JP4056084B2 - 未加工連続鋳造銅−ニッケル−スズスピノーダル合金 - Google Patents

Description

発明の背景
本発明は未加工連続鋳造銅−ニッケル−スズスピノーダル合金に関し、特にそのビッレット又は棒材をスピノーダル熱処理に先立ち加工プロセス（wrought processing）に付す必要がない連続鋳造銅−ニッケル−スズスピノーダル合金の製造法に関する。上記銅−ニッケル−スズスピノーダル合金は粒界に不連続γ’相の析出が実質的に存在しないこと特徴とする。この記号γ’はＮｉ及びＳｎの割合を増加させた、従来技術において準安定コヒーレント不連続析出と呼ばれているものに相当する。上付き文字は、上記のγ’を、同じく割合を増加させたＮｉ及びＳｎの析出であるγと区別するためのもので、このγの安定で非コヒーレントであるが、γ’と異なり脆化を引き起こさずに強度を増大させる。
鋳造及び金属加工の何れの方式においても、できる限り粒界を薄く又粒径を小さくすることが有益であることが知られている。このため、連続鋳造銅合金棒材及び管材中にこのような微粒子構造を得ることを容易にする装置を開発することが望ましいと考えられた。このような棒材及び管材はその後に行われる冷間引き抜き又は冷間加工に申し分なく適合し、あるいは他の未加工材より優れた性質を示すであろう。このため、米国特許第４，３１５，５３８号に連続鋳造金属中に微粒子径をもたらす方法と装置が開示された。この方法では、液状合金材リザーバー中に完全に浸漬された連続鋳造ダイが使用され、またそのダイに流入する液状金属が液体及び固体合金材との界面ゾーンにおいて全体としてサイクロン的な運動をもたらすように配置されたダイ中の供給口を使用している。このサイクロン運動は、隣接するダイ内壁から合金材中の一次デンドライト（樹枝状晶）をはぎ取り、これらデンドライトを界面ゾーン全体に渡って分配して等軸結晶核を提供した。これによって、界面ゾーン全体として指向性を有する固化をもたらすのに十分な大きさの合金材中の熱勾配が生じるのを防止した。
米国特許第５，２７９，３５３号の主題は同じタイプの連続鋳造装置に用いるダイの構造であるが、丸棒、丸ビレット又は非丸棒及び非丸ビレット等の他の鋳造形材（shape）と同様に壁厚が０．５インチより厚い管材中に微粒子構造を生成する改善された性能を有している。得られる鋳造形材の粒子径は２０μｍ以上、恐らく４０μｍ程度と見積もられるが、それでも他の方法で鋳造された形材より実質的に小さい。
次いで本発明者らは、米国特許第５，２７９，３５３号（前記小等軸結晶からなる金属合金）において述べた連続鋳造法で銅金属合金を製造することによる更なる利点は、所望の物理的特性を達成するためのスピノーダル分解型相転移を必要とする銅合金製造と関連していることを発見した。
多成分合金系におけるスピノーダル分解型相転移は米国特許第３，８０６，３３６号（１９７４年４月２３日発行）、同第３，９５４，５１９号（１９７６年５月４日発行）及び第４，１７１，９７８号（１９７９年１０月２３日発行）に記述されている。これらの特許に記述されたように、ある種の二成分系及び他の金属はその組成ダイヤグラム中に「準安定性の限界」又は「スピノーダル」を有する。これは、系の組成に関する化学自由エネルギーの二次導関数の消失位置として熱力学的に定義される。均一単相構造である合金の高温組成を低温域のスピノーダル中に移行すると、分離した二相構造になり、この相分離をスピノーダル分解とよぶ。この分解合金は通常数百オンダストロームオーダーの周期的ミクロ構造を有し、組成調製された二種の同形相（isomorphous phase）からなる。この中で一相は微細析出物の形態をとり、マトリックスを形成する他の相に均一に分配されている。
スピノーダル転移の必要な合金は合金全体に渡って均一な組成を有する必要がある。均一体積内では、そのような合金を構成する溶質金属のある種のものは原子濃度のシフトを熱処理によって起こすことが可能である。このような変化、即ちスピノーダル分解は合金に新たな物理的性質を付与する。
当業者は溶質元素のミクロ偏析により、スピノーダル熱処理に対して種々の応答を示す領域がもたらされることに気づいている。通常連続鋳造ビレット又は他の鋳造物が「コアリング（coring）」又はデンドライトセル中のミクロ偏析だけでなく全般的な逆偏析を常に示す。このようなビレット又は鋳造物をスピノーダル処理に適合させるには、従来は二次デンドライト間距離を機械的に減少させるため材料を「混練（knead）」してミクロ偏析を低減する加工プロセスを金属部品に対して行わなければならなかった。この加工プロセスは通常断面積寸法を４０〜９０％低減するための圧延、引き抜き又はピルガーリングを包含する。しかしながら非常に厳しい冷間圧延によって断面積を４０〜９０％減少させる場合、非常に高価で、また多くのアプリケーションで機能するのに十分な大きさの合金部品を製造することは不可能でさえある。
さらに、加工処理は、広い凝固範囲を有する合金の全体的な逆偏析の問題を解決できない。これらの合金は広い凝固範囲を有するため、合金体内における所定の距離にわたっての溶質元素の濃度変動が大き過ぎ、これを溶体化熱処理によって効果的に除去できない。したがって、これらの合金はスピノーダル分解しないであろう。さらに、これらの合金は不連続析出によってその他の脆化純安定相を形成する余地がある。
ビレット、棒材、又は管材を形成するための本発明による連続鋳造プロセスを銅−ニッケル−スズスピノーダル合金を製造するための本発明による方法と組み合わせて使用することにより、従来技術に開示された処理の上記した全ての困難性、特に金属部品をスピノーダル分解の前に加工処理に付す必要性を回避できる。本発明者らの連続鋳造プロセスによって製造した棒材または管材は、（１）表面から中心まで溶質の分布が均一になる、（２）従来の手段では達成できない二次デンドライト間アーム間隔の大幅な減少が可能になるという有利な特徴を有する。本発明者らのプロセスによって製造した結晶の二次デンドライト間アーム間隔は他の金属に比べ１／１０以下にすぎない。したがって、均質化された合金内での溶質要素濃度の変動を最少にでき、合金の多量のスピノーダル変態を許容すると同時に、延性及び靱性に対して悪影響を及ぼすその他の好ましくない準安定相の析出を阻止できる。さらに、銅−ニッケル−スズスピノーダル合金を製造するための本明細書に開示された本発明者らの方法を使用することにより、粒界における不連続γ’相の析出が実質的に存在しないスピノーダル合金が得られる。したがって、強度及び延性を増すために後工程において未加工状態で熱処理を行うことが可能で、ジャーナル軸受、擦り板、成形板、グラビア印刷ロール等の種々の部品に好適な、断面が３／８インチを越える棒材を生産することが可能になった。
文献の援用
米国特許第５，２７９，３５３号を、本発明に関する背景技術情報として、本明細書の一部を構成するものとしてここに援用する。
発明の概要
本発明は、微細な等軸結晶が生じるように連続鋳造され、加工工程を必要とせずにスピノーダル分解型相転移をもたらす種々の熱効処理及び時効処理を行うことができる銅−ニッケル−スズスピノーダル合金を提供する。
本発明の第一の様相によれば、未加工連続鋳造銅−ニッケル−スズスピノーダル合金が開示され、この合金はニッケル約８−１６重量％、スズ５−８重量％、及び残量の銅を含有する。更に、該合金は粒界において不連続γ’相析出及び引張試験における延性破解挙動が実質的に存在しないことを特徴とする。
本発明の第二の様相によれば、未加工連続鋳造銅−ニッケル−スズスピノーダル合金の製造方法が開示される。該銅−ニッケル−スズスピノーダル合金は微細な等軸結晶をもたらす様に連続鋳造される。該合金は所定の最適温度で所定の時間溶体化熱処理されてそのマトリックスが単一相に変態され、その直後に冷水により急冷される。こうして得られた合金は更に所定の最適温度で所定の時間スピノーダル分解（時効）熱処理に付され、直後に冷水で再急冷される。
本発明の第三の様相によれば、未加工連続鋳造銅−ニッケル−スズスピノーダル合金の製造において用いられる熱処理の最適温度と時間を決定するための方法を開示される。微細な等軸結晶を有する未加工連続鋳造銅−ニッケル−スズスピノーダル合金が提供される。該合金の第一サンプルは最初の溶体化熱処理に付され、その直後、好ましくは冷水により急冷される。次に、第一合金サンプルは最初のスピノーダル分解熱処理に付され、その直後に冷水等の水性媒体による急冷ステップが行われる。該合金の第二サンプルは第二の溶体化熱処理に付され、その直後に好ましくは冷水による急冷ステップが行われる。その後、第二合金サンプルは二回目のスピノーダル分解熱処理に付され、その直後に冷水等の水性媒体による急冷ステップが行われる。この２個のスピノーダル合金サンプルの金属組織を調べ溶体化熱処理及びスピノーダル分解熱処理の両方を含む最適な熱処理のための最適温度及びそれに対応する時間を決定する。
本発明の一つの利点は強度と延性の両方を有する銅−ニッケル−スズスピノーダル合金を、デンドライトセル内でのマクロ偏析を減少させるための加工工程を必要とすることなく製造できることである。
本発明の他の利点は、表面から中心まで均一な溶質分布を有し、加工工程を必要とすることなくスピノーダル分解を行うことができる連続鋳造ビレット又は棒を製造できることである。
本発明の更なる利点は、通常の連続鋳造材よりも十分の一以下の二次デントライト間アーム間隔を有し、加工工程を必要とすることなくスピノーダル分解を行うことができる連続鋳造ビレット又は棒を製造できることである。
本発明の更なる利点は、未加工連続鋳造銅−ニッケル−スズスピノーダル合金を簡単に経済的に製造できることである。
本発明の更なる利点は、最適な機械的特性を有する未加工連続鋳造銅−ニッケル−スズスピノーダル合金を製造できることである。
本発明の更なる利点は、粒界において不連続γ’相が本質的に存在しない未加工銅−ニッケル−スズスピノーダル合金を作ることができることである。
本発明の更なる利点は、棒材では３／８インチより大きい、またビレットでは最大で１６インチの断面積を有する重い対象物を未加工条件で熱処理して優れた強度と延性を得られる。
本発明の更なる利点は、引張試験中の破壊に先立ちネッキングひずみに達し、これを超えることのできる未加工銅−ニッケル−スズスピノーダル合金を製造できることである。
本発明の更なる利点は、引張試験中に延性破壊挙動を呈する未加工銅−ニッケル−スズスピノーダル合金を作ることができることである。
本発明の更なる利点は、未加工銅−ニッケル−スズ合金の熱処理時の温度を高めることにより、ビレットが炉中に留まらねばならない時間を減少させ、それによって生産性が改善されると同時に経済性を改善できることである。
本発明の更なる利点は、本明細書に開示された処理によって調製された銅−ニッケル−スズスピノーダル合金を使用して広範な製品を簡単に且つ経済的に製造できることである。このような製品の例としては、軸受、歯車、及び航空機の着陸装置用軸受、スタンピングプレスの擦り板、ダイカスト又はプラスチック射出成形用の型やその他の構成部品、重量装置用軸受、及び流体式動力伝達システムの構成部品などのその他の摩耗部品が挙げられる。
本発明のその他の利点は、下記の詳細な説明を読みそして理解することにより当業者に明らかになるであろう。
【図面の簡単な説明】
本発明は部品の物理的形態及び部品の配置にあり、それらの好適な実施態様および代替実施態様が本明細書中において詳細に説明され、本明細書の一部を構成する添付の図面に描かれている。添付図面において、
図１は金属性棒材及び管材の連続鋳造に使用する典型的な設備の部分断面を概略的に示し、特に本発明が関連する一般的な環境の理解を容易にするためのものであり、
図２は図１の２−２線に沿った部分断面図であり、本発明を実施するために使用されるダイとダイ送りスロットを示し、
図３はダイを上から見た図であり、
図４は図２の４−４線に沿った部分断面図であり、ダイキャップのプレスを示し、
図５Ａ〜図５Ｃは図３の５−５線に沿った断面図で、ダイキャップ内でのスロットの異なった配置方法を示し、
図６Ａ〜図６Ｂは図４の６−６線に沿った断面図で、ダイキャップ内でのスロットの異なった配置方法を示し、
図７Ａ〜図７Ｄは、微細粒構造を形成するための最適条件を提供するダイキャップのデザインを計算するのに使用する種々の角度と寸法を示し、
図８は銅−ニッケル−スズスピノーダル合金の白色で安定なγ析出と粒界を示すＳＥＭ写真であり、
図９は銅−ニッケル−スズスピノーダル合金の白色で安定なγ析出と粒界を示すＳＥＭ写真であり、
図１０はγ指数と（Ｔ−ｔ）指数との関係を示すグラフであり、
図１１は硬度指数及び延性指数とγ指数との関係を示すグラフであり、
図１２は典型的なグラビア印刷ロールを示し、
図１３は典型的なグラビア印刷ロールの断面図を示し、
図１４は水冷式鋳型プレートの断面図を示し、
図１５は典型的な軸受を示し、
図１６は典型的な軸受の断面図を示す。
好適な実施態様及び代替実施態様の詳細な説明
図面を参照して本発明の実施態様を説明するが、図面は好適な実施態様、また、その変形例を説明するためのものであり、本発明の範囲を限定するものではない。図１はダイ、冷却装置キャップＢを含み、中実棒材つまりストランドＣを連続鋳造するための縦型連続鋳造設備Ａを示す。このような設備を用いて黄銅、アルミニウム、青銅等の各種の金属が鋳造される。本明細書ではＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ合金材の中実棒材あるいは管材への連続鋳造に焦点を当てる。
Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ合金は８〜１６重量％のニッケル、５〜８重量％のスズを含有し、残りが銅である。その他に、不純物と少量の添加物を含む。少量の添加物にはボロン、ジルコニウム、鉄、ニオブがあり、これらは等軸結晶の生成を高め、また、溶体化熱処理中のマトリックスにおけるＮｉおよびＳｎの拡散率の不同性を解消する。その他の添加物にマグネシウムがあり、これは溶融状態の合金を脱酸素する。また、本発明者はマンガンを添加することにより、合金中に不純物として硫黄が含まれているかどうかに関わらず、最終物性を大きく改善できることを発見した。その他の元素も存在する。Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ合金には上記の要素がそれぞれ約０．３重量％以下存在する。
連続鋳造設備Ａには、本発明の概念を有用に組み込むことのできる各種の形態がある。そのような設備の一つを図１に概略的示す。図１の設備は、上部フレーム部材１４、１６を支持する間隔を置いて設置された梁状の台座１０、１２を含む。プラットホーム１８は部材１０、１２により支持され、ダイ−冷却装置組体Ｂの部分を支持している。プラットホーム１８はダイ及び冷却装置と一致した適切な貫通口を有しており、その中を管材あるいは棒材Ｃが通過できるようになっている。開放式円筒保持炉スリーブ２０はフレーム部材１４、１６により支持され、全体としてカップ状のるつぼをその内部に設置している。るつぼ２２は液体合金貯蔵槽として作用し、ダイ−冷却装置組体Ｂ部が延在して貫通している底壁２４を有する。半径方向に外部に向かって延在するダイ−冷却装置組体Ｂのフランジ２８は底壁２４の下面と係合し、これら構成要素を適宜の位置関係に保っている。
底板３０はダイ−冷却装置組体部により、保持炉スリーブ２０の底に密接して支持されている。この底板は、るつぼの最下部とダイ−冷却装置組体部廻りに配設されたセメント質材３２用の台となっている。板３０はまたセメント質材３２とスリーブ２０の内壁間に挟まれた耐火粘土材３４用の台にもなっている。耐火粘土レンガ３６はプラットホーム１８と底板３０の下面間に適宜配設されている。注入口３８は、溶融銅合金４０を保持炉の外側からるつぼ２２に注入する際その注入を容易にしており、保持炉蓋４２はスリーブ２０の最上面を覆い、るつぼを略密閉している。
連続鋳造中、管材または棒材Ｃがダイ−冷却装置組体Ｂの下端から一般に垂直方向に排出される。特に、本発明が適用された鋳造処理においては、適切なピンチローラ（不図示）がダイ−冷却装置組体の下側に配設され、鋳造された管材または棒材をダイから引き出すようにしている。これらのピンチローラは従来使用されているもので、他の設備部材の動作を以下に述べる方法で調整して棒材あるいは管材Ｃに所望の物性を持たせるようにしている。
図１においては、鋳造設備Ａの各種構成要素やそれらの相関は、本明細書での特定の状況を理解するのに必要なものに止め、概略的に示されている。具体的な構成、構成要素等は個々の連続鋳造設備により変化し、この変化は本発明の範囲あるいは意図にいかなる影響を及ぼすものではない。更に、設備自身は本発明の一部を構成するものではなく、また、その設備の動作は一般に知られているので、当業者が本発明を完全に理解する上でこれらの詳細な説明が必要であるとは考えない。
図２はダイ−冷却装置組体Ｂおよび鋳造中の連続棒材あるいは管材Ｃの一部を示す部分断面図である。また、ダイ−冷却装置組体とるつぼあるいは貯蔵槽２２間の境界面領域も示している。更に詳しくは、鋳造ダイは管状シェル様の装置４４から成る。このシェル様装置は、この様なダイに一般に用いられている任意数量の異なる材料から構成される。好ましいダイ装置においては、内面４６はダイ入口端あるいは領域４８と反対側の出口端あるいは領域５０間に円筒状ダイキャビティを形成する。内面形状を別の断面形状にすることは可能であり、棒材または管材自身の外面形状によることは容易に理解できる。
シェル４４の外壁５２は、その上端部が全体として円筒形となっており、半径方向に外部に向かって延在するフランジ５４を有する。図２に示すように、ダイ上端部はるつぼの底壁２４の開口５６に嵌合されており、フランジ５４はるつぼ底壁の外面に密着している。ダイ外壁部５８はテーパをなしており、隣接するフランジ５４から出口端５０に向かって内側に傾斜し、冷却装置６２のテーパ内壁６０に密着している。
冷却装置６２は任意の形態の従来型冷却マニホールドでよく、連続鋳造運転中にダイとストランドを冷却する。冷媒は一般にはマニホールド内を循環させ、冷媒入口はダイ出口端５０に向かって設けられ、冷媒出口は上端付近に設けられている。
冷却装置６２の高さを以下の範囲にすれば、好ましい材料をより経済的な生産速度で得られることを見いだした。
１≦ｈ≦３０
ここで、ｈは冷却装置の高さ（インチ）であり、数字１、３０も単位はインチである。更に、鋳造物の断面寸法は下記の範囲であるのが好ましい。
０≦Φ≦３０
ここで、Φは鋳造物の断面寸法（インチ）であり、数字０、３０も単位はインチである。
最も好ましい方法では、ｈ＝１．５（Φ）の冷却装置６２を使用する。しかし、経済上の理由及び標準的なｈを市場で使用されている各種のΦに広く適用するために、断面寸法が０．３７５インチ以上、２９インチ以下の製品について最も好ましい冷却装置高さは３〜９インチの範囲であることを見いだした。
引き続き図２と、また、図３を参照して説明する。キャップあるはプラグ部材６４は、シェル４４の上部開口端近傍の領域４８用のカバーとして作用し、シェル内のその領域に液体合金が進入するのを防いでいる。キャップ６４はシェルの上端部領域に嵌合された第１円筒部６６と、第１円筒部よりは少し大きい第２円筒部６８から成る。第２円筒部６８はシェルの上部端面と係合するように配設された半径方向に延在するフランジを形成する。
るつぼあるいは貯蔵槽２２からダイへ液体合金材を注入するために、複数の等間隔に設けられた供給スロットがキャップ６４を貫通している。このような供給スロット７０、７２、７４、７６が、図３、４、５に示すように設けられている。しかし、連続鋳造する棒材あるいは管材のサイズ及び／または材料によりスロットの数を増加または減少させるのが有利である。図３、４、５から明らかなように、供給スロットはキャップ６４内を内部キャビティ４８に向かって傾いて設けられている。
図５はダイキャップ６４に設ける供給スロットについて、３つの異なる配設方法を示している。配設例Ａ，Ｂにおいては、スロットはキャップの中心線と交差していない。配設例Ａではスロットは中心線に向かって傾斜しており、一方、配設例Ｂでは逆になっている。配設例Ｃでは、スロットは中心線と交差している。いずれの配設例も近凝固領域の液体合金動作の特性に大きな影響を与える。与えられた状況の下でどの配設例を選択するかは、液体合金の特性と鋳造サイズにより決まる。
図６に、くさび７８を用いてダイキャップ６６にスロットを形成する２つの異なる方法を示している。どちらの方法を選択するかは非常に重要である。それは、スロットを適切に形成しないと、ダイキャップが弱くなりすぎ、るつぼ内の圧力のために破壊する。
図２を用いて説明する。供給スロット７０、７２、７４、７６はシェル４４近辺にオフセットを持たせて配設されている。これにより、好ましい量の液体金属合金を以下に述べるようにダイキャビティに供給する。これらの供給スロットの間隔に関して、図４は一対の直径方向に存在する平面Ｐ、Ｐ’を示している。これらの平面Ｐ、Ｐ’は相互に直交し、シェル４４の長手方向に延在している。平面Ｐは供給スロット７０、７４の中心線に平行に配設され、平面Ｐ’は供給スロット７２、７６の中心線に平行に配設されている。動作全体あるいは動作結果を最適にするため、供給開口７０、７４の中心線の横方向の距離あるいは間隔ａ，ｂは、直径平面Ｐに関してお互いに反対方向に配設している。また供給開口７２、７６の中心線の横方向の距離ｃ、ｄは、直径平面Ｐ’に関してお互いに反対方向に配設している。これらの距離は好ましい値になるように計算されている。対称に配設されたスロットのこれら距離の計算方法は米国特許第５，２７９，３５３号に記述されている。
図１を参照して説明した一般的な連続鋳造装置における上記ダイ構造を利用した連続鋳造において、供給スロット７０、７２、７４、７６の上端はるつぼ２２と連通して配設されている。従って、溶融あるいは液体金属合金材は、るつぼあるいは貯蔵槽から図７の矢印で示す複数の供給スロットを通ってダイの内部に流入する。溶融あるいは液体金属合金材の温度は、好ましくは溶融合金混合体の液相点以上の３５０°Ｆとする。
これらの供給スロットとダイキャビティ間には図２、図７に示すような相関関係があるので、液体金属合金がダイキャビティに流入するとき非常に強い運動が液体金属合金にもたらされる。この運動は一般には矢印Ｘで示されるもので、液体合金材料がダイ内をいわゆる近凝固領域に向かって下方に進行するとき、液体合金材料中に均一な温度分布を発生させる。この近凝固領域は供給スロット自身の下方に存在し、その全体が図２において記号８０で示されている。更に、この運動はダイの内壁４６に隣接してあるいは内壁４６の近傍に配設された一次デンドライトをはぎ取り、界面領域８２全体にわたってこれらの一次デンドライトを分配させる。このような分配は、界面領域において等軸結晶成長のための核をランダムな位置にもたらす効用がある。
界面領域あるいは遷移領域８２は近凝固領域８０に隣接しており、液体合金あるいは半液体合金が固体に変態して棒材あるいは管材Ｃを形成する領域から成る。ストランドをダイ端５０から外部に引き出すピンチローラ（不図示）の間欠運動により、ダイ内部の適切な領域においてこの変態がほぼ完了するようになっている。一般には、ピンチローラの各間欠動作あるいはストロークにより、ストローク間の各種時間間隔で、約０．５インチ〜１．０インチの範囲内の距離、毎分３０インチでストランドが移動させられる。金属処理率（１ｂｓ／時）は、断面形状が円形あるいは非円形のいかん関わらず、ビレット、棒材、あるいは中空棒材の断面寸法（単位はインチ）の約１００〜３５０倍である。
液体状態から固体状態への変態中、液体合金の近凝固領域８０へ向かう、また、近凝固領域８０での上記運動は、固体状態への遷移中の合金材内の熱分配をも行う。この熱分配は合金の全体として指向を有する固化を発生させるに足る大きさの熱勾配の発生を防いだり排除したりする。上記したような総方向性凝固は、米国特許第４，３１５，５３８号の図２に示すような受け入れることのできないマクロ組織を生成する。
棒材あるいは管材Ｃが界面あるいは遷移領域８２から鋳造ダイ内を軸方向に移動するとき、棒材はその最終固体状態への変態中に多少収縮する。従って、図２は、液体あるいは溶融銅合金が凝固して冷え始めたとき棒材の外壁８４がダイ内壁４６から半径方向に少し離れるように示している。棒材あるいは管材の冷却は冷却装置６２により促進される。先に述べたように、この冷却装置には各種のものがあり、一般には、冷却流体あるいは水がその内部を棒材あるいは管材Ｃの動きと反対方向に流れるようになっている。
上記の本発明の好適な実施態様を使用しているとき、米国特許第４、３１５、５３８号の図３に示すような微細結晶粒界を有する多角結晶構造が容易に得られることが分かった。更に、こうして得られた結晶粒度は、従来から知られており、また、用いられている連続鋳造技術と比べても非常に小さい。
連続的に鋳造された合金には熱処理が施される。この熱処理は溶体化熱処理と時効硬化処理の両方を含む。つまり、スピノーダル分解熱処理を行う。溶体化熱処理は固相温度の約６０〜８０％の温度で、合金のマトリックスを単相（あるいは単相に非常に近い状態）に変態させるだけの充分な長さの時間をかけて行う。言い換えると、合金はα領域で溶体化熱処理されて均質化される。次に、冷水による合金の即時急冷を行う。この急冷の水温は１００°Ｆ以下とする。合金は少なくとも３０分急冷する。急冷は攪拌しながら行うのが好ましい。
所望の最終機械特性により、溶体化熱処理の条件を変更して行う。つまり、固溶化温度をその範囲の上限温度とし、合金を単相に変態させるのに必要な時間よりも長い時間溶体化熱処理を行うこともある。これにより、時効処理時により強力で、より固く、延性のより少ない物性が得られる。その理由は当業者であれば容易に理解できる。
急冷をすることにより、溶体化熱処理で得た単相（均質化）組織をできるだけ多く保存する。水等の水性媒体以外の急冷媒体では満足のいく結果が得られないことが分かっている。ビレットを熱処理炉から取り出してから、急冷を始めるまでの間の時間を最小にすることが重要である。例えば、溶体化熱処理炉から合金を取り出してから急冷を始めるまでの間に数分を越える遅れがあると、有害な結果がもたらされる。
しばしば、本合金からの部品の製造、あるいは、鍛錬加工（wrought）がこの時点で本合金に対して行われる。それは、この本合金がこの状態では「柔らかく」、機械加工あるいは成形が容易だからである。
熱処理の次の工程は、時効硬化あるいはスピノーダル分解熱処理で、固溶化熱処理温度の約３０〜６０％の温度で所望の最終物性を与えるのに充分な時間をかけて行う。所望の物性により、時効硬化あるいはスピノーダル分解熱処理の条件を変更して行う。一般には、処理時間は同じで温度を変えて時効処理した合金の物性を比較してみると、２種類の温度のうち低い方の温度で処理した方が延性が増加し、強度や硬度が減少する。同様の熱力学法則が、温度は同じで処理時間を変えて処理した合金にも適用される。
時効処理後の最終工程は再度の即時急冷で、好ましくは水で行う。この工程の必要性は当業者にも即座には分からないかもしれないが、時効処理後合金をゆっくり冷却させるた場合、また、時効処理後の水急冷が数分遅れただけでも最適物性が失われることがあることを本発明者らは発見した。合金は処理あるいは組成の比較的小さな差異に非常に敏感で、これにより、同じ基本合金系から有用で異なる物性を有した各種材料の製造が可能となっている。
本発明者らの熱処理法に関し、溶体化熱処理後および時効硬化熱処理後の両方において水で即時急冷をすることが、材料の延性を犠牲にすることなく高強度を得る上で重要であることを発見した。「即時」急冷は、材料を熱処理炉から取り出した後４５〜６０秒以内に急冷を行うことを意味している。好ましくは、３０秒よりもできるだけ短くする。
平衡時のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ系の相ダイヤグラムは完全には分かっておらず、非平衡状態の様子については全く分かっていないが、完全なダイヤグラムによれば、溶体化熱処理温度より少し低い温度では、脆化γ’相が急速に形成され、その後時効処理中に不連続に結晶粒粗大化が発生するものと本発明者らは推測する。同様に、本合金が時効硬化温度かそれよりも少し低い温度に、徐冷あるいは空冷の場合のような長い時間さらされると、脆化γ’相や場合によっては他の相も併せて急速に形成される。材料が、たとえ短い間であっても徐冷されて有害な相域に至るのを防ぐために急冷が必要である。これら有害な相域は安定及び準安定状態で存在するものと本発明者らは考えている。
本発明者らの提案する鋳造及び熱処理法に関連した本発明者らの提案する合金組成は、材料のほぼ全体が、溶体化熱処理時において不完全な相ダイヤグラムの単相領域内に保持され、時効硬化処理時においてはスピノーダル領域内に保持されることを保証する。従って、完全なスピノーダル分解を達成し、結晶粒界やマトリックス内における脆化性の準安定なコヒーレント相の大きな不連続析出物の発生を防止する一方で、必要に応じ非コヒーレントな安定したγ相の析出を抑制した。次に、具体的な実施例を示して本発明をより詳細に説明する。
実施例 Ｉ
ニッケル９重量％、スズ６重量％、残部が銅であるＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ合金を、微細結晶サイズを均一にする前記連続鋳造方法を用いて連続鋳造した。前記連続鋳造Ｃｕ９Ｎｉ６Ｓｎの銅含有量は最低でも８４重量％以上にしないと所望の熱伝導性が得られなかった。
このＣｕ９Ｎｉ６Ｓｎ合金中に存在するスズの量は、６．３重量％未満であった。スズ含有量が６．３重量％を越えると、大量の不連続γ’析出が粒界から発生した。析出量が多いと、硬質で強固ではあるが延性を有しない材料となってしまうことが分かった。従って、破壊は常に脆性破壊であった。
Ｃｕ９Ｎｉ６Ｓｎ合金の第１試料に対して第１熱処理“Ａ”を行って最大延性を引き出し、これにより引張強度と硬度が低下した。第１熱処理“Ａ”に従い、該合金を１５８０°Ｆで５時間溶体化熱処理した後、水で急冷した。この工程に続き、該合金を５７０°Ｆで３時間時効処理した後（スピノーダル分解法熱処理）直ちに２回目の水による急冷工程を行った。
Ｃｕ９Ｎｉ６Ｓｎ合金の第２試料に対して第２熱処理“Ｂ”を行って最大引張強度と最大硬度を得た。しかし、該合金はなおもある程度の延性を示した。第２熱処理“Ｂ”に従い、該合金を１５８０°Ｆで５時間溶体化熱処理後、水で急冷した。この工程に続き、該合金を８１５°Ｆで４時間時効処理後（スピノーダル分解法熱処理）直ちに２回目の水による急冷工程を行った。
下記表Ｉは、本発明者らの連続鋳造プロセスに従って生産され、その後上記スピノーダル分解をもたらすため熱処理“Ａ”又は“Ｂ”を行ったＣｕ９Ｎｉ６Ｓｎ合金の機械械的特性の範囲を示す。これらの特性は、スピノーダル変態した合金の、スピノーダルとコヒーレントな遷移相への変態と、スピノーダルとコヒーレントでない平衡相への変態との相対的体積比によって変化する。これら全ての変態は、拡散によって制御される反応であるので時間及び温度によって左右される。熱処理“Ａ”を行った第１試料中に存在するこれら相の相対量と熱処理“Ｂ”を行った第２試料中に存在する同様の相対量を対比させて金属組織学的に検査することにより、最適な熱処理法の推定、即ち最適な溶体化熱処理を行うための最適温度及びこれに対応する時間並びに最適なスピノーダル分解熱処理を行うための最適温度及びこれに対応する時間の推定値を準備した。

この好ましい実施例では、熱処理“Ａ”を行った合金内に存在する相の相対量を熱処理“Ｂ”を行った合金に存在する同様の相対量と対比させて金属組織学的に検査することによって決定した最適温度及び最適時間を用いた最適熱処理を、前記Ｃｕ９Ｎｉ６Ｓｎ合金の第３試料に対して行った。従って、実施例Ｉに関しては、最適熱処理行うため、該合金を１５８０°Ｆで４時間溶体化熱処理後直ちに急冷し、８１５°Ｆで３時間時効処理した後２回目の水による急冷工程を行った。得られた合金は、下記表IIに示すように延性と強度を最適な組み合わせで有していた。引張試験中該合金は、脆性的挙動を示さなかった。実際、該合金はくびれ歪み（necking strain）に達し、その後も延びた。また、不連続γ’析出はミクロ構造中に全く観察されなかった。

実施例 II
ニッケル１５重量％、スズ８重量％、残部が銅である銅合金を、微細結晶サイズを均一にする前記連続鋳造方法を用いて連続鋳造した。
このＣｕ１５Ｎｉ８Ｓｎ合金中に存在するスズの量は、最大で８重量％であった。スズ含有量が８重量％を越えると、大量の不連続析出が粒界から発生した。析出量が多いと、硬質で強固ではあるが延性を有しない材料となることがわかった。従って、破壊常に脆性破壊であった。
Ｃｕ１５Ｎｉ８Ｓｎ合金の第１試料に対して第１熱処理“Ａ”を行って最大延性を引き出し、この結果引張強度と硬度が低下した。第１熱処理“Ａ”に従い、該合金を１５８０°Ｆで５時間溶体化熱処理した後、水で急冷した。この工程に続き、該合金を５７０°Ｆで３時間時効処理した後（スピノーダル分解法熱処理）直ちに２回目の水による急冷工程を行った。
Ｃｕ１５Ｎｉ８Ｓｎ合金の第２試料に対してを第２熱処理“Ｂ”を行って最大引張強度と最大硬度を得た。しかし、該合金はなおもある程度の延性を示した。第２熱処理“Ｂ”に従い、該合金を１５８０°Ｆで６時間溶体化熱処理後、水で急冷した。この工程に続き、該合金を８００°Ｆで６時間時効処理後（スピノーダル分解法熱処理）直ちに２回目の水による急冷工程を行った。
下記表IIIは、本発明者らの連続鋳造プロセスに従って生産され、その後上記スピノーダル分解をもたらすため熱処理“Ａ”又は“Ｂ”を行ったＣｕ１５Ｎｉ８Ｓｎ合金の機械械的特性の範囲を示す。これらの特性は、スピノーダル変態した合金の、スピノーダルとコヒーレントな遷移相への変態と、スピノーダルとコヒーレントでない平衡相への変態との相対的体積比によって変化する。これら全ての変態は、拡散によって制御される反応であるので時間及び温度によって左右される。熱処理“Ａ”を行った第１試料中に存在するこれら相の相対量と熱処理“Ｂ”を行った第２試料中に存在する同様の相対量を対比させて金属組織学的に検査することにより、最適な熱処理法の推定、即ち最適な溶体化熱処理を行うための最適温度及びこれに対応する時間並びに最適なスピノーダル分解熱処理を行うための最適温度及びこれに対応する時間の推定値を準備した。

この好ましい実施例では、熱処理“Ａ”を行った合金内に存在する相の相対量を熱処理“Ｂ”を行った合金に存在する同様の相対量と対比させて金属組織学的に検査することによって決定した最適温度及び最適時間を用いた最適熱処理を、前記Ｃｕ１５Ｎｉ８Ｓｎスピノーダル合金の第３試料に対して行った。そして、実施例IIに関しては、最適熱処理行うため、該合金を１５８０°Ｆで２時間溶体化熱処理後直ちに急冷し、８１５°Ｆで３時間時効処理した後２回目の水による急冷工程を行った。この結果生成された合金は、下記表IVに示すように延性と強度を最適な組み合わせで有していた。引張試験中該合金は、脆性的挙動を示さなかった。実際、該合金はくびれひずみに達しその後も延びた。また、不連続γ’析出はミクロ構造中に全く観察されなかった。

表Ｉ〜IVに示す機械的特性の範囲は、溶体化熱処理を行った「鋳造されたままの」ビレットからは得ることができなかった。典型的な「鋳造されたままの」ビレットに本発明を利用して達成できる機械的特性を持たせるためには、加工処理工程を用いることが必要となる。加工処理工程を用いた場合でも、最終製品は広い凝固点範囲を有する合金が克服できない逆偏折を保持する。大量の冷間加工をこの材料に導入しない限り、特徴的な脆性挙動は顕在化し、この素材の有用性は多少損なわれることになる。
更に、実施例ＩとIIに従って製造した本合金の顕微鏡写真を検討してみると、粒界には実質的に不連続なγ’相析出がないことが発見された。
下記表IVは、多数の未加工合金組成物並びに本発明の未加工の微細粒子を有する連続鋳造スピノーダル材料を得る組成物の溶体化熱処理及び時効処理で使用される様々なパラメーターを示している。下記表IVに示すパラメーターは、本発明者らの金属組織学的検査法によって決定された。

「金属組織学的検査」という語は、材料の顕微鏡写真及びグラフック処理による最構成を以下の方法で用い、熱処理のための最適温度と最適時間を決定することを意味する。例えば、硬度と延性の組合わせを最適化することが望ましいと思われる表Ｖの識別番号２と同じ組成を有するスピノーダル合金を使用し、熱処理“Ａ”（６００°Ｆで１時間時効処理）を行った該合金の第１試料のＳＥＭ写真（図８）を撮った。このＳＥＭ写真はスピノーダル合金の研磨面を１００倍率で撮ったもので、白色で安定なγ析出が示された。３００μｍの一本の線をこのＳＥＭ写真上に引き、白色で安定なγ析出粒子の内の１８個がこの線に交差していることが測定された。
次に該スピノーダル合金の第２試料に対して熱処理“Ｂ”（８００°Ｆで３時間時効処理）を行った。スピノーダル合金の研磨面の１００倍率ＳＥＭ写真が撮られ（図９）、その写真には白色で安定なγ析出が示された。３００μｍの一本の線をこのＳＥＭ写真上に引き、白色で安定なγ析出粒子の内の５個がこの線と交差していることが測定された。
次に本発明者らは、まず指数を設定してあるグラフを構築した。第１試料に関する時効処理についての指数系では、時間（１時間）と温度（６００°Ｆ）の積が６００であり、（Ｔ−ｔ）指数を１００に設定した。第２試料に関しては、時間（３時間）と温度（８００°Ｆ）の積が２４００であり、（Ｔ−ｔ）指数を４００に設定した。
次に本発明者らは、１８個の白色析出粒子が１００になるようにγ指数を決定し、これは５個の白色析出粒子がγ指数約３０に対応することを意味する。前記データを用いて、図１０に図示するようにγ指数と（Ｔ−ｔ）指数との関係をプロットした。
そして、試料を機械的に検査し、それぞれの硬度を測定した。Ｒ_B硬度番号が７４である試料１の硬度指数を１００に設定した。試料２のＲ_B硬度番号が１００であることを発見した。従って、試料２についての硬度指数を１５０に設定した。図１１に示すように、前記データを用いて硬度指数とγ指数との関係をプロットした。
二つの試料を引張試験に付し、延性（伸長率％）を測定した。伸長率３９％であった試料１に関しての延性指数を１００に設定した。試料２は伸長率５％であった。従って、試料２については、延性指数を１３に設定した。図１１に示すように、前記データを用いて硬度指数とγ指数との関係をプロットした。
図１１にプロットされた２本の線の軌跡と交点は、硬度と延性の最適な組合わせを表しγ指数約６５に対応した。このγ指数約６５は、図１０によれば（Ｔ−ｔ）指数約２３０を表し、図１１によれば硬度指数１３５及び延性指数６７を表した。従って、硬度と延性の最適組合せをもたらすのに必要な時効処理における時間と温度は、１．７時間８１５°Ｆであることを発見した。
下記表IVは、実施例のスピノーダル合金の試料である試料１と試料２について決定された指数及び上記分析によって最適試料について決定された指数を示す。他の特性の最適な組み合わせも、目的とするアプリケーションでの要求に応じて上記の分析によって得られることに注目されたい。例えば、表VIIに示す特性が本方法により得られ、優れているか否かには別にして、記載されたアプリケーションでの使用に適していると思われる材料が提供される。

本方法により、連続鋳造ビレット又は棒のスピノーダル分解法熱処理の利点を得るために従来技術方法において必要とされていた加工処理利用が必要なくなったので、過去においては脆性を無くすための冷間加工による過剰な縮小が必要であったためにＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ合金からは製造不可能であった広範囲の鋳造材料が本方法により製造できる。例えば、Ｃｕ９Ｎｉ６Ｓｎ合金とＣｕ１５Ｎｉ８Ｓｎは現在、優れた軸受、歯車、航空機着陸装置用軸受、プレス用摩耗プレート、プラスチック射出用鋳型、重装備用ベアリングその他重要部品、即ち潜水艦用安全材料を含むその他摩耗部品の製造に使用されている。
更に具体的には、本発明の新規なＣｕ９Ｎｉ６Ｓｎスピノーダル合金は図１２及び１３に図示するグラビア印刷用ロール９０の製造に使用できる。多くの印刷発行物が輪転グラビア印刷として知られる方法で作成される。印刷する紙その他の媒体が２個のロールの間に挿入される。１個は支持ロールでもう１個は印刷ロールであり、印刷ロールは従来、ダイヤモンドスタイラスで微細彫刻されるかレーザエッチングされた。一方指示ロールは紙の両面同時印刷のためしばしば彫刻される。過去において通常使用された中空印刷ロール９０は、外表面に硬質銅９２の層を電気的に堆積させた鋼製のシェルであった。銅層９２は、その後彫刻され時にはクロムで電気めっきされる金属として機能する。印刷ロール９０の両端に回転軸（非図示）を取り付けるために螺子が形成されている。印刷ロール９０の全長は約１２０インチである。印刷ロール９０の外径は約８インチであり、内径は約６．５インチである。
本発明者らは、グラビア印刷ロール９０が本発明によるＣｕ９Ｎｉ６Ｓｎ合金連続鋳造により製造でき、その後本発明で開示された熱処理を行うとスピノーダル変態を引き起こすことができることを発見した。印刷ロール９０の上層９４は、引張強度１００ｐｓｉ、降伏強度７０ｐｓｉ、伸長率７1/2、ビッカース硬度約２００の高強度及び高靱性を有しなければならない。本発明で開示されたプロセスでグラビア印刷ロール９０を製造すれば、費用面と環境面で問題の多い電気溶着の必要がなくなる。本発明のプロセスで製造されるグラビア印刷ロール９０は、前に彫刻された表面を切削し、新たな印刷原文を再彫刻することにより何回も使用できる。本ロールは高価値であるため再利用可能である。機械における構造的機能性を提供するための充分な機械的強度を有するので、ロールを支持するため再利用材料等としての価値が低い鋼製基体を使用する必要はない。
また本発明による連続鋳造Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎスピノーダル合金は、ダイカストプロセス／機械の一般的装置において使用されるプランジャーチップの製造にも使用できる。プランジャチップは、適切に熱処理された本スピノーダルＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ合金から作られる。プランジャチップは加圧溶湯を鋳型のキャビティ内に送り、これによって圧力を維持する。プランジャチップの熱伝導率は、鋼の約２倍である。プランジャチップはＣｕ９Ｎｉ６Ｓｎ合金製のビレット又は棒から鍛造又は切削された後、ロックウェルＣ硬度約３０になるまで仕上げ加工と熱処理が施される。
また本発明によるＣｕ９Ｎｉ６Ｓｎスピノーダル合金は、中子または中子ピン等の射出成形用の一定の構成部品の製造にも使用できる。中子は、本発明によるＣｕ９Ｎｉ６Ｓｎの棒材を使用して長手方向の端部近傍まで穿孔して通路を設けることによって製作でき、該穿孔通路に挿入される銅管により通常導入される水が循環できるようにする。中子は、冷却流体又は加熱流体が中子を通過できるように射出成形モールド組立体において使用される。
また本発明者らは、本連続鋳造Ｃｕ９Ｎｉ６Ｓｎスピノーダル合金が図１４に示す水冷式鋳型プレート１００としての使用のため製造されるにおいて有益であることを発見した。
例えば、本発明者らは、Ｃｕ９Ｎｉ６Ｓｎ合金から厚さ４インチ幅１５インチ全長６０インチのスピノーダル青銅スラブを製造した。前述の実施例と同様に処理を行った。その機械的特性は、ロックウェルＣ硬度が３３であることを含め、断面の全体にわたって前記実施例の特性と一致した。更に、本スラブは断面内の種々の位置において２０％ＩＡＣＳの電気伝導率を有していた。またその熱伝導率は３７〜４０ＢＴＵ／ｈｒ−ｆｔ−ｆｔ²−°Ｆであり、プラスチック射出成形プロセスのプラスチック射出用鋳型プレートの適用において工具鋼に代わる理想的材料となった。次に本スラブを加工し水冷式鋳型プレート１００とした。この作業は、プラスチック製品１０２を成形するキャビティの掘削、水冷用水路１０４の形成、中子ピン（非図示）、エジェクタピン１０６、重合体射出ゲート１０７、心合せ／位置決め用ポスト（非図示）及び通路（非図示）等のためのに必要な穴の切削等を含み、これにより本鋳型プレートを機械内の工具鋼ベースプレートに装着した。
本発明者らは、実際のプラスチック部品製造において本鋳型プレート１００セットを使用した。本部品製造作業の生産性を工具鋼鋳型セットと対照して測定したところ、高熱伝導性鋳型プレート１００の使用により生産性が４０％（運転１時間当たりの部品数）増加することがわかった。この向上は、機械の上記の増加に比例するサイクル期間の減少によって得られる。何故なら、射出重合体からの吸熱速度が早められ、次の射出工程を成功裡に開始するのに必要な鋳型プレート自体の初期温度への復帰が更に早められるためである。実際、工具鋼の熱伝導率は約１７ＢＴＵ／ｈｒ−ｆｔ−ｆｔ²−°Ｆであったのに対し、本発明によって製造された鋳型プレートセットは４０ＢＴＵ／ｈｒ−ｆｔ−ｆｔ²−°Ｆであった。
本プレート１００は、１万回の反復工程後においても目立った摩耗又は腐食は観察されなかった。更に、プラスチック粒子は後で行われる電気めっきのために極めて滑らかで平坦な表面を要求されるので、キャビティの切削作業にはキャビティ面の微細ダイヤモンド研磨面の形成が含まれる。本発明スピノーダル合金は所要の仕上面を困難無く形成でき、一般に使用される鋼、工具鋼、銅ベリリウム合金、銅アルミニウム合金及びアルミニウム合金等の他材料より優れた研磨仕上面を形成できるものと判断された。
他の高伝導性の工具鋼代替品の使用において産業界が以前直面した問題としては高コストがあげられた。何故なら、他の銅ベースの代替品でも、鋳型プレートを切削によって作る材料となる金属製基体を作るために多数の追加処理が必要となるからである。これらの処理は本発明の使用により除去される。
第２に、他の銅ベースの工具鋼代替品は基本的にベリリウム等を含んだ銅合金であった。かかる金属基体からの製造に関しては環境的及び人体的危険があるので、産業界はベリリウムの使用を避けたいと考えている。また、鋳型腐食は特定の重合体と共に使用される場合に生じる問題であると考えられている。他の材料に関しても問題はある。例えば腐食の問題は、銅−アルミニウム−亜鉛−クロム−コバルト−鉄−ケイ素合金でも発生し、これは選択的侵出腐食（selective leaching corrosion）に起因するものである。一方本発明は、これらの各問題及び産業界における懸念に対処し、各ケースにおいて改良をもたらした。
また本発明者らは、本発明のＣｕ１５Ｎｉ８Ｓｎ合金をジャーナル軸受、往復軸受、航空機着陸装置及び制動装置用軸受、トランスファースタンピングプレス用ガイド又は擦り板、又は油圧式ピストンポンプ及びモータにおけるシリンダーブロックとして製造並びに使用することが有利であることを発見した。
実際本発明者らは、本発明において開示され図１５及び図１６に示されるジャーナル軸受１１０（平軸受）をＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ合金から製造した。ジャーナル軸受１１０は潤滑剤受入れ用の直径が１／８インチのドリル孔１１２を含んでいた。またジャーナル軸受１１０は、軸受１１０の何れの末端にも達しない１／８インチの直線溝１１４を含んだ。軸受１１０の内径１インチに対し、外径は約１．５インチであった。
鋼製軸を、軸受で支持し通常の市販グリスで間欠的に潤滑しながら一定速度で連続２日間、負荷をかけて回転させた。この様な方法でシステムの負荷と速度の組合わせを種々変更した。軸受応力で示される負荷は、２０ｋｓｉ〜９５ｋｓｉにわたって変化した。軸の回転速度は、毎分２フィート〜毎分３０フィート（表面速度）の間で変化した。これら２つのパラメーターの積は、該システムのＰＶ値として知られている。軸受のＰＳ値は４０，０００ｐｓｉ−ｆｔ／ｍｉｎ〜１，６００，０００ｐｓｉ−ｆｔ／ｍｉｎの範囲であった。運転後の軸受中空部の容積の増加は、ＰＶ値が２５０，０００ｐｓｉ−ｆｔ／ｍｉｎ未満の時、表面の移動１フィート当たり０〜１０．２ｘ１０^-9ｉｎ³／ｆｔの間であった。摩耗についての同様の測定値は、ＰＶ値は２５０，０００ｐｓｉ−ｆｔ／ｍｉｎより高く１，２００，０００ｐｓｉ−ｆｔ／ｍｉｎ未満の時、全体として１０〜５０ｘ１０^-9ｉｎ³／ｆｔ未満であった。平軸受材料によるこの様な性能は、文献と一致しない。
各軸受テストにおいてシステムの動作温度を測定した。一般的に、軸の回転が開始されるとシステムの温度が初期温度である室温から１００°Ｆ以下上昇した。ＰＶが低い状態では温度はその後一定に保たれる。ＰＶが高い状態では温度上昇の増加が観察された。しかしながら、システムは流体力学的に挙動し、検出可能な摩耗を発生しなかったため、ＰＶが最高値の時の温度上昇はたった５０°Ｆであった。また、２４時間間隔での断続的な潤滑を行うとその後は比較的長期間にわたって高ＰＶ状態での温度が低下することが観察された。このような温度変化はシステムの動作に有害ではない。また、軸受材料の熱伝動率が高くなるように軸受の合金組成に比べて温度上昇が低いことを観察した。
下記の表VIIは、表Ｖに示したスピノーダル合金の可能な用途の幾つかをまとめたものである。更に、表Ｖに示した各合金について最低の機械的特性が示されている。

本発明を好適な実施態様と代替の実施態様を参照して述べた。本明細書を読みそして理解すれば変形や変更がが可能であることは明らかである。添付の請求の範囲及びこれと均等な範囲に入るものてあればそのような変形や変更も本発明に含まれる。

Claims (7)

1. ニッケル８−１６重量％、スズ５−８重量％、及び残量の銅を含有する、連続鋳造銅−ニッケル−スズスピノーダル合金を製造する方法であって、該方法は、
   （ａ）容器中の液体合金に没入させたダイから上記合金を溶融状態で連続鋳造して未熱処理の鋳造物を形成し、該ダイは、該ダイに入った液体合金が、該ダイのキャビティ内に生成した一次デンドライトを、合金の液体と固体間の凝固界面にランダムに分配するように配設された合金供給スロットを有し、これにより均質化した微細結晶の合金マトリックスを有する未熱処理鋳造物を得る工程と、
   （ｂ）前記未熱処理鋳造物を加熱処理し、その合金マトリックスを単一相に変換した後、直ちに水冷する工程と、
   （ｃ）該水冷した鋳造物を加熱処理し、その合金をスピノーダル分解した後、直ちに水冷し、これにより未加工スピノーダル合金を形成する工程とを有することを特徴とする未加工連続鋳造銅−ニッケル−スズスピノーダル合金の製造方法。
2. 製造された合金が０．９５〜７６．２ｃｍの断面寸法または壁厚を有する請求項１記載の方法。
3. 製造された合金が粒界において不連続γ’相析出が存在しないことを特徴とする請求項２の記載の方法。
4. 製造された合金が、軸受、歯車、ダイ、ロール、擦り板、グラビア印刷シリンダーまたは成形プレートの形態である請求項２記載の合金。
5. 製造された合金が、１０．１〜７６．２ｃｍの断面寸法または壁厚を有する請求項２記載の方法。
6. 製造された合金が粒界において不連続γ’相析出が存在しないことを特徴とする請求項５記載の方法。
7. 製造された合金が、軸受、歯車、ダイ、ロール、擦り板、グラビア印刷シリンダーまたは成形プレートの形態である請求項５記載の方法。

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