一种铜基合金粉末材料及其制备方法和应用、熔覆层及其制备方法与流程

1.本发明涉及金属材料技术领域，具体涉及一种铜基合金粉末材料及其制备方法和应用、熔覆层及其制备方法。


背景技术：

2.高压断路器是电力系统中最重要的高压开关设备，其运行状态将直接影响着电力系统的安全稳定。其在电力系统中的作用主要体现在控制与保护两个方面，控制作用即根据电力系统的运行需要控制电力设备或线路接入或退出电网运行，保护作用即在部分电力设备或线路发生故障时及时将其从电网中切除，以确保其余部分的正常运行。这就要求无论电力线路处于何种状态，在需要断路器动作时，其都应能可靠地关合或是开断电路。若断路器因故障而无法正常动作，将会严重影响电力系统的运行，造成重大损失。
3.触头是高压断路器的重要部件，起引燃电弧，保护主触头的作用。在开关闭合瞬间，触头间隙产生温度高、能量大的电弧，腐蚀触头表面，每年由于触头发热、过热等缺陷，造成隔离开关损坏、电网大面积停电的事故时有发生，这不但会造成大量的经济损失，也会对变电站工作人员的生命安全造成巨大的威胁。目前，常用的触头材料为铜基合金触头，主要有cu
‑
w铜基合金、cu
‑
cr铜基合金及纯铜等。然而，纯铜、cu
‑
w、cu
‑
cr系铜基合金触头耐腐蚀性差。


技术实现要素：

4.有鉴于此，本发明的目的在于提供一种铜基合金粉末材料及其制备方法和应用、熔覆层及其制备方法，本发明提供的铜基合金粉末材料制备的熔覆层的耐腐蚀和耐磨性能优异。
5.为了实现上述发明目的，本发明提供以下技术方案：
6.本发明提供了一种铜基合金粉末材料，包括ta 10～50wt％、w 2～5wt％和余量cu
‑
ni
‑
mo合金粉末；
7.所述cu
‑
ni
‑
mo合金粉末的化学组成包括ni 3～10wt％、mo 2～5wt％和余量cu。
8.本发明提供了一种触头防护修复材料，包括权利要求1～2任一项所述铜基合金粉末材料和胶黏剂。
9.优选的，所述铜基合金粉末材料的粒径为140～325目。
10.本发明提供了上述技术方案所述触头防护修复材料的制备方法，包括以下步骤：
11.将铜基合金粉末材料和胶黏剂混合后喷雾造粒，得到触头防护修复材料。
12.优选的，所述铜基合金粉末材料和胶黏剂的质量比为40～62：38～60；
13.所述雾造粒的进口温度为110～210℃，出口温度为为85～110℃。
14.本发明提供了上述技术方案所述的铜基合金粉末材料、上述技术方案所述的触头防护修复材料或上述技术方案所述制备方法得到的触头防护修复材料在高压断路器触头
中的应用。
15.本发明提供了一种熔覆层，材质为上述技术方案所述的铜基合金粉末材料、上述技术方案所述的触头防护修复材料或上述技术方案所述制备方法得到的触头防护修复材料。
16.优选的，所述熔覆层的厚度为150～1800μm。
17.本发明还提供了上述技术方案所述熔覆层的制备方法，包括以下步骤：
18.将铜基合金粉末材料或触头防护修复材料置于触头表面进行激光熔覆，得到熔覆层；
19.所述铜基合金粉末材料为权利要求1所述铜基合金粉末材料；
20.所述触头防护修复材料为上述技术方案所述的触头防护修复材料或上述技术方案所述制备方法得到的触头防护修复材料。
21.优选的，所述激光熔覆的工作参数包括：激光器输出功率为2500～4000w，激光束的扫描速度为5～10cm/s，光斑直径为2～3mm，采用同步送粉的方式进行多道激光熔覆，送粉气体为氮气，送粉量为1～4kg/h，激光熔覆过程中使用氩气保护熔池，送气量为15～20l/min，多道搭接的搭接率为45～65％，单层熔覆层的厚度为150～600μm。
22.本发明提供了一种铜基合金粉末材料，包括ta 10～50wt％、w 2～5wt％和余量cu
‑
ni
‑
mo合金粉末；所述cu
‑
ni
‑
mo合金粉末的化学元素包括ni3～10wt％、mo 2～5wt％和余量cu。cu可以与ni无限固溶，cu与ni固溶后可形成高耐蚀cu
‑
ni固溶体，添加一定含量的ni可有效改善熔覆层的强度和韧性，提高熔覆层的抗cl
‑
离子腐蚀和抗电腐蚀性能；ta具有极高的抗腐蚀性、优异的抗电烧蚀性和优良耐磨性能，并且由于ta的熔点远高于cu，在耐烧蚀方面能起到较大的提高作用，同时添加一定含量的ta能够显著提高合金的强度；钨与钽是置换固溶元素，随着w含量的增加，ta
‑
w合金强度增加明显，但w含量高于一定值时会导致ta
‑
w合金断裂韧性显著下降。mo元素具有熔点高、摩擦系数低、热膨胀系数小、导电率较高等优点，添加特定含量的mo能够减小熔覆层的摩擦系数、提高熔覆层耐磨性能。ta、w、mo均具有较高的熔点，为难熔金属，三种金属间存在无限互溶现象。本发明采用特定ta、w、mo、cu和ni含量的铜基合金粉末材料用于制备熔覆时，在进行激光熔覆的过程中，铜基合金粉末材料中低熔点的金属受到激光照射，温度被加热至熔点以上，在激光束移开后迅速降温凝固；由于ta、w、mo三种金属熔点远大于cu，三种金属在cu中的溶解度小，富余的ta、w、mo在凝固过程中析出，形成弥散分布的富ta
‑
w
‑
mo相和连续分布富cu相，在提高基体材料表面耐腐蚀、耐磨性能的同时，保证触头芯部基体良好的导电性，降低了熔覆层的表面接触电阻，实现铜基合金触头的防护；而且，在修复报废的cu
‑
cr、cu
‑
w合金触头，在非烧结法制备的纯铜或铜合金棒材表面制备cu
‑
ta
‑
ni
‑
w
‑
mo系铜基合金熔覆层方面具有很好的应用前景；而且，能够取代烧结法制备cu
‑
cr、cu
‑
w触头的传统技术，可在不降低使用性能的前提下，提高触头的使用寿命，具有成本低、施工方便等优势。通过采用本发明提供的铜基合金粉末材料，一方面可以直接利用熔覆技术，在触头表面整体制备耐蚀、耐磨熔覆层，以提高断路器的安全性及使用寿命；另一方面也可以用来修复因表面磨损或烧蚀而失效的铜基合金触头。以上两方面都可以降低因频繁替换触头所造成的经济损失，并显著提高了设备的安全性。
23.本发明提供了一种触头防护修复材料，包括上述技术方案所述铜基合金粉末材料和胶黏剂。本发明提供的触头防护修复材料一方面可以直接利用熔覆技术，在触头表面整
体制备耐蚀、耐磨熔覆层，以提高断路器的安全性及使用寿命；另一方面也可以用来修复因表面磨损或烧蚀而失效的铜基合金触头。以上两方面都可以降低因频繁替换触头所造成的经济损失，并显著提高了设备的安全性。
24.本发明提供了上述技术方案所述触头防护修复材料的制备方法。本发明采用混合
‑
粘胶造粒法制备触头防护修复材料，制备工艺简单，生产成本低，适宜工业化生产。
25.本发明提供了一种熔覆层，材质为上述技术方案所述的铜基合金粉末材料、上述技术方案所述触头防护修复材料或上述技术方案所述制备方法得到的触头防护修复材料。本发明提供的熔覆层中，ta、w、mo相在在凝固过程中析出，形成弥散分布的富ta
‑
w
‑
mo相。与现有cu
‑
cr、cu
‑
w体系相比，cu
‑
ta
‑
ni
‑
w
‑
mo系合金熔覆层具有耐腐蚀性高、塑性和断裂韧性高、可焊性好、耐磨性高等特点，具有优良的耐烧蚀性能，同时具有更低的接触电阻。通过添加ta，熔覆层的综合耐腐蚀性能得到显著的提高，触头材料可应用于海洋性气候下有盐雾腐蚀的环境以及其它酸、碱性气体腐蚀的环境。能够在提高基体材料表面耐腐蚀、耐磨性能的同时，保证触头芯部基体良好的导电性，实现铜基合金触头的防护。
26.本发明提供了上述技术方案所述熔覆层的制备方法，本发明采用激光熔覆层所制备cu基合金为快速凝固组织，其致密度(致密度可达99.8％以上)，显著高于烧结法所得铜基合金的致密度(90～96％)，从而可显著降低触头材料的电阻率、提高触头的耐烧蚀性；本发明提供的制备方法制备的熔覆层与基体材料形成冶金结合，结合强度均可达到100mpa以上，满足触头在使用过程中的结合强度要求。本发明采用激光熔覆法制备的熔覆层中，ta、w、mo相在在凝固过程中析出，形成弥散分布的富ta
‑
w
‑
mo相；与现有cu
‑
cr、cu
‑
w体系相比，本发明制备的熔覆层具有耐腐蚀性高、塑性和断裂韧性高、可焊性好、耐磨性高等特点，具有优良的耐烧蚀性能，同时具有更低的接触电阻。通过添加ta，熔覆层的综合耐腐蚀性能得到显著的提高，使触头材料可应用于海洋性气候下有盐雾腐蚀的环境以及其它酸、碱性气体腐蚀的环境；能够在提高基体材料表面耐腐蚀、耐磨性能的同时，保证触头芯部基体良好的导电性，实现铜基合金触头的防护。
27.进一步的，本发明提供的熔覆层的厚度在150～1800μm之间调节，能够满足在不同条件下高压断路器触头部位的防护要求，适用范围广。
附图说明
28.图1为特高压电容器组专用126kvsf6气体断路器触头结构示意图；
29.图2为特高压电容器组专用126kvsf6气体断路器静触头结构示意图；
30.图3为特高压电容器组专用126kvsf6气体断路器机加工减薄后静触头的结构示意图；
31.图4为特高压电容器组专用126kvsf6气体断路器激光熔覆后静触头的结构示意图；
32.图5为激光熔覆修复后特高压电容器组专用126kvsf6气体断路器触头结构示意图；
33.图1～5中，1为动触头，2为静触头，3为静触头的接触区域，4为静触头的预处理区域，5为静触头熔覆区域；
34.图6为cg5
‑
630a真空断路器触头安装结构示意图；
35.图7为cg5
‑
630a真空断路器机加工减薄后静触头的结构示意图；
36.图8为cg5
‑
630a真空断路器激光熔覆后静触头的结构示意图；
37.图9为熔覆后cg5
‑
630a真空断路器触头结构示意图；
38.图6～9中，6为梅花型动触头触片，7为静触头，8为触臂，9为静触头的机加工减薄区域，10为静触头熔覆区域；
39.图10为实施例6制备的熔覆层的断面扫面电镜图，其中，11为富ta
‑
w
‑
mo相；
40.图11为实施例6中cg5
‑
630a真空断路器静触头表面制备的熔覆层的宏观形貌图，其中，a为熔覆层，b为触头基体；
41.图12为实施例1～2和实施例6～7制备的熔覆层的断面硬度曲线；
42.图13为实施例7制备的熔覆层的在20℃时1mol/l的硫酸溶液中的自腐蚀电位图。
具体实施方式
43.本发明提供了一种铜基合金粉末材料，包括ta 10～50wt％、w 2～5wt％和余量cu
‑
ni
‑
mo合金粉末；
44.所述cu
‑
ni
‑
mo合金粉末的化学元素包括ni 3～10wt％、mo 2～5wt％和余量cu。
45.本发明提供的铜基合金粉末材料包括ta 10～50wt％，优选为20～40wt％，更优选为30wt％。在本发明中，所述ta的熔点高达2995℃，在单质中仅次于碳、钨、铼和锇，钽的加入能够显著提高触头的耐烧蚀性能；钽还具有优良的延展性，可以拉成细丝式制薄箔，其热膨胀系数很小(每升高1℃只膨胀6.6
×
10
‑6)；钽的韧性显著高于铜及铜合金；钽还有非常出色的化学性质，具有极高的抗腐蚀性，无论是在冷和热的条件下，对盐酸、浓硝酸及王水都不反应，在175℃的浓硫酸中1年后被腐蚀的厚度为0.0004mm，将钽放入200℃的硫酸中浸泡一年后表层仅损伤0.006mm；钽在高温下也会被磷酸腐蚀，但该反应通常在150℃以上才发生，在250℃的85％的磷酸中浸泡1年后表面被腐蚀20mm；一般的无机盐在150℃以下不能腐蚀钽。实验证明，钽在常温下，对碱溶液、氯气、溴水、稀硫酸以及其他许多药剂均不起作用，仅在氢氟酸和热浓硫酸作用下有所反应；在150℃时钽对氯溴碘均呈惰性，在250℃时钽对干燥的氯气仍然有抗腐蚀能力，在含有水蒸气的氯气中加热到400℃时仍然能保持光亮，在500℃则开始被腐蚀，在300℃以上钽与溴反应，对碘蒸汽则当温度达到赤热之前均呈惰性。本发明在铜基合金粉末材料中加入ta能够显著提高cu
‑
ni
‑
mo合金粉末的硬度、耐腐蚀性和耐磨性能。在本发明中，当ta含量大于50wt％时，由于ta熔点高、激光光斑的能量密度有限，这将会造成激光熔覆效率低、熔覆层单层厚度薄、熔覆层表面粗糙度高、内部缺陷多(微裂纹、孔洞)及成本显著增加等问题。
46.以ta的质量分数计，本发明提供的铜基合金粉末材料包括w 2～5wt％，优选为2.5～4.5wt％，更优选为3～4wt％。钨与钽是置换固溶元素，随着w含量的增加，ta
‑
w合金强度增加明显，但w含量高于一定值时会导致ta
‑
w合金断裂韧性显著下降，本发明添加特定含量的w，能够提高熔覆层的断裂韧性。
47.以ta的质量分数计，本发明提供的铜基合金粉末材料包括余量cu
‑
ni
‑
mo合金粉末。在本发明中，所述cu
‑
ni
‑
mo合金粉末包括ni 3～10wt％、mo 2～5wt％和余量cu，ni含量优选为5～8wt％，更优选为6～7wt％；mo含量优选为2.5～4.5wt％，更优选为3～4wt％。在本发明中，cu可以与ni无限固溶，cu与ni固溶后可形成高耐蚀cu
‑
ni固溶体，添加一定含量
的ni可有效改善熔覆层的强度和韧性，提高熔覆层的抗cl
‑
离子腐蚀和抗电腐蚀性能。mo元素具有熔点高、摩擦系数低、热膨胀系数小、导电率较高等优点，添加特定含量的mo能够减小熔覆层的摩擦系数、提高熔覆层耐磨性能。
48.在本发明中，所述铜基合金粉末材料的粒径优选为140～500目，更优选为200～325目。
49.在本发明中，所述铜基合金粉末材料的制备方法，优选包括以下步骤：将cu
‑
ni
‑
mo合金粉末、ta粉末和w粉末混合，得到铜基合金粉末材料。
50.在本发明中，若无特殊说明，所有的原料组分均为本领域技术人员熟知的市售商品。
51.在本发明中，所述cu
‑
ni
‑
mo合金粉末优选自制得到。在本发明中，所述cu
‑
ni
‑
mo合金粉末的制备方法优选包括以下步骤：将cu、ni和mo进行熔炼后雾化制粉，得到cu
‑
ni
‑
mo合金粉末。在本发明中，所述cu的纯度优选≥99.9％，所述ni的纯度优选≥99.9％，所述mo的纯度优选≥99.9％。在本发明中，所述将cu、ni和mo进行熔炼优选包括将cu加热至熔化后加入ni和mo完全熔融后，将所得熔融合金进行熔炼，得到熔炼合金液；所述熔炼优选在真空中频感应炉中进行；所述熔炼的温度优选为1000～1250℃，更优选为1100～1200℃；所述熔炼的保温时间优选为50～60min，更优选为55～58min。在本发明中，所述熔炼合金液优选置于所述雾化快速冷凝装置的坩埚，利用所述雾化快速冷凝装置进行雾化制粉；所述雾化制粉的雾化介质优选为氮气，所述熔炼合金液的流动速率优选为0.6～0.8kg/min，更优选为0.7kg/min。所述雾化制粉后，本发明优选还包括将所述雾化制粉得到的合金粉末进行筛分，本发明对于所述筛分没有特殊限定，能够得到粒径为140～500目的cu
‑
ni
‑
mo合金粉末即可；所述cu
‑
ni
‑
mo合金粉末的粒径更优选为200～325目。
52.得到cu
‑
ni
‑
mo合金粉末后，本发明将cu
‑
ni
‑
mo合金粉末、ta粉末和w粉末混合，得到铜基合金粉末材料。在本发明中，所述ta粉末的纯度优选≥99.9％，所述w粉末的纯度优选≥99.9％。在本发明中，所述ta粉末和w粉末的粒径独立地优选为300～500目，更优选为350～450目。在本发明中，所述混合前优选还包括干燥，所述干燥的温度优选为110～120℃，更优选为115℃；所述干燥的时间优选为3～4h，更优选为3.5h；所述干燥优选在干燥箱中进行。在本发明中，所述混合优选在干粉混料设备中进行，所述混合的时间优选为6～8h，更优选为7h。
53.本发明提供了一种触头防护修复材料，包括上述技术方案所述的铜基合金粉末材料和胶黏剂。在本发明中，所述胶黏剂优选包括pvb
‑
6胶；所述触头防护修复材料中铜基合金粉末材料的质量分数优选为96～98％，更优选为97％。
54.本发明提供了上述技术方案所述触头防护修复材料的制备方法，包括以下步骤：
55.将铜基合金粉末材料和胶黏剂混合后喷雾造粒，得到触头防护修复材料。
56.在本发明中，所述胶黏剂优选以胶黏剂乙醇溶液形式使用，所述胶黏剂乙醇溶液优选包括pvb
‑
6胶液。在本发明中，所述铜基合金粉末材料和pvb
‑
6胶液的质量比优选为40～62：38～60，更优选为45～55：40～50。
57.在本发明中，所述pvb
‑
6胶液的制备方法，优选包括以下步骤：将pvb
‑
6胶和有机溶剂混合，进行热处理后冷却至室温，得到pvb
‑
6胶液。在本发明中，所述有机溶剂优选包括醇类溶剂，所述醇类溶剂优选包括乙醇，所述乙醇优选为工业酒精；所述pvb
‑
6胶液的浓度优
选为4～8wt％，更优选为5～7wt％；所述混合的方式优选为搅拌，所述混合的时间优选为5～10min，更优选为6～8min；所述热处理的温度优选为50～80℃，更优选为60～70℃；所述热处理的保温时间优选为30～40min，更优选为35min；本发明对于所述冷却的方式没有特殊限定，采用本领域技术人员熟知的冷却方式即可；所述pvb
‑
6胶液的制备优选在反应釜中进行。
58.在本发明中，所述混合优选利用卧式单轴桨叶混合机搅拌，本发明对于所述混合的时间没有特殊限定，混合至pvb
‑
6胶液充分分散在混合粉末中即可。
59.在本发明中，所述喷雾造粒的进口温度为110～210℃，优选为150～200℃；所述喷雾造粒的出口温度优选为85～110℃，更优选为90～100℃；所述喷雾造粒优选在喷雾干燥器中进行；所述喷雾造粒的气氛优选为大气。
60.所述造粒后，本发明优选还包括将所述造粒后的粉末进行筛分，得到铜基合金粉末材料。在本发明中，所述筛分优选利用双层震动筛进行，收集粒径为140～325目的粉末，即为铜基合金粉末材料；所述筛分得到的粒径在140～325目范围外的粉末与pvb
‑
6胶液混合后喷雾造粒。
61.本发明提供了上述技术方案所述的铜基合金粉末材料、上述技术方案所述的触头防护修复材料或上述技术方案所述制备方法得到的触头防护修复材料在高压断路器触头中的应用。在本发明中，所述应用优选为作为高压断路器触头的熔覆层、作为高压断路器触头的修复材料或作为高压断路器触头的防护材料；在本发明的实施例中，所述高压断路器触头中的高压断路器优选包括特高压电容器组专用126kvsf6气体断路器或cg5
‑
630a真空断路器。
62.本发明提供了一种熔覆层，材质为上述技术方案所述的铜基合金粉末材料、上述技术方案所述的触头防护修复材料或上述技术方案所述制备方法得到的触头防护修复材料。在本发明中，所述熔覆层的厚度优选为150～1800μm，更优选为450～1500μm，进一步优选为500～1000μm。
63.本发明提供了上述技术方案所述熔覆层的制备方法，包括以下步骤：将铜基合金粉末材料或触头防护修复材料置于触头表面进行激光熔覆，得到熔覆层；所述铜基合金粉末材料为上述技术方案所述的铜基合金粉末材料；所述触头防护修复材料上述技术方案所述的触头防护修复材料或上述技术方案所述制备方法得到的触头防护修复材料。
64.在本发明中，所述触头优选为静触头，所述触头的材质优选包括cu
‑
cr合金、cu
‑
w合金或纯铜；在本发明的实施例中，所述触头优选包括特高压系统用电容器组开关弧触头或cg5
‑
630a真空断路器静触头。在本发明中，所述激光熔覆前优选对触头进行预处理，所述预处理包括机加工、打磨、除杂和固定于熔覆工作台上；本发明对于所述机加工没有特殊限定，能够使得熔覆部位的半径小于触头设计尺寸0.5～1.2mm即可；所述打磨优选利用200～600目砂纸进行，所述打磨的目的是触头基体将表面氧化皮打磨干净表面平整，使得触头基体表面露出金属光泽；所述除杂优选为利用脱脂棉蘸取无水乙醇擦拭触头基体表面2～3次，所述除杂的目的是除去触头基体表面的油污和杂质，以保证熔覆层与触头基体的结合强度。
65.在本发明中，所述铜基合金粉末材料在使用前优选进行干燥，得到干燥铜基合金粉末材料；所述干燥的温度优选为90～110℃，更优选为100℃；所述干燥的时间优选为1～
3h，更优选为2h。
66.在本发明中，所述干燥铜基合金粉末材料优选填装到送粉设备中，采用激光头静止不动，工件(触头)在工作台的控制下作旋转、轴向复合运动的方式机械能激光熔覆。在本发明中，所述激光熔覆优选利用3000～4000w光纤激光器进行；所述激光熔覆的工作参数优选包括：激光器输出功率优选为2500～4000w，更优选为3000～3500w；激光束的扫描速度优选为5～10cm/s，更优选为6～8cm/s，所述扫描速度优选为激光束相对于工件的相对扫描速度，光斑直径为2～3mm；优选采用同步送粉的方式进行多道激光熔覆，送粉气体优选为氮气，送粉量优选为1～4kg/h，更优选为2～3kg/h；激光熔覆过程中优选使用氩气保护熔池；送气量优选为15～20l/min，更优选为16～18l/min；多道搭接的搭接率优选为45～65％，更优选为50～60％。在本发明中，所述激光熔覆的重复次数优选为1～3次，更优选为2次；单次激光熔覆后，本发明优选将所述激光熔覆后的表面打磨后在进行下一次激光熔覆；所述打磨优选利用钢丝球进行；所述打磨的目的是除去夹杂物；单层熔覆层的厚度优选为150～600μm，更优选为200～500μm，进一步优选为300～400μm。
67.传统的触头表面强化方法有电镀、化学镀、热喷涂等，电镀法的主要局限性如下：(1)镀层厚度薄，电镀层厚度仅几～几十微米，在磨损及烧蚀等恶劣工况下其寿命有限；(2)当电镀层与基体结合强度低于一定值时，极易导致镀层局部脱落，加剧基体的局部腐蚀；(3)电镀生产要使用大量的酸、碱、重金属和易燃、易爆及危险化学品等原料，并产生危害人体健康和污染环境的废水、废气、废渣，给企业安全生产和环境带来不利的影响。
68.化学镀不使用诸如氰化物等有害物质，故化学镀法比电镀法要更环保一些，但化学镀法所制备的镀层厚度、镀层与基体结合强度等关键指标与电镀法的基本相同。
69.热喷涂方法制备的涂层存在结合强度低(机械结合)、孔隙率高(1～12％)、涂层中存在有害相而导致涂层耐蚀性能显著下降、涂层易剥落失效等局限性，难以保证涂层在严酷的环境下长寿命可靠工作。而本发明采用激光熔覆技术能够克服上述传统表面强化方法的缺陷，激光熔覆优势如下：(1)本发明材料激光熔覆技术制备的熔覆层层结晶均匀致密，具有较高的结合强度，不低于原基体材料的90％，同时具有较高的耐磨耐蚀性能；(2)本发明采用激光熔覆技术采用的熔覆层材料稀释率较低，一般可以控制在5％以内，且熔覆层与基体层呈现冶金结合，结合强度较高，可形成较薄的熔覆层，通过对激光工艺参数的调整，可以获得低稀释率的良好涂层，并且涂层的成分和稀释度可控；(3)本发明采用激光熔覆技术，在激光熔覆过程中激光能量集中，热影响区域小，熔覆后热变形小，基本可以忽略不计，能够很好的保证几何形态和力学性能，变形可降低到零件的装备公差以内；(4)本发明采用激光熔覆技术，在熔覆过程中可以选区熔覆，减少材料消耗；(5)本发明采用的激光熔覆技术便于自动化控制，通过自动化控制可以有效提高熔覆质量，还可对难以接近的区域进行熔覆。
70.所述激光熔覆后，本发明优选将所述激光熔覆后表面进行机加工修整和抛光处理，得到熔覆层；本发明对于所述机加工没有特殊限定，能够使得熔覆层满足设计尺寸即可。采用本发明提供的制备方法，能够得到熔覆层厚度不同的触头样品。
71.本发明通过添加钽、镍、钨、钼等元素，制备具有高耐腐蚀耐磨损特性的铜基合金粉末材料；利用激光熔覆技术，在铜基合金触头基体表面制备熔覆厚度≥150μm的耐腐蚀磨损材料熔覆层，既可对因表面腐蚀、磨损或烧蚀而失效的报废触头进行修复，又可用于在纯
铜或铜合金棒材表面制备熔覆层，以提高断路器的安全性及使用寿命；可在不降低使用性能的前提下，提高触头的使用寿命，具有成本低、施工方便等优势。
72.下面将结合本发明中的实施例，对本发明中的技术方案进行清楚、完整地描述。显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
73.实施例1
74.(1)cu
‑
ni
‑
mo合金粉末的制备
75.cu
‑
ni
‑
mo合金粉末：ni 5wt％、mo 4wt％和余量cu；
76.将cu(纯度≥99.9％)置于真空中频感应炉中加热，待cu完全熔化后加入ni(纯度≥99.9％)和mo(纯度≥99.9％)，当cu、ni和mo完全熔融后在1100℃条件下保温熔炼50min，得到熔炼合金液；将所述熔炼合金液置于雾化快速冷凝装置的坩埚中，利用该雾化快速冷凝装置进行雾化制粉后筛分，得到粒径为140～325目的cu
‑
ni
‑
mo合金粉末；其中，雾化制粉的雾化介质为氮气，熔炼合金液的流动速率为0.7kg/min。
77.(2)铜基合金粉末材料的制备
78.铜基合金粉末材料：ta 20wt％、w 2wt％和余量cu
‑
ni
‑
mo合金粉末；
79.将cu
‑
ni
‑
mo合金粉末、ta粉末(纯度≥99.9％，粒径为300～500目)和w粉末(纯度≥99.9％，粒径为300～500目)按比例称取，置于干燥箱中在110℃条件下干燥3h，利用干粉混料设备混合7h，得到铜基合金粉末材料。
80.(3)触头防护修复材料的制备
81.在反应釜中加入工业酒精(纯度为97％)和pvb
‑
6胶人工搅拌6min，将反应釜升温至70℃后保温30min，待pvb
‑
6胶全部溶解后降低反应釜内温度至室温，得到浓度为7wt％的pvb
‑
6胶液；
82.将质量比为1:1的铜基合金粉末材料和pvb
‑
6胶液利用卧式单轴桨叶混合机搅拌至pvb
‑
6胶液充分分散在混合粉末中，得到浆料；利用喷雾干燥器将所述浆料在大气中进行喷雾造粒，经双层震动筛进行筛分，得到粒度为140～325目的触头防护修复材料，双层震动筛进行筛分所得粒度在140～325目范围之外的粉末与pvb
‑
6胶混合后喷雾造粒；其中，喷雾造粒的进口温度为150℃，出口温度为100℃。
83.(4)熔覆层的制备
84.对特高压系统用电容器组开关弧触头失效表面进行预处理(失效触头基体材料为cu
‑
w40合金(即40％w 60％cu))，通过机加工减薄使得熔覆部位的半径小于静触头设计尺寸1.2mm，使用200～600目砂纸对触头熔覆部位进行打磨，使用脱脂棉蘸取无水酒精擦拭基体表面两次，将预处理后的触头固定于熔覆工作台上；
85.将触头防护修复材料在100℃条件下烘干后填装到送粉设备中，采用激光头静止不动，工件(触头)在工作台的控制下作旋转、轴向复合运动的方式熔覆，使用的激光熔覆设备为3300w熔覆激光器，激光熔覆的工作参数为：输出功率为2970w，激光束与工件的相对扫描速度为7cm/s，光斑直径为2mm，采用同步送粉的方式进行多道熔覆，使用氮气送粉，送粉量为3kg/h，熔覆过程中使用氩气保护熔池，送气量为15l/min，多道搭接的搭接率为50％，单层熔覆层平均厚度为400μm；重复上述激光熔覆2次，得到厚度为1200μm的熔覆层；对熔覆
表面进行机加工修整和抛光处理，使其满足设计尺寸，以获得符合要求的具有耐腐蚀耐磨熔覆层的特高压电容器组专用126kvsf6气体断路器弧触头；熔覆层的致密度为99.8％以上。
86.图1为特高压电容器组专用126kvsf6气体断路器触头结构示意图，图2为静触头结构示意图，图3为机加工减薄处理后静触头的结构示意图，图4为激光熔覆后静触头的结构示意图，图5为激光熔覆修复后特高压电容器组专用126kvsf6气体断路器触头结构示意图，图1～5中，1为动触头，2为静触头，3为静触头的接触区域，4为静触头的机加工后减薄区域，5为静触头熔覆区域。
87.实施例2
88.按照实施例1的方法制备熔覆层，与实施例1的区别在于，铜基合金粉末材料中ta 30wt％。
89.实施例3
90.按照实施例1的方法制备熔覆层，与实施例1的区别在于，铜基合金粉末材料中ta 10wt％。
91.实施例4
92.按照实施例1的方法制备熔覆层，与实施例1的区别在于，铜基合金粉末材料中ta40wt％。
93.实施例5
94.按照实施例1的方法制备熔覆层，与实施例1的区别在于，铜基合金粉末材料中ta 50wt％。
95.实施例6
96.按照实施例1的方法制备熔覆层，与实施例1的区别在于，步骤(1)中保温熔炼时间为55min，熔炼合金液的流动速率为0.7kg/min；
97.步骤(2)中铜基合金粉末材料中ta 30wt％，w 3wt％，喷雾造粒的出口温度为90℃；
98.步骤(4)中对cg5
‑
630a真空断路器静触头表面进行预处理(基体材料为纯铜)，通过机加工将熔覆部位的半径小于静触头设计尺寸1mm；激光熔覆工作参数为：输出功率3000w，激光束与工件的相对扫描速度为6cm/s，光斑直径2mm，采用同步送粉的方式进行多道熔覆，使用氮气送粉，送粉量为2.5kg/h，熔覆过程中使用氩气保护熔池，送气量为15l/min，多道搭接的搭接率为50％，单层熔覆厚度为300μm，重复上述激光熔覆3次，得到厚度为1200μm的熔覆层；对熔覆表面进行机加工修整和抛光处理，使其满足设计尺寸，获得符合要求的具有表面耐腐蚀耐磨熔覆层的cg5
‑
630a真空断路器静触头；熔覆层的致密度为99.8％以上。
99.图6为cg5
‑
630a真空断路器触头安装结构示意图，图7为减薄后静触头的结构示意图，图8为激光熔覆后静触头的结构示意图，图9为熔覆后cg5
‑
630a真空断路器触头结构示意图，图6～9中，6为梅花型动触头触片，7为静触头，8为触臂，9为静触头的机加工后减薄区域，10为静触头熔覆区域。
100.图10为实施例6制备的熔覆层的断面扫面电镜图，其中，11为富ta
‑
w
‑
mo相。由图10可知，富ta
‑
w
‑
mo相在熔覆层中呈现弥散分布，且第二相直径均小于1μm。
101.图11为实施例6中cg5
‑
630a真空断路器静触头表面制备的熔覆层的宏观形貌图，其中，a为熔覆层，b为触头基体。由图11可知，熔覆层表面无明显孔洞、裂纹产生，形貌良好。
102.实施例7
103.按照实施例1的方法制备熔覆层，与实施例1的区别在于，铜基合金粉末材料中ta20wt％。
104.实施例8
105.按照实施例1的方法制备熔覆层，与实施例1的区别在于，铜基合金粉末材料中ta 10wt％。
106.实施例9
107.按照实施例1的方法制备熔覆层，与实施例1的区别在于，铜基合金粉末材料中ta40wt％。
108.实施例10
109.按照实施例1的方法制备熔覆层，与实施例1的区别在于，铜基合金粉末材料中ta 50wt％。
110.测试例1
111.(1)硬度
112.实施例6～10制备的熔覆层载荷500g所得表面显微硬度如表1所示：
113.表1实施例6～10制备的熔覆层的表面硬度
[0114][0115]
由表1可知，随着ta含量的增加，熔覆层硬度呈上升趋势，但当ta元素重量比大于50％时，由于ta熔点高、激光光斑的能量密度有限，这将会造成激光熔覆效率低、熔覆层单层厚度薄、熔覆层表面粗糙度高、内部缺陷多(微裂纹、孔洞)，这些原因导致了熔覆层硬度的降低。ta含量继续增加，会导致熔覆结果更差。
[0116]
图12为实施例1～2和实施例6～7制备的熔覆层的断面硬度曲线。由图12可知，熔覆层硬度均高于120hv，满足触头工作需求，且随着ta含量的增加，熔覆层硬度出现明显的提高。
[0117]
(2)结合强度
[0118]
结合强度测试方法：参考国家标准gb/t6939—2008中的相关规定，设计相关剪切强度测试装置，使熔覆层与基体结合面上产生剪切作用力,通过剪切破坏时的压力与结合面积的比值计算剪切强度来检测熔覆层结合强度，平行测试3次。实施例1～10制备的熔覆层与基体材料的平均结合强度如表2所示：
[0119]
表2实施例1～10制备的熔覆层与基体材料的结合强度
[0120][0121]
(3)耐蚀性
[0122]
根据试验标准(gb/t 10125
‑
2012人造气氛腐蚀试验盐雾试验)设计中性盐雾试验(cns)，配制5％的nacl溶液(50g/l)，溶液的ph值调整至使盐雾箱收集的喷雾溶液的ph值在6.5～7.2之间，并用新的沸腾水配置溶液，以降低溶液中的二氧化碳，避免ph值的变化。实施例1～10制备的熔覆层在5％的nacl溶液中浸泡120h后的失重量3次平行测试的平均值如表3所示：
[0123]
表3实施例1～10制备的熔覆层与基体材料的耐蚀性
[0124][0125]
[0126]
由表3可知，本发明制备的熔覆层失重量为0.5933～0.8602mg/cm2，耐蚀效果良好。
[0127]
图13为实施例7制备的熔覆层的在20℃时1mol/l的硫酸溶液中的自腐蚀电位图。由图13可知，熔覆层的自腐蚀电位高于纯铜基体，说明与纯铜基体相比，本发明制备的熔覆层的耐蚀性得到较大提高。
[0128]
以上所述仅是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。