JP2022081488A - 磁性銅合金 - Google Patents
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Abstract
Description
本出願は、2015年6月2日に出願された米国仮特許出願番号第62/169,98
9号、および2015年3月18日に出願された米国仮特許出願番号第62/134,7
31号に基づく優先権を主張している。これら出願の全体は、参考として本明細書によっ
て本明細書中に完全に援用される。
本開示は、磁性銅ベースの合金、具体的には、銅ニッケルスズマンガン合金に関する。
また、それから生産される種々の物品を含む、そのような磁性合金を取得および/または
使用するための種々のプロセスが開示される。
hMet(登録商標)合金等の銅ニッケルスズ合金は、低い摩擦係数を優れた耐摩耗性と
組み合わせる。それらは、高い強度および硬度のために設計されたスピノーダル硬化合金
であり、磨耗、応力緩和、腐食、および浸食に抵抗する。それらは、高温でそれらの強度
を留保し、複雑な構成要素に容易に機械加工される。これらの合金はまた、非磁性でもあ
る。
あろう。
本開示は、磁性銅合金、具体的には、銅ニッケルスズマンガン合金を対象とする。これ
らの磁性合金は、ある条件下で合金を処理することによって作製されることができる。ま
た、有用な機械的性質の組み合わせを依然として提供しながら、合金の磁気的性質を調節
するように合金を処理するためのプロセスも含まれる。
例証する目的で提示される、図面の簡単な説明である。
本明細書に開示される構成要素、プロセス、および装置のより完全な理解は、付随の図
面を参照することによって得られることができる。これらの図は、利便性および本開示を
実証することの容易性に基づく概略図にすぎず、したがって、デバイスまたはその構成要
素の相対サイズおよび寸法を示すこと、ならびに/もしくは例示的実施形態の範囲を定義
または限定することを意図していない。
の例証のために選択される実施形態の特定の構造のみを参照することを意図し、本開示の
範囲を定義または限定することを意図していない。図面および以下の説明では、同一番号
表示が同一機能の構成要素を指すことを理解されたい。
に指定しない限り、複数形の指示対象を含む。
という用語は、「consisting of(~から成る)」および「consist
ing essentially of(本質的に~から成る)」実施形態を含み得る。
本明細書で使用されるような「comprise(s)(~を備える)」、「inclu
de(s)(~を含む)」、「having(~を有する)」、「has(~を有する)
」、「can(~することができる)」、「contain(s)(~を含有する)」と
いう用語、およびそれらの変異形は、名前を挙げられる原料/ステップの存在を要求し、
かつ他の原料/ステップの存在も可能にする、非制約的な移行句、用語、または言葉であ
ることを意図している。しかしながら、そのような記述は、そこから生じ得る任意の不純
物とともに、名前を挙げられる原料/ステップのみの存在を可能にし、他の原料/ステッ
プを除外する、列挙される原料/ステップ「consisting of(~から成る)
」および「consisting essentially of(本質的に~から成る
)」、組成物またはプロセスも説明するものとして解釈されるべきである。
の従来の測定技法の実験誤差未満だけ記述される値と異なる、同数の有効数字および数値
まで削減されたときに同一である、数値を含むと理解されるべきである。
である(例えば、「2グラム~10グラム」の範囲は、終点、2グラム~10グラム、お
よび全ての中間値を含む)。
得る、任意の数値を含むために使用されることができる。範囲とともに使用されるときに
、「約」および「およそ」はまた、2つの終点の絶対値によって定義される範囲も開示し
、例えば、「約2~約4」はまた、「2~4」の範囲も開示する。概して、「約」および
「およそ」という用語は、示される数のプラスまたはマイナス10%を指し得る。
例えば、炉)が設定される温度を指し、熱に暴露されている材料によって到達されなけれ
ばならない温度を必ずしも指すわけではないことに留意されたい。
n-Mn)合金に関する。ニッケルは、約8重量%~約16重量%の量で存在し得る。よ
り具体的な実施形態では、ニッケルは、約14重量%~約16重量%、約8重量%~約1
0重量%、または約10重量%~約12重量%の量で存在する。スズは、約5重量%~約
9重量%の量で存在し得る。より具体的な実施形態では、スズは、約7重量%~約9重量
%、または約5重量%~約7重量%の量で存在する。マンガンは、約1重量%~約21重
量%、または約1.9重量%~約20重量%の量で存在し得る。より具体的な実施形態で
は、マンガンは、少なくとも4重量%、少なくとも5重量%、約4重量%~約12重量%
、約5重量%~約21重量%、または約19重量%~約21重量%の量で存在する。合金
の残余成分は、銅である。合金はさらに、軽微な量で、クロム、シリコン、モリブデン、
または亜鉛等の1つもしくはそれを上回る他の金属を含んでもよい。本開示の目的で、鉄
等の0.5重量%未満の量で存在する元素は、不純物と見なされるべきである。
重量%ニッケルと、約5重量%~約9重量%スズと、約1重量%~約21重量%マンガン
と、残余成分としての銅とを含有する。
ニッケルと、約5重量%~約9重量%スズと、約5重量%~約21重量%マンガンと、残
余成分としての銅とを含有する。
ケルと、約5重量%~約9重量%スズと、約5重量%~約11重量%マンガンと、残余成
分としての銅とを含有する。
重量%ニッケルと、約5重量%~約9重量%スズと、5重量%~約11重量%マンガンと
、残余成分としての銅とを含有する。
量%ニッケルと、約7重量%~約9重量%スズと、約1重量%~約21重量%マンガンと
、残余成分としての銅とを含有する。
量%ニッケルと、約7重量%~約9重量%スズと、約4重量%~約12重量%マンガンと
、残余成分としての銅とを含有する。
ニッケルと、約5重量%~約7重量%スズと、約1重量%~約21重量%マンガンと、残
余成分としての銅とを含有する。
ニッケルと、約5重量%~約7重量%スズと、約4重量%~約21重量%マンガンと、残
余成分としての銅とを含有する。
2重量%ニッケルと、約5重量%~約7重量%スズと、約1重量%~約21重量%マンガ
ンと、残余成分としての銅とを含有する。
せによって形成されることができる。銅、ニッケル、スズ、およびマンガンの適切に釣り
合いのとれたバッチの調製の後には、合金を形成するための融解が続く。代替として、ニ
ッケル、スズ、およびマンガン粒子が、溶融銅浴に添加されることができる。融解は、所
望の固化生成物構成に合致したサイズのガス燃焼、電気誘導、抵抗、またはアーク炉の中
で実施されてもよい。典型的には、融解温度は、鋳造プロセスに依存し、150°F(6
6℃)~500°F(260℃)の範囲内の過熱を伴って、少なくとも約2057°F(
1125℃)である。不活性雰囲気(例えば、アルゴンおよび/または二酸化/一酸化炭
素を含む)ならびに/もしくは断熱保護カバー(例えば、バーミキュライト、アルミナ、
および/または黒鉛)の使用が、中性または還元条件を維持して易酸化性元素を保護する
ために利用されてもよい。
反応性金属が、溶解酸素の低い濃度を確実にするように、初期溶融後に添加されてもよい
。合金の鋳造は、連続鋳造ビレットまたは形状への適切な過熱を伴う融解温度安定化後に
行われてもよい。加えて、鋳造はまた、インゴット、半完成部品、ニアネット部品、ショ
ット、合金前粉末、または他の離散形態を生成するように行われてもよい。
のための銅ニッケルスズマンガン合金を生成するように、熱機械的に組み合わせられるこ
とができる。
らに限定されない、標準薄膜堆積技法を通して生成されることができる。薄膜はまた、2
つまたはそれを上回る元素スパッタリング標的、もしくは適切な二元または三元合金スパ
ッタリング標的の組み合わせからの同時スパッタリングによって、または膜の中で所望の
割合を達成するように製作されることを要求される4つ全ての元素を含有する、モノリシ
ックスパッタリング標的からのスパッタリングから、生産されることもできる。薄膜の具
体的熱処理は、膜の磁気および材料性質を発達ならびに向上させるために要求され得るこ
とが認識される。
ケルスズマンガン合金は、約2重量%~約20重量%のマンガンを含有してもよい。銅ベ
ースの合金が磁性であるかどうかは、強力な希土類磁石の存在下で合金の引力の半定量的
査定によって判定されることができる。代替として、磁気引力距離測定が、より定量的で
ある。振動サンプル磁気測定等の精巧な磁気測定システムもまた、有用である。
て変化させられることができる。加えて、いくつかの処理ステップ後に前もって磁性であ
った合金は、さらなる処理ステップによって非磁性にされ、次いで、付加的処理後に再び
磁性にされることができる。したがって、磁気的性質は、必ずしも銅ベースの合金自体に
固有ではなく、行われる処理による影響を受ける。結果として、比透磁率、電気伝導度、
ならびに硬度(例えば、ロックウェルBまたはC)等の磁気および強度性質の所望の組み
合わせを伴う磁性合金を取得することができる。したがって、カスタマイズされた磁気応
答が、均質化、溶体化焼鈍、時効、熱間加工、冷間加工、押出、および熱間据込鍛造の種
々の組み合わせに基づいて調整されることができる。加えて、そのような合金は、約15
×106psi(10×10 4 MPa)~約25×106psi(17×10 4 MPa)
の比較的低いオーダーの弾性率を有するはずである。したがって、良好なばね特性が、鉄
ベースの合金またはニッケルベースの合金から別様に予期されるものよりも約50%高い
オーダーで、高い弾性歪みを可能にすることによって、達成されることができる。
冶金偏析(segregation)を低減させるように、合金を加熱することを伴う。
合金元素の拡散は、それらが合金の全体を通して均一に分布するまで起こる。これは、通
常、合金の固相線温度の80%~95%である温度で起こる。均質化は、可塑性を向上さ
せ、機械的性質の一貫性およびレベルを増加させ、合金中の異方性を減少させる。
で加熱することを伴う。室温への急冷は、合金を軟質かつ延性にする過飽和状態で合金を
残し、粒径を調整することに役立ち、時効のために合金を準備する。過飽和固溶体の後続
の加熱は、強化相の析出を可能にし、合金を硬化する。
ち、析出物)を生成する、熱処理技法である。これは、合金を硬化する。
して、合金の再結晶温度を上回る温度で、所望の形状および寸法を作製するように鍛造さ
れる、金属形成プロセスである。これは、概して、機械的性質において指向性を低減させ
、特に溶体化焼鈍後に、新しい等軸微細構造を生成する。行われる熱間加工の程度は、厚
さの縮小率または面積の縮小率に関して示され、本開示では、単に「縮小率」と称される
。
面寸法を一様にするように別様に冷間加工される、典型的には、室温付近で行われる金属
形成プロセスである。これは、合金の強度を増加させる。行われる冷間加工の程度は、厚
さの縮小率または面積の縮小率に関して示され、本開示では、単に「縮小率」と称される
。
プロセスである。これは、温度に応じて、押出の方向に伸長粒状構造を生成してもよい。
元の断面積に対する最終断面積の比は、変形の程度を示すために使用されることができる
。
状を変化させる、熱および圧力の印加によって被加工物の厚さが圧縮されるプロセスであ
る。これは、合金を塑性的に変形させ、概して、再結晶温度を上回って行われる。これは
、機械的性質を向上させ、延性を向上させ、合金をさらに均質化し、粗粒子を精製する。
厚さの縮小率は、行われる熱間据込鍛造またはアップセット鍛造の程度を示すために使用
される。
、油焼入、合成焼入、空冷、または炉冷によって行われることができる。焼入媒体選択は
、冷却速度の制御を可能にする。
°F(760℃)~約1700°F(927℃)の温度で約4時間~約16時間の時間周
期にわたって均質化され、次いで、水焼入または空冷される。本ステップのセットは、概
して、少なくとも5重量%のマンガン含有量を有する合金において磁性を留保し、比透磁
率を減少させ、電気伝導度を増加させることができ、所望に応じていずれの方向にも硬度
を変化させることができる。より低いマンガン含有量を有する合金は、概して、本付加的
処理ステップのセットに応じて、非磁性になる。
、約1500°F(816℃)~約1600°F(871℃)の温度で約8時間~約12
時間の時間周期にわたる第2の均質化、次いで、水焼入に応じて、再獲得されることがで
きる。
時間~約16時間の時間周期にわたる均質化後に、合金が約40%~約60%縮小から熱
間据込鍛造され、次いで、水焼入される場合にも留保されることができる。
°F(816℃)~約1700°F(927℃)の温度で約5時間~約7時間の時間周期
にわたって均質化され、次いで、空冷される。本ステップのセットは、少なくとも5重量
%のマンガン含有量、具体的には、約10重量%~約12重量%のマンガン含有量を有す
る合金において磁性を留保することができる。
性にされる、いくつかの銅合金の磁性は、続いて、約1400°F(760℃)~約16
00°F(871℃)の温度で約1時間~約3時間の時間周期にわたって均質化合金を溶
体化焼鈍し、次いで、水焼入し、約750°F(399℃)~約1200°F(649℃
)の温度で約2時間~約4時間の時間周期にわたって焼鈍合金を時効させ、次いで、空冷
することによって、再び磁性にされることができる。再度、本処理は、比透磁率を減少さ
せることができ、電気伝導度を増加させることができ、所望に応じていずれの方向にも硬
度を変化させることができる。特定の実施形態では、電気伝導度は、約4%IACSまで
増加させられる。
°F(816℃)~約1700°F(927℃)の第1の温度で約5時間~約7時間の時
間周期にわたって均質化され、次いで、空冷される。次いで、合金は、約1400°F(
760℃)~約1600°F(871℃)の温度(通常、均質化温度より低い)で約1時
間~約3時間の時間周期にわたって加熱され、次いで、1回目として熱間圧延される。必
要であれば、合金は、約1400°F(760℃)~約1600°F(871℃)の温度
で、断面サイズに応じて約5分~約60分またはそれを上回る時間周期にわたって再加熱
され、次いで、約65%~約70%の合計縮小を達成するように2回目として熱間圧延さ
れる。最終的に、合金は、約1400°F(760℃)~約1600°F(871℃)の
温度で約4時間~約6時の時間周期にわたって溶体化焼鈍され、次いで、炉冷または水焼
入のいずれかによって冷却される。本ステップのセットは、少なくとも5重量%のマンガ
ン含有量を有する合金、ならびに約4重量%~約6重量%のマンガン含有量を有するもの
において磁性を留保することができる。
後に、合金はまた、約750°F(399℃)~約850°F(454℃)の温度で約1
時間~約24時間の時間周期にわたって時効させられ、次いで、空冷され、依然として磁
性のままとなることができる。
°F(649℃)~約1700°F(927℃)の温度で約4時間~約22時間の時間周
期にわたって均質化される。次いで、合金は、約1400°F(760℃)~約1600
°F(871℃)の温度で約1時間~約3時間の時間周期にわたって加熱され、次いで、
約65%~約70%の縮小を達成するように熱間圧延される。次いで、合金は、約120
0°F(649℃)~約1600°F(871℃)の温度で約1時間~約3時間の時間周
期にわたって溶体化焼鈍され、次いで、水焼入される。少なくとも5重量%のマンガン含
有量を有する銅ニッケルスズマンガン合金、具体的には、約7重量%~約21重量%のマ
ンガン含有量を伴うもの、または約8重量%~約12重量%のニッケル含有量および約5
重量%~約7重量%のスズ含有量を有するものはまた、本処理ステップの第4のセット後
にも、それらの磁性を留保することができる。
後に、合金はまた、約750°F(399℃)~約1200°F(649℃)の温度で約
2時間~約4時間の時間周期にわたって時効させられ、次いで、空冷され、磁性を留保す
ることができる。本時効ステップはまた、均質化、熱間圧延、および溶体化焼鈍処理ステ
ップ後に非磁性である、いくつかの合金の磁性を再活性化することもできる。本追加時効
ステップとの付加的処理ステップの第4のセットの組み合わせは、付加的処理ステップの
第5のセットと見なされることができる。
び溶体化焼鈍後に、合金はまた、約20%~約40%の縮小を達成し、磁性を再活性化す
るように、冷間圧延されることもできる。本添加冷間圧延ステップとの付加的処理ステッ
プの第4のセットの組み合わせは、付加的処理ステップの第6のセットと見なされること
ができる。
鈍、および冷間圧延後に、次いで、合金は、約750°F(399℃)~約1200°F
(649℃)の温度で約2時間~約4時間の時間周期にわたって時効させられ、次いで、
空冷され、磁性を再活性化することもできる。本追加時効ステップとの付加的処理ステッ
プの第6のセットの組み合わせは、付加的処理ステップの第7のセットと見なされること
ができる。
°F(649℃)~約1700°F(927℃)の第1の温度で、約5時間~約7時間、
または約9時間~11時間、もしくは約18時間~約22時間の時間周期にわたって均質
化され、次いで、空冷される。次いで、合金は、約1200°F(649℃)~約160
0°F(871℃)の温度で、約6時間またはより長い時間を含む、約4時間またはより
長い第2の時間周期にわたって加熱される。次いで、合金は、約66%~約90%の縮小
を達成するように押出される。少なくとも7重量%のマンガン含有量を有する銅ニッケル
スズマンガン合金、具体的には、約10重量%~約12重量%のマンガン含有量を伴うも
のはまた、本処理ステップの第8のセット後にも、それらの磁性を留保することができる
。
はまた、約1200°F(649℃)~約1700°F(927℃)の温度で約1時間~
約3時間の時間周期にわたって溶体化焼鈍され、次いで、水焼入されることもできる。少
なくとも7重量%のマンガン含有量を有する銅ニッケルスズマンガン合金、具体的には、
約10重量%~約12重量%のマンガン含有量を伴うものはまた、本処理ステップの第9
のセット後に、それらの磁性を留保することができる。本溶体化焼鈍ステップはまた、均
質化および押出ステップ後に非磁性である、いくつかの合金の磁性を再活性化することも
できる。本溶体化焼鈍ステップとの付加的処理ステップの第8のセットの組み合わせは、
付加的処理ステップの第9のセットと見なされることができる。
て押出された後、合金は、約1200°F(649℃)~約1700°F(927℃)の
温度で約1時間~約3時間の時間周期にわたって溶体化焼鈍される。次いで、合金は、随
意に、約20%~約40%の縮小を達成するように冷間処理されることができる。次いで
、合金は、約600°F(316℃)~約1200°F(649℃)の温度で約1時間~
約4時間の時間周期にわたって時効させられる。より特定の実施形態では、時効は、約7
00°F(371℃)~約1100°F(593℃)または約800°F(427℃)~
約950°F(510℃)の温度で行われ、次いで、空冷される。
、磁場に暴露され、次いで、(例えば、炉の中で、赤外線ランプによって、またはレーザ
によって)加熱される。これは、合金の磁気的性質の変化をもたらすことができ、付加的
処理ステップの第11のセットと見なされることができる。
異なる組み合わせを有することができる。磁性合金は、少なくとも1.100、または少
なくとも1.500、もしくは少なくとも1.900の比透磁率(μr)を有してもよい
。磁性合金は、少なくとも60、少なくとも70、または少なくとも80、もしくは少な
くとも90のロックウェル硬度B(HRB)を有してもよい。磁性合金は、少なくとも2
5、少なくとも30、または少なくとも35のロックウェル硬度C(HRC)を有しても
よい。磁性合金は、約0.4emu~約1.5emuの飽和における最大磁気モーメント
(ms)を有してもよい。磁性合金は、約0.1emu~約0.6emuの残留磁気また
は残留磁性(mr)を有してもよい。磁性合金は、約0.3~約1.0のスイッチング磁
場分布(ΔH/Hc)を有してもよい。磁性合金は、約45エルステッド~約210エル
ステッド、または少なくとも100エルステッド、もしくは100エルステッド未満の保
磁性を有してもよい。磁性合金は、約0.1~約0.5のmr/msとして計算される直
角度を有してもよい。磁性合金は、約4.5emu/g~約9.5emu/gのシグマ(
ms/質量)を有してもよい。磁性合金は、約1.5%~約15%または約5%~約15
%の電気伝導度(%IACS)を有してもよい。磁性合金は、約80ksi(551MP
a)~約140ksi(965MPa)を含む、約20ksi(138MPa)~約14
0ksi(965MPa)の0.2%オフセット降伏強度を有してもよい。磁性合金は、
約80ksi(551MPa)~約150ksi(1034MPa)を含む、約60ks
i(414MPa)~約150ksi(1034MPa)の最大引張強度を有してもよい
。磁性合金は、約4%~約70%の伸長率を有してもよい。磁性合金は、室温でシャルピ
ーV字切り欠き試験を使用して、ASTM E23に従って測定されるときに、少なくと
も2フィートポンド(ft-lbs)~100ft-lbsを超過するCVN衝撃強度を
有してもよい。磁性合金は、約8g/cc~約9g/ccの密度を有してもよい。磁性合
金は、約1600万~約2100万psi(11万~14万MPa))(95%信頼区間
)の弾性率を有してもよい。これらの性質の種々の組み合わせが企図される。
くとも60のロックウェル硬度B(HRB)とを有してもよい。
とも25のロックウェル硬度C(HRC)とを有してもよい。
よい。コバルトが存在するとき、合金は、約1重量%~約15重量%コバルトを含有して
もよい。
ト、形状、または種々のばね等の製作された物品等の基本的物品に形成されることができ
る。具体的には、磁性ばねは、移動するためにはるかに少ない力を必要とし、高い弾性歪
みを有するであろうことと考えられる。他の物品が、ブッシング、器具筐体、コネクタ、
セントライザ、締結具、ドリルカラー、塑性形状用の鋳型、溶接アーム、電極、および公
認インゴットから成る群から選択されてもよい。
する。磁気引力距離、保磁性、残留磁気、飽和状態における最大磁気モーメント、透磁率
、およびヒステリシス挙動等の磁気的性質、ならびに機械的性質は、所望の組み合わせに
同調させられることができる。
イン磁区内にあることが考えられる。具体的には、金属間析出物が、いくつかの合金の微
細構造内で観察されている。したがって、本開示の合金は、銅マトリクス内に離散分散相
を含有するものと見なされることができる。理論によって拘束されるわけではないが、代
替として、合金は、ニッケルおよびマンガンも含有し得る、大部分が銅のマトリクス内で
分散されるNi-Mn-Sn金属間化合物として説明されることができる。
々の拡大図を示す。針状金属間析出物が、これらの図において粒子内で見られる。図60
A-60Fに示されるように、析出物は、相互に対して約60°角度で配向される線の3
つのセットとして出現する。これらの図では、点線は、析出物が配向される方向を強調す
るように存在している。いくつかの実施形態では、析出物は、長軸と垂直に観察されたと
きに、4:1~20:1のアスペクト比を有する。他の実施形態では、析出物は、断面で
観察されたときに、1:1~4:1のアスペクト比を有する。
れらは、耐腐食性、電気伝導度、および抗菌性質等の銅合金の通常の性質を有し、ならび
に磁性である。そのような用途は、塩水の磁気濾過、水の低レベル電気加熱、養殖業用の
部品および構成要素、通貨用の偽造防止スレッド、磁気水軟化剤、医療デバイスまたは手
術器具、電気焼灼機器、位置付けデバイスまたは器具;ブイ、浮き、フレーム、スレッド
、ケーブル、締結具、または低電流加熱ブランケット等の海洋デバイス;電磁放射線吸収
目的のための色素、コーティング、膜、または箔を含み得る。加えて、性質特性の他の組
み合わせは、被覆(clad)、象眼細工(inlaid)、および接着されたストリッ
プならびにワイヤ、温度制限および制御デバイス、磁気センサ、磁気センサ標的、および
磁気スイッチングデバイス、微小電気機械システム(MEMS)、半導体、およびスピン
輸送電子デバイス、変圧器および他の電子デバイス用の磁気ワイヤ、EMF/RFI遮蔽
材料、電磁遮蔽を必要とする電気通信デバイス、薄膜コーティング、磁気シグネチャを必
要とする複合/ハイブリッドシステム、ならびに冷蔵または加熱用の電磁遮蔽および熱磁
気冷却デバイス等の用途に有利に働く。
れる。実施例は、例証的にすぎず、本開示をその中に記載される材料、条件、またはプロ
セスパラメータに限定することを意図していない。
A-Hと標識された8つの組成物が試験された。以下の表Aは、これら8つの組成物の
構成を列挙する。以降の試験では、第9の組成物Jが試験され、簡潔にするためにここで
同様に列挙されている。組成物Hは、市販の合金(ToughMet(登録商標)3、ま
たは「T3」)であり、組成物Jも市販されており(ToughMet(登録商標)2、
または「T2」)、両方ともMaterion Corporation(Mayfie
ld Heights, Ohio, USA)が提供している。
ial)が、公称8インチ直径鋳物として連続的に鋳造された。
る1450°F(788℃)~1630°F(888℃)の1つの均質化ステップ後に、
(c)第2の均質化ステップ後に、および(d)熱間据込鍛造を加えた均質化後に、磁性
であるかどうかについてのデータを提供する。「WQ」は、水焼入を表し、「HU」は、
約50%縮小までの熱間据込鍛造を表す。組成物が磁気的傾向を示したかどうかは、強力
な希土類磁石の存在下でサンプルの引力の査定によって判定された。ここで見られるよう
に、「鋳放し」状態で磁性であった、いくつかの合金は、「オフにされ」得る。
Aの50倍の倍率におけるエッチングされた横断面図である。
Bの50倍の倍率におけるエッチングされた横断面図である。
Cの50倍の倍率におけるエッチングされた横断面図である。
Dの50倍の倍率におけるエッチングされた横断面図である。融解が存在している。
Eの50倍の倍率におけるエッチングされた横断面図である。
Fの50倍の倍率におけるエッチングされた横断面図である。融解が存在している。
Gの50倍の倍率におけるエッチングされた横断面図である。
Hの50倍の倍率におけるエッチングされた横断面図である。
5°F(746℃)~1580°F(860℃)の1つの均質化ステップ後に磁性である
かどうかについてのデータを提供する。次いで、均質化合金が、示されるように溶体化焼
鈍された。次いで、溶体化焼鈍合金が、3時間にわたって600°F(316℃)~11
00°F(593℃)で時効させられた。「AC」は、空冷を表す。ここで見られるよう
に、合金が「オンにされた」、または再び磁性にされたときに、時効の約750°F(3
99℃)で磁気転移があった。
後に磁性であるかどうかについてのデータを提供する。この点に関して、熱間圧延は、1
つのステップで達成されず、したがって、材料は、所望の厚さまで熱間圧延するために再
加熱される必要があった。次に、これらの均質化および熱間圧延された合金は、次いで、
その後、5時間にわたって1525°F(829℃)で溶体化焼鈍され、次いで、示され
るような炉冷または水焼入を使用して冷却された。次いで、溶体化焼鈍および水焼入され
た合金は、その後、1時間~24時間にわたって800°F(427℃)で時効させられ
た。「Fce cool」は、炉冷を表す。組成物A、D、およびFは、試験されなかっ
た。これは、磁気転移温度が、時間、温度、組成物、またはそれらの組み合わせの変化に
よって設計され得ることを示唆する。
々の時間および温度で溶体化焼鈍された。組成物Aは、8~10時間にわたって1540
°F(838℃)で均質化され、次いで、空冷され、次いで、2時間にわたって1475
°F(802℃)まで加熱され、67%縮小まで熱間圧延され、次いで、2時間にわたっ
て1525°F(829℃)で溶体化焼鈍され、次いで、水焼入された。組成物B、C、
E、およびHは、6時間にわたって1580°F(860℃)で均質化され、次いで、空
冷され、次いで、2時間にわたって1500°F(816℃)まで加熱され、67%縮小
まで熱間圧延され、次いで、2時間にわたって1525°F(829℃)で溶体化焼鈍さ
れ、次いで、水焼入された。組成物D、F、およびGは、冷却することなく20時間にわ
たって1300°F(704℃)で均質化され、次いで、67%縮小まで直接熱間圧延さ
れ、次いで、2時間にわたって1400°F(760℃)で溶体化焼鈍され、次いで、水
焼入された。これらの処理後、現在溶体化焼鈍されている組成物は、3時間にわたって6
00°F(316℃)~1100°F(593℃)で時効させられ、次いで、空冷された
。図12は、合金がそのような処理後に磁性であったかどうかについての情報を提供する
。再度、中程度のマンガン含有量に関して、約750°F(399℃)の時効温度で磁気
転移があった。
体化焼鈍された。水焼入後に、次いで、組成物は、21%縮小または37%縮小のいずれ
かまで冷間圧延された。結果は、冷間圧延が磁気的挙動を「オン」にしなかったことを示
した。次に、21%縮小まで冷間圧延された組成物は、3時間にわたって600°F(3
16℃)~1100°F(593℃)で時効させられ、次いで、空冷された。図13は、
合金がそのような処理後に磁性であったかどうかについての情報を提供する。但し、再度
、時効は、磁気的性質に影響を及ぼした。
0°F(316℃)~1100°F(593℃)で時効させられ、次いで、空冷された。
同様に、時効は、磁気的性質に影響を及ぼした。
(860℃)で均質化され、次いで、空冷され、次いで、最低6時間にわたって1525
°F(829℃)まで加熱され、次いで、88%縮小まで押出された。組成物DおよびF
は、20時間にわたって1300°F(704℃)で均質化され、次いで、空冷され、次
いで、88%縮小まで押出された。組成物DおよびFはまた、10時間にわたって143
0°F(777℃)で別個に均質化され、次いで、空冷され、次いで、最低6時間にわた
って1300°F(704℃)まで加熱され、次いで、88%縮小まで押出された。組成
物Jは、4時間にわたって1580°F(860℃)で均質化され、次いで、空冷され、
次いで、最低6時間にわたって1500°F(816℃)まで加熱され、次いで、88%
縮小まで押出された。熱間押出は、組成物A-Hに関して、2~5/8インチ直径ロッド
への8インチ直径ビレットの市販の前方押出を使用した。組成物Jに関して、熱間押出は
、2インチ直径ロッド(89%縮小)への6インチ直径ビレットの市販の前方押出を使用
した。次いで、押出合金は、2時間にわたって1295°F(702℃)~1650°F
(899℃)で溶体化焼鈍され、次いで、水焼入された。簡潔にするために、溶体化焼鈍
温度の半分のみが表に示されている。図15は、合金がそのような処理後に磁性であった
かどうかを識別する。
され、EN 60404-15に従って操作された。より高い値は、1.999の最大値
までの磁化の容易性の指標である。1.999を上回る比透磁率は、機器の範囲を超えた
。図16-22は、図9-15に説明される処理ステップ後の組成物の比透磁率を列挙す
る。
説明される処理ステップ後の組成物の電気伝導度(%IACS)を列挙する。渦電流が磁
性による影響を受けるため、渦電流伝導度計のこれらの読取値は、より高度に磁性の合金
/状態に関して完全には正確ではなく、合金の磁性レベルを間接的にのみ確認することに
留意されたい。
された。図30-36は、図9-15に説明される処理ステップ後の組成物の硬度を列挙
する。望ましくは、合金は、鍛錬製品形態で高い降伏強度および高い衝撃靱性を有するこ
とができる。
通例の引張試験アルゴリズムを使用して査定された。これは、通常、張力における試験材
料弾性コンプライアンスに関し、合金熱処理から独立している、有用な推定値と見なされ
る。したがって、全ての組成物の95%信頼区間としての弾性率の範囲は、16,000
,000~21,000,000psi(110,000~140,000MPa)であ
った。典型的には、本範囲内等のより低い弾性率値は、電子デバイスコネクタ、準拠プラ
ットフォーム、RFI/EMFキャビネット用の高変位遮蔽構成要素、または電磁もしく
は高周波干渉に敏感である、またはそのような干渉を放射し得るデバイスを含有する電子
ボックス等の種々の用途におけるばねのために良好である。高い降伏強度と組み合わせて
、大きい変位が、準拠デバイスの低い力および低いばね定数を用いて達成可能である。比
較のために、鋼鉄およびニッケル合金の弾性率レベルは、約30,000,000psi
(210,000MPa)である、または本開示の磁性銅合金よりも約40~90%高い
。アルミニウム合金は、有意により低い弾性率(13,000,000psi(90,0
00MPa))を保有し、高い変位を提供するために十分な強度を有し得ない。他の金属
、および例えば、チタンの合金は、異方性結晶構造に起因する配向に応じて、大きな変動
を伴う弾性率を有し得る。
/寸法方法、および他の類似技法を使用して、推定された。多種多様な鍛錬および熱処理
状態における全ての組成物の密度は、約8g/cm3~約9g/cm3(0.30~0.
33lbs/in3)の範囲内であった。
実施例の第2のセット
距離(MAD、センチメートルで測定される)に関して試験された。これは、強力な希土
類磁石がサンプルの存在による影響を受けた、距離を測定することによって行われた。図
37は、各組成物に関して獲得された最大MADを示す。組成物HおよびJは、マンガン
を含有せず、期待通りにゼロ(0cm)MADを有すると測定されたことに留意されたい
。また、比較のために、室温で既知の強磁性材料である、99.99%ニッケルのサンプ
ルのMADが9.7cmであることに留意されたい。
実施例の第3のセット
。処理されたサンプルがそれに接近すると、強力な紐で懸架された希土類磁石が最初に移
動する距離を測定することによって、磁気的挙動測定が、これらの鍛錬材料の全てで行わ
れた。(cm単位の「リッツラー距離」の)本距離Rはまた、「磁気引力距離」(MAD
)とも呼ばれている。
または「T3」)、すなわち、組成物Hは、非磁性である一方で、引張伸長によって測定
されるような少なくとも5%の使用可能延性を留保しながら、140ksi(965MP
a)を超過する最大引張強度までの熱処理が可能である。表Bは、ToughMet(登
録商標)3に対して比較される、約1.9:1のNi:Snの公称重量比を伴う広範囲の
合金に関する最大強度結果を示す。
の最大引張強度を列挙する。熱処理は、8インチビレットから2.8インチ直径を有する
ロッドへの押出によって、均質化および熱間加工後に行われた。合金は、2時間にわたっ
て種々の温度で溶体化焼鈍され、その後に水焼入が続いた。これらの実験は、最小0.2
%オフセット降伏強度(YS)、最大引張強度(UTS)、および硬度値によって示され
るように、Ni、Sn、およびMnの完全な溶解が起こった最低温度を確立した。本溶体
化焼鈍処理は、粒子から成る平衡微細構造をもたらし、図51Aのように、粒界において
、または粒子内で析出物を欠いていた。溶体化焼鈍ステップ後、合金は、高温処理を受け
、次いで、熱サイクルへの応答を検査するように引張試験を受けた。これらの時効処理(
溶体化焼鈍および高温処理)の組み合わせからの結果として生じた集合的性質は、「時効
応答」として当業者に公知である。
終熱処理温度に反応する一般的動向があった。概して、所与の範囲の温度が適用される場
合、「ピーク」強度、または伸長の場合、概して、ピーク強度と同期化された最小値の表
示があり得る。析出硬化性合金に関して、本条件は、「__時間にわたって__°Fの時
効温度でピーク時効させられ、その後に空冷が続く」として説明される。本条件は、ナノ
構造の分布が強度において一意の最大値を生成する、合金の状態を反映する。これは、個
別の合金の冶金状態を一意に査定し、温度(T)および時間(t)の複数の組み合わせに
よって熱力学的に達成されることができる、特徴的な状態である。
比較的広い範囲のMn含有量(0~20重量%)にわたって140ksi(965MPa
)の最小UTSを達成することができると言われ得る。Mn含有量が増加する際の全Ni
およびSn含有量の低減は、時効応答を低下させるであろうと予期された。これは、Ni
およびSnの総量が減少するにつれて、析出物または強化を生成する他の相を形成するた
めの溶質の体積が減少するためである。驚くべきことに、増加したMn含有量は、合金の
UTSを物質的に減少させなかった。Mnの存在は、UTSにおける「支援」効果を含む
と考えられる。
い前兆である。合金の磁気強度は、Mn含有量の増加とともに増加し、再度、どのような
距離で、希土類磁石が合金の引力に影響を及ぼさなくなる/及ぼし始めるかを示すように
設計される、リッツラー測定システムによって査定されるような0~約11cmのR距離
を示す。これはまた、磁気引力距離(MAD)とも称される。合金中のMnの存在は、全
NiおよびSn含有量の低減にもかかわらず、高い降伏強度および最大引張強度を維持し
ながら、合金の磁気特性に影響を及ぼすと結論付けられる。
TS)は、最大で少なくとも11%Mn(約10ksi(69MPa)未満の変動)まで
、大部分がMnによる影響を受けない。降伏強度は、増加するMnによる影響を比較的受
けないが、11%Mn範囲(約10ksi(69MPa))にわたってYSのわずかな減
少があると考えられる。(張力試験において伸長によって査定されるような)延性は、0
~11%Mnの最小値を示し得る。磁気引力距離Rは、最大約11cmまで連続的に増加
する。
評価された、いくつかのCu-9Ni-6Sn-xMn(T2ベースの)合金(Ni:S
n比約1.5)の結果を含有する。これらの合金では、Mn含有量の増加とともに、ピー
ク時効強度の著しい低減があった。Cu-9Ni-6Sn-xMn合金に関して完全には
特性評価されないが、磁気強度は、表B内のT3ベースの合金(Ni:Sn比約1.9)
と同様に、Mn含有量の増加とともに増加すると考えられる。
ク時効状態でのMnの添加によって著しく減少させられる。損失が、約40ksi(27
6MPa)の降伏強度および約25ksi(172MPa)の最大引張強度に関して見ら
れる。磁性パラメータRは、0~8%Mnのピーク値を提示する。残念ながら、組成物F
、すなわち、20%合金は、8%Mn合金を超えた機械的および磁気的特性の両方への限
定された洞察のみを提供し、時効応答を判定することに先立って、完全には溶体化焼鈍さ
れなかった。これは、この合金が、1385°F(752℃)を超過する溶体化焼鈍の直
後の水焼入中に亀裂の影響を受けやすかったためである。
-6Sn-20Mn、組成物D)は、公称上ピーク時効において、非常に低い降伏強度お
よび最大引張強度を示した。また、本組成物は、より高い溶体化焼鈍温度(>1385°
F(752℃))における水焼入中の溶体化焼鈍中に割れる傾向もあった。これは、高M
n含有量において異なる冶金効果を示し得る、組成物Fの挙動に類似する。
ステムの機械的性質に影響を及ぼす。図38A-38Eは、種々の機械的性質に対する表
B、C、およびDの合金のマンガン含有量の関係を示す、5つのグラフである。これらの
グラフは、Cu-15-Ni-8Sn-xMn(T3ベースの)およびCu-9Ni-6
Sn-xMn(T2ベースの)合金が、Mn含有量に依存するピーク時効機械的性質を有
することを示す。
間にわたる1475°F(802℃)または1520°F(827℃)のいずれかの溶体
化焼鈍処理、次いで、水焼入(WQ)を使用し、その後に、次第に上昇する温度で時効が
続く、組成物A、すなわち、Cu-15Ni-8Sn-11Mnの押出されたまま(熱間
加工したまま)のロッドの磁気引力距離(MAD)と0.2%オフセット降伏強度との間
の関係の実施例を示す。この場合、個別の時効処理は、2時間にわたって約700°F(
371℃)~約1100°F(593℃)の範囲内であり、その後に、空冷が続いた。溶
体化焼鈍温度は、機械的および磁気的性質の時効応答に影響を及ぼすと考えられない。
i(828MPa)の最高降伏強度において起こる。磁気引力距離最大値は、若干、熱処
理応答挙動の過時効側にある、約850°F(454℃)~900°F(482℃)で起
こる。したがって、磁気引力距離(MAD)は、ピーク強度の温度とは異なる温度でピー
クになる。プロットはまた、所与の降伏強度に関して、より高い磁気引力、すなわち、M
ADが、これらの押出、溶体化焼鈍、および時効した材料のための過時効のみによって利
用可能であることも示す。
を含む、4つのCu-15Ni-8Sn-xMn合金の磁気引力距離(MAD)と0.2
%オフセット降伏強度との間の関係が実証されている。観察され得るように、本システム
は、広範囲の強度・磁気的組み合わせを達成することができる。本所見は、合金が、シス
テムとして、構造および磁気的要因を伴う工学的問題を解決するように調整され得ること
を示す。すなわち、十分な磁気引力を伴う最小強度を要求する用途は、合金組成物ならび
に時効温度および時間の広範囲の複合選択を使用して、満たされることができる。
.2%オフセット降伏強度との間の関係を示す。Mnの増加を伴う、より低いNi:Sn
=1.5の合金の動向は、降伏強度が増加したMnによって著しく低減させられることを
除くが、類似する。磁気引力距離は、Ni:Sn=1.9の合金とほぼ同じくらい高い、
高い値に調整されることができる。
距離(MAD)と0.2%オフセット降伏強度との間の関係を示す。結果として生じる磁
気引力距離は、組成物Fのものに類似する。
Mn)は、磁気引力距離Rの中点値を有するが、表CならびにDにおいてそれらのYSお
よびUTSによって見られるような非常に低い強度の合金である。これらの合金は、(溶
体化焼鈍直後の水焼入中の亀裂に起因して)不十分に溶体化焼鈍されたが、より低い急冷
速度の媒体を用いると、時効に応じて、より広範囲の強度・磁気引力の組み合わせを保有
し得る。
、時効温度と対比した0.2%オフセット降伏強度のグラフである。図40Bは、時効温
度と対比した最大引張強度(UTS)のグラフである。図40Cは、時効温度と対比した
伸長率のグラフである。図40Dは、時効温度と対比した硬度(HRC)のグラフである
。図40Eは、時効温度と対比した磁気引力距離のグラフである。概して、組成物の機械
的性質および磁気的挙動は、非磁性である組成物HおよびJを除いて、ならびに最小値が
見出された伸長率を除いて、時効温度範囲にわたって最大値または「ピーク」値を獲得し
た。
ずしも単一の時効温度で合致させられるわけではないことを示す。換言すると、磁気引力
距離は、ピーク強度(YSまたはUTS)の温度と異なる温度でピークになってもよい。
これは、合金が機械的性質および磁気的性質の組み合わせを提供するように調整され得る
ことを意味する。例えば、最小機械的強度および最小磁気引力距離を要求する用途は、適
切な合金マトリクスを選択し、特定の時効温度/時間の組み合わせでそのマトリクスを処
理することによって、取得されることができる。強度および磁気強度の一意の予測可能な
組み合わせを伴う一連の合金は、鋳造を利用し、その後に、磁気強度および磁気引力の標
的化された組み合わせを達成するために十分な温度ならびに時間で、均質化、熱間加工、
溶体化焼鈍、および時効が続く、プロセスによって作成されることができる。
実施例の第4のセット
たことを確実にするように検査された。微細構造検査が、種々の合金の処理成果を比較し
て対比する1つの方法として使用された。微細構造は、目測で、および立体顕微鏡法、光
学金属組織学、共焦点レーザ走査顕微鏡法(CLSM)、走査電子顕微鏡法(SEM)、
および走査型透過電子顕微鏡法(STEM)等の種々の方法によって検査された。結晶構
造が、X線回折(XRD)を使用して判定された。
製は、切片化、次いで、鏡面仕上げ表面を作成するために、次第により細かくなる媒体を
使用する研削および研磨を伴った。サンプルは、研磨されたままの状態で検査されること
ができた。ある相および粒界を増進するために、次いで、研磨されたサンプルは、硝酸鉄
、塩酸、および水の溶液[Fe(NO3)3+HCl+H2O]を使用してエッチングさ
れた。次いで、サンプルは、エッチングされた状態で検査されることができた。STEM
に関して、集束イオンビーム(FIB)ミリングの特殊サンプル調製技法が、オングスト
ローム厚さの箔試料を生成するために必要であった。
にし、急速冷却を通して、溶液中でこれらの構成物質を保つように設計された。溶体化焼
鈍は、冷間加工または付加的熱処理等の所望の機械的性質を達成する任意の数の方法で、
金属が処理され得る、「白紙」状態に金属を戻すことと比較されることができた。
よって検査された。全ての溶体化焼鈍材料は、多くの場合、焼鈍双晶を含有する、大部分
が等軸のオーステナイト微細構造を提示した。いかなる析出物も明白ではなかった。図5
1Aは、1500°F(816℃)で溶体化焼鈍された、組成物Gの長手方向顕微鏡写真
である。本特定のサンプルは、エッチングされた状態で示され、画像は、200倍の倍率
において明視野照明とともに金属顕微鏡を使用して撮影された。図51Bは、500X倍
の倍率における組成物Gの微細構造を示す。これらの微細構造は、双晶境界または粒界に
よって境界される、特徴のない粒子内部を示す、溶体化焼鈍状態で検査された全ての材料
の代表である。
像を使用して、走査型透過電子顕微鏡法(STEM)によって検査された。図52は、2
50,000倍の倍率における組成物AのTE画像を示す。再度、いかなる析出物も明白
ではなかった。しかしながら、転位が着目された。転位は、結晶構造の線状欠陥を示す。
線状欠陥は、縁転位として公知であり、螺旋の欠陥は、螺旋転位として公知であり、また
は線状および螺旋欠陥の組み合わせは、混合転位として公知である。
からの性質増進は、頻繁に、構成物質の析出または相変化に起因する。
応答曲線をもたらす、機械的性質、靱性、および硬度に関して試験された。これらの曲線
は、図40A-40Eとして上記で示される。各組成物の3つのサンプルが、時効曲線内
の3つの位置、すなわち、低(「亜時効」)、高(「ピーク」)、および低(「過時効」
)に基づいて、微細構造検査のために選択された。
と同様に、大部分が等軸のオーステナイト微細構造を提示した。亜時効から、ピーク時効
、過時効まで、組成物HおよびJの微細構造は、粒境における偶発パーライト析出物から
、完全に変換されたパーライト微細構造まで進行した。
して公称上60°角度で配向され、500倍未満の低い倍率で視認されたときに幾何学的
パターンを作成する、線の3つのセットとして出現する、新しい粒内析出物を提示した。
双晶を含有しない粒子では、一様な幾何学パターンが、粒子全体を横断して明白であった
。隣接する粒子が、わずかに異なる配向で幾何学パターンを示した。双晶が存在したとき
、双晶内の幾何学パターンは、親粒子のパターンとわずかに異なる配向にあった。いくつ
かの実験用組成物では、粒内析出物の認識された量は、亜時効から、ピーク時効、過時効
状態になるときに増加した。
いて、910°F(488℃)でピーク時効させられた組成物Fを示す。画像は、明視野
照明とともに金属顕微鏡を使用して、500倍の倍率で撮影された。粒内析出物の幾何学
的パターンは、密集した暗い色の線として出現する。本微細構造は、時効した実験用組成
物A、B、D、E、F、およびGの代表である。
される、3次元のポイント毎のレーザ走査に起因する地形学的特徴を増進することができ
る。新しい相の幾何学的パターンをより良好に視覚化するために、実験用組成物A、F、
およびGの選択サンプルが、CLSMを使用して検査された。
組成物FのCLSM画像である。図54Bは、1500倍の倍率における910°F(4
88℃)でピーク時効させられた組成物FのCLSM画像である。より高い倍率で、以前
に線であると考えられたものは、ここでは、幾何学的パターンで配向された小さな針状析
出物であると考えられる。
組成物AのCLSM画像である。図54Dは、1500倍の倍率における835°F(4
46℃)でピーク時効させられた組成物AのCLSM画像である。幾何学的パターンで配
向された小さな針状析出物の外観は、組成物Fのものに類似する。
成物FのCLSM画像である。図54Fは、1500倍の倍率における1100°F(5
93℃)で過時効させられた組成物FのCLSM画像である。新しい相析出物の幾何学的
パターンの針状性質が、ここでは特に明白である。
チングされた時効サンプルを検査するために使用された。図55Aは、1500倍の倍率
における1000°F(538℃)で過時効させられた組成物AのSEM画像である。析
出物の幾何学的パターンが、明白である。図55Bは、10,000倍の倍率における1
000°F(538℃)で過時効させられた組成物FのSEM画像である。粒子内の析出
物の針状(針形)性質が、明白である。不規則な形状の析出物および偶発パーライトコロ
ニーが、いくつかの時効サンプル中で粒境に沿って着目された。
組成物FのSEM画像である。図55Dは、10,000倍の倍率における1100°F
(593℃)で過時効させられた組成物FのSEM画像である。同一の幾何学的パターン
が見られる。また、図55Cでは、双晶境界が、右の粒境に沿って、下方の粒子の中で観
察される。析出物の針状性質が、再度、明白である。図55Dでは、明るい色の針状相が
、暗い色のエッチングされた基質から突出すると考えられる。再度、不規則な形状の析出
物が、粒境に沿って明白である。
学的パターンにおける線の3つのセットの公称60°角度関係を例証/確認するように、
図53、54A-54F、55A、および55Cで前もって示された画像を覆って描かれ
ている。
が、走査型透過電子顕微鏡法(STEM)による検査のために選択された。箔サンプルは
、最大1,800,000倍の倍率の透過電子(TE)およびZコントラスト(ZC、ま
たは原子番号コントラスト)画像を使用して検査された。図56Aは、組成物Aの20,
000倍の倍率のZC画像を示す。析出物は、図55Aおよび図55BのSEM画像に非
常に類似して見えるが、しかしながら、析出物の針状性質は、STEMによってより良好
に視覚化されることができる。ZC画像内の析出物のより明るい色は、析出物が基質より
高い原子番号を伴う元素(または複数の元素)を含有することを示す。
像を使用することを除いて、50,000倍の倍率である。箔サンプルのオングストロー
ム薄さの性質を用いると、高エネルギー電子は、箔を通過することができ、放射線写真(
X線写真)に類似するTE画像をもたらす。(ボックスによって囲まれた)図56Cの一
連の約6つの析出物は、ほぼ視認者に向かって指し示す軸で(端を前向きにして)配向さ
れると考えられる。本観点は、析出物が扁平なロッドの形状であることを示唆する。
方向サンプルが採取され、ロッドの中間半径上で中心に置かれた。サンプルの1つのセッ
トが、溶体化焼鈍のみされた一方で、サンプルの第2のセットは、溶体化焼鈍され、次い
で、時効させられた。X線回折法(XRD)が、これらのサンプルの結晶構造(原子配列
)および格子パラメータ(原子間距離)を判定するために使用された。サンプルは、以下
の表Eで識別される。再度、組成物Hがマンガンを有していないことに留意されたい。
方向サンプルを示し、「T」は、横方向サンプルを示す。X線スペクトルは、組成物Aが
溶体化焼鈍状態で約3.6オングストローム(Å)の格子パラメータを伴う面心立方(F
CC)構造を提示することを示した(左参照)。しかしながら、時効に応じて、新しいF
CC相が、重量比で構造の14~15%を構成し、約6.1Åの格子パラメータを伴って
明白であった。時効サンプル(サンプル6)は、図57で矢印によってマークされた新し
い相を示す、ピークを有する。新しい相のピーク位置は、母相から偏移させられるが、結
晶面は、同一であり、格子パラメータのみが異なることを示す。
、溶体化焼鈍状態で約3.6Åの格子パラメータを伴うFCC構造を提示した(左参照)
。組成物Eを時効させることに応じて、新しいFCC相が、重量比で構造の10~11%
を構成し、約3.0Åの格子パラメータを伴って明白であった。時効サンプル(サンプル
7)は、図58で矢印によってマークされた新しい相を示す、ピークを有する。
よび時効状態の両方で約3.6オングストローム(Å)の格子パラメータを伴う面心立方
(FCC)結晶構造を提示した。換言すると、新しい相が時効後に存在しない。図57-
59に示されるスペクトルのペアでは、相、格子パラメータ、および相の割合は、Rおよ
びT配向サンプルを比較したときに一貫していた。時効組成物AおよびEにおいてXRD
によって識別される新しい相は、光学顕微鏡法、CLSM、SEM、およびSTEMによ
って識別される幾何学的パターンにおける針状析出物に関係する。
た。組成物Hは、スピノーダル硬化による時効が可能な非磁性合金(常に0cmのMAD
)である。図41Aは、押出されたまま、溶体化焼鈍、ならびに時効状態で組成物Aの磁
気引力距離(MAD)を示す。MAD値は、溶体化焼鈍状態から時効状態まで劇的に増加
することが着目される。組成物Aは、溶体化焼鈍状態で、若干磁性と考えられ(1.7~
5.7cmのMAD)、低いYS、UTS、および硬度を有し、時効状態で、より強磁性
(3.2~11.3cmのMAD値)であり、増加したYS、UTS、および硬度を有す
る、11%Mnを伴う合金である。図41Bは、押出されたまま、溶体化焼鈍、ならびに
時効状態で組成物Eの磁気引力距離(MAD)を示す。再度、MAD値は、溶体化焼鈍状
態から時効状態まで劇的に増加することが着目される。同様に、組成物Eは、溶体化焼鈍
状態で、わずかに磁性と考えられ(1.0~1.4cmのMAD)、低いYS、UTS、
および硬度を有し、時効状態で、より強磁性(2.2~9.5cmのMAD値)であり、
増加したYS、UTS、および硬度を有する、5%Mnを伴う合金である。
学顕微鏡法によってオーステナイト系であることが観察され、XRDによってFCC結晶
構造を有することが確認された。実験用組成物A-Gは、完全溶体化焼鈍状態では弱磁性
であった。基準組成物HおよびJは、非磁性(0cmのMAD)である。
ままであった。同時に、組成物Cは、時効状態では弱磁性にすぎず、基準組成物Hおよび
Jは、時効状態では非磁性である。逆に、実験用組成物A、B、D、E、F、およびGは
、時効状態で新しい粒内析出物を提示した。光学顕微鏡法および低倍率CLSMによって
、新しい析出物は、相互に対して60°角度で配向され、幾何学的パターンを作成する、
暗い色の線の3つのセットとして出現した。実験用組成物A、B、D、E、F、およびG
は、時効状態で(MADによって)著しく磁性である。
出物の幾何学的パターンは、針状粒子で構成されることが観察された。STEMを使用し
た50,000倍の倍率では、針状粒子は、扁平なロッド形状のように見えた。本新しい
析出物(相)の結晶構造は、XRDによってFCCであることが確認された。新しい析出
物のピーク位置は、母相の位置から偏移させられるが、結晶面は、同一であり(両方とも
FCC)、格子パラメータが異なることを示す。
alによって出版された「ASM Materials Engineering Di
ctionary」によると、「ウィドマンシュテッテン構造」は、「親固溶体のある結
晶面に沿った新しい相の形成に起因する、幾何学的パターンによって特徴付けられる構造
。新しい相における格子の配向は、母相における格子の配向に結晶学的に関連する。」と
して定義される。母相のFCC結晶構造と比較した、新しい相の幾何学的パターンおよび
FCC結晶構造は、新しい相がウィドマンシュテッテンパターンで分布していることを示
唆する。「無」または「弱」磁性から著しく磁性までのMADによる磁気的挙動の増加は
また、時効状態で新しい粒内相の存在と一致し、新しい相が実験用組成物A、B、D、E
、F、およびGの磁気的挙動に影響を及ぼすことを示唆する。
発達させるとき、新しい析出物が顕著に存在する傾向がある。新しい析出物は、粒子内で
(すなわち、粒内に)一様に分布するように見える。金属組織学の平面図では、明らかに
結晶学に結び付けられる、「線」の3つの主要方向が見られる。中程度の倍率(>1,0
00倍)では、線の幾何学的パターンは、針状の棒の析出物から構成されることが示され
る。中程度の倍率では、針状析出物は、断面で若干卵形に見えるが、高い倍率(>30,
000倍)では、針状析出物の断面は、より多くの切子面があり、おそらく、長方形また
は平行四辺形であるように見える。断面では、析出物は、約1:1~約3:1の幅対厚さ
のアスペクト比を有する。析出物は、約9:1の長さ対厚さのアスペクト比を有する。析
出物は、形状がプレートレット、回転楕円体、旋盤、または直方体ではないことに留意さ
れたい。
実施例の第5のセット
とができる。VSM中に、磁場が、電磁石を使用して振動サンプルに印加され、サンプル
の磁気モーメントが、ピックアップコイル内の誘導電圧から計算されることができる。サ
ンプルの磁気ヒステリシス挙動は、磁場が最初に1つの方向に印加され、次いで、反対方
向に逆転させられると、判定されることができる。磁気ヒステリシスループから導出され
る、いくつかの主要な性質は、(1)飽和における最大磁気モーメント、ms、(2)「
残留磁気」、mr、すなわち、外部磁場が除去された後のサンプルの残留磁気モーメント
(またはサンプルがその磁化を保つ能力)、および(3)「保磁性」、Hc、すなわち、
サンプルを消磁するために要求される磁場強度または磁力である。直角度(mr/ms)
およびスイッチング磁場分布(SFD、ΔH/Hc)等の他の磁気的特性が、これらの主
要な性質から導出されてもよい。
選択サンプルが、3つの配向でVSMによって試験された。サンプルは、2つの形態(プ
レートおよびロッド)ならびに種々の処理パラメータで5つの組成物を表した。押出ロッ
ドに関して、サンプルは、中間半径から生じ、3つの主要方向(長手方向、横方向、およ
び半径方向)に適切に配向された。サンプル1-13は、以下の表Fで識別される。「S
A温度」は、溶体化焼鈍温度を指す。「CR」は、冷間圧延の割合を指す。
離を示す、棒グラフである。ここで見られるように、概して、ロッド形態は、プレート形
態よりも高い磁気引力距離を有した。
似した。簡単にするために、横方向配向のデータのみが提示されている。図43は、各サ
ンプルの磁場強度(H、エルステッド単位)と対比した磁気モーメント(m、emu単位
)、すなわち、形態(ロッド対プレート)別にカテゴリ化されたヒステリシス曲線を示す
、グラフである。全てのサンプルが、測定可能な磁気的挙動を提示し、磁力(印加される
磁場)を逆転させるときに、エネルギーがほとんど失われないことを示唆する、狭いヒス
テリシスループを示した。
をプロットすることである。本象限内のデータは、材料の「減磁曲線」と呼ばれ、材料の
残留磁気および保磁性の基本的性質情報を含有する。残留磁気または残留磁気モーメント
(mr)は、曲線がy軸を横断する場所であり、保磁性(Hc)は、曲線がx軸を横断す
る場所の絶対値である。図44は、形態(ロッド対プレート)別に分離されたサンプルの
減磁曲線を示す、2つのグラフのセットである。以下の表Gは、他の主要な性質とともに
、(サンプル形態および処理に関係なく)5つの組成物(「Comp」)のそれぞれから
の最高残留磁気が試験された、1つのサンプルの横方向配向における磁気的性質を列挙す
る。「ms」は、飽和における最大磁気モーメントである。「SQ」は、直角度である。
「シグマ」は、単位質量あたりの飽和における最大磁気モーメントである。「SFD」は
、スイッチング磁場分布である。「MAD」は、関連付けられる磁気引力距離である。
に列挙されるサンプルの種々の測定を示す、棒グラフである。図45は、サンプルの残留
磁気または残留磁気モーメント(mr)を示す棒グラフである。値は、約0.1emu~
約0.6emuに及んだ。図46は、サンプルの保磁性(Hc)を示す棒グラフである。
値は、約45エルステッド~約210エルステッドに及んだ。図47は、サンプルの飽和
における最大磁気モーメント(ms)を示す棒グラフである。値は、約0.4emu~約
1.5emuに及んだ。図48は、サンプルの直角度を示す棒グラフである。値は、約0
.1~約0.5に及んだ。図49は、サンプルのシグマを示す棒グラフである。値は、約
4.5emu/g~約9.5emu/gに及んだ。図50は、サンプルのスイッチング磁
場分布(ΔH/Hc)を示す棒グラフである。値は、約0.3~約1.0に及んだ。
された。キュリー温度は、強磁性材料が常磁性になる温度である。熱磁気試験前に、サン
プルは、長手軸において72キロエルステッド(kOe)の高磁場内で磁化された。各サ
ンプルが、減圧または不活性保護環境内に置かれた一方で、サンプルは、長手方向に印加
された+10kOe磁場内で室温から1650°F(899℃)まで加熱された。磁化(
M)は、温度(T)の関数として記録された。結果として生じるM-T熱磁気曲線は、キ
ュリー温度を推定するために使用された。キュリー温度の誤差は、最大±40°F(22
℃)である。推定キュリー温度の表が、表Gに示されている。サンプル10および12(
それぞれ、組成物DおよびFプレートサンプル)は、試験中に融解したことに留意された
い。
れるように、2つのコバルト含有合金は、鋳放し状態で磁性であることが見出された。し
たがって、コバルトの存在は、磁性に悪影響をもたらさなかった。
。そうする際に、材料は、一様な磁場内で熱処理される。本プロセスは、高温で磁区(m
agnetic domain)の配向を補強し、それによって、室温で磁気的性質を増
進すると考えられる。サンプルは、3000ガウスの一様な磁場と平行に配向された。サ
ンプルは、加熱され、約20分にわたって保持され、次いで、室温までゆっくりと冷却さ
れた。サンプルは、次いで、VSMを使用して長手方向配向で試験された。
加された1つの処理と、磁場が印加されなかった1つの処理とが、各組成物に行われた。
熱処理条件は、個別のキュリー温度を下回る、および上回る、ならびにいくつかの高温に
おけるものを含んだ。サンプル識別番号12は、比較的高いms、mr、およびHcを有
し、また、非常に高いMn濃度も有した、組成物Fで作製された。サンプル識別番号13
は、中程度に高いHcおよび中程度のMn濃度を有した、組成物Aで作製された。個別の
キュリー温度を約120°F(67℃)下回る、および約300°F(167℃)上回る
、ならびに約212°F(100℃)、約345°F(174℃)、および約570°F
(260℃)における、熱処理条件では、磁気的性質の非常にわずかな差異(約0~12
%変化)が、印加された磁場内で処理されたものと、印加された磁場を伴わずに処理され
たものとの間で見出された。約930°F(499℃)で熱処理した後、変化が、処理前
状態と比較すると、(磁場なしで)熱処理されたサンプルおよび磁場内で熱処理されたサ
ンプルの両方に関して、磁気的性質で着目された。結果は、表Iに示されている。
成物Aに関して、磁気的性質は、処理前状態と比較して、磁場が印加されないと、より大
きい変化を提示し、磁場が印加されると、より小さい変化を提示する。結果は、組成物F
に関して混合されている。これは、結晶構造の熱変化が起こっていることを示唆する。し
たがって、合金の磁気的性質は、合金組成ならびに製造中の温度および磁場の存在の関数
であることができる。
も示唆する。HAMRでは、熱源が、記録ヘッドの印加される磁場を下回って保磁性を低
減させるように、記録媒体(ディスク)に瞬間的に印加される。これは、記憶媒体上でよ
り高い異方性およびより小さい粒子を可能にする。次いで、加熱されたゾーンは、印加さ
れる磁場の配向の存在下で急速に冷却され、記録されたデータを符号化する。熱源、典型
的には、レーザは、ヘッドの磁場が媒体内で粒子の配向を「切り替える」ことを可能にす
るように、書込プロセス中にヘッドの直前でちょうど十分な熱を発生させる。
行する詳細な説明を読んで理解することに応じて、他者に想起され得る。本開示は、添付
の請求項たはそれらの均等物の範囲内に入る限りにおいて、全てのそのような修正および
改変を含むものとして解釈されることが意図される。
本発明の好ましい実施形態において、例えば、以下が提供される。
(項1)
磁性銅合金であって、
ニッケル、スズ、マンガン、および残余成分としての銅を含み、
前記合金は、磁性である、
磁性銅合金。
(項2)
約8重量%~約16重量%ニッケルと、約5重量%~約9重量%スズと、約1重量%~約21重量%マンガンとを含有する、上記項1に記載の磁性銅合金。
(項3)
約14重量%~約16重量%ニッケルと、約7重量%~約9重量%スズと、約1重量%~約21重量%マンガンとを含有する、上記項1に記載の磁性銅合金。
(項4)
約4重量%~約12重量%マンガンを含有する、上記項3に記載の磁性銅合金。
(項5)
約8重量%~約10重量%ニッケルと、約5重量%~約7重量%スズと、約1重量%~約21重量%マンガンとを含有する、上記項1に記載の磁性銅合金。
(項6)
約4重量%~約21重量%マンガンを含有する、上記項5に記載の磁性銅合金。
(項7)
約10重量%~約12重量%ニッケルと、約5重量%~約7重量%スズと、約1重量%~約21重量%マンガンとを含有する、上記項1に記載の磁性銅合金。
(項8)
前記磁性合金は、少なくとも1.100、または少なくとも1.500、もしくは少なくとも1.900の比透磁率(μ r )を有する、上記項1に記載の磁性銅合金。
(項9)
前記磁性合金は、導電性である、上記項1に記載の磁性銅合金。
(項10)
前記磁性合金は、少なくとも60、少なくとも70、または少なくとも80、もしくは少なくとも90のロックウェル硬度B(HRB)を有する、上記項1に記載の磁性銅合金。
(項11)
前記磁性合金は、少なくとも25、少なくとも30、または少なくとも35のロックウェル硬度C(HRC)を有する、上記項1に記載の磁性銅合金。
(項12)
前記磁性合金は、少なくとも1.100の比透磁率(μ r )と、少なくとも60のロックウェル硬度B(HRB)とを有する、上記項1に記載の磁性銅合金。
(項13)
前記磁性合金は、少なくとも1.100の比透磁率(μ r )と、少なくとも25のロックウェル硬度C(HRC)とを有する、上記項1に記載の磁性銅合金。
(項14)
少なくとも5重量%のマンガン含有量を有し、
前記合金を鋳造するステップと、
約1400°F(760℃)~約1700°F(927℃)の温度で約4時間~約16時間の時間周期にわたって前記合金を均質化し、次いで、水焼入するステップと、
によって形成される、
上記項1に記載の磁性銅合金。
(項15)
前記合金はさらに、約1500°F(816℃)~約1600°F(871℃)の温度で約8時間~約12時間の時間周期にわたる第2の均質化、次いで、水焼入によって形成される、上記項14に記載の磁性銅合金。
(項16)
前記合金はさらに、水焼入に先立って前記合金を約40%~約60%縮小まで熱間据込鍛造するステップによって形成される、上記項14に記載の磁性銅合金。
(項17)
少なくとも5重量%のマンガン含有量を有し、
前記合金を鋳造するステップと、
約1500°F(816℃)~約1700°F(927℃)の温度で約5時間~約7時間の時間周期にわたって前記合金を均質化し、次いで、空冷するステップと、
によって形成される、
上記項1に記載の磁性銅合金。
(項18)
前記合金は、
続いて、約1400°F(760℃)~約1600°F(871℃)の温度で約1時間~約3時間の時間周期にわたって前記均質化合金を溶体化焼鈍し、次いで、水焼入するステップと、
約750°F(399℃)~約1200°F(649℃)の温度で約2時間~約4時間の時間周期にわたって前記焼鈍合金を時効させ、次いで、空冷するステップと、
によって形成される、
上記項17に記載の磁性銅合金。
(項19)
少なくとも5重量%のマンガン含有量を有し、
前記合金を鋳造するステップと、
約1500°F(816℃)~約1700°F(927℃)の第1の温度で約5時間~約7時間の第1の時間周期にわたって前記合金を均質化し、次いで、空冷するステップと、
約1400°F(760℃)~約1600°F(871℃)の温度で約1時間~約3時間の時間周期にわたって前記合金を加熱するステップと、
前記合金を熱間圧延して約65%~約70%の縮小を達成するステップと、
約1400°F(760℃)~約1600°F(871℃)の温度で約4時間~約6時の時間周期にわたって前記合金を溶体化焼鈍するステップと、
炉冷または水焼入のいずれかによって、前記焼鈍合金を冷却するステップと、
によって形成される、
上記項1に記載の磁性銅合金。
(項20)
前記合金はさらに、約750°F(399℃)~約850°F(454℃)の温度で約1時間~約24時間の時間周期にわたって前記合金を時効させ、次いで、空冷するステップによって、形成される、上記項19に記載の磁性銅合金。
(項21)
少なくとも5重量%のマンガン含有量を有し、
前記合金を鋳造するステップと、
約1200°F(649℃)~約1700°F(927℃)の温度で約4時間~約22時間の時間周期にわたって前記合金を均質化するステップと、
約1400°F(760℃)~約1600°F(871℃)の温度で約1時間~約3時間の時間周期にわたって前記合金を加熱し、熱間圧延して約65%~約70%の縮小を達成するステップと、
約1200°F(649℃)~約1600°F(871℃)の温度で約1時間~約3時間の時間周期にわたって前記合金を溶体化焼鈍し、次いで、水焼入するステップと、
によって形成される、
上記項1に記載の磁性銅合金。
(項22)
約8重量%~約12重量%のニッケル含有量と、約5重量%~約7重量%のスズ含有量とを有する、上記項21に記載の磁性銅合金。
(項23)
前記合金はさらに、約750°F(399℃)~約1200°F(649℃)の温度で約2時間~約4時間の時間周期にわたって前記合金を時効させ、次いで、空冷するステップによって処理される、上記項21に記載の磁性銅合金。
(項24)
前記合金はさらに、前記合金を冷間圧延して約20%~約40%の縮小を達成するステップによって処理される、上記項21に記載の磁性銅合金。
(項25)
前記合金はさらに、約750°F(399℃)~約1200°F(649℃)の温度で約2時間~約4時間の時間周期にわたって前記合金を時効させ、次いで、空冷するステップによって処理される、上記項24に記載の磁性銅合金。
(項26)
少なくとも7重量%のマンガン含有量を有し、
前記合金を鋳造するステップと、
約1200°F(649℃)~約1700°F(927℃)の第1の温度で約5時間~約22時間の第1の時間周期にわたって前記合金を均質化し、次いで、空冷するステップと、
約1200°F(649℃)~約1600°F(871℃)の温度で約4時間またはより長い時間周期にわたって前記合金を加熱するステップと、
前記合金を押出して約66%~約90%の縮小を達成するステップと、
によって形成される、
上記項1に記載の磁性銅合金。
(項27)
前記合金はさらに、約1200°F(649℃)~約1700°F(927℃)の温度で約1時間~約3時間の時間周期にわたって前記合金を溶体化焼鈍し、次いで、水焼入するステップによって形成される、上記項26に記載の磁性銅合金。
(項28)
前記合金は、
前記合金を鋳造するステップと、
約1200°F(649℃)~約1700°F(927℃)の第1の温度で約5時間~約22時間の第1の時間周期にわたって前記合金を均質化し、次いで、空冷するステップと、
約1200°F(649℃)~約1600°F(871℃)の温度で約4時間またはより長い時間周期にわたって前記合金を加熱するステップと、
前記合金を押出して約66%~約90%の縮小を達成するステップと、
約1200°F(649℃)~約1700°F(927℃)の温度で約1時間~約3時間の時間周期にわたって前記合金を溶体化焼鈍し、次いで、焼入するステップと、
随意に、前記合金を冷間加工して約20%~約40%の縮小を達成するステップと、
約600°F(316℃)~約1200°F(649℃)の温度で約1時間~約4時間の時間周期にわたって前記合金を時効させ、次いで、空冷するステップと、
によって形成される、
上記項1に記載の磁性銅合金。
(項29)
前記合金は、鋳放し形態で磁性である、上記項1に記載の磁性銅合金。
(項30)
時効状態における前記合金は、溶体化焼鈍状態におけるよりも高い磁気引力距離を提示する、上記項1に記載の磁性銅合金。
(項31)
前記合金は、約20ksi(138MPa)~約140ksi(965MPa)の0.2%オフセット降伏強度を有する、上記項1に記載の磁性銅合金。
(項32)
前記合金は、約60ksi(414MPa)~約150ksi(1034MPa)の最大引張強度を有する、上記項1に記載の磁性銅合金。
(項33)
前記合金は、約4%~約70%の引張伸長を有する、上記項1に記載の磁性銅合金。
(項34)
前記合金は、少なくとも60のロックウェルB硬度または少なくとも25のロックウェルC硬度を有する、上記項1に記載の磁性銅合金。
(項35)
前記合金は、約20ksi(138MPa)~約140ksi(965MPa)の0.2%オフセット降伏強度と、約60ksi(414MPa)~約150ksi(1034MPa)の最大引張強度と、約4%~約70%の引張伸長とを有する、上記項1に記載の磁性銅合金。
(項36)
前記合金は、約0.5センチメートル~約11.5センチメートルの磁気引力距離を有する、上記項1に記載の磁性銅合金。
(項37)
前記合金は、少なくとも6センチメートルの磁気引力距離を有する、上記項1に記載の磁性銅合金。
(項38)
前記合金は、少なくとも0.4emuの飽和にある最大磁気モーメントを有する、上記項1に記載の磁性銅合金。
(項39)
前記合金は、少なくとも100エルステッドの保磁性を有する、上記項1に記載の磁性銅合金。
(項40)
前記合金は、100エルステッド未満の保磁性を有する、上記項1に記載の磁性銅合金。
(項41)
前記合金は、ニッケル、スズ、およびマンガンを溶融銅バッチに添加するステップによって形成され、前記合金は、銅、ニッケル、スズ、およびマンガンの混合物を形成し、次いで、前記混合物を融解させるステップによって形成される、上記項1に記載の磁性銅合金。
(項42)
前記合金はさらに、最大約15重量%の量でコバルトを含む、上記項1に記載の磁性銅合金。
(項43)
その中にニッケル、スズ、およびマンガンを含有する、大部分が銅のマトリクスの形態のCu-Ni-Sn-Mn合金。
(項44)
前記大部分が銅のマトリクスはまた、ニッケルと、マンガンとを含有する、上記項43に記載のCu-Ni-Sn-Mn合金。
(項45)
前記合金は、約8重量%~約16重量%ニッケルと、約5重量%~約9重量%スズと、約1重量%~約21重量%マンガンとを含有する、上記項43に記載のCu-Ni-Sn-Mn合金。
(項46)
その中にウィドマンシュテッテン構造を含有する、Cu-Ni-Sn-Mn合金。
(項47)
前記ウィドマンシュテッテン構造は、析出物の3本の線によって形成され、前記3本の線は、相互に対して約60°角度で配向される、上記項46に記載のCu-Ni-Sn-Mn合金。
(項48)
長軸と垂直に観察されたときに、4:1~20:1のアスペクト比を伴う析出物を含有する、Cu-Ni-Sn-Mn合金。
(項49)
断面で観察されたときに、1:1~4:1のアスペクト比を伴う析出物を含有する、Cu-Ni-Sn-Mn合金。
(項50)
上記項1~49のいずれか1項に記載の磁性銅合金から形成される物品。
(項51)
前記物品は、ストリップ、ロッド、管、ワイヤ、バー、プレート、形状、もしくはばねである、または磁気シールド、磁気スイッチリレー、磁気センサの構成要素、もしくは磁性材料の間のセパレータ、または導電性ばね、もしくは音響減衰デバイスである、またはストリップ、ワイヤ、薄膜、温度もしくは位置制御デバイスである、上記項50に記載の物品。
(項52)
上記項14~28または41のいずれか1項に記載のステップで説明されるような磁性銅合金を形成するためのプロセス。
(項53)
上記項14~28のいずれか1項に記載のステップで説明されるような前記合金を処理し、物品を取得するステップを含む、磁性銅合金から物品を作製するためのプロセス。
Claims (53)
- 磁性銅合金であって、
ニッケル、スズ、マンガン、および残余成分としての銅を含み、
前記合金は、磁性である、
磁性銅合金。 - 約8重量%~約16重量%ニッケルと、約5重量%~約9重量%スズと、約1重量%~約21重量%マンガンとを含有する、請求項1に記載の磁性銅合金。
- 約14重量%~約16重量%ニッケルと、約7重量%~約9重量%スズと、約1重量%~約21重量%マンガンとを含有する、請求項1に記載の磁性銅合金。
- 約4重量%~約12重量%マンガンを含有する、請求項3に記載の磁性銅合金。
- 約8重量%~約10重量%ニッケルと、約5重量%~約7重量%スズと、約1重量%~約21重量%マンガンとを含有する、請求項1に記載の磁性銅合金。
- 約4重量%~約21重量%マンガンを含有する、請求項5に記載の磁性銅合金。
- 約10重量%~約12重量%ニッケルと、約5重量%~約7重量%スズと、約1重量%~約21重量%マンガンとを含有する、請求項1に記載の磁性銅合金。
- 前記磁性合金は、少なくとも1.100、または少なくとも1.500、もしくは少なくとも1.900の比透磁率(μr)を有する、請求項1に記載の磁性銅合金。
- 前記磁性合金は、導電性である、請求項1に記載の磁性銅合金。
- 前記磁性合金は、少なくとも60、少なくとも70、または少なくとも80、もしくは少なくとも90のロックウェル硬度B(HRB)を有する、請求項1に記載の磁性銅合金。
- 前記磁性合金は、少なくとも25、少なくとも30、または少なくとも35のロックウェル硬度C(HRC)を有する、請求項1に記載の磁性銅合金。
- 前記磁性合金は、少なくとも1.100の比透磁率(μr)と、少なくとも60のロックウェル硬度B(HRB)とを有する、請求項1に記載の磁性銅合金。
- 前記磁性合金は、少なくとも1.100の比透磁率(μr)と、少なくとも25のロックウェル硬度C(HRC)とを有する、請求項1に記載の磁性銅合金。
- 少なくとも5重量%のマンガン含有量を有し、
前記合金を鋳造するステップと、
約1400°F~約1700°Fの温度で約4時間~約16時間の時間周期にわたって前記合金を均質化し、次いで、水焼入するステップと、
によって形成される、
請求項1に記載の磁性銅合金。 - 前記合金はさらに、約1500°F~約1600°Fの温度で約8時間~約12時間の時間周期にわたる第2の均質化、次いで、水焼入によって形成される、請求項14に記載の磁性銅合金。
- 前記合金はさらに、水焼入に先立って前記合金を約40%~約60%縮小まで熱間据込鍛造するステップによって形成される、請求項14に記載の磁性銅合金。
- 少なくとも5重量%のマンガン含有量を有し、
前記合金を鋳造するステップと、
約1500°F~約1700°Fの温度で約5時間~約7時間の時間周期にわたって前記合金を均質化し、次いで、空冷するステップと、
によって形成される、
請求項1に記載の磁性銅合金。 - 前記合金は、
続いて、約1400°F~約1600°Fの温度で約1時間~約3時間の時間周期にわたって前記均質化合金を溶体化焼鈍し、次いで、水焼入するステップと、
約750°F~約1200°Fの温度で約2時間~約4時間の時間周期にわたって前記焼鈍合金を時効させ、次いで、空冷するステップと、
によって形成される、
請求項17に記載の磁性銅合金。 - 少なくとも5重量%のマンガン含有量を有し、
前記合金を鋳造するステップと、
約1500°F~約1700°Fの第1の温度で約5時間~約7時間の第1の時間周期にわたって前記合金を均質化し、次いで、空冷するステップと、
約1400°F~約1600°Fの温度で約1時間~約3時間の時間周期にわたって前記合金を加熱するステップと、
前記合金を熱間圧延して約65%~約70%の縮小を達成するステップと、
約1400°F~約1600°Fの温度で約4時間~約6時の時間周期にわたって前記合金を溶体化焼鈍するステップと、
炉冷または水焼入のいずれかによって、前記焼鈍合金を冷却するステップと、
によって形成される、
請求項1に記載の磁性銅合金。 - 前記合金はさらに、約750°F~約850°Fの温度で約1時間~約24時間の時間周期にわたって前記合金を時効させ、次いで、空冷するステップによって、形成される、請求項19に記載の磁性銅合金。
- 少なくとも5重量%のマンガン含有量を有し、
前記合金を鋳造するステップと、
約1200°F~約1700°Fの温度で約4時間~約22時間の時間周期にわたって前記合金を均質化するステップと、
約1400°F~約1600°Fの温度で約1時間~約3時間の時間周期にわたって前記合金を加熱し、熱間圧延して約65%~約70%の縮小を達成するステップと、
約1200°F~約1600°Fの温度で約1時間~約3時間の時間周期にわたって前記合金を溶体化焼鈍し、次いで、水焼入するステップと、
によって形成される、
請求項1に記載の磁性銅合金。 - 約8重量%~約12重量%のニッケル含有量と、約5重量%~約7重量%のスズ含有量とを有する、請求項21に記載の磁性銅合金。
- 前記合金はさらに、約750°F~約1200°Fの温度で約2時間~約4時間の時間周期にわたって前記合金を時効させ、次いで、空冷するステップによって処理される、請求項21に記載の磁性銅合金。
- 前記合金はさらに、前記合金を冷間圧延して約20%~約40%の縮小を達成するステップによって処理される、請求項21に記載の磁性銅合金。
- 前記合金はさらに、約750°F~約1200°Fの温度で約2時間~約4時間の時間周期にわたって前記合金を時効させ、次いで、空冷するステップによって処理される、請求項24に記載の磁性銅合金。
- 少なくとも7重量%のマンガン含有量を有し、
前記合金を鋳造するステップと、
約1200°F~約1700°Fの第1の温度で約5時間~約22時間の第1の時間周期にわたって前記合金を均質化し、次いで、空冷するステップと、
約1200°F~約1600°Fの温度で約4時間またはより長い時間周期にわたって前記合金を加熱するステップと、
前記合金を押出して約66%~約90%の縮小を達成するステップと、
によって形成される、
請求項1に記載の磁性銅合金。 - 前記合金はさらに、約1200°F~約1700°Fの温度で約1時間~約3時間の時間周期にわたって前記合金を溶体化焼鈍し、次いで、水焼入するステップによって形成される、請求項26に記載の磁性銅合金。
- 前記合金は、
前記合金を鋳造するステップと、
約1200°F~約1700°Fの第1の温度で約5時間~約22時間の第1の時間周期にわたって前記合金を均質化し、次いで、空冷するステップと、
約1200°F~約1600°Fの温度で約4時間またはより長い時間周期にわたって前記合金を加熱するステップと、
前記合金を押出して約66%~約90%の縮小を達成するステップと、
約1200°F~約1700°Fの温度で約1時間~約3時間の時間周期にわたって前記合金を溶体化焼鈍し、次いで、焼入するステップと、
随意に、前記合金を冷間加工して約20%~約40%の縮小を達成するステップと、
約600°F~約1200°Fの温度で約1時間~約4時間の時間周期にわたって前記合金を時効させ、次いで、空冷するステップと、
によって形成される、
請求項1に記載の磁性銅合金。 - 前記合金は、鋳放し形態で磁性である、請求項1に記載の磁性銅合金。
- 時効状態における前記合金は、溶体化焼鈍状態におけるよりも高い磁気引力距離を提示する、請求項1に記載の磁性銅合金。
- 前記合金は、約20ksi~約140ksiの0.2%オフセット降伏強度を有する、請求項1に記載の磁性銅合金。
- 前記合金は、約60ksi~約150ksiの最大引張強度を有する、請求項1に記載の磁性銅合金。
- 前記合金は、約4%~約70%の引張伸長を有する、請求項1に記載の磁性銅合金。
- 前記合金は、少なくとも60のロックウェルB硬度または少なくとも25のロックウェルC硬度を有する、請求項1に記載の磁性銅合金。
- 前記合金は、約20ksi~約140ksiの0.2%オフセット降伏強度と、約60ksi~約150ksiの最大引張強度と、約4%~約70%の引張伸長とを有する、請求項1に記載の磁性銅合金。
- 前記合金は、約0.5センチメートル~約11.5センチメートルの磁気引力距離を有する、請求項1に記載の磁性銅合金。
- 前記合金は、少なくとも6センチメートルの磁気引力距離を有する、請求項1に記載の磁性銅合金。
- 前記合金は、少なくとも0.4emuの飽和にある最大磁気モーメントを有する、請求項1に記載の磁性銅合金。
- 前記合金は、少なくとも100エルステッドの保磁性を有する、請求項1に記載の磁性銅合金。
- 前記合金は、100エルステッド未満の保磁性を有する、請求項1に記載の磁性銅合金。
- 前記合金は、ニッケル、スズ、およびマンガンを溶融銅バッチに添加するステップによって形成され、前記合金は、銅、ニッケル、スズ、およびマンガンの混合物を形成し、次いで、前記混合物を融解させるステップによって形成される、請求項1に記載の磁性銅合金。
- 前記合金はさらに、最大約15重量%の量でコバルトを含む、請求項1に記載の磁性銅合金。
- その中にニッケル、スズ、およびマンガンを含有する、大部分が銅のマトリクスの形態のCu-Ni-Sn-Mn合金。
- 前記大部分が銅のマトリクスはまた、ニッケルと、マンガンとを含有する、請求項43に記載のCu-Ni-Sn-Mn合金。
- 前記合金は、約8重量%~約16重量%ニッケルと、約5重量%~約9重量%スズと、約1重量%~約21重量%マンガンとを含有する、請求項43に記載のCu-Ni-Sn-Mn合金。
- その中にウィドマンシュテッテン構造を含有する、Cu-Ni-Sn-Mn合金。
- 前記ウィドマンシュテッテン構造は、析出物の3本の線によって形成され、前記3本の線は、相互に対して約60°角度で配向される、請求項46に記載のCu-Ni-Sn-Mn合金。
- 長軸と垂直に観察されたときに、4:1~20:1のアスペクト比を伴う析出物を含有する、Cu-Ni-Sn-Mn合金。
- 断面で観察されたときに、1:1~4:1のアスペクト比を伴う析出物を含有する、Cu-Ni-Sn-Mn合金。
- 請求項1~49のいずれか1項に記載の磁性銅合金から形成される物品。
- 前記物品は、ストリップ、ロッド、管、ワイヤ、バー、プレート、形状、もしくはばねである、または磁気シールド、磁気スイッチリレー、磁気センサの構成要素、もしくは磁性材料の間のセパレータ、または導電性ばね、もしくは音響減衰デバイスである、またはストリップ、ワイヤ、薄膜、温度もしくは位置制御デバイスである、請求項50に記載の物品。
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