JPH09209057A - Ｃｕ−Ｃｒ系接点材料とその製造法 - Google Patents
Ｃｕ−Ｃｒ系接点材料とその製造法Info
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Landscapes
- Powder Metallurgy (AREA)
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 焼結過程でＢｉ，Ｔｅ，Ｓｂ等の高蒸気圧元
素の蒸発を抑制し、Ｃｕ−Ｃｒ系接点材料を強固に結合
させ、その合金中に所定量の高蒸気圧元素を残存させ
る。 【解決手段】 Ｂｉ，Ｔｅ，Ｓｂから選ばれた少なくと
も１種以上の粉末を全体の０．０１〜８重量％、Ｃｒ粉
末を５〜６０重量％含有し、残部が実質的にＣｕ粉末か
らなる混合粉末を出発原料とし、これを圧粉成形した固
化体を７００℃〜１０５０℃の温度域に加熱する。出発
原料の混合粉末は機械的混合・粉砕・合金化処理を行な
い、圧粉成形した固化体を温度域に加熱する際の昇温速
度が１００℃／分以上とし、加熱する際の雰囲気が不活
性ガス、還元ガス、或いは真空中とする。
素の蒸発を抑制し、Ｃｕ−Ｃｒ系接点材料を強固に結合
させ、その合金中に所定量の高蒸気圧元素を残存させ
る。 【解決手段】 Ｂｉ，Ｔｅ，Ｓｂから選ばれた少なくと
も１種以上の粉末を全体の０．０１〜８重量％、Ｃｒ粉
末を５〜６０重量％含有し、残部が実質的にＣｕ粉末か
らなる混合粉末を出発原料とし、これを圧粉成形した固
化体を７００℃〜１０５０℃の温度域に加熱する。出発
原料の混合粉末は機械的混合・粉砕・合金化処理を行な
い、圧粉成形した固化体を温度域に加熱する際の昇温速
度が１００℃／分以上とし、加熱する際の雰囲気が不活
性ガス、還元ガス、或いは真空中とする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は真空遮断器用接点材
料に関する。
料に関する。
【０００２】
【従来の技術】真空遮断器用接点材料として提案されて
いるＣｕ−Ｃｒ系合金は、ＣｕとＣｒが互いに固溶しな
い２相分離型の合金系であるため、従来から鋳造法或い
は粉末冶金法により製造される。
いるＣｕ−Ｃｒ系合金は、ＣｕとＣｒが互いに固溶しな
い２相分離型の合金系であるため、従来から鋳造法或い
は粉末冶金法により製造される。
【０００３】鋳造法によると、溶解・凝固過程を取るた
めに析出する組織が粗大化する欠点がある。これは上述
したようにＣｕとＣｒが互いに殆ど固溶しないために、
冷却速度が小さいと鋳造凝固過程において安定な合金組
織、すなわちほぼ純Ｃｕと純Ｃｒに分離し、且つ粗大化
した両者が混在した組織を形成する。その結果、真空遮
断器の接点材料として用いた場合、アーク放電時にＣｒ
が素地から剥離・脱落して接点表面の肌荒れを起こし、
裁断電流値を増大させ、又、遮断特性を劣化させるとい
った問題が生じる。遮断特性が劣化すると、遮断時の電
流が瞬時に切れ、アークが戻る等の現象によって、接点
の発熱が大きく接点が損傷する状況となる。
めに析出する組織が粗大化する欠点がある。これは上述
したようにＣｕとＣｒが互いに殆ど固溶しないために、
冷却速度が小さいと鋳造凝固過程において安定な合金組
織、すなわちほぼ純Ｃｕと純Ｃｒに分離し、且つ粗大化
した両者が混在した組織を形成する。その結果、真空遮
断器の接点材料として用いた場合、アーク放電時にＣｒ
が素地から剥離・脱落して接点表面の肌荒れを起こし、
裁断電流値を増大させ、又、遮断特性を劣化させるとい
った問題が生じる。遮断特性が劣化すると、遮断時の電
流が瞬時に切れ、アークが戻る等の現象によって、接点
の発熱が大きく接点が損傷する状況となる。
【０００４】そこで、特開平６−９６６４７号公報『接
点合金およびその製造方法』では、鋳造法において冷却
速度を制御することにより微細組織層を有するＣｕ−Ｃ
ｒ系合金を提案している。しなしながら、ここにおいて
は微細なＣｒ相は素地のＣｕに対して金属学的に強固に
密着していない、つまり、ＣｕとＣｒの界面において反
応層、或いは拡散層を形成していないためにアーク放電
時においてアーク衝撃によりＣｒ相が素地から脱落し、
接点表面の肌荒れの原因となり、接触抵抗値の増加等で
安定な接点特性を得ることが困難となる。
点合金およびその製造方法』では、鋳造法において冷却
速度を制御することにより微細組織層を有するＣｕ−Ｃ
ｒ系合金を提案している。しなしながら、ここにおいて
は微細なＣｒ相は素地のＣｕに対して金属学的に強固に
密着していない、つまり、ＣｕとＣｒの界面において反
応層、或いは拡散層を形成していないためにアーク放電
時においてアーク衝撃によりＣｒ相が素地から脱落し、
接点表面の肌荒れの原因となり、接触抵抗値の増加等で
安定な接点特性を得ることが困難となる。
【０００５】一方、粉末冶金法によると、先ずＣｒ粉末
を焼結して気孔率の高いスケルトン（骨格）を作製した
後、Ｃｕ合金をスケルトンの気孔内に溶融・含浸させる
方法がある。しかしながら、この含浸法では微細なＣｒ
粒子からなる構造のスケルトンを得ることが困難であ
り、たとえ、Ｃｒ粒子のスケルトンが作製できたとして
も、Ｃｕを溶浸させるとスケルトンの気孔内に空隙が残
りやすいので緻密な組織を得ることができず、その結果
真空遮断器の接点材料としての優れた特性を得ることが
困難である。
を焼結して気孔率の高いスケルトン（骨格）を作製した
後、Ｃｕ合金をスケルトンの気孔内に溶融・含浸させる
方法がある。しかしながら、この含浸法では微細なＣｒ
粒子からなる構造のスケルトンを得ることが困難であ
り、たとえ、Ｃｒ粒子のスケルトンが作製できたとして
も、Ｃｕを溶浸させるとスケルトンの気孔内に空隙が残
りやすいので緻密な組織を得ることができず、その結果
真空遮断器の接点材料としての優れた特性を得ることが
困難である。
【０００６】そこで、Ｃｒ粒子の微細化および焼結体の
緻密化を実現するべく、特開平６−３３０１０１号公報
『Ｃｕ−Ｃｒ系複合材料の製造方法』は機械的合金化手
法（メカニカルアロイングと言い、以下単にＭＡと略記
する。）を適用することで、ＣｕとＣｒを均一な強制固
溶体に近い状態で、しかもＣｒ粒子が微細に析出すると
いった組織を実現できることを提案している。この製法
により創製されたＣｕ−Ｃｒ系材料では、微細なＣｒ粒
子が銅素地中に均一に分散しており、真空遮断器用接点
に用いた場合、他の粉末冶金法や鋳造法により製造した
材料に比べて優れた接点特性、特に耐溶着特性と高遮断
特性を有することが確認されている。
緻密化を実現するべく、特開平６−３３０１０１号公報
『Ｃｕ−Ｃｒ系複合材料の製造方法』は機械的合金化手
法（メカニカルアロイングと言い、以下単にＭＡと略記
する。）を適用することで、ＣｕとＣｒを均一な強制固
溶体に近い状態で、しかもＣｒ粒子が微細に析出すると
いった組織を実現できることを提案している。この製法
により創製されたＣｕ−Ｃｒ系材料では、微細なＣｒ粒
子が銅素地中に均一に分散しており、真空遮断器用接点
に用いた場合、他の粉末冶金法や鋳造法により製造した
材料に比べて優れた接点特性、特に耐溶着特性と高遮断
特性を有することが確認されている。
【０００７】しかしながら、前記の製法でＭＡ処理した
Ｃｕ−Ｃｒ系複合粉末を圧粉成形した後、１０００℃付
近で焼結を行なうが、接点材料としての要求特性の一つ
である裁断電流値を小さくするために添加するＢｉ，Ｔ
ｅ，Ｓｂ等の高蒸気圧元素（蒸発時の蒸気圧がＣｕやＣ
ｒより高いために、ＣｕやＣｒより蒸発しやすい元素群
を称す。以下同じ）が焼結過程において蒸発するといっ
た問題が生じる。そのため、製法上の制約からこれらの
高蒸気圧元素を多量に含有することは難しく、したがっ
て、Ｃｕ−Ｃｒ系接点材料での裁断電流値を低下させる
のに困難性があった。
Ｃｕ−Ｃｒ系複合粉末を圧粉成形した後、１０００℃付
近で焼結を行なうが、接点材料としての要求特性の一つ
である裁断電流値を小さくするために添加するＢｉ，Ｔ
ｅ，Ｓｂ等の高蒸気圧元素（蒸発時の蒸気圧がＣｕやＣ
ｒより高いために、ＣｕやＣｒより蒸発しやすい元素群
を称す。以下同じ）が焼結過程において蒸発するといっ
た問題が生じる。そのため、製法上の制約からこれらの
高蒸気圧元素を多量に含有することは難しく、したがっ
て、Ｃｕ−Ｃｒ系接点材料での裁断電流値を低下させる
のに困難性があった。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、焼結過程に
おいてＢｉ，Ｔｅ，Ｓｂ等の高蒸気圧元素の蒸発を抑制
する目的から高温焼結を行わずに、比較的短い熱履歴つ
まり、低温で短時間の加熱条件下でＣｕ−Ｃｒ系粉末を
強固に結合させる製法を確立し、合金中に所定量の高蒸
気圧元素を残存させることにより安定した低裁断電流値
を有するＣｕ−Ｃｒ系接点材料を創製することを目的と
する。
おいてＢｉ，Ｔｅ，Ｓｂ等の高蒸気圧元素の蒸発を抑制
する目的から高温焼結を行わずに、比較的短い熱履歴つ
まり、低温で短時間の加熱条件下でＣｕ−Ｃｒ系粉末を
強固に結合させる製法を確立し、合金中に所定量の高蒸
気圧元素を残存させることにより安定した低裁断電流値
を有するＣｕ−Ｃｒ系接点材料を創製することを目的と
する。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記の目
的を達成すべく種々の実験および検討を行った結果、Ｃ
ｕ−Ｃｒ系合金中にＢｉ，Ｔｅ，Ｓｂ等の高蒸気圧元素
を含有させる製法を確立し、その結果、真空遮断器の接
点材料として用いた場合に低裁断電流値特性を確保でき
るＣｕ−Ｃｒ系接点材料を発明した。本発明のＣｕ−Ｃ
ｒ系接点材料の製造方法に関する構成は以下の通りであ
る。
的を達成すべく種々の実験および検討を行った結果、Ｃ
ｕ−Ｃｒ系合金中にＢｉ，Ｔｅ，Ｓｂ等の高蒸気圧元素
を含有させる製法を確立し、その結果、真空遮断器の接
点材料として用いた場合に低裁断電流値特性を確保でき
るＣｕ−Ｃｒ系接点材料を発明した。本発明のＣｕ−Ｃ
ｒ系接点材料の製造方法に関する構成は以下の通りであ
る。
【００１０】Ｂｉ，Ｔｅ，Ｓｂから選ばれた少なくとも
１種の粉末を全体の０．０１〜８重量％、Ｃｒ粉末を５
〜６０重量％含有し、残部が実質的にＣｕ粉末からなる
混合粉末を出発原料とし、これを機械的に混合・粉砕・
合金化処理（ＭＡ）する。次いでこのＭＡ粉末を圧粉成
形した固化体を７００℃〜１０５０℃の温度域に加熱す
る。その際、前記出発原料を圧粉成形した固化体を７０
０℃〜１０５０℃の温度域に加熱する際の昇温速度が１
００℃／分以上とし、加熱する際の雰囲気を不活性ガ
ス、還元ガス、或いは真空中とした。
１種の粉末を全体の０．０１〜８重量％、Ｃｒ粉末を５
〜６０重量％含有し、残部が実質的にＣｕ粉末からなる
混合粉末を出発原料とし、これを機械的に混合・粉砕・
合金化処理（ＭＡ）する。次いでこのＭＡ粉末を圧粉成
形した固化体を７００℃〜１０５０℃の温度域に加熱す
る。その際、前記出発原料を圧粉成形した固化体を７０
０℃〜１０５０℃の温度域に加熱する際の昇温速度が１
００℃／分以上とし、加熱する際の雰囲気を不活性ガ
ス、還元ガス、或いは真空中とした。
【００１１】又、加熱温度で３０秒以上４０分以下保持
した後に直ちに加熱された閉塞金型内に投入し、加圧固
化して真密度比で９８％以上にする。なお、製造したＣ
ｕ−Ｃｒ系接点材料をさらに、３００〜８００℃の温度
域で加熱し、粉末鍛造体中の加工歪を除去すると、電気
伝導度や熱伝導率を改善した良好な性能を得る。このＣ
ｕ−Ｃｒ系接点材料は、平均粒径が２５μｍである分散
Ｃｒ粒子を５〜６０重量％含有し、Ｂｉ，Ｔｅ，Ｓｂ粒
子の少なくとも１種を０．０１〜８重量％含有してい
る。
した後に直ちに加熱された閉塞金型内に投入し、加圧固
化して真密度比で９８％以上にする。なお、製造したＣ
ｕ−Ｃｒ系接点材料をさらに、３００〜８００℃の温度
域で加熱し、粉末鍛造体中の加工歪を除去すると、電気
伝導度や熱伝導率を改善した良好な性能を得る。このＣ
ｕ−Ｃｒ系接点材料は、平均粒径が２５μｍである分散
Ｃｒ粒子を５〜６０重量％含有し、Ｂｉ，Ｔｅ，Ｓｂ粒
子の少なくとも１種を０．０１〜８重量％含有してい
る。
【００１２】
【発明の実施の態様】Ｃｒは耐アーク性を有する材料で
あり、接触抵抗、裁断電流値、遮断特性等の電極特性を
改善する効果がある。その添加量が５重量％未満ではこ
のような効果が十分に得られず、一方、６０重量％を越
えて添加しても効果は更には向上しない。したがって、
Ｃｒの適正含有量は５〜６０重量％である。特に、Ｃｒ
粒径に関しては、素地中に分散するＣｒ粒子の平均粒径
が３０μｍよりも大きい場合、Ｃｒの存在しない領域、
つまりＣｕ素地領域においてアークが発生する確率が増
え、その結果、アークが局所的に集中して銅素地部の溶
融による接点の欠損が生じる。
あり、接触抵抗、裁断電流値、遮断特性等の電極特性を
改善する効果がある。その添加量が５重量％未満ではこ
のような効果が十分に得られず、一方、６０重量％を越
えて添加しても効果は更には向上しない。したがって、
Ｃｒの適正含有量は５〜６０重量％である。特に、Ｃｒ
粒径に関しては、素地中に分散するＣｒ粒子の平均粒径
が３０μｍよりも大きい場合、Ｃｒの存在しない領域、
つまりＣｕ素地領域においてアークが発生する確率が増
え、その結果、アークが局所的に集中して銅素地部の溶
融による接点の欠損が生じる。
【００１３】更に、Ｃｒ粒子径が小さいほど、焼結した
際に焼結体内部に空孔が発生しにくいことを見いだし
た。したがって、局所的なアークの集中を防止し、安定
した接点特性および耐アーク消耗性を実現させるために
は、銅素地中に分散するＣｒ粒子の平均粒径は３０μｍ
以下であることが好ましい。具体的には、粉末の機械的
粉砕・混合・合金化処理（ＭＡ）を行うことでＣｒ粒子
の平均粒径を３０μｍ以下に微細化し、且つ銅粉末素地
中に均一に分散させることができる。
際に焼結体内部に空孔が発生しにくいことを見いだし
た。したがって、局所的なアークの集中を防止し、安定
した接点特性および耐アーク消耗性を実現させるために
は、銅素地中に分散するＣｒ粒子の平均粒径は３０μｍ
以下であることが好ましい。具体的には、粉末の機械的
粉砕・混合・合金化処理（ＭＡ）を行うことでＣｒ粒子
の平均粒径を３０μｍ以下に微細化し、且つ銅粉末素地
中に均一に分散させることができる。
【００１４】Ｂｉ，Ｔｅ，Ｓｂの元素のうち少なくとも
１種を含有することで、Ｃｕ−Ｃｒ系材料の接点特性を
更に改善することができる。特に、これらの高蒸気圧元
素はアーク放電時に接点間に高い蒸気圧で存在し、その
結果、裁断電流値を低い状態で安定させる効果があると
考えられる。このような効果を得るためには、これら元
素のうち、少なくとも１種を、合計で０．０１％以上含
有する必要がある。
１種を含有することで、Ｃｕ−Ｃｒ系材料の接点特性を
更に改善することができる。特に、これらの高蒸気圧元
素はアーク放電時に接点間に高い蒸気圧で存在し、その
結果、裁断電流値を低い状態で安定させる効果があると
考えられる。このような効果を得るためには、これら元
素のうち、少なくとも１種を、合計で０．０１％以上含
有する必要がある。
【００１５】しかし、これらの元素は比較的融点が低い
ため、含有量が８重量％を越えると接点材料のろう付け
過程で流出したり、焼結材料の機械的特性を低下させる
といった問題が生じる。したがって、Ｂｉ，Ｔｅ，Ｓｂ
の適正含有量は０．０１〜８重量％である。尚、接点材
料としての要求特性の一つである電気伝導度を向上させ
る観点から本発明においては主体を銅としたものであ
る。
ため、含有量が８重量％を越えると接点材料のろう付け
過程で流出したり、焼結材料の機械的特性を低下させる
といった問題が生じる。したがって、Ｂｉ，Ｔｅ，Ｓｂ
の適正含有量は０．０１〜８重量％である。尚、接点材
料としての要求特性の一つである電気伝導度を向上させ
る観点から本発明においては主体を銅としたものであ
る。
【００１６】次に、本発明のＣｕ−Ｃｒ系接点材料にお
ける粉末配合・成形加熱・熱間鍛造及び鍛造後の
加熱（焼鈍）について説明する。 粉末配合・成形 上記記載の本発明所定の組成を満足するようなＣｕ粉
末、Ｃｒ粉末、更にはＢｉ，Ｔｅ，Ｓｂの高蒸気圧元素
から選ばれた１種以上の粉末を配合し、これを先ず、圧
粉成形して固化体を作製する。その際、所定の組成に配
合した混合粉末に対して、メカニカルアロイング（Ｍ
Ａ）処理に代表される粉末の機械的粉砕・混合・合金化
処理を行うことでＣｒ粒子を微細に粉砕し、しかもＣｕ
粉末素地中に均一に分散させる。つまり、このような機
械的合金化処理を施すことでＣｒ粒子の粒径を３０μｍ
以下に微細化させ、上記のように耐アーク消耗性を始め
とする接点特性を改善するものである。
ける粉末配合・成形加熱・熱間鍛造及び鍛造後の
加熱（焼鈍）について説明する。 粉末配合・成形 上記記載の本発明所定の組成を満足するようなＣｕ粉
末、Ｃｒ粉末、更にはＢｉ，Ｔｅ，Ｓｂの高蒸気圧元素
から選ばれた１種以上の粉末を配合し、これを先ず、圧
粉成形して固化体を作製する。その際、所定の組成に配
合した混合粉末に対して、メカニカルアロイング（Ｍ
Ａ）処理に代表される粉末の機械的粉砕・混合・合金化
処理を行うことでＣｒ粒子を微細に粉砕し、しかもＣｕ
粉末素地中に均一に分散させる。つまり、このような機
械的合金化処理を施すことでＣｒ粒子の粒径を３０μｍ
以下に微細化させ、上記のように耐アーク消耗性を始め
とする接点特性を改善するものである。
【００１７】加熱・熱間鍛造 この粉末固化体を７００〜１０５０℃の温度域に加熱
し、その加熱温度で３０秒以上４０分以下保持した後、
直ちに加熱された閉塞金型内に投入し、加圧することで
真密度比で９８％以上に固化する。
し、その加熱温度で３０秒以上４０分以下保持した後、
直ちに加熱された閉塞金型内に投入し、加圧することで
真密度比で９８％以上に固化する。
【００１８】加熱温度範囲に関して、７００℃未満では
粉末の塑性変形能が大きいために金型内で加圧した際、
粉末同士が十分変形しない結果、粉末鍛造体内部に空孔
が残存し、強度低下および電気電導度の低下を招く。一
方、加熱温度が１０５０℃を越えると、素地を構成する
Ｃｕの液相の流出が始まり、固化体の著しい寸法変化が
生じると共に上記の高蒸気圧元素の蒸発が顕著になると
いった問題が生じる。
粉末の塑性変形能が大きいために金型内で加圧した際、
粉末同士が十分変形しない結果、粉末鍛造体内部に空孔
が残存し、強度低下および電気電導度の低下を招く。一
方、加熱温度が１０５０℃を越えると、素地を構成する
Ｃｕの液相の流出が始まり、固化体の著しい寸法変化が
生じると共に上記の高蒸気圧元素の蒸発が顕著になると
いった問題が生じる。
【００１９】保持時間に関して、３０秒未満では粉末の
塑性変形能が大きいために金型内で加圧した際、粉末同
士が十分変形しない結果、粉末鍛造体内部に空孔が残存
し、強度低下および電気電導度の低下を招く。一方、保
持時間が４０分を越えると上記の高蒸気圧元素の蒸発が
顕著になるといった問題が生じる。
塑性変形能が大きいために金型内で加圧した際、粉末同
士が十分変形しない結果、粉末鍛造体内部に空孔が残存
し、強度低下および電気電導度の低下を招く。一方、保
持時間が４０分を越えると上記の高蒸気圧元素の蒸発が
顕著になるといった問題が生じる。
【００２０】尚、加熱時の昇温速度について、本発明で
は１００℃／分以上であることが望ましい。特に、８０
０℃以上に加熱する場合、昇温速度が１００℃／分より
も小さいと昇温時間が長くなり、加熱保持過程での熱に
加えて昇温過程での加熱の影響により、固化体中の高蒸
気圧元素が蒸発するといった問題が生じる。また、加熱
工程の雰囲気は不活性ガス、或いは還元ガス、或いは真
空中が望ましく、これは酸素濃度を抑えると共に窒化物
の生成を抑制する目的で限定しており、特に、水素ガス
やアルゴンガス、或いは真空中であることが好ましい。
は１００℃／分以上であることが望ましい。特に、８０
０℃以上に加熱する場合、昇温速度が１００℃／分より
も小さいと昇温時間が長くなり、加熱保持過程での熱に
加えて昇温過程での加熱の影響により、固化体中の高蒸
気圧元素が蒸発するといった問題が生じる。また、加熱
工程の雰囲気は不活性ガス、或いは還元ガス、或いは真
空中が望ましく、これは酸素濃度を抑えると共に窒化物
の生成を抑制する目的で限定しており、特に、水素ガス
やアルゴンガス、或いは真空中であることが好ましい。
【００２１】更に、金型温度については、４００℃以上
に保持することが望ましい。その理由は加熱した粉末固
化体を金型内に投入した際、粉末固化体の熱が金型側に
伝導し、その結果、加圧直前の粉末固化体の温度が著し
く低下して粉末同士を十分強固に結合できなくなり、鍛
造体の強度低下を誘発するといった問題が生じるためで
ある。
に保持することが望ましい。その理由は加熱した粉末固
化体を金型内に投入した際、粉末固化体の熱が金型側に
伝導し、その結果、加圧直前の粉末固化体の温度が著し
く低下して粉末同士を十分強固に結合できなくなり、鍛
造体の強度低下を誘発するといった問題が生じるためで
ある。
【００２２】鍛造後の加熱（焼鈍） 上記のように熱間鍛造を行うと、得られた粉末鍛造体中
には加工歪が残存し、電気伝導度および熱伝導率を低下
させる。これに対して３００〜８００℃の温度域で加熱
保持（焼鈍）することで加工歪を除去し、電気伝導度や
熱伝導率を改善できる効果がある。ここで、焼鈍温度が
３００℃未満では十分に加工歪を除去することができ
ず、逆に８００℃を越えて加熱しても上記の効果は更に
向上せず、かえってＢｉ，Ｔｅ，Ｓｂ等の高蒸気圧元素
の蒸発現象を誘発する。特に、４００℃〜６００℃の温
度域が好ましい。尚、加熱（焼鈍）時間は粉末鍛造体の
形状・大きさに依存するが、約３０分以上焼鈍すること
で加工歪は除去でき、電気伝導度および熱伝導率は向上
する。
には加工歪が残存し、電気伝導度および熱伝導率を低下
させる。これに対して３００〜８００℃の温度域で加熱
保持（焼鈍）することで加工歪を除去し、電気伝導度や
熱伝導率を改善できる効果がある。ここで、焼鈍温度が
３００℃未満では十分に加工歪を除去することができ
ず、逆に８００℃を越えて加熱しても上記の効果は更に
向上せず、かえってＢｉ，Ｔｅ，Ｓｂ等の高蒸気圧元素
の蒸発現象を誘発する。特に、４００℃〜６００℃の温
度域が好ましい。尚、加熱（焼鈍）時間は粉末鍛造体の
形状・大きさに依存するが、約３０分以上焼鈍すること
で加工歪は除去でき、電気伝導度および熱伝導率は向上
する。
【００２３】
（実施例１） 電解Ｃｕ粉末，Ｃｒ粉末およびＢｉ粉末
を準備し、これらを重量基準でＣｕ−３０％Ｃｒ−２．
５％Ｂｉとなるように配合した後、振動型ボールミルを
用いてメカニカルアロイング（ＭＡ）処理を行い、平均
粒径が２５μｍにまで粉砕されたＣｒ粒子およびＢｉ粒
子がＣｕ素地中に均一に分散した複合粉末を作製し、こ
れを常温にて面圧６ｔ／ｃｍ2の条件下で圧粉成形し
た。得られた圧粉成形体を表１に記載の製造条件にて固
化した。
を準備し、これらを重量基準でＣｕ−３０％Ｃｒ−２．
５％Ｂｉとなるように配合した後、振動型ボールミルを
用いてメカニカルアロイング（ＭＡ）処理を行い、平均
粒径が２５μｍにまで粉砕されたＣｒ粒子およびＢｉ粒
子がＣｕ素地中に均一に分散した複合粉末を作製し、こ
れを常温にて面圧６ｔ／ｃｍ2の条件下で圧粉成形し
た。得られた圧粉成形体を表１に記載の製造条件にて固
化した。
【００２４】
【表１】
【００２５】各粉末固化体の真密度比、Ｂｉと酸素含有
量、引張強度および電気伝導度を測定した。その結果を
表２に示す。なお、真密度比（％）は粉末同志が完全に
結合したものを１００％とした。例えば９８．３％とは
１．７％の空間（孔）が残っていることを云う。引張強
度（Ｋｇ／ｍｍ2）を求める際の試料片は３ｍｍφ×１
０ｍｍｌの丸棒である。又電気伝導度（％ＩＡＣＳ）と
はＣｕを１００とした値である。
量、引張強度および電気伝導度を測定した。その結果を
表２に示す。なお、真密度比（％）は粉末同志が完全に
結合したものを１００％とした。例えば９８．３％とは
１．７％の空間（孔）が残っていることを云う。引張強
度（Ｋｇ／ｍｍ2）を求める際の試料片は３ｍｍφ×１
０ｍｍｌの丸棒である。又電気伝導度（％ＩＡＣＳ）と
はＣｕを１００とした値である。
【００２６】
【表２】
【００２７】これに見るように本発明記載の製造条件を
満足するNo.１〜６にて固化した粉末鍛造体は真密度比
で９８％以上に緻密化しており、加熱中に酸化すること
なく、またＢｉが蒸発することなく合金中に所定量のＢ
ｉが残存し、且つ優れた機械的特性および電気的特性を
有していることが判る。No.１〜６の裁断電流値は、１
Ａ以下で低い裁断電流値を保っている。一方、比較例の
No.７〜１３については以下のような問題が生じ、満足
する特性を有していないことが判った。
満足するNo.１〜６にて固化した粉末鍛造体は真密度比
で９８％以上に緻密化しており、加熱中に酸化すること
なく、またＢｉが蒸発することなく合金中に所定量のＢ
ｉが残存し、且つ優れた機械的特性および電気的特性を
有していることが判る。No.１〜６の裁断電流値は、１
Ａ以下で低い裁断電流値を保っている。一方、比較例の
No.７〜１３については以下のような問題が生じ、満足
する特性を有していないことが判った。
【００２８】No.７：加熱温度が６００℃と低い為、粉
末同士が十分に結合せず、その結果鍛造体の真密度比は
９８％に達せず、十分な強度が得られない。 No.８：加熱過程でＣｕの液相が流出して鍛造体中のＢ
ｉが蒸発すると共に、十分な強度を有する鍛造体が得ら
れない。 No.９：加熱保持時間は１２秒と短い為、粉末同士が十
分に結合せず、その結果焼結体の真密度比は９８％に達
せず、十分な強度が得られない。 No.10：加熱保持時間が１時間と長い為、鍛造体中のＢ
ｉが蒸発すると共に、十分な強度を有する鍛造体が得ら
れない。 No.11：９００℃までの加熱工程において昇温速度が５
０℃／分と小さい為、加熱中に鍛造体中のＢｉが蒸発す
ると共に十分な強度が得られない。 No.12：大気中で加熱する為、酸化現象が進行して鍛造
体中の酸素量が増加すると共に十分な強度を有する鍛造
体が得られない。 No.13：焼鈍温度が９００℃と高い為、鍛造体中のＢｉ
が蒸発して所定量のＢｉの確保が困難となる。
末同士が十分に結合せず、その結果鍛造体の真密度比は
９８％に達せず、十分な強度が得られない。 No.８：加熱過程でＣｕの液相が流出して鍛造体中のＢ
ｉが蒸発すると共に、十分な強度を有する鍛造体が得ら
れない。 No.９：加熱保持時間は１２秒と短い為、粉末同士が十
分に結合せず、その結果焼結体の真密度比は９８％に達
せず、十分な強度が得られない。 No.10：加熱保持時間が１時間と長い為、鍛造体中のＢ
ｉが蒸発すると共に、十分な強度を有する鍛造体が得ら
れない。 No.11：９００℃までの加熱工程において昇温速度が５
０℃／分と小さい為、加熱中に鍛造体中のＢｉが蒸発す
ると共に十分な強度が得られない。 No.12：大気中で加熱する為、酸化現象が進行して鍛造
体中の酸素量が増加すると共に十分な強度を有する鍛造
体が得られない。 No.13：焼鈍温度が９００℃と高い為、鍛造体中のＢｉ
が蒸発して所定量のＢｉの確保が困難となる。
【００２９】（実施例２） 表３に記載する配合組成と
なるように各粉末を混合した後、振動型ボールミルを用
いてメカニカルアロイング（ＭＡ）処理を行い、Ｃｒお
よびＢｉ或いはＴｅ或いはＳｂがそれぞれＣｕ素地中に
均一に分散した複合粉末を作製し、これを常温にて面圧
６ｔ／ｃｍ2の条件下で圧粉成形した。得られた圧粉成
形体をＡｒガス雰囲気中で昇温速度１５０℃／分の条件
下で９００℃に加熱し、その温度で２分間保持した後、
直ちに加熱閉塞金型内（金型温度：４８０℃）で熱間鍛
造を施した。得られた粉末鍛造体の特性を表４に記載す
る。
なるように各粉末を混合した後、振動型ボールミルを用
いてメカニカルアロイング（ＭＡ）処理を行い、Ｃｒお
よびＢｉ或いはＴｅ或いはＳｂがそれぞれＣｕ素地中に
均一に分散した複合粉末を作製し、これを常温にて面圧
６ｔ／ｃｍ2の条件下で圧粉成形した。得られた圧粉成
形体をＡｒガス雰囲気中で昇温速度１５０℃／分の条件
下で９００℃に加熱し、その温度で２分間保持した後、
直ちに加熱閉塞金型内（金型温度：４８０℃）で熱間鍛
造を施した。得られた粉末鍛造体の特性を表４に記載す
る。
【００３０】
【表３】
【００３１】
【表４】
【００３２】これに見るように本発明記載の製造条件を
満足するNo.１〜６にて固化した粉末鍛造体は真密度比
で９８％以上に緻密化しており、加熱中に酸化すること
なく、また高蒸気圧元素（Ｂｉ，Ｔｅ，Ｓｂ）が蒸発す
ることなく合金中に所定量残存し、且つ優れた機械的特
性および電気的特性を有していることが判る。なおNo.
１〜６の裁断電流値は、１Ａ以下で低い裁断電流値を保
っている。一方、比較例のNo.７〜１１については以下
のような問題が生じ、満足する特性を有していないこと
が判った。
満足するNo.１〜６にて固化した粉末鍛造体は真密度比
で９８％以上に緻密化しており、加熱中に酸化すること
なく、また高蒸気圧元素（Ｂｉ，Ｔｅ，Ｓｂ）が蒸発す
ることなく合金中に所定量残存し、且つ優れた機械的特
性および電気的特性を有していることが判る。なおNo.
１〜６の裁断電流値は、１Ａ以下で低い裁断電流値を保
っている。一方、比較例のNo.７〜１１については以下
のような問題が生じ、満足する特性を有していないこと
が判った。
【００３３】No.７：高蒸気圧元素を含有しない為、低
裁断電流値特性を有しない。 No.８：高蒸気圧元素であるＢｉ含有量が１０％と多い
為、機械的特性が低下する。 No.９：高蒸気圧元素であるＴｅ含有量が１０％と多い
為、機械的特性が低下する。 No.10：Ｃｒを含有しない為、アークによる摩耗量が大
きく電極として使用できない。 No.11：Ｃｒ含有量が６８％と多くしても、電気的特性
が向上せずかえって機械的特性が低下する。
裁断電流値特性を有しない。 No.８：高蒸気圧元素であるＢｉ含有量が１０％と多い
為、機械的特性が低下する。 No.９：高蒸気圧元素であるＴｅ含有量が１０％と多い
為、機械的特性が低下する。 No.10：Ｃｒを含有しない為、アークによる摩耗量が大
きく電極として使用できない。 No.11：Ｃｒ含有量が６８％と多くしても、電気的特性
が向上せずかえって機械的特性が低下する。
【００３４】（実施例３） 電解Ｃｕ粉末，Ｃｒ粉末
（平均粒径４５μｍ）およびＢｉ粉末を準備し、これら
を重量基準でＣｕ−４０％Ｃｒ−２％Ｂｉとなるように
配合した後、一方はそのままの混合粉末を出発原料と
し、他方は振動型ボールミルを用いてメカニカルアロイ
ング（ＭＡ）処理を行い、平均粒径が２５μｍにまで粉
砕されたＣｒ粒子およびＢｉ粒子がＣｕ素地中に均一に
分散した複合粉末を作製してこれを出発原料とした。そ
して両粉末を常温にて面圧６ｔ／ｃｍ2の条件下で圧粉
成形し、得られた圧粉成形体をＡｒガス雰囲気中で昇温
速度１２０℃／分の条件下で９５０℃にまで加熱し、そ
の温度で１分間保持した後、直ちに閉塞加熱金型（金型
温度：４５０℃）内に挿入し、熱間鍛造を施した。得ら
れた各粉末固化体の特性を表５に示す。
（平均粒径４５μｍ）およびＢｉ粉末を準備し、これら
を重量基準でＣｕ−４０％Ｃｒ−２％Ｂｉとなるように
配合した後、一方はそのままの混合粉末を出発原料と
し、他方は振動型ボールミルを用いてメカニカルアロイ
ング（ＭＡ）処理を行い、平均粒径が２５μｍにまで粉
砕されたＣｒ粒子およびＢｉ粒子がＣｕ素地中に均一に
分散した複合粉末を作製してこれを出発原料とした。そ
して両粉末を常温にて面圧６ｔ／ｃｍ2の条件下で圧粉
成形し、得られた圧粉成形体をＡｒガス雰囲気中で昇温
速度１２０℃／分の条件下で９５０℃にまで加熱し、そ
の温度で１分間保持した後、直ちに閉塞加熱金型（金型
温度：４５０℃）内に挿入し、熱間鍛造を施した。得ら
れた各粉末固化体の特性を表５に示す。
【００３５】
【表５】
【００３６】これに観るようにＭＡ処理を施した粉末を
固化し得た鍛造体中のＣｒ粒子の平均粒径は約２５μｍ
であるのに対し、ＭＡ処理を施さなかった混合粉末を固
化した鍛造体では、Ｃｒ粒子の平均粒径は約４５μｍと
大きい。その結果、ＭＡ処理を施さない材料では、Ｃｒ
粒子が粗大であるために機械的特性および電気的特性に
おいて、ＭＡ処理材料に比べて特性低下が認められる。
また、電極用接点材料として使用することを想定して、
真空遮断器の電極材料として設置し真空中で電流を遮断
することにより、アーク放電に曝された際の材料表面の
損傷状況を目視にて調査した結果、ＭＡ処理を施すこと
でＣｒ粒子の脱落を抑制し、且つアークによる摩耗損傷
を抑制できることが確認できた。
固化し得た鍛造体中のＣｒ粒子の平均粒径は約２５μｍ
であるのに対し、ＭＡ処理を施さなかった混合粉末を固
化した鍛造体では、Ｃｒ粒子の平均粒径は約４５μｍと
大きい。その結果、ＭＡ処理を施さない材料では、Ｃｒ
粒子が粗大であるために機械的特性および電気的特性に
おいて、ＭＡ処理材料に比べて特性低下が認められる。
また、電極用接点材料として使用することを想定して、
真空遮断器の電極材料として設置し真空中で電流を遮断
することにより、アーク放電に曝された際の材料表面の
損傷状況を目視にて調査した結果、ＭＡ処理を施すこと
でＣｒ粒子の脱落を抑制し、且つアークによる摩耗損傷
を抑制できることが確認できた。
【００３７】
【発明の効果】本発明の製法によると、高温焼結を行わ
ずに比較的短い熱履歴つまり、低温で短時間の加熱条件
下でＣｕ−Ｃｒ系粉末を強固に結合させることが可能と
なることから、粉末固化体中に所定量のＢｉ，Ｔｅ，Ｓ
ｂ等の高蒸気圧元素を残存させることができ、その結
果、１Ａ以下の低裁断電流値を有するＣｕ−Ｃｒ系接点
材料が得られ、真空遮断器用接点材料として利用でき
る。
ずに比較的短い熱履歴つまり、低温で短時間の加熱条件
下でＣｕ−Ｃｒ系粉末を強固に結合させることが可能と
なることから、粉末固化体中に所定量のＢｉ，Ｔｅ，Ｓ
ｂ等の高蒸気圧元素を残存させることができ、その結
果、１Ａ以下の低裁断電流値を有するＣｕ−Ｃｒ系接点
材料が得られ、真空遮断器用接点材料として利用でき
る。
フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｈ０１Ｈ 1/02 Ｈ０１Ｈ 1/02 Ｃ 33/66 33/66 Ｂ
Claims (6)
- 【請求項１】 Ｂｉ，Ｔｅ，Ｓｂから選ばれた少なくと
も１種の粉末を全体の０．０１〜８重量％、Ｃｒ粉末を
５〜６０重量％含有し、残部が実質的にＣｕ粉末からな
る混合粉末を出発原料とし、これを圧粉成形した固化体
を７００℃〜１０５０℃の温度域に加熱し、該加熱温度
で３０秒以上４０分以下保持した後に直ちに加熱された
閉塞金型内に投入し、加圧することで真密度比で９８％
以上に固化することを特徴とするＣｕ−Ｃｒ系接点材料
の製造方法。 - 【請求項２】 前記出発原料の混合粉末を機械的混合・
粉砕・合金化処理を行うことを特徴とする請求項１に記
載のＣｕ−Ｃｒ系接点材料の製造方法。 - 【請求項３】 前記出発原料を圧粉成形した固化体を７
００℃〜１０５０℃の温度域に加熱する際の昇温速度が
１００℃／分以上であることを特徴とする請求項１又は
請求項２に記載のＣｕ−Ｃｒ系接点材料の製造方法。 - 【請求項４】 前記出発原料を圧粉成形した固化体を７
００℃〜１０５０℃の温度域に加熱する際の雰囲気が不
活性ガス、還元ガス、或いは真空中であることを特徴と
する請求項３記載のＣｕ−Ｃｒ系接点材料の製造方法。 - 【請求項５】 請求項１〜４のいずれか１項に記載のＣ
ｕ−Ｃｒ系接点材料の製造方法で、さらに、３００〜８
００℃の温度域で加熱することを特徴とするＣｕ−Ｃｒ
系接点材料の製造方法。 - 【請求項６】 請求項１〜５のいずれか１項に記載の製
造方法により製造されたＣｕ−Ｃｒ系接点材料。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8014850A JPH09209057A (ja) | 1996-01-31 | 1996-01-31 | Ｃｕ−Ｃｒ系接点材料とその製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8014850A JPH09209057A (ja) | 1996-01-31 | 1996-01-31 | Ｃｕ−Ｃｒ系接点材料とその製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09209057A true JPH09209057A (ja) | 1997-08-12 |
Family
ID=11872522
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8014850A Pending JPH09209057A (ja) | 1996-01-31 | 1996-01-31 | Ｃｕ−Ｃｒ系接点材料とその製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH09209057A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008057026A (ja) * | 2006-09-04 | 2008-03-13 | Toshiba Corp | 真空バルブ用接点材料およびその製造方法 |
-
1996
- 1996-01-31 JP JP8014850A patent/JPH09209057A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008057026A (ja) * | 2006-09-04 | 2008-03-13 | Toshiba Corp | 真空バルブ用接点材料およびその製造方法 |
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|---|---|---|---|
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