JP2944211B2 - タンタルまたはニオブ基合金 - Google Patents
タンタルまたはニオブ基合金Info
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C32/00—Non-ferrous alloys containing at least 5% by weight but less than 50% by weight of oxides, carbides, borides, nitrides, silicides or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides, whether added as such or formed in situ
- C22C32/0047—Non-ferrous alloys containing at least 5% by weight but less than 50% by weight of oxides, carbides, borides, nitrides, silicides or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides, whether added as such or formed in situ with carbides, nitrides, borides or silicides as the main non-metallic constituents
- C22C32/0078—Non-ferrous alloys containing at least 5% by weight but less than 50% by weight of oxides, carbides, borides, nitrides, silicides or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides, whether added as such or formed in situ with carbides, nitrides, borides or silicides as the main non-metallic constituents only silicides
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
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Description
【発明の詳細な説明】 発明の背景 本発明は、化学的および物理的性質を向上させた金属
基合金熱間加工品の分野に関し、更に詳しくは多量のシ
リコンおよびモリブデンを含有するタンタルまたはニオ
ブ基合金の熱間加工品に関する。
基合金熱間加工品の分野に関し、更に詳しくは多量のシ
リコンおよびモリブデンを含有するタンタルまたはニオ
ブ基合金の熱間加工品に関する。
タンタル合金粉末は、トレーや加熱体、また放射遮蔽
材のような炉用機材の分野において望ましい材料として
知られており、合金としての熱的な安定性が確保され、
またそれで作られた製品の寿命期間が脆性の低減により
高められている。タンタル合金はまた、線材特に電気部
品のリード線の製造にも採用されており、その際には延
性、高誘電率および高温における粗成長に対する抵抗性
のような製品としての特性と、高い加工性が必要であ
る。例えばキャパシタの製造においては、リード線をタ
ンタル粉末陽極と一緒に加圧成形した後に高温で焼結す
るか、あるいは焼結したキャパシタ部材にリード線をス
ポット溶接する。これについて米国特許第3,986,869号
を参照する。電気部品および炉用機材のいずれの場合に
も、酸素による汚染は脆化および破断の原因になる。例
えば線材製品の場合、リード線がアノード部材から出現
する部分は、焼結された部材からリード線への酸素の移
入によって非常に脆化し易い。タンタルまたはニオブ基
合金の強度および延在性が高温下に曝されても低下する
ことがなければ、経済上非常に有益である。線材の引張
強さおよび延性は重要な特性である。一連の押出し・圧
延・引抜工程によって製造された線材は、焼鈍された状
態で一連のプーリーやホイールを通って運搬のためのコ
イルにされる。線材はコイルに巻かれる前およびその後
に客先でコイルから解き出されたり切断されたりする際
の引張力な耐え得ことが強く望まれる。
材のような炉用機材の分野において望ましい材料として
知られており、合金としての熱的な安定性が確保され、
またそれで作られた製品の寿命期間が脆性の低減により
高められている。タンタル合金はまた、線材特に電気部
品のリード線の製造にも採用されており、その際には延
性、高誘電率および高温における粗成長に対する抵抗性
のような製品としての特性と、高い加工性が必要であ
る。例えばキャパシタの製造においては、リード線をタ
ンタル粉末陽極と一緒に加圧成形した後に高温で焼結す
るか、あるいは焼結したキャパシタ部材にリード線をス
ポット溶接する。これについて米国特許第3,986,869号
を参照する。電気部品および炉用機材のいずれの場合に
も、酸素による汚染は脆化および破断の原因になる。例
えば線材製品の場合、リード線がアノード部材から出現
する部分は、焼結された部材からリード線への酸素の移
入によって非常に脆化し易い。タンタルまたはニオブ基
合金の強度および延在性が高温下に曝されても低下する
ことがなければ、経済上非常に有益である。線材の引張
強さおよび延性は重要な特性である。一連の押出し・圧
延・引抜工程によって製造された線材は、焼鈍された状
態で一連のプーリーやホイールを通って運搬のためのコ
イルにされる。線材はコイルに巻かれる前およびその後
に客先でコイルから解き出されたり切断されたりする際
の引張力な耐え得ことが強く望まれる。
引張強さおよび延性は炉用機材についても望ましい特
性である。例えば炉のトレーの場合、長い使用期間中に
は種々の取り扱いを受け振動応力に曝される。強度およ
び延性を高めることによって製品寿命が長くなる。
性である。例えば炉のトレーの場合、長い使用期間中に
は種々の取り扱いを受け振動応力に曝される。強度およ
び延性を高めることによって製品寿命が長くなる。
以下、説明を簡潔にするめに、タンタルについてのみ
言及するが、ニオブも考慮に入れていることは勿論であ
る。
言及するが、ニオブも考慮に入れていることは勿論であ
る。
用語「延性」は脆性が低いことと同義の物理的特性を
意味する。この用語の典型的な意味は、引張試験で破断
する直前の金属の長さの増加パーセントである。
意味する。この用語の典型的な意味は、引張試験で破断
する直前の金属の長さの増加パーセントである。
タンタル基合金の酸素脆化は幾つかの機構によって起
きる。焼結処理時には一酸化炭素、二酸化炭素、窒素お
よび水蒸気に加えて酸素も不純物ガスとして存在する
が、タンタルはこの酸素のゲッターとして作用する。こ
れまでにタンタルの酸素脆化を低減するためにタンタル
に炭素あるいは炭素質物質をドープ（微量添加）する試
みがなされてきた。酸素はタンタル表面で炭素と反応し
タンタル内部には拡散せず、脆化が抑制される。炭素の
添加によって延性のレベルは向上できるが、このドーパ
ントはタンタルの加工性および電気的特性に悪影響を及
ぼす恐れがある。タンタルの表面に炭素粒子があると、
タンタル酸化膜が不均一に付着した状態になるため、電
気的な漏洩が増加することになる。
きる。焼結処理時には一酸化炭素、二酸化炭素、窒素お
よび水蒸気に加えて酸素も不純物ガスとして存在する
が、タンタルはこの酸素のゲッターとして作用する。こ
れまでにタンタルの酸素脆化を低減するためにタンタル
に炭素あるいは炭素質物質をドープ（微量添加）する試
みがなされてきた。酸素はタンタル表面で炭素と反応し
タンタル内部には拡散せず、脆化が抑制される。炭素の
添加によって延性のレベルは向上できるが、このドーパ
ントはタンタルの加工性および電気的特性に悪影響を及
ぼす恐れがある。タンタルの表面に炭素粒子があると、
タンタル酸化膜が不均一に付着した状態になるため、電
気的な漏洩が増加することになる。
用語「ドーパント」の意味は、母材中に意図して添加
された微量物質として当業者に知られている。用語「加
工性」も当業者に知られており、以下では降伏強さに対
する引張強さの比として定義する。加工性は以下に参照
するASTMの標準試験法等の種々の方法によりタンタル合
金を機械的に試験することによって測定される。
された微量物質として当業者に知られている。用語「加
工性」も当業者に知られており、以下では降伏強さに対
する引張強さの比として定義する。加工性は以下に参照
するASTMの標準試験法等の種々の方法によりタンタル合
金を機械的に試験することによって測定される。
米国特許第4,128,421号および同第4,235,629号には、
タンタルにシリコンおよび／または炭素を添加すること
により延性を高めることが開示されている。シリコンは
加工処理中に一部揮発するので初めての添加量は余分に
する必要がある。このためコスト的な負担増加に見合う
だけの製品品質の向上が得られない。シリコンは炭素と
同様にゲッターとして機能すると考えられるので、余分
なシリコン添加によって、既に炭素や炭素質物質につい
て説明したのと同じ機構で線材製品の電気的特性が影響
を受ける可能性がある。
タンタルにシリコンおよび／または炭素を添加すること
により延性を高めることが開示されている。シリコンは
加工処理中に一部揮発するので初めての添加量は余分に
する必要がある。このためコスト的な負担増加に見合う
だけの製品品質の向上が得られない。シリコンは炭素と
同様にゲッターとして機能すると考えられるので、余分
なシリコン添加によって、既に炭素や炭素質物質につい
て説明したのと同じ機構で線材製品の電気的特性が影響
を受ける可能性がある。
タンタル基合金はモリブデンを高濃度に含ませた形で
も製造されている。米国特許第3,183,085号には、１〜
８％（10,000〜80,000ppm）のモリブデンを含有したタ
ンタル合金の鋳造材から熱間加工材を製造することが開
示されている。
も製造されている。米国特許第3,183,085号には、１〜
８％（10,000〜80,000ppm）のモリブデンを含有したタ
ンタル合金の鋳造材から熱間加工材を製造することが開
示されている。
米国特許第3,825,802号および同第4,009,007号には、
キャパシタとしての静電容量およびタンル粉末の流れ特
性を向上させる手段として、タンタル粉末に燐をドープ
することが概括的に開示されている。上記特許第4,009,
007号で添加されているドーパント量（５から400ppmま
での範囲）は注目される。燐がタンタルのドーパントと
して機能する機構は十分に知られていないが、一つの考
え方によると、燐がタンルの表面拡散を低下させてタン
タルの焼結速度を低下させる。
キャパシタとしての静電容量およびタンル粉末の流れ特
性を向上させる手段として、タンタル粉末に燐をドープ
することが概括的に開示されている。上記特許第4,009,
007号で添加されているドーパント量（５から400ppmま
での範囲）は注目される。燐がタンタルのドーパントと
して機能する機構は十分に知られていないが、一つの考
え方によると、燐がタンルの表面拡散を低下させてタン
タルの焼結速度を低下させる。
タンタル基合金製品の脆化を抑制するために必要なも
う一つの機構は、タンタル粉末にイットリウムまたはト
リウムの酸化物をドープすることである。金属の酸化物
は粒界をピン留めして粒成長を抑制する。金属の酸化物
の特徴はタンタルに比べてGibbs自由エネルギーが低く
沸点が高いことであり、シリコンをドーパントに用いた
場合の機構による製品品質の劣化が生じない。
う一つの機構は、タンタル粉末にイットリウムまたはト
リウムの酸化物をドープすることである。金属の酸化物
は粒界をピン留めして粒成長を抑制する。金属の酸化物
の特徴はタンタルに比べてGibbs自由エネルギーが低く
沸点が高いことであり、シリコンをドーパントに用いた
場合の機構による製品品質の劣化が生じない。
米国特許第3,268,328号には、希土類金属と酸化物を
少量ドープすることが開示されている。酸化イットリウ
ムをドープしたタンタルの平均粒径は1815〜2204℃の温
度範囲で４〜６（ASTM）であることが光学観察で測定さ
れている。
少量ドープすることが開示されている。酸化イットリウ
ムをドープしたタンタルの平均粒径は1815〜2204℃の温
度範囲で４〜６（ASTM）であることが光学観察で測定さ
れている。
用語「粒径」は、倍率100のASTM標準粒径チャートと
対比して求めたタンタルの粒の個数として定義できる。
用語「細粒」はASTM粒度番号が５より大きいこと、すな
わち約55μｍより小さいことを意味する。用語「均一な
粒径」は、上記の試験方法によるASTM粒度番号の変動が
１以下であることを意味する。
対比して求めたタンタルの粒の個数として定義できる。
用語「細粒」はASTM粒度番号が５より大きいこと、すな
わち約55μｍより小さいことを意味する。用語「均一な
粒径」は、上記の試験方法によるASTM粒度番号の変動が
１以下であることを意味する。
金属の酸化物は、希土類金属の酸化物を含めて、炉の
環境に生ずるような高温温度下に曝されると不安定にな
る。ドーパント粒子の成長あるいは「分散物の粗大化」
の機構は十分に解明されてはいないが、一つの考え方に
よると、この粗大化は酸化物の酸素原子および金属原子
が耐熱金属中を拡散する速度が大きいことに起因してお
り、分散物の界面エネルギーによって駆動される。分散
物が大きくなると表面エネルギーは小さくなるため、粒
界移動を阻止する機能が無くなる。粗成長が生ずれば、
延性が低下することになる。
環境に生ずるような高温温度下に曝されると不安定にな
る。ドーパント粒子の成長あるいは「分散物の粗大化」
の機構は十分に解明されてはいないが、一つの考え方に
よると、この粗大化は酸化物の酸素原子および金属原子
が耐熱金属中を拡散する速度が大きいことに起因してお
り、分散物の界面エネルギーによって駆動される。分散
物が大きくなると表面エネルギーは小さくなるため、粒
界移動を阻止する機能が無くなる。粗成長が生ずれば、
延性が低下することになる。
米国特許第4,85,257号には、熱間加工線材用タンタル
基合金について複数のドーパントを組み合せることが開
示されている。この特許には、タンタル粉末に125ppmの
シリコンと400ppmのトリウムを添加して製造した合金が
開示されている。ドープした場合とドープしない純タン
タル粉末参照材の場合についてそれぞれASTM粒度番号は
10および５であった。これから換算した粒径はドープし
た合金が10μｍであり、これに対してドープ無しの参照
材が55μｍである。この場合にも、シリコンが酸素ゲッ
ターとして機能し金属の酸化物が粒界抑止剤として機能
する機構によって上記の細粒および延性が説明できる。
しかしこの機構には、前記のように、シリコンの蒸発
と、高温に曝されたときに分散粒子の成長により起こる
粒成長とによって製品品質が劣化するという問題があ
る。
基合金について複数のドーパントを組み合せることが開
示されている。この特許には、タンタル粉末に125ppmの
シリコンと400ppmのトリウムを添加して製造した合金が
開示されている。ドープした場合とドープしない純タン
タル粉末参照材の場合についてそれぞれASTM粒度番号は
10および５であった。これから換算した粒径はドープし
た合金が10μｍであり、これに対してドープ無しの参照
材が55μｍである。この場合にも、シリコンが酸素ゲッ
ターとして機能し金属の酸化物が粒界抑止剤として機能
する機構によって上記の細粒および延性が説明できる。
しかしこの機構には、前記のように、シリコンの蒸発
と、高温に曝されたときに分散粒子の成長により起こる
粒成長とによって製品品質が劣化するという問題があ
る。
発明の開示 本発明の目的の一つは、タンタル基合金の延性および
加工性を高温に曝されても変わらずに優れたものとし、
タンタル技術を著しく前進させることである。
加工性を高温に曝されても変わらずに優れたものとし、
タンタル技術を著しく前進させることである。
本発明のもう一つの目的は、低濃度のドーパントで加
工性および延性を確保したタンタル合金を提供すること
である。
工性および延性を確保したタンタル合金を提供すること
である。
本発明の更にもう一つの目的は、高水準の加工性およ
び延性を確保し、高温に曝されてもドーパントが粗粒化
を阻止する、ドープされたタンタル合金を提供すること
である。
び延性を確保し、高温に曝されてもドーパントが粗粒化
を阻止する、ドープされたタンタル合金を提供すること
である。
本発明の更にもう一つの目的は、タンタル基合金から
作られ、加工性および延性を確保し、且つDC電気漏洩を
低減した熱間加工線材を提供することである。
作られ、加工性および延性を確保し、且つDC電気漏洩を
低減した熱間加工線材を提供することである。
そこで本発明は、タンタルまたはニオブ主金属に約25
〜約1000ppmのシリコンと約25〜約1000ppmのモリブデン
とを添加した合金で作られた熱間加工合金製品において
上記問題を解消し上記目的を達成する。このドープされ
たタンタル合金は約20〜約55μｍの均一な細粒になる。
本発明は、予期しない本発明の物理的および化学的性質
はシリコンおよびモリブデンの両ドーパントによる相乗
効果であることを見出した。
〜約1000ppmのシリコンと約25〜約1000ppmのモリブデン
とを添加した合金で作られた熱間加工合金製品において
上記問題を解消し上記目的を達成する。このドープされ
たタンタル合金は約20〜約55μｍの均一な細粒になる。
本発明は、予期しない本発明の物理的および化学的性質
はシリコンおよびモリブデンの両ドーパントによる相乗
効果であることを見出した。
モリブデンジシリサイドの生成は、シリコンおよびモ
リブデンの添加が少量なので予期しないことであった。
当業者は、存在する酸素および微量ガスに対するゲッタ
ーとして、シリコンがタンタルと競合する機構を予想す
るであろう。同様に、当業者は、酸化シリコンの沸点が
低いことから、このドープされた合金から作られた熱間
加工線材製品は延性が不均一であると予想するであろ
う。
リブデンの添加が少量なので予期しないことであった。
当業者は、存在する酸素および微量ガスに対するゲッタ
ーとして、シリコンがタンタルと競合する機構を予想す
るであろう。同様に、当業者は、酸化シリコンの沸点が
低いことから、このドープされた合金から作られた熱間
加工線材製品は延性が不均一であると予想するであろ
う。
モリブデンジシリサイドが生成することにより、延性
が向上し、高レベルの加工性が得られ、また約1600℃未
満の高温に曝されても粒成長が抑止される。
が向上し、高レベルの加工性が得られ、また約1600℃未
満の高温に曝されても粒成長が抑止される。
もう一つの利点は、モリブデンジシリサイドはシリコ
ンよりも沸点が高く、酸化イットリウムや酸化トリウム
のような金属酸化物よりも分散粒子の成長抑止効果が大
きいことである。
ンよりも沸点が高く、酸化イットリウムや酸化トリウム
のような金属酸化物よりも分散粒子の成長抑止効果が大
きいことである。
更ににもう一つの利点は、従来は蒸発分に見合うだけ
余分なドープ量が必要であったが、本発明ではこれが必
要ないことである。またこれにより、熱間加工合金製品
の表面で余分なドーパントが凝集することによる不連続
なタンタル酸化物による絶縁作用も生ずることがない。
余分なドープ量が必要であったが、本発明ではこれが必
要ないことである。またこれにより、熱間加工合金製品
の表面で余分なドーパントが凝集することによる不連続
なタンタル酸化物による絶縁作用も生ずることがない。
図面の簡単な説明 上記の目的、特徴および利点を、以下の図面、詳細な
説明および請求の範囲により更に詳しく説明する。
説明および請求の範囲により更に詳しく説明する。
図１はシリコンおよびモリブデンをドープしたタンタ
ル線材およびシリコンおよび酸化イットリウムをドープ
したタンタル線材を1300℃で２時間焼鈍した後の顕微鏡
組織であり、 図２は図１と同様であるが焼鈍を1600℃で行った場合
の顕微鏡組織であり、 図３はタンタルにシリコンと酸化イットリムをドープ
した場合およびシリコンとモリブデンをドープした場合
の延性を保持温度に対して示すグラフであり、 図４は例７で説明するシリコンおよびモリブデンをド
ープしたタンタルの電子線回折ターンであり、モリブデ
ンジシリサイドの存在を示し、 図５はモリブデンジシリサイドの形態を示す暗視野透
過電子顕微鏡写真であり、 図６は例７で作成した材料の明視野透過電子顕微鏡写
真であり、 図７はモリブデンジシリサイドの存在を示す回折パタ
ーンである。
ル線材およびシリコンおよび酸化イットリウムをドープ
したタンタル線材を1300℃で２時間焼鈍した後の顕微鏡
組織であり、 図２は図１と同様であるが焼鈍を1600℃で行った場合
の顕微鏡組織であり、 図３はタンタルにシリコンと酸化イットリムをドープ
した場合およびシリコンとモリブデンをドープした場合
の延性を保持温度に対して示すグラフであり、 図４は例７で説明するシリコンおよびモリブデンをド
ープしたタンタルの電子線回折ターンであり、モリブデ
ンジシリサイドの存在を示し、 図５はモリブデンジシリサイドの形態を示す暗視野透
過電子顕微鏡写真であり、 図６は例７で作成した材料の明視野透過電子顕微鏡写
真であり、 図７はモリブデンジシリサイドの存在を示す回折パタ
ーンである。
望ましい態様の詳細な説明 図１および図２は、直径0.0094インチの線材を真空中
で1300℃および1600℃で焼鈍した後の２組のミクロ組織
写真であり、図１は1300℃、図２は1600℃にそれぞれ２
時間保持した場合である。図示にしたように、酸化イッ
トリウム100ppmおよびシリコン400ppmをドープしたタン
タル線材は不完全な再結晶状態であり不均一な粒組織に
なっている。既に説明したように、この不均一な粒組織
は酸化イットリウムの粗大化によるものと考えられる。
これに対して、図１および図２のミクロ組織写真で、以
下に示す例１の方法で作成した場合は完全な再結晶状態
と均一な粒結晶状態になっている。
で1300℃および1600℃で焼鈍した後の２組のミクロ組織
写真であり、図１は1300℃、図２は1600℃にそれぞれ２
時間保持した場合である。図示にしたように、酸化イッ
トリウム100ppmおよびシリコン400ppmをドープしたタン
タル線材は不完全な再結晶状態であり不均一な粒組織に
なっている。既に説明したように、この不均一な粒組織
は酸化イットリウムの粗大化によるものと考えられる。
これに対して、図１および図２のミクロ組織写真で、以
下に示す例１の方法で作成した場合は完全な再結晶状態
と均一な粒結晶状態になっている。
図３は図１に示した本発明の場合は、シリコンと酸化
イットリウムをドープした例３のタンタル基線材に比べ
て、延性が3.7〜5.9から12.6〜17.5に向上していること
を示す。
イットリウムをドープした例３のタンタル基線材に比べ
て、延性が3.7〜5.9から12.6〜17.5に向上していること
を示す。
図４は例７で作成したタンタルシートの制限視野電子
線回折パターンである。当業者周知のように、各回折ス
ポットの位置と強度からモリブデンジシリサイドが同定
される。
線回折パターンである。当業者周知のように、各回折ス
ポットの位置と強度からモリブデンジシリサイドが同定
される。
図５は図４のポインターの状態での回折スポットが検
出される領域の暗視野透過電子顕微鏡写真で観察した析
出物の形態を示す。
出される領域の暗視野透過電子顕微鏡写真で観察した析
出物の形態を示す。
図１〜３のタンタル基線材は一般的に、タンタル粉末
をシリコン粉末およびモリブデン粉末とを２コーン式混
合機のような機械的手段で混合するプロセスで作成され
る。得られた混合粉末を冷間等方プレス（CIP）により6
0,000PSIで棒材に成形する。この棒材を真空容器内に装
入し、直接抵抗焼結法により2350〜2400℃で４時間焼結
する。
をシリコン粉末およびモリブデン粉末とを２コーン式混
合機のような機械的手段で混合するプロセスで作成され
る。得られた混合粉末を冷間等方プレス（CIP）により6
0,000PSIで棒材に成形する。この棒材を真空容器内に装
入し、直接抵抗焼結法により2350〜2400℃で４時間焼結
する。
このドープされたタンタル棒材は、炉用トレー部材や
電気部品のリード線等、種々の熱間加工製品を製造する
ために用いることができる。説明を簡潔にするために、
以下の説明および例では熱間加工線材製品を対象とす
る。
電気部品のリード線等、種々の熱間加工製品を製造する
ために用いることができる。説明を簡潔にするために、
以下の説明および例では熱間加工線材製品を対象とす
る。
上記の焼結棒材を20mm×20mmの横断面に圧延した後に
焼鈍することにより熱間加工線材を作成する。これは典
型的には標準的な真空炉内で1300℃で２時間行われる。
焼鈍後の棒材を9mm×9mmの横断面に圧延し、そして1300
℃で２時間焼鈍する。等に、種々のダイで引抜きを行っ
た後、1300℃で焼鈍する。
焼鈍することにより熱間加工線材を作成する。これは典
型的には標準的な真空炉内で1300℃で２時間行われる。
焼鈍後の棒材を9mm×9mmの横断面に圧延し、そして1300
℃で２時間焼鈍する。等に、種々のダイで引抜きを行っ
た後、1300℃で焼鈍する。
タンタル粉末は、本出願人であるキャボット・コーポ
レイションに譲渡された米国特許第4,684,399号に開示
されている方法を含め、幾つかの方法により製造でき
る。第４欄、第５欄および例２〜９に開示されている方
法は本発明の参考になる。
レイションに譲渡された米国特許第4,684,399号に開示
されている方法を含め、幾つかの方法により製造でき
る。第４欄、第５欄および例２〜９に開示されている方
法は本発明の参考になる。
例１ タンタル粉末をシリコン粉末およびモリブデン粉末
（どちらも公称粒子寸法＜200メッシュ）と混合し、公
称組成がシリコン400重量ppm、モリブデン200重量ppm、
残部タンタル粉末である混合物を得た。この混合は２コ
ーン式混合機で約２分間行った。混合物の総重量は約50
ポンドであった。出発材料としてのタンタル粉末の物理
的化学的性質を下記の表１に示す。混合粉末を60,000PS
Iで冷間等方プレスして棒材にした。棒材の横断面は約4
1mm×41mmであった。棒材を真空炉内で直接抵抗焼結法
により焼結した。焼結中の温度は2350〜2400℃であっ
た。棒材をこの温度範囲に約４時間保持した。
（どちらも公称粒子寸法＜200メッシュ）と混合し、公
称組成がシリコン400重量ppm、モリブデン200重量ppm、
残部タンタル粉末である混合物を得た。この混合は２コ
ーン式混合機で約２分間行った。混合物の総重量は約50
ポンドであった。出発材料としてのタンタル粉末の物理
的化学的性質を下記の表１に示す。混合粉末を60,000PS
Iで冷間等方プレスして棒材にした。棒材の横断面は約4
1mm×41mmであった。棒材を真空炉内で直接抵抗焼結法
により焼結した。焼結中の温度は2350〜2400℃であっ
た。棒材をこの温度範囲に約４時間保持した。
焼結した棒材を横断面20mm×20mmに圧延し、1300℃で
約２時間焼鈍した。この棒材を9mm×9mmに圧延し、1300
℃で更に２時間焼鈍した。引き続き棒材を前記と同様に
種々のダイで引き抜き、約1300℃で焼鈍する。本発明の
実施例として得られた線材の最終的な直径は0.249mmで
ある。
約２時間焼鈍した。この棒材を9mm×9mmに圧延し、1300
℃で更に２時間焼鈍した。引き続き棒材を前記と同様に
種々のダイで引き抜き、約1300℃で焼鈍する。本発明の
実施例として得られた線材の最終的な直径は0.249mmで
ある。
本発明のドープしたタンタル基粉末および製品につい
て、ASTM試験法により粒子寸法（Ｂ−214）、粒子（Ｂ
−112）、および引張強さと伸び（Ｅ−８）を測定し
た。
て、ASTM試験法により粒子寸法（Ｂ−214）、粒子（Ｂ
−112）、および引張強さと伸び（Ｅ−８）を測定し
た。
例２ この例では、市販組成のものの製造について説明す
る。焼結中の硝酸トリウムから酸化トリウムへの分解に
より、酸化トリウムによるマイクロアロイングを行っ
た。硝酸トリウム溶液をタンタル粉末と混合して、トリ
ウムを約100ppmにした。混合物の総重量は約50ポンドで
あった。出発材料としてのタンタル粉末の物理的化学的
性質は上記の表１に示されている。
る。焼結中の硝酸トリウムから酸化トリウムへの分解に
より、酸化トリウムによるマイクロアロイングを行っ
た。硝酸トリウム溶液をタンタル粉末と混合して、トリ
ウムを約100ppmにした。混合物の総重量は約50ポンドで
あった。出発材料としてのタンタル粉末の物理的化学的
性質は上記の表１に示されている。
混合粉末を60,000PSIで冷間等方プレスして２本の棒
材とした。各棒材の重量は約22ポンドであった。棒材の
横断面は約41mm×41mmであった。棒材を直接抵抗焼結に
より真空焼結した。焼結の温度は約2350〜2400℃であっ
た。棒材をこの温度に約４時間保持した。
材とした。各棒材の重量は約22ポンドであった。棒材の
横断面は約41mm×41mmであった。棒材を直接抵抗焼結に
より真空焼結した。焼結の温度は約2350〜2400℃であっ
た。棒材をこの温度に約４時間保持した。
焼結した棒材を例１で説明した方法により加工して線
材とした。
材とした。
例３ タンタル粉末をシリコン粉末およびイットリウム粉末
（どちらも公称粒子寸法＜200メッシュ）と混合し、公
称組成がシリコン400重量ppm、イッソリウム100重量pp
m、残部タンタル粉末である混合物を得た。この混合は
２コーン式混合機で約２分間行った。混合物の総重量は
約50ポンドであった。出発材料としてのタンタル粉末の
物理的化学的性質を下記の表１に示す。
（どちらも公称粒子寸法＜200メッシュ）と混合し、公
称組成がシリコン400重量ppm、イッソリウム100重量pp
m、残部タンタル粉末である混合物を得た。この混合は
２コーン式混合機で約２分間行った。混合物の総重量は
約50ポンドであった。出発材料としてのタンタル粉末の
物理的化学的性質を下記の表１に示す。
混合粉末を例２の方法により棒材に、そして線材に成
形した。
形した。
例４ 例１および例３の線材を真空炉内で1300℃および1600
℃で２時間焼鈍した後、試験を行った。図１〜３および
表２に、各線材のミクロ組織、物理的性質および機械的
性質を示す。シリコンとイットリウムを含有する線材で
は再結晶が不完全であり、粒が異常に成長しており、そ
れに伴って延性が劣ることが明らかである。
℃で２時間焼鈍した後、試験を行った。図１〜３および
表２に、各線材のミクロ組織、物理的性質および機械的
性質を示す。シリコンとイットリウムを含有する線材で
は再結晶が不完全であり、粒が異常に成長しており、そ
れに伴って延性が劣ることが明らかである。
表３に、例１、例２、例３で作成された直径0.24mmの
焼鈍された線材のミクロ組織、機械的性質および化学的
性質を示す。例３で作成された線材はミクロ組織が例１
および例２のものとかなり異なる。これは高引張強さと
低延性の原因になっており、いずれもこの線材の加工性
に悪影響を及ぼすものである。
焼鈍された線材のミクロ組織、機械的性質および化学的
性質を示す。例３で作成された線材はミクロ組織が例１
および例２のものとかなり異なる。これは高引張強さと
低延性の原因になっており、いずれもこの線材の加工性
に悪影響を及ぼすものである。
例６ 例１および例２の組成物について、種々の中間段階に
おいて室温引張強さおよび延性を試験した。その試験結
果を表４に示す。表に示した諸性質が同等であることか
ら、例１の組成物の加工性が例２の方法で作成した線材
と同等であることが分かる。
おいて室温引張強さおよび延性を試験した。その試験結
果を表４に示す。表に示した諸性質が同等であることか
ら、例１の組成物の加工性が例２の方法で作成した線材
と同等であることが分かる。
例７ 例１の組成物を圧延して厚さ0.33mmのシートとした。
9mm×9mmの焼鈍した棒材を圧延して厚さ2.3mmのシート
とし、真空炉内で1300℃で２時間焼鈍し、圧延して厚さ
0.76mmのシートとし、そして真空炉内で1300℃で２時間
焼鈍した。これを更に圧延して厚さ0.33mmのシートと
し、真空中で1300℃で２時間焼鈍そした。
9mm×9mmの焼鈍した棒材を圧延して厚さ2.3mmのシート
とし、真空炉内で1300℃で２時間焼鈍し、圧延して厚さ
0.76mmのシートとし、そして真空炉内で1300℃で２時間
焼鈍した。これを更に圧延して厚さ0.33mmのシートと
し、真空中で1300℃で２時間焼鈍そした。
低速ダイヤモンドソーを用いて厚さ約250μｍの円板
材を切り出した。円板材をイオン加工（イオエッチ）し
て厚さを50〜100μｍとした後、90％H2SO4＋10％HF溶液
中で電解研磨して微細な貫通孔を開けた。この貫通孔の
近傍について透過電子顕微鏡観察を行った。
材を切り出した。円板材をイオン加工（イオエッチ）し
て厚さを50〜100μｍとした後、90％H2SO4＋10％HF溶液
中で電解研磨して微細な貫通孔を開けた。この貫通孔の
近傍について透過電子顕微鏡観察を行った。
図６に上記試料の明視野電子顕微鏡像を示す。制限視
野回折パターンを図７に示す。標準的な結晶学的方法に
より、この回折パターンの種々の回折スポットについて
相対強度（I/Io）および格子面間隔（ｄÅ）を求めた。
図７のスポットについてのｄおよび（I/Io）を表５に示
したMoSi2についての報告値とを比較することにより、M
oSi2の存在が確認される。
野回折パターンを図７に示す。標準的な結晶学的方法に
より、この回折パターンの種々の回折スポットについて
相対強度（I/Io）および格子面間隔（ｄÅ）を求めた。
図７のスポットについてのｄおよび（I/Io）を表５に示
したMoSi2についての報告値とを比較することにより、M
oSi2の存在が確認される。
この析出物の形態は暗視野透過電子顕微鏡写真によっ
て分かり、図５に示してある。析出物の寸法は約150Å
である。
て分かり、図５に示してある。析出物の寸法は約150Å
である。
当業者は、本発明の要旨から逸脱することなく以上の
説明において種々の変更および改定が可能であることを
認識するであろう。本発明が請求の範囲の記載以外の理
論および細部によって限定されることはないことが理解
されるべきである。
説明において種々の変更および改定が可能であることを
認識するであろう。本発明が請求の範囲の記載以外の理
論および細部によって限定されることはないことが理解
されるべきである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 米国特許4235629（ＵＳ，Ａ) 米国特許4062679（ＵＳ，Ａ) 米国特許4957541（ＵＳ，Ａ) Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｍｅｔａｌ, Ｏｃｔｏｒｂｅｒ 1989 ＵＳＡ，ｐ. 50 Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌ Ｔｒａ ｕｓａｃｔｉｏｎｓ，ｖｏｌ．13Ａ Ｊ ｕｎｅ 1982，ｐ．1015
Claims (5)
- 【請求項１】タンタルまたはニオブ主金属を含んで成
り、該主金属が25〜1000ppmの範囲の量のシリコンと25
〜1000ppmの範囲の量のモリブデンとをドープされてお
り、炭素含有量が40ppm以下である熱間加工合金製品。 - 【請求項２】1200℃よりも高い温度に曝されても均一な
粒径を維持する請求項１の熱間加工合金製品。 - 【請求項３】透過電子顕微鏡および電子線回折パターン
により検出されるモリブデンシリサイド金属間折出物が
ある請求項１の熱間加工合金製品。 - 【請求項４】該主金属が100〜1000ppmのシリコンと100
〜1000ppmのモリブデンとをドープされている請求項１
の熱間加工合金製品。 - 【請求項５】該主金属が100〜400ppmのシリコンと100〜
400ppmのモリブデンとをドープされている請求項１の熱
間加工合金製品。
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US53409290A | 1990-06-06 | 1990-06-06 | |
| US534,092 | 1990-06-06 | ||
| PCT/US1991/003995 WO1991019015A1 (en) | 1990-06-06 | 1991-06-06 | Tantalum or niobium base alloys |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06501054A JPH06501054A (ja) | 1994-01-27 |
| JP2944211B2 true JP2944211B2 (ja) | 1999-08-30 |
Family
ID=24128673
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3511244A Expired - Lifetime JP2944211B2 (ja) | 1990-06-06 | 1991-06-06 | タンタルまたはニオブ基合金 |
Country Status (8)
| Country | Link |
|---|---|
| EP (1) | EP0532658B1 (ja) |
| JP (1) | JP2944211B2 (ja) |
| KR (1) | KR0145741B1 (ja) |
| AT (1) | ATE158026T1 (ja) |
| AU (1) | AU8077491A (ja) |
| DE (1) | DE69127622T2 (ja) |
| HK (1) | HK1003139A1 (ja) |
| WO (1) | WO1991019015A1 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR101305792B1 (ko) * | 2005-05-31 | 2013-09-06 | 캐보트 코포레이션 | 금속 분말을 열 처리하는 방법 및 이 방법으로 제조된 제품 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1075884A3 (en) * | 1996-11-07 | 2005-10-05 | Cabot Corporation | Niobium powders and niobium electrolytic capacitors |
| US6576069B1 (en) | 1998-05-22 | 2003-06-10 | Cabot Corporation | Tantalum-silicon alloys and products containing the same and processes of making the same |
| JP2003213301A (ja) * | 2002-01-21 | 2003-07-30 | Kawatetsu Mining Co Ltd | ニオブ粉末及び固体電解コンデンサ |
| JP2004035989A (ja) * | 2002-07-08 | 2004-02-05 | Kawatetsu Mining Co Ltd | ニオブ粉末、固体電解コンデンサ用アノード及び固体電解コンデンサ |
| JP2004076063A (ja) | 2002-08-13 | 2004-03-11 | Kawatetsu Mining Co Ltd | ニオブ合金粉末、固体電解コンデンサ用アノード及び固体電解コンデンサ |
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| CN104109792A (zh) | 2007-04-27 | 2014-10-22 | H.C.施塔克公司 | 抗水腐蚀的钽基合金 |
| US20110008201A1 (en) * | 2009-07-07 | 2011-01-13 | H.C. Starck Inc. | Niobium based alloy that is resistant to aqueous corrosion |
| US11846008B1 (en) | 2019-09-26 | 2023-12-19 | United States Of America As Represented By Secretary Of The Air Force | Niobium alloys for high temperature, structural applications |
| US11198927B1 (en) | 2019-09-26 | 2021-12-14 | United States Of America As Represented By The Secretary Of The Air Force | Niobium alloys for high temperature, structural applications |
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| US4957541A (en) * | 1988-11-01 | 1990-09-18 | Nrc, Inc. | Capacitor grade tantalum powder |
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|---|---|---|---|---|
| US4859257A (en) * | 1986-01-29 | 1989-08-22 | Fansteel Inc. | Fine grained embrittlement resistant tantalum wire |
-
1991
- 1991-06-06 JP JP3511244A patent/JP2944211B2/ja not_active Expired - Lifetime
- 1991-06-06 EP EP91911943A patent/EP0532658B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1991-06-06 DE DE69127622T patent/DE69127622T2/de not_active Expired - Fee Related
- 1991-06-06 KR KR1019920703111A patent/KR0145741B1/ko not_active IP Right Cessation
- 1991-06-06 WO PCT/US1991/003995 patent/WO1991019015A1/en active IP Right Grant
- 1991-06-06 AU AU80774/91A patent/AU8077491A/en not_active Abandoned
- 1991-06-06 AT AT91911943T patent/ATE158026T1/de not_active IP Right Cessation
-
1998
- 1998-03-10 HK HK98101978A patent/HK1003139A1/xx not_active IP Right Cessation
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| US8562765B2 (en) | 2005-05-31 | 2013-10-22 | Global Advanced Metals, Usa, Inc. | Process for heat treating metal powder and products made from the same |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| DE69127622D1 (de) | 1997-10-16 |
| KR0145741B1 (ko) | 1998-11-02 |
| HK1003139A1 (en) | 1998-10-09 |
| WO1991019015A1 (en) | 1991-12-12 |
| ATE158026T1 (de) | 1997-09-15 |
| DE69127622T2 (de) | 1998-02-12 |
| JPH06501054A (ja) | 1994-01-27 |
| EP0532658A4 (ja) | 1994-04-13 |
| AU8077491A (en) | 1991-12-31 |
| EP0532658A1 (en) | 1993-03-24 |
| EP0532658B1 (en) | 1997-09-10 |
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