JP2012522138A - ベリリウムを含まない高強度銅合金 - Google Patents

Abstract

ベリリウムがない高強度銅合金は、約１０〜３０体積％のＬ１_２−（Ｎｉ，Ｃｕ）_３（Ａｌ、Ｓｎ）を含み、そして実質的に粒界周辺のセル状不連続析出物を排除している。合金は、Ａｇ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｎｂ，Ｔｉ，及びＶからなる少なくとも１つの成分と、残部Ｃｕとを含んでよい。

Description

連邦支援の研究開発
本発明の対象の開発に関連する活動は、米国海軍航空戦センター契約番号第Ｎ６８３３５−０７−Ｃ−０１０８号によって合衆国政府によって少なくとも部分的に援助されたため、合衆国においてライセンス権利及び他の権利の対象となり得る。

銅−ベリリウム合金は、９６５ＭＰａ（１４０ｋｓｉ）を超える降伏強度を達成し、そして航空宇宙産業用のブッシング（軸受筒）として広く使用されている。しかしながら、米国労働安全衛生局は、ベリリウム曝露の削減を求めている。何故なら、その塵を吸入した場合、しばしば致死性の肺疾患を引き起こし得るからである。銅−ベリリウム合金の優れた代替物は、タフメット（登録商標）などの、銅−ニッケル−スズ スピノーダル合金であるが、非冷間加工条件下でのその降伏強度は、７２４ＭＰａ（１０５ｋｓｉ）が限度である。別の代替物は、アルミニウム−青銅鋳造合金である。或る既存のアルミニウム−青銅合金の名目組成は、重量％で、Ａｌ：１０．３、Ｎｉ：５．０、Ｆｅ：２．８、及び残部Ｃｕである。しかしながら、その降伏強度は、鋳放し条件において、４３１ＭＰａ（６３ｋｓｉ）が限度である。さらなる別の代替物は、マンガン−青銅鋳造合金である。或る既存のマンガン−青銅合金の名目組成は、重量％で、Ｚｎ：２４．０、Ａｌ：６．２、Ｍｎ：３．８、Ｆｅ：３．０、及び残部Ｃｕである。しかしながら、その降伏強度は、鋳放し条件において、４１４ＭＰａ（６０ｋｓｉ）が限度である。したがって、銅−ベリリウム合金に匹敵する機械的特性及びトライボロジー特性を有する、ベリリウムを含まない高強度銅合金を開発する必要が生じてきた。さらに、上記特性は、複雑な機械加工又は重い断面を必要とする部品を可能とするために、冷間加工なしで達成しなければならない。

本発明の態様は、特に、滑り磨耗用途に有用である、Ｌ１_２−（Ｎｉ，Ｃｕ）_３（Ａｌ，Ｓｎ）に基づく粒内多成分金属間析出物によって強化された銅合金に関する。いくつかの態様に従って、合金は粒界周辺のセル状不連続析出物を実質的に排除している。粒界周辺のセル状不連続析出物は、合金の機械的特性に有害な影響を与える可能性がある（本明細書中に参照により包含される、Ｆｉｎｄｉｋ，Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ Ｌｅｔｔｅｒｓ １９９８；１７：７９−８３を参照）。

他の態様に従って、本発明の合金は、当業者に知られている従来の加工技術を用いて大規模の鋳塊を生産するのに適している。いくつかの利用において、合金は遠心鋳造により、ニアネットシェイプ部品とすることができる。前記合金は、ＥｑｕａＣａｓｔ（本明細書中に参照により包含される米国特許第４，３１５，５３８号、及び第５，２７９，３５３号、並びに米国特許出願第２００２／０００７８７９号を参照）、Ｏｓｐｒｅｙ噴霧析出（本明細書中に参照により包含されるＨｅｒｍａｎｎ，Ｍｏｒｒｉｓ，Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌ Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ Ａ １９９４；２５：１４０３−１４１２を参照）、空気間鍛造（本明細書中に参照により包含される米国特許第５，８１６，０９０号を参照）、熱間等方加圧を用いることが可能な粉末冶金、及びその他の鋳造技術によって生産することもできる。

別の態様に従って、ベリリウムを含まない高強度の銅合金は、１０〜３０体積％のＬ１_２−（Ｎｉ_３，Ｃｕ）_３（Ａｌ，Ｓｎ）に基づく多成分金属間相を含む。粒界周辺のセル状不連続析出物は、微小構造から実質的に排除されて、延性を増す。

別の態様に従って、ベリリウムを含まない高強度の銅合金は、重量％で、約１９〜２４％のＮｉ、約３．０〜６．５％のＳｎ、約１．２〜１．９％のＡｌ、最大約０．０５％のＢを組み合わせて含み、並びにＡｇ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉ、及びＶからなる群より選択される少なくとも１つの成分Ｘを含むことができ、並びに残部Ｃｕを含む。前記合金は、多成分金属間Ｌ１_２−（Ｎｉ，Ｃｏ，Ｃｕ）_３（Ａｌ，Ｓｎ、Ｘ）相を含む。

別の態様に従って、高強度銅合金は金属間Ｎｉ−Ｖ相を含む。Ｎｉ−Ｖ相は、融解物から直接析出し、そしてｆｃｃ微粒子を接種（ｉｎｏｃｕｌａｔｅ）する。結果として、鋳放し合金の粒径は約１００μｍ未満であり得る。

さらなる態様に従って、熱処理方法は、１０〜３０体積％のＬ１_２−（Ｎｉ，Ｃｕ）_３（Ａｌ，Ｓｎ）に基づく多成分金属間相を含む、ベリリウムを含まない銅に基づく合金を用いて行われる。上記方法は、合金を２段階の時効熱処理を供すること、第１段階の時効処理を６００℃とＬ１_２相のソルバス温度（一般的に８００℃未満）との間に、及び第２段階の時効処理を４５０〜５５０℃の間に維持することを包含する。また、合金を、８５０〜９００℃付近の固溶化温度から、４５０〜５５０℃付近の時効処理温度まで、約８０℃／分の冷却速度での徐冷処理に供することができる。

本発明の他の特徴と利点は、添付の図面と併せて、以下の記載により明らかになる。

本発明のより完全な理解を可能にするために、本発明を、添付の図面を参照して、実施例を用いて記載する。

図１は、本発明の一態様の製造工程−構造−特性の関係を示すシステム設計チャートである。 図２は、ｆｃｃ Ｃｕに基づくマトリックス中の異なる析出物の強化効率を示すグラフである。 図３は、本発明の様々な態様についてＮｉ_３（Ａｌ，Ｓｎ）で達成された析出強度と、Ｎｉ_３Ａｌの析出強化とを比較したグラフである。 図４Ａ及び４Ｂは、本発明の様々な態様に従った組成ウィンドウを示す組成図である。

図１は、本発明の一態様に従った製造工程−構造−特性の関係を示すシステム設計チャートである。利用のための所望の性能が、必要とされる合金の一連の特性を特定する。開示された合金は、所望の特性の組み合わせを達成することができる、微細構造特性を示し、かつ図１の左側に示す連続加工ステップで得ることができる。

本発明の態様は、一般的にベリリウムを含まず、且つＬ１_２−（Ｎｉ，Ｃｕ）_３（Ａｌ，Ｓｎ）に基づく多成分金属間相によって強化される高強度銅合金に関連する。様々の異なる析出物の強化機序が、Ｃｕ−Ｎｉ合金に現在使われている。図２は、これらのいくつかの析出物の強化効率を示す。金属間Ｌ１_２−Ｎｉ_３Ａｌ相による析出強化は当技術分野で知られているが、Ｌ１_２相の強化効率における実質的な改善は、銅−ベリリウム合金の利用可能な非毒性置換物を達成するために望ましい。強化効率は、所定の降伏強度を達成するのに必要な析出相画分の量を表わす。低い強化効率は、多量の析出相画分の必要性をもたらし、これは固溶化処理（時効処理前の）に続く焼き入れ処理の間の抑制を難しくする。従って、一態様において、高い強化効率を示すＬ１_２−（Ｎｉ，Ｃｕ）_３（Ａｌ，Ｓｎ）に基づく多成分金属間相を採用するＣｕ−Ｎｉ合金が提供され、そしてこの相の析出は時効処理前に抑制することができる。多成分金属間相は、Ａｇ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉ、及びＶからなる群より採られ又は選択される元素を含む。図３は、Ｎｉ_３Ａｌの析出強化を、様々な例示的な本発明の態様についてＮｉ_３（Ａｌ，Ｓｎ）によって達成された析出強度と比較したグラフである。一態様において、Ｃｕ−Ｎｉ合金は、Ｌ１_２−（Ｎｉ，Ｃｕ）_３（Ａｌ，Ｓｎ）に基づく１０〜３０体積％の多成分金属間相を採用する。

Ｌ１_２−（Ｎｉ，Ｃｕ）_３（Ａｌ，Ｓｎ、Ｘ）析出の駆動力を増大させるため、一態様において、ニッケルのモル分率は、合金中のＡｌ、Ｓｎ、及びＸ（Ｘ＝Ａｇ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉ，及びＶ）のモル分率の３倍にほぼ等しくなるように制限する。開示された合金は、固溶化処理条件において容易に形成され、そして析出強化することができる。また、いくつかの態様において、合金は、低毒性を達成しやすくするために、例えばＢｅの含量を最大約０．０６重量％に制限することなどにより、Ｂｅを全体的に含まない。

一態様において、合金は、１０〜３０体積％のＬ１_２−（Ｎｉ，Ｃｕ）_３（Ａｌ，Ｓｎ）に基づく多成分金属間相を含む。粒界周辺のセル状不連続析出物は、微小構造から実質的に排除されて、延性を増す。別の態様において、合金は、約１９〜２４％のＮｉ，約３．０〜６．５％のＳｎ、約１．２〜１．９％のＡｌ、及び最大約０．０５％のＢから構成され、並びにＡｇ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉ、及びＶからなる群より選択される少なくとも一つの成分Ｘを包含してよく、ここで、合金は多成分金属間Ｌ１_２−（Ｎｉ，Ｃｏ，Ｃｕ）_３（Ａｌ，Ｓｎ、Ｘ）相を含む。合金は、最大約１．０重量％のそれぞれ含む成分Ｘを含んでよい。さらなる態様において、合金は重量％で少なくとも約１０％のＮｉ、及び金属間Ｎｉ−Ｖ相を含む。Ｎｉ−Ｖ相は、融解物から直接析出し、そしてｆｃｃ粒子を接種する。その結果、鋳放し合金の粒径は、重量％で、３０．０のＮｉ、２．０のＶ、及び残部Ｃｕなどの一態様において、最大約１００μｍであり、及び別の態様において約６０〜１００μｍである。

表１は、本発明の様々な態様に従った、６種類の試作品の合金の組成式を列挙する。合金Ａ、Ｂ、及びＣは真空融解鋳造法により試作された一方で、合金Ｄ、Ｅ、Ｆ、及びＧは真空融解することなく遠心鋳造された。総ての態様の合金Ａ〜Ｇは、多成分金属間Ｌ１_２−（Ｎｉ，Ｃｏ，Ｃｕ）_３（Ａｌ，Ｓｎ，Ｘ）析出を採用し、ここでＸはＡｇ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉ、及びＶからなる群より採られ又は選択される。表１は、それぞれ挙げた合金の熱処理後に測定したピーク特性も含む。測定された電気伝導性（σ）は、ＩＡＣＳ（国際軟銅規格）の％で示される。

Ｍｉｋｉ及びＡｍａｍｏによって開示された先行の合金（Ｍｉｋｉ，Ａｍａｎｏ，Ｍａｔｅｒ Ｔｒａｎｓ ＪＩＭ １９７９；２０：１−１０）は、３１％の大きなＬ１_２相画分を含むが、２８１ＭＰａが限度のビッカース硬度、及びおよそ７１７ＭＰａ（１０４ｋｓｉ）の推定降伏強度を示す。しかしながら、約３０％未満のＬ１_２相画分を有する合金の態様Ａ〜Ｇは、３５０ＭＰａに届く、またはそれを超えるビッカース硬度と、約８９６ＭＰａ（１３０ｋｓｉ）の降伏強度を示す。これらの合金の高い強化効率は、少量のスズの添加による、Ｌ１_２相の改変により達成された。改変されたＬ１_２−（Ｎｉ，Ｃｏ，Ｃｕ）_３（Ａｌ，Ｓｎ，Ｘ）相は、局部電極原子プローブ解析などの、高度の高解像度微細構造特性技術によって確認された。

先行文献は、この目的のためのＣｕ−Ｎｉ合金へのスズの添加を、スズの添加はＮｉ_３Ｓｎのスピノーダル分解及び析出を促進するとして、阻害する。同様に、先行文献は、ＴｏｕｇｈＭｅｔ Ｃｕ−１５ＮＩ−８Ｓｎなどの、スズ含有Ｃｕ−Ｎｉ合金は、初期融解により、均質化及び続く鍛造が難しいことを教示している。このような合金における初期融解は、微細偏析による最終固化産物として形成される、低温融解Ｄ０_３−（Ｎｉ，Ｃｕ）_３Ｓｎ相に起因する。しかしながら、本発明者等は、開示された合金が、適切に均質化されるならば、有害なＤ０_３−（Ｎｉ，Ｃｕ）_３Ｓｎ相を実質的に固溶体に溶解し戻すことができることを実証した。一態様において、最初の均質化処理が初期融解温度を超えないことに注意しながら、多段階熱処理は均質化を達成するのに用いることができる。合金Ｅについて、いくつかの実施例の均質化熱処理を以下に記載し、かつ表２に列挙する。均質化後、溶解鋳造法により処理された合金は、約７７５〜８５０℃の温度でのプレス鍛造又は回転鍛造などの従来の鍛造技術で、熱間加工することができる。これらの例示的な熱処理、又は他の同様の熱処理は、様々なスズ含有Ｃｕ−Ｎｉ合金について、効果的に用いることができると理解される。

従来の合金は、粒界周辺にセル状不連続析出物を示した。例えば、Ｍｉｋｉ及びＡｍａｎｏによって開示された合金は、６００℃で２０分の時効処理をすると、このような有害な析出物を示していた。本発明者等も、名目組成が重量％で、１２．０のＮｉ、２．０のＡｌ、及び残部Ｃｕであって、５００℃で４時間時効処理した、実施例の合金中のこのような有害な析出物を示した。しかしながら、この有害な析出物は、本明細書中に開示される態様の合金において実質的に排除され得る。均質化処理に続いて、合金を時効処理に供することができる。一態様において、二段階時効処理が用いられ、これは６００℃からＬ１_２相のソルバス温度（一般的に、８００℃未満）の間で３０〜６０分の第１の時効処理と、〜４５０〜５５０℃で８〜１６時間の第２の時効処理とを含む。一態様において、第１の時効処理は〜７００℃で行われ、かつ第２の時効処理は〜５００℃で行われる。第１の時効処理は粒界においてＬ１_２粒子を析出し、これは第２の時効処理の間の粒界移動を効果的に阻害する。この処理は、これに続く、機械的特性に有害な影響を及ぼす、粒界付近におけるセル状不連続析出を阻害する。或いは、一態様において、米国特許第４，０１６，０１０号（本明細書に参照により包含される）に開示されているように、合金を、８５０〜９５０℃付近の固溶化温度から、４５０〜５５０℃付近の時効処理温度まで、約８０℃／分未満の冷却速度で、徐冷処理に供することができる。

図４Ａ及び４Ｂは、様々な本発明の例示的な態様に従った例示的な組成ウィンドウを示す組成図であり、計算された加工性及び微小構造パラメータによって定義される。Ｓｎの上限は、計算されたシャイル（Ｓｃｈｅｉｌ）固化温度によって部分的に定義され、続く均質化と熱間加工性を保証する。Ａｌ及びＳｎについての下限は、約２０％を超えるＬ１_２相を有する合金の態様について示される。Ａｌ及びＳｎについての上限は、均質化／固溶化温度から焼き入れ抑制能（ｑｕｅｎｃｈ ｓｕｐｐｒｅｓｓｉｂｉｌｉｔｙ）を保証するように設計され、そして熱間加工ウィンドウを保証するために８００℃未満に維持することができる、Ｌ１_２粒子のソルバス温度に影響される。それぞれの合金の態様Ａ〜Ｇが図４Ａ及び４Ｂに示す組成ウィンドウの範囲内にあることは明らかである。

ニッケル、錫、及びアルミニウムの濃度を選択することによって、様々な態様の開示される合金を、５００℃の時効処理温度で、体積％で少なくとも約１０％のＬ１_２相を有して製造することができる。また、合金Ａの態様は、少量のホウ素を採用し、これは粒界の凝集性を改善する。合金Ｂの態様は、少量の銀を採用し、これは耐磨耗性、及び融解物から直接析出するＮｉ−Ｖ粒子を改善することができ、そしてその場（ｉｎ−ｓｉｔｕ）でのｆｃｃ粒子接種によって粒度を高めることができる。合金Ｃの態様は、少量のチタンを採用し、これはＬ１_２析出物の強化効率を改善することができる。合金Ｄの態様は、少量のニオブを採用し、これはＮｉ_３Ｎｂ析出物により粒度を高めることができ、そして少量のクロムを含み、これはＣｒ析出物による強化を増強することができる。合金Ｅの態様は、融解物から直接析出し、そしてその場でのｆｃｃ粒子接種によって粒度を高める、Ｎｉ−Ｖ粒子を採用する。その場での接種は、例えば直径６０〜１００μｍの、鋳放しでの細かい粒度をもたらし、これは破壊挙動における劇的な改善をもたらす。態様Ｆ及びＧの合金は、少量のコバルトを採用し、これはｆｃｃ−Ｃｏ析出による強化を増強することができる。バナジウム含有合金の態様Ｅ（表１）の代表的な引張り特性を、以下の表２に示す。上記に示したように、均質化処理及び時効処理の様々な組み合わせが、合金の態様Ｅのサンプルを用いて実施され、及び使用された特定の均質化及び時効処理を、表２に示す。それぞれのデータポイントは、２回測定の平均を表わす。表２から見て取れるように、複数段階の均質化処理は、１段階で短時間の均質化処理よりも、引張伸びを改善する。

以下は、本発明の合金の開発に関連する実験の実施例である。

実施例１：合金Ａ
合金Ａの真空誘導融解物を、真空鋳塊冶金によって試作した。合金を、７００℃で８時間の第１段階、７５０℃で１６時間の第２段階、及び８２５℃で１６時間の第３段階、続く水焼き入れ処理の、多段階均質化処理に供した。合金はその後、８２５℃でパンケーキ型に鍛造され、高さが〜６０％まで減少した。合金を、その後８２５℃で２時間の固溶化熱処理、水焼き入れ処理に供し、その後７００℃で３０分の第１段階の時効処理及びそれに続く水焼き入れ処理、及び５００℃で８時間第２段階の時効処理及びそれに続く水焼き入れ処理の、サブソルバス２段階時効処理に供した。この状態での合金Ａの引張降伏強度は約９１０〜９３０ＭＰａ（１３２〜１３４ｋｓｉ）であった。これは銅−ベリリウム合金に匹敵する。さらに、この状態での合金Ａは、伸び率が３〜８％であり、同様の強度レベルでわずか１％の伸び率を示す鋳放しＣｕ−Ｂｅ合金よりも優れている。

実施例２：合金Ｂ
３０ポンド（ｌｂ）の合金Ｂの真空誘導融解物を、真空鋳塊冶金によって試作した。合金を融解及び均質化後、熱間圧延した。続いて合金を、サブソルバス２段階時効熱処理に供した。以下の表３に示すように、ビッカース硬度数を様々な時効処理条件について測定した。代表的な結果を表１にも示す。

実施例３：合金Ｃ
３０ポンドの合金Ｃの真空誘導融解物を、真空鋳塊冶金によって試作した。合金を融解及び均質化後、熱間圧延した。合金を、９００℃で１時間の固溶化熱処理に供し、水焼き入れ処理し、その後サブソルバス２段階時効処理に供し、及び水焼き入れ処理した。表４に示すように、様々な時効処理条件についてビッカース硬度数を測定した。代表的な結果を表１にも示す。

降伏強度及び最大引張強度（ＵＴＳ）も、合金Ｃのサンプルについて測定した。これらの測定のために、合金を、８５０〜９００℃で２時間の固溶化熱処理に供し、水焼き入れ処理し、その後、６５０〜７５０℃で３０分の第１段階の時効処理及びそれに続く水焼き入れ処理、及び５００℃で４〜８時間の第２段階の時効処理及びそれに続く水焼き入れ処理からなる、サブソルバス２段階時効処理に供した。合金Ｃの降伏強度は約８３０〜８９０ＭＰａ（１２０〜１２９ｋｓｉ）であり、かつＵＴＳは９２０〜９８５ＭＰａ（１３３〜１４３ｋｓｉ）であった。これは銅−ベリリウム合金に匹敵する。

実施例４：合金Ｄ
合金Ｄを、真空融解することなく遠心鋳造した。鋳造物は、重さが約１４０ポンド、並びに高さが５インチ、外径が１５．２５インチ、及び内径が１１．２５インチであった。合金を、８２５℃で８時間の第１段階及びそれに続く９００℃で１６時間の第２段階からなる、多段階均質化処理に供した。合金を、その後サブソルバス２段階時効熱処理に供した。以下の表５に示すように、ビッカース硬度数を様々な時効処理条件について測定した。代表的な結果を表１にも示す。

実施例５：合金Ｅ
合金Ｅを、真空融解することなく遠心鋳造した。鋳造物は、重さが約１４０ポンド、並びに高さが５インチ、外径が１５．２５インチ、及び内径が１１．２５インチであった。合金Ｅにおけるバナジウムの添加は、Ｎｉ−Ｖ粒子の形成を促進し、これはｆｃｃ粒子を接種し、そして成功裡に粒度を高め、結果として約６０〜１００μｍの粒径をもたらした。合金を、９００℃で８時間の第１段階及びそれに続く９５０℃で１６時間の第２段階からなる、多段階均質化処理に供した。合金を、その後サブソルバス２段階時効熱処理に供した。表６に示すように、ビッカース硬度数を様々な時効処理条件について測定した。代表的な結果を表１にも示す。

降伏強度及びＵＴＳも、合金Ｅのサンプルについて測定された。これらの測定のために、合金を、７００℃で８時間の第１段階、７５０℃で１６時間の第２段階、８００℃で８時間の第３段階、及び８２５℃で１６時間の第４段階、続く水焼き入れ処理からなる、多段階均質化処理に供した。合金を、その後、７００℃で３０分の時効処理及びそれに続く水焼き入れ処理の第１段階、及び５００℃で８時間の時効処理及びそれに続く水焼き入れ処理の第２段階からなる、サブソルバス２段階時効処理に供した。この状態における合金Ｅの圧縮降伏強度は約９２０ＭＰａ（１３３ｋｓｉ）であり、かつＵＴＳは約９７０ＭＰａ（１４１ｋｓｉ）であった。これは銅−ベリリウム合金に匹敵する。さらに、この状態における合金Ｅは、同じ強度レベルでわずか１％の伸び率を示す鋳放しＣｕ−Ｂｅ合金よりも優れた２．７％の伸び率を示した。合金Ｅの伸び率は、所望により選択される冷間圧延により約４０％まで改善されるとさらに期待される。

実施例６：合金Ｆ
合金Ｆを、真空融解することなく遠心鋳造した。鋳造物は、重さが約１６２ポンド、並びに高さが１０．５インチ、外径が１３インチ、及び内径が９インチであった。合金を、９００℃で８時間の第１段階及びそれに続く９５０℃で１６時間の第２段階の、多段階均質化処理に供した。合金を、その後サブソルバス２段階時効熱処理に供した。表７に示すように、様々な時効処理条件についてビッカース硬度数を測定した。代表的な結果を表１にも示す。

実施例７：合金Ｇ
合金Ｇを、真空融解することなく遠心溶融した。鋳造物は、重さが約１６２ポンド、並びに高さが１０．５インチ、外径が１３インチ、及び内径が９インチであった。合金を、９００℃で８時間の第１段階及びそれに続く９５０℃で１６時間の第２段階の、多段階均質化処理に供した。合金を、その後サブソルバス２段階処理に供して、粒界付近のセル状不連続析出を阻害した。以下の表８に示すように、ビッカース硬度数を様々な時効処理条件について測定した。代表的な結果は表１にも示してある。

本明細書中に開示されるＣｕ−Ｎｉ合金の様々な態様は、既存のＣｕ−Ｂｅ合金を含む既存の合金を超える、利益と利点を提供する。例えば、合金は高い強度、高い硬度、良好な耐腐食性、良好な耐摩耗性、高温度における良好な安定性、並びに高い電気伝導性及び熱伝導性を提供する一方で、毒性の問題を回避する。従って、開示された合金は、高強度及び低い摩擦係数が、耐摩耗性を最大にするために望まれる、耐荷重性軸受筒の有力な代替物であり得る。また、開示された合金は、良好な耐腐食性、高強度、及び低い摩擦係数の組み合わせが望まれる石油及びガス掘削部品に用いるのに、及び代替のＣｕＢｅ又はＣｕＮｉＳｎ合金よりも高い最終焼き戻し温度に到達する高温度での利用に、適し得る。さらに、開示された合金は、銅に基づく合金の固有の電気伝導性又は熱伝導性が望まれる利用について考慮することもできる。さらに、開示された合金は、高いばね弾力及び低い毒性が望まれる、非磁性ばねへの利用を考慮することができる。他の利益及び利点が、当業者に容易に認識される。

いくつかの別の態様及び実施例は、本明細書中に開示され、かつ例示されている。当業者は、個々の態様の特徴、及び成分の取り得る組み合わせ及び変更を理解するであろう。当業者は、任意の態様が、本明細書中に開示される他の態様との任意の組み合わせで、提供され得ることも理解するであろう。本発明は、本発明の精神又は主要な特徴から逸脱することなく、他の特定の形態であり得ることがさらに理解される。本発明の実施例は、したがって、あらゆる観点から見て例示的及び非限定的ではないと考えられるものであり、そして本発明は本明細書中の所定の詳細に限定されない。したがって、特定の実施例が例示かつ記載されている一方で、多くの変更が、本発明の精神から顕著に逸脱することなく想起され、そして保護の範囲は、添付の特許請求の範囲によってのみ限定される。

Claims (24)

1. 約１０〜３０体積％のＬ１_２−（Ｎｉ，Ｃｕ）_３（Ａｌ，Ｓｎ）を含む銅合金であって、前記銅合金は粒界周辺のセル状不連続析出物を実質的に排除しており、そしてベリリウムを含まない、銅合金。
2. 約１９〜２４％のＮｉ、約３．０〜６．５％のＳｎ、約１．２〜１．９％のＡｌ、最大約０．０５％のＢ、及び残部Ｃｕをさらに含む、請求項１に記載の銅合金。
3. Ａｇ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉ、及びＶからなる群より選択される少なくとも１つの成分Ｘをさらに含む、請求項２に記載の銅合金。
4. それぞれの成分Ｘを最大約１．０重量％でさらに含む、請求項３に記載の銅合金。
5. 少なくとも約１０％のＮｉ、及び金属間Ｎｉ−Ｖ相をさらに含み、鋳放し合金の粒径が約１００μｍ未満である、請求項１に記載の銅合金。
6. 重量％で、約１９〜２４％のＮｉ、約３．０〜６．５％のＳｎ、約１．２〜１．９％のＡｌ、最大約０．０５％のＢ、及び残部Ｃｕを組み合わせて含む銅合金であって、前記銅合金は多成分金属間Ｌ1_２−（Ｎｉ，Ｃｏ，Ｃｕ）_３（Ａｌ，Ｓｎ，Ｘ）相を含み、そしてベリリウムを含まない、銅合金。
7. Ａｇ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉ、及びＶからなる群より選択される少なくとも１つの成分Ｘをさらに含む、請求項６に記載の銅合金。
8. それぞれの成分Ｘを最大約１．０重量％でさらに含む、請求項７に記載の銅合金。
9. 前記合金は、約２４％のＮｉ、約４％のＳｎ、約１．２％のＡｌ、約０．８％のＶ、約０．００５％のＢ、及び残部Ｃｕを含む、請求項６に記載の銅合金。
10. 前記合金は、約１９％のＮｉ、約６．５％のＳｎ、約１．５％のＡｌ、約１．０％のＡｇ、及び残部Ｃｕを含む、請求項６に記載の銅合金。
11. 前記合金は、約２０％のＮｉ、約５．０％のＳｎ、約２．０％のＡｌ、約０．１％のＴｉ、及び残部Ｃｕを含む、請求項６に記載の銅合金。
12. 前記合金は、約１９％のＮｉ、約６．５％のＳｎ、約１．５％のＡｌ、約０．５％のＣｒ、約０．２％のＮｂ、及び残部Ｃｕを含む、請求項６に記載の銅合金。
13. 前記合金は、約２４％のＮｉ、約４．５％のＳｎ、約１．２％のＡｌ、約０．８％のＶ、及び残部Ｃｕを含む、請求項６に記載の銅合金。
14. 前記合金は、約２４％のＮｉ、約４．５％のＳｎ、約１．９％のＡｌ、約１．０％のＣｏ、約０．５％のＮｂ、及び残部Ｃｕを含む、請求項６に記載の銅合金。
15. 前記合金は、約２４％のＮｉ、約３．０％のＳｎ、約１．９％のＡｌ、約１．０％のＣｏ、約０．５％のＮｂ、及び残部Ｃｕを含む、請求項６に記載の銅合金。
16. Ｌ1_２−（Ｎｉ，Ｃｕ）_３（Ａｌ，Ｓｎ）に基づく多成分金属間相を約１０〜３０体積％でさらに含む、請求項６に記載の銅合金。
17. 重量％で、少なくとも約１０％のＮｉと、約０．０６％以下のＢｅ、及び
    金属間Ｎｉ−Ｖ相
    を含む銅合金であって、鋳放し合金の粒径が約１００μｍ未満である、銅合金。
18. Ｌ1_２−（Ｎｉ，Ｃｕ）_３（Ａｌ，Ｓｎ）に基づく多成分金属間相を約１０〜３０体積％でさらに含む、請求項１７に記載の銅合金。
19. 約１０〜３０体積％のＬ1_２−（Ｎｉ，Ｃｕ）_３（Ａｌ，Ｓｎ）に基づく多成分金属間相を含む、ベリリウムを含まない銅に基づく合金を提供すること、及び
    該合金を、少なくとも第１段階及び第２段階を含む時効熱処理によって熱処理すること、ここで前記第１段階は前記合金を６００℃とＬ１_２相のソルバス温度との間の温度で加熱することを含み、そして第２段階は前記合金を４５０〜５５０℃の間で加熱することを含む、
    を含む、方法。
20. 合金は、約１．２〜１．９％のＡｌ、最大約０．０５％のＢ、及び残部Ｃｕをさらに含み、合金は時効熱処理後に多成分金属間Ｌ1_２−（Ｎｉ，Ｃｏ，Ｃｕ）_３（Ａｌ，Ｓｎ，Ｘ）相を含む、請求項１９に記載の方法。
21. Ａｇ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉ、及びＶからなる群より選択される少なくとも１つの成分Ｘをさらに含む、請求項２０に記載の方法。
22. 合金は、最大約０．５％のＣｒ、最大約０．５％のＮｂ、最大約０．８％のＶ、及び最大約１．０％のＣｏをさらに含み、そして合金は時効熱処理後に多成分金属間Ｌ1_２−（Ｎｉ，Ｃｏ，Ｃｕ）_３（Ａｌ，Ｓｎ，Ｖ）相を含む、請求項２０に記載の方法。
23. 合金は約１９〜２４％のＮｉ、約３．０〜６．５％のＳｎ、約１．２〜１．９％のＡｌ、最大約０．０５％のＢ、及び残部Ｃｕをさらに含む、請求項１９に記載の方法。
24. Ａｇ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉ、及びＶからなる群より選択される少なくとも１つの成分Ｘをさらに含む、請求項２３に記載の合金。

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