド熟成の効果によりタングステン骨組の完全
な分解（タングステン相のゼロ隣接(zero contiguit
y)）及び形状の損失（スランピング）を最終的に招くで
あろう。それ故に、溶液−再沈殿プロセスの時間−温度
パラメーター並びにタングステン骨組及び焼結される複
合物の性質を変えることにより、Ｗ−Ｃｕ−Ｎｉ生成物
を、（固相焼結を開始した後の）硬くかつ脆いものか
ら、（溶液−再沈殿プロセスへの制御された曝露した後
の）適度な機械強度及び延性を有するものへ、（オスト
ワルド熟成の効果の後の）軟弱でスランピングの傾向の
あるものに改変することができる。
【００１９】
【実施例】以下のパラメーター及び物質が、本発明のＷ
−Ｃｕ−Ｎｉ合金を作るのに好まれる。
【００２０】Ａ．タングステン−銅複合物粉末 銅含有率：約１０〜約２５重量％ 中央値粒子寸法：約０．５〜約２０μｍ 粒子上のタングステン相の厚さ：約０．１〜約０．２μ
ｍ
【００２１】Ｂ．ニッケル粉末 中央値粒子寸法：約１〜約１５μｍ
【００２２】Ｃ．粉末混合物 銅対ニッケルの重量比：約４．０：１〜４．２：１
【００２３】より好ましい銅：ニッケル重量比は４．
１：１である。この比は、公知のＸＲＤ（Ｘ線回折）パ
ターンを有するＣｕ3.8Ｎｉ固溶体に基づくものであ
る。（３．８：１の銅：ニッケル原子比は、４．１：１
の重量比を有している。）脆性のある金属間化合物が合
金中に形成されていないことをＸＲＤにより明らかにす
るために、銅：ニッケル比を狭い範囲内に保つ。
【００２４】合金組成物のための重量比の好ましい範囲
は、タングステン８２重量％と（銅：ニッケル＝４．
１：１）１８重量％からタングステン７０重量％と
（銅：ニッケル＝４．１：１）３０重量％である。ニッ
ケルの量は、混合物の約３〜約６重量％を構成すること
が好ましく、約４重量％がより好ましい。
【００２５】Ｄ．圧縮及び焼結 圧縮成形圧：約４５〜約７５ｋｓｉ（約３１０〜約４８
３ＭＰａ） 焼結温度：約１１８０℃〜約１２００；より好ましくは
約１１９０℃ 焼結密度：９９±０．５％理論密度；より好ましくは少
なくとも約９９％理論密度
【００２６】Ｅ．合金の性質 伸び：約２％〜約２０％；より好ましくは約３％〜約５
％ 平均タングステン粒子寸法（算定値）：約２．５〜約１
５．０μｍ タングステン骨格の隣接度(contiguity)；約１５％〜約
３０％
【００２７】以下の非限定的な例を示す。
【００２８】例 中央値粒子寸法８．８μｍを有するタングステン−銅複
合物粉末及びニッケル粉末を、Ｗ−Ｃｕ−Ｎｉ合金の３
種の異なる組成物を作るための原材料の調製に用いる。
固形潤滑油（ニュージャージー、フェアローン(Fair La
wn)のＬｏｎｚａ社により製造されているＡｃｒａｗａ
ｘ Ｃ ０．５重量％）を粉末原材料に添加して圧縮可
能性を改善した。８ｋｇの粉末バッチを６０分間混合す
ることにより、原材料をＶ−ブレンダー中でインテンシ
ファイヤーバー(intensifier bar)で調製する。粉末の
比及び合金複合物を表１に示す。銅：ニッケルの重量比
を、４．１：１に維持した。
【００２９】
【表１】
【００３０】合金Ｂを作るための粉末原材料を使用し
て、焼結試験を行った。理論密度（ＴＤ）約５６％の圧
粉密度及び直径３．７５インチ（９．５３ｃｍ）、長さ
４．７５インチ（１２．１ｃｍ）の概略寸法を有するス
ラグに４５ｋｓｉ（３１０ＭＰａ）で、原材料約７．５
ｋｇの量に対してアイソスタティックプレス（等方静的
プレス）を行った。乾燥水素を流動させつつ管状炉で脱
ろう及び焼結を実行した。温度の上昇速度は、２℃／分
であった。４５０℃で４時間スラグを脱ろうして、１０
００℃で４時間予備焼結した。ニッケルの存在が、Ｗ−
Ｃｕ複合物粉末の固相焼結を劇的に増進させた。ニッケ
ルが存在しない場合の約５％の線収縮に比して、約２０
％の線収縮を観察した。
【００３１】予備焼結スラグを、各々約９３０ｇの重さ
の８つの切片に長手方向に切った。これらの切片を、系
統的な液相焼結試験に用いた。光学顕微鏡法（ＯＭ）、
走査電子顕微鏡法（ＳＥＭ）、エネルギー分散Ｘ線分光
法（ＥＤＳ）、Ｘ線回折（ＸＲＤ）及び他の標準的な物
理学的試験方法（例えば、降伏強さ（ＹＳ）、極限引張
強さ（ＵＴＳ）、曲げ破壊強さ（ＴＲＳ）、硬さ等）
を、合金の特性分析に用いた。試験データを表２及び表
２の試料に対応する図１〜１０に示す。図１１は、予備
焼結されたスラグの微細構造を示す。予備焼結されたス
ラグは、最小の焼結密度（９２．９％ＴＤ）及び最小寸
法タングステン粒子を有していた。これは、固相焼結に
より生成された物質に特有のものである。
【００３２】液相焼結により作られたＷ−Ｃｕ−Ｎｉ合
金の微細構造及び性質の発達は、焼結サイクルの温度及
び時間のパラメーターにより制御される。その結果とし
て、それらパラメーターが、溶液−再沈殿機構及びタン
グステン粒子の成長を制御する。Ｃｕ−Ｎｉ−Ｗマトリ
ックス中のタングステンの濃度は、時間の経過とともに
約０．８重量％〜平衡レベルである約２重量％に、処理
温度の範囲によっては約２．２重量％に高まった（表
２）。３種類の異なった微細構造−性質の範囲が観察さ
れた。
【００３３】試料１〜５（図１〜５）において、タング
ステン粒子は、微細かつ高度に相互に連結していた。粒
子カウントは、平均粒子直径（算定値）１〜１．６μｍ
を生ずる［５００〜１２００］×１０3粒子／ｍｍ2であ
った。この範囲は、強力なタングステンの骨組の形成、
密度の漸増（９５〜９６％ＴＤまで）及び焼結された合
金の機械的性質（ＵＴＳ、ＴＲＳ、硬さ）と関係があ
る。しかしながら、合金は、これらの条件の下では脆い
ままである。滞留時間を５倍増やしたとしても、物質の
性質において大きな変化を生み出すことはなかった。
【００３４】試料６〜９（図６〜９）において、タング
ステン粒子は、中間の寸法であり、前記ほど相互に連結
しておらず、かつ部分的に丸みを帯びている。粒子カウ
ントは、平均粒子直径（算定値）２．６〜４．６μｍを
生ずる［６０〜９０］×１０ 3粒子／ｍｍ2であった。こ
の範囲は、焼結された密度の連続的増加（９７．６％Ｔ
Ｄまで）、孔及び空隙の除去（カーケンドル効果により
生じたものを含む（図７及び８））並びに合金における
伸び（延性）の出現（試料８において１０％までの伸
び）により特徴付けられる。ニッケルの存在は、電気伝
導性を１８％ＩＡＣＳ未満に低下させた。
【００３５】試料１０（図１０）において、粒子は丸み
を帯びて弱く結合している。粒子カウントは、平均粒子
直径（算定値）４．６μｍを生ずる６０×１０3粒子／
ｍｍ2未満であった。丸みを帯びた粒子は、オストワル
ド熟成の結果であり、焼結中の試料のタングステン骨組
の実質的な分解、機械的性質及び密度の低下、並びにス
ランピングの原因となる。
【００３６】
【表２】
【００３７】表２における試験データを参照すると、合
金の伸びは、物質のＵＴＳと延性との間の制御されたバ
ランスが原因であることは自明である。ＵＴＳ及び硬さ
は、試料１〜５においては除々に増大した。オストワル
ド熟成は、試料６〜８における粒子直径を増大させ、粒
子カウントを減少させてタングステン骨組の隣接度を低
下させた。これは、試料８におけるタングステン骨組の
弱体化（降伏点及びＹＳの出現；最大ＴＲＳ値の到達）
並びに最大の物質延性を招く。試料９及び１０における
タングステン骨組の更なる弱体化が、合金のスランピン
グを招く。
【００３８】試料８（図８）の微細構造は、液相焼結に
より生成されるタングステンの重合金に特有のものであ
る。だがしかし、その微細構造は、はるかにより微細な
ものである。ＸＲＤにより測定される唯一のピークは、
Ｗ及びＣｕ3.8Ｎｉ固溶体に属するものであった。ＸＲ
Ｄ法の感度の範囲で、脆性のある金属間化合物の形成
が、合金を製造するプロセスにおいてなされないという
ことを結論することができる。
【００３９】合金組成物Ａ，Ｂ及びＣの原材料の量（約
４．３〜４．５ｋｇ）を、試料１〜１０について記載さ
れているように加圧した。圧粉体への熱伝達の均一性を
改善するために、圧粉体を同一条件を用いて純粋アルミ
ナ砂(pure alumina sand)中で脱ろう及び焼結した。焼
結により、直径１．７５インチ（４．４５ｃｍ）、長さ
７．５インチ（１９．１ｃｍ）の概略寸法を有するスラ
グが生成した。焼結サイクルは、３つの等温ホールドを
含んだ。最初は、１０００℃で粉末コンパクトから酸素
の水素洗浄を行うためのものである。次は、１１００℃
で、溶融銅から酸素を除去して、Ｃｕ−Ｎｉ固溶体を形
成し、及びコンパクトの予備焼結を行うためのものであ
る。最終ホールドは、焼結温度においてであった。合金
のための最終焼結条件を、合金のスランピングがなく最
高の伸びを得るために最適化した。表３のデータは、合
金の個々の試料について６つの測定の平均を示してい
る。図１２、１３及び１４は、各々合金Ａ、Ｂ、及びＣ
の微細構造のＳＥＭ顕微鏡写真である。
【００４０】
【表３】
【００４１】焼結された各合金は、非常に微細で、均質
な微細構造を呈した。タングステン粒子カウント及び平
均粒子寸法（算定値）は、各々１２．４×１０3〜３
９．８×１０3粒子／ｍｍ2及び１０．２μｍ〜５．７μ
ｍであった。粒子が小寸法であるにもかかわらず、スラ
ンピングのない実質的な伸びを得るために、タングステ
ンの骨組の隣接度を１８〜２７％のレベルに効果的に低
下させた。合金Ｂについて呈された伸びは、実質的にそ
れよりも粗い微細構造（粒子寸法３０μｍ〜１００μ
ｍ）を有するタングステン重合金の伸びに近似してい
た。
【００４２】合金ＡのＳＦ6におけるアーク浸食(arc er
osion)速度を、銅１５重量％であってニッケルを有しな
いＷ−Ｃｕ複合物粉末並びにＷ−Ｃｕにより溶浸された
擬合金からなる２種類の他の従来の電気接点物質から作
られたＷ−１５Ｃｕ合金の浸食速度とを比較した。試験
の目的は、高出力遮断器中の電気接点物質としての合金
の応用性を評価することであった。陽極及び陰極両方の
質量の変化を記録して、両方の接点についての体積溶融
を物質の密度に基づいて決定した。ＳＦ6における合金
Ａのアーク放電の挙動は、参照物質の挙動と類似するも
のであったが、合金Ａのほうが遅い浸食速度を呈した。
更に合金Ａは、電流密度の関数として事実上直線的であ
り、かつ、より高い電流密度でＳＦ6環境で予め試験さ
れた最良の従来の電気接点物質の範囲内の浸食速度を示
した。合金Ａはまた、空気中で非常に安定な性能を示し
た。アーク放電された接点は、空気中で動作する全ての
電気接触物質に特有な普通の亀裂が生じたにもかかわら
ず、再結晶化された表面物質の構造的破壊を示さなかっ
た。合金Ａの浸食速度は、空気ほどは過酷な環境ではな
いＳＦ6中で他の従来の接点物質よりも一層遅かった。
【００４３】現在考えられるものを発明のより好ましい
具体例として示しかつ記述してきたが、種々の変更及び
改変が特許請求の範囲により規定される発明の範囲から
逸脱しないで為すことができるということは、当業者に
自明であるだろう。
【図面の簡単な説明】
【図１】焼結サイクルの種々の段階（表２の試料番号
１）におけるＷ−Ｃｕ−Ｎｉ合金の微細構造の光学顕微
鏡写真（５００倍）である。
【図２】焼結サイクルの種々の段階（表２の試料番号
２）におけるＷ−Ｃｕ−Ｎｉ合金の微細構造の光学顕微
鏡写真（５００倍）である。
【図３】焼結サイクルの種々の段階（表２の試料番号
３）におけるＷ−Ｃｕ−Ｎｉ合金の微細構造の光学顕微
鏡写真（５００倍）である。
【図４】焼結サイクルの種々の段階（表２の試料番号
４）におけるＷ−Ｃｕ−Ｎｉ合金の微細構造の光学顕微
鏡写真（５００倍）である。
【図５】焼結サイクルの種々の段階（表２の試料番号
５）におけるＷ−Ｃｕ−Ｎｉ合金の微細構造の光学顕微
鏡写真（５００倍）である。
【図６】焼結サイクルの種々の段階（表２の試料番号
６）におけるＷ−Ｃｕ−Ｎｉ合金の微細構造の光学顕微
鏡写真（５００倍）である。
【図７】焼結サイクルの種々の段階（表２の試料番号
７）におけるＷ−Ｃｕ−Ｎｉ合金の微細構造の光学顕微
鏡写真（５００倍）である。
【図８】焼結サイクルの種々の段階（表２の試料番号
８）におけるＷ−Ｃｕ−Ｎｉ合金の微細構造の光学顕微
鏡写真（５００倍）である。
【図９】焼結サイクルの種々の段階（表２の試料番号
９）におけるＷ−Ｃｕ−Ｎｉ合金の微細構造の光学顕微
鏡写真（５００倍）である。
【図１０】焼結サイクルの種々の段階（表２の試料番号
１０）におけるＷ−Ｃｕ−Ｎｉ合金の微細構造の光学顕
微鏡写真（倍率５００倍）である。
【図１１】前記Ｗ−Ｃｕ−Ｎｉ合金の予備焼結コンパク
トの微細構造の光学顕微鏡写真（倍率５００倍）であ
る。
【図１２】合金Ａ（Ｗ−Ｃｕ−Ｎｉ合金）の微細構造の
ＳＥＭ顕微鏡写真（１０００倍）である。
【図１３】合金Ｂ（Ｗ−Ｃｕ−Ｎｉ合金）の微細構造の
ＳＥＭ顕微鏡写真（１０００倍）である。
【図１４】合金Ｃ（Ｗ−Ｃｕ−Ｎｉ合金）の微細構造の
ＳＥＭ顕微鏡写真（１０００倍）である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｈ０１Ｈ 1/02 Ｈ０１Ｈ 1/02 Ｆ 11/04 11/04 Ｄ // Ｃ２２Ｃ 27/04 １０１ Ｃ２２Ｃ 27/04 １０１ (72)発明者 マイケル・ジェイ・シャイサウアー アメリカ合衆国ペンシルベニア州アルスタ ー、ボックス251、アールアール・ナンバ ー２ (72)発明者 ムクテシュ・パリワル アメリカ合衆国ニューヨーク州オウィーゴ ー、クレストウッド・ロード17 (72)発明者 デイビッド・エル・フーク アメリカ合衆国ペンシルベニア州トワン ダ、ボックス353、アールアール・ナンバ ー３ (72)発明者 ジェイムズ・アール・スペンサー アメリカ合衆国ペンシルベニア州セア、サ ウス・ウィルバー・アベニュー309

Claims (21)

    【特許請求の範囲】
  1. 【請求項１】 Ｗ−Ｃｕ複合物粉末及びニッケル粉末を
    含有するＷ−Ｃｕ−Ｎｉ合金を作るための粉末混合物で
    あって、前記Ｗ−Ｃｕ複合物粉末が、実質的に銅相を内
    部に封入してなるタングステン相及び該銅相を有する個
    々の粒子を含有する粉末混合物。
  2. 【請求項２】 前記ニッケル粉末が、前記混合物の３〜
    ６重量％を構成する請求項１の前記粉末混合物。
  3. 【請求項３】 前記ニッケル粉末が、前記混合物の４重
    量％を構成する請求項１の前記粉末混合物。
  4. 【請求項４】 前記Ｗ−Ｃｕ複合物粉末の銅含有率が、
    １０〜２５重量％である請求項１の前記粉末混合物。
  5. 【請求項５】 銅対ニッケルの重量比が、４．０：１〜
    ４．２：１である請求項１の前記粉末混合物。
  6. 【請求項６】 銅対ニッケルの重量比が、４．１：１で
    ある請求項５の前記粉末混合物。
  7. 【請求項７】 前記粉末混合物が、７０〜８２重量％の
    タングステンを含む請求項１の前記粉末混合物。
  8. 【請求項８】 銅対ニッケルの重量比が、４．１：１で
    ある請求項７の前記粉末混合物。
  9. 【請求項９】 Ｃｕ−Ｎｉマトリックスを含む焼結され
    たタングステン骨格を含有するＷ−Ｃｕ−Ｎｉ合金であ
    って、脆性のある金属間化合物を有さない前記合金。
  10. 【請求項１０】 前記合金が、少なくとも理論密度９９
    ％の焼結密度を有する請求項９の前記Ｗ−Ｃｕ−Ｎｉ合
    金。
  11. 【請求項１１】 前記合金が、２％〜２０％の伸びを呈
    する請求項９の前記Ｗ−Ｃｕ−Ｎｉ合金。
  12. 【請求項１２】 前記合金が、３％〜５％の伸びを呈す
    る請求項１１の前記Ｗ−Ｃｕ−Ｎｉ合金。
  13. 【請求項１３】 前記タングステンが、２．５〜１５μ
    ｍの算定された平均粒子寸法を有する請求項１１の前記
    Ｗ−Ｃｕ−Ｎｉ合金。
  14. 【請求項１４】 銅対ニッケルの重量比が４．０：１〜
    ４．２：１である請求項１１の前記Ｗ−Ｃｕ−Ｎｉ合
    金。
  15. 【請求項１５】 銅対ニッケルの重量比が４．１：１で
    ある請求項１４の前記Ｗ−Ｃｕ−Ｎｉ合金。
  16. 【請求項１６】 前記タングステン骨格が１５〜３０％
    の隣接度を有する請求項９の前記Ｗ−Ｃｕ−Ｎｉ合金。
  17. 【請求項１７】 (a)Ｗ−Ｃｕ複合物粉末及びニッケル
    粉末の粉末混合物であって、前記Ｗ−Ｃｕ複合物粉末は
    タングステン相が実質的に銅相を内部に封入してなるタ
    ングステン相及び銅相を有する個々の粒子を含有するも
    のを形成すること； (b)前記粉末を加圧してコンパクトを形成すること； (c)前記コンパクトを焼結してＷ−Ｃｕ−Ｎｉ合金を形
    成すること；を含むＷ−Ｃｕ−Ｎｉ合金を形成する方
    法。
  18. 【請求項１８】 前記焼結が、１１８０℃〜１２００℃
    の温度でコンパクトを加熱することを含む請求項１７の
    方法。
  19. 【請求項１９】 前記コンパクトが１１９０℃で焼結さ
    れる請求項１８の方法。
  20. 【請求項２０】 前記Ｗ−Ｃｕ複合物粉末の銅含有率が
    １０〜２５重量％であり、前記銅対ニッケルの重量比が
    ４．０：１〜４．２：１である請求項１８の方法。
  21. 【請求項２１】 前記Ｗ−Ｃｕ複合物粉末が、７０〜８
    ２重量％のタングステンを含み、前記銅対ニッケルの重
    量比が４．１：１である請求項１８の方法。
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