JPH04235240A - Ａｇ−Ｎｉ合金およびその製造方法 - Google Patents
Ａｇ−Ｎｉ合金およびその製造方法Info
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- JPH04235240A JPH04235240A JP41716790A JP41716790A JPH04235240A JP H04235240 A JPH04235240 A JP H04235240A JP 41716790 A JP41716790 A JP 41716790A JP 41716790 A JP41716790 A JP 41716790A JP H04235240 A JPH04235240 A JP H04235240A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、電気接点材料等に用い
るＡｇ−Ｎｉ 合金およびその製造方法に関する。
るＡｇ−Ｎｉ 合金およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】純銀は優れた接点特性をもっているもの
で、電気的負荷が比較的小さな電気接点として用いられ
ているが、再結晶温度が低いため、加工硬化した純銀は
室温で容易に回復を起こし、加工後の経時軟化が起き、
しかもその軟化は加工率が高い程激しく、接点特性が劣
化することが欠点となっている。大きな負荷を開閉した
とき、消耗や溶着を起こし易くなり、開離不能の事故に
もなりかねない。そこで、銀接点より負荷の大きい場合
は、粉末冶金により１０〜２０Ｗｔ％ のＮｉを含んだ
Ａｇ−Ｎｉ 合金が製造されて使用されているが、粉末
冶金工程のコストが高く、また容易に酸化しやすく、固
有抵抗の高いＮｉを多量に含むために接触抵抗が高くな
ってしまう問題がある。したがって純銀接点よりも僅か
にだけ大きい負荷を開閉する場合に、粉末冶金によるＡ
ｇ−Ｎｉ 合金を使わなくとも溶製によりＡｇの経時軟
化を阻止できるような材料であれば充分であり、そのよ
うな材料が必要とされていた。そこで、一般に純銀に約
０．０３Ｗｔ％ のＮｉを固溶させたものが用いられて
おり、この材質は常温では軟化しにくいので硬銀の一種
として用いられている。ところがこの程度の含有では台
座に取り付けるときの熱や接点の電流開閉に伴うアーク
やジュール熱によって容易に軟化してしまう場合が多く
、さらなる改良が求められている。
で、電気的負荷が比較的小さな電気接点として用いられ
ているが、再結晶温度が低いため、加工硬化した純銀は
室温で容易に回復を起こし、加工後の経時軟化が起き、
しかもその軟化は加工率が高い程激しく、接点特性が劣
化することが欠点となっている。大きな負荷を開閉した
とき、消耗や溶着を起こし易くなり、開離不能の事故に
もなりかねない。そこで、銀接点より負荷の大きい場合
は、粉末冶金により１０〜２０Ｗｔ％ のＮｉを含んだ
Ａｇ−Ｎｉ 合金が製造されて使用されているが、粉末
冶金工程のコストが高く、また容易に酸化しやすく、固
有抵抗の高いＮｉを多量に含むために接触抵抗が高くな
ってしまう問題がある。したがって純銀接点よりも僅か
にだけ大きい負荷を開閉する場合に、粉末冶金によるＡ
ｇ−Ｎｉ 合金を使わなくとも溶製によりＡｇの経時軟
化を阻止できるような材料であれば充分であり、そのよ
うな材料が必要とされていた。そこで、一般に純銀に約
０．０３Ｗｔ％ のＮｉを固溶させたものが用いられて
おり、この材質は常温では軟化しにくいので硬銀の一種
として用いられている。ところがこの程度の含有では台
座に取り付けるときの熱や接点の電流開閉に伴うアーク
やジュール熱によって容易に軟化してしまう場合が多く
、さらなる改良が求められている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】解決しようとする問題
点は、純銀は経時軟化し易く、また、銀中にＮｉを溶製
により過飽和まで添加して接点特性を向上させることが
できない点である。
点は、純銀は経時軟化し易く、また、銀中にＮｉを溶製
により過飽和まで添加して接点特性を向上させることが
できない点である。
【０００４】
【課題を解決するための手段】著名な状態図の文献であ
る「Ｃｏｎｓｕｔｉｔｕｔｉｏｎ Ｏｆ Ｂｉｎａｒｙ
Ａｌｌｏｙｓ」”Ｓｅｃｏｎｄ Ｅｄｉｔｉｏｎ”Ｍ
．Ｈａｎｓｅｎ氏著によると、１４３５℃の溶湯での銀
中へのニッケルの溶解限は１．５Ｗｔ％ であるが、鋳
造後では１．１０２Ｗｔ％である。しかしながら実際の
溶解・鋳造では銀のフュージョンや鋳巣の発生等を防ぐ
ため、Ａｇ合金の溶湯の温度を融点よりはるかに高くは
できないので、現実に入手できるＮｉ入りＡｇは０．０
５Ｗｔ％ Ｎｉが限界である。一般にＡｇの溶湯中にＮ
ｉを分散させるには、Ａｇを溶解後Ｎｉの融点近くに加
熱してＮｉ単体を溶融せしめた後、Ｎｉ棒により攪拌し
て強引にＡｇとＮｉの溶湯を混ぜ合わせて鋳造する工程
がとられている。このような工程で得られるＮｉの分散
はかなり粗く、比重差によるＮｉの表面への移行や粗大
粒子による局部的な凝集・偏析が起こり易く、上述した
ようにＮｉが０．０５Ｗｔ％ 以上では健全なインゴッ
トとして入手することは困難である。そこで本発明者は
、試作、研究の結果、Ａｇの溶湯中にＮｉが微粒子の状
態で分散していれば、それを鋳造・凝固させたときに表
面近傍に偏析したり局部に凝集することなく、Ａｇマト
リックス中にＮｉの微粒子が均質に分散した組織を持つ
合金が得られることを見出した。粉体の状態でＮｉを直
接Ａｇ溶湯中に溶かし込もうとすると高温のため粉体が
凝集してしまい粉体ではなくなって溶かし込むことが困
難になってしまう。そこで本発明は、粉末冶金により１
０〜３０Ｗｔ％ のＮｉを含むＡｇ−Ｎｉ の母合金を
つくり、これをＡｇ溶湯中に投入することで微粒子状の
ＮｉをＡｇ溶湯中に混入・分散させることができ、これ
を鋳造することにより目標のＡｇ−Ｎｉ の合金を製造
することができた。
る「Ｃｏｎｓｕｔｉｔｕｔｉｏｎ Ｏｆ Ｂｉｎａｒｙ
Ａｌｌｏｙｓ」”Ｓｅｃｏｎｄ Ｅｄｉｔｉｏｎ”Ｍ
．Ｈａｎｓｅｎ氏著によると、１４３５℃の溶湯での銀
中へのニッケルの溶解限は１．５Ｗｔ％ であるが、鋳
造後では１．１０２Ｗｔ％である。しかしながら実際の
溶解・鋳造では銀のフュージョンや鋳巣の発生等を防ぐ
ため、Ａｇ合金の溶湯の温度を融点よりはるかに高くは
できないので、現実に入手できるＮｉ入りＡｇは０．０
５Ｗｔ％ Ｎｉが限界である。一般にＡｇの溶湯中にＮ
ｉを分散させるには、Ａｇを溶解後Ｎｉの融点近くに加
熱してＮｉ単体を溶融せしめた後、Ｎｉ棒により攪拌し
て強引にＡｇとＮｉの溶湯を混ぜ合わせて鋳造する工程
がとられている。このような工程で得られるＮｉの分散
はかなり粗く、比重差によるＮｉの表面への移行や粗大
粒子による局部的な凝集・偏析が起こり易く、上述した
ようにＮｉが０．０５Ｗｔ％ 以上では健全なインゴッ
トとして入手することは困難である。そこで本発明者は
、試作、研究の結果、Ａｇの溶湯中にＮｉが微粒子の状
態で分散していれば、それを鋳造・凝固させたときに表
面近傍に偏析したり局部に凝集することなく、Ａｇマト
リックス中にＮｉの微粒子が均質に分散した組織を持つ
合金が得られることを見出した。粉体の状態でＮｉを直
接Ａｇ溶湯中に溶かし込もうとすると高温のため粉体が
凝集してしまい粉体ではなくなって溶かし込むことが困
難になってしまう。そこで本発明は、粉末冶金により１
０〜３０Ｗｔ％ のＮｉを含むＡｇ−Ｎｉ の母合金を
つくり、これをＡｇ溶湯中に投入することで微粒子状の
ＮｉをＡｇ溶湯中に混入・分散させることができ、これ
を鋳造することにより目標のＡｇ−Ｎｉ の合金を製造
することができた。
【０００５】
【実施例】第１実施例
３２５メッシュのＡｇ粉７０ｇ とＮｉ粉３０ｇ とを
ボールミルにより混合した後、圧縮型にて成形後、マッ
フル電気炉にて水素雰囲気で焼結してＡｇ−Ｎｉ の母
合金を得た。定量分析の結果Ａｇが７０％ 、Ｎｉが３
０％ であった。つぎに、溶解炉にてＡｇを９３０ｇ
溶解し、溶湯の温度を約１１００℃に保ち、この母合金
を７０ｇ 投入し、溶融後Ｎｉ棒にて攪拌し、速やかに
鋳型に鋳込んだ。このインゴットの表面を面削後、圧延
して板を得た。このインゴットを定量分析した結果Ａｇ
が９８％、Ｎｉが２％であった。また、この板の任意の
１０箇所をサンプリングして顕微鏡で観察したところ、
すべてのサンプルが同じようにＡｇマトリックス中にＮ
ｉが均質に分散していることがわかった。 第２実施例 上記第１実施例と同様にして８５Ｗｔ％Ａｇ−Ｎｉを作
成後、Ａｇ９６５ｇ に対して母合金３５ｇ を溶解し
たところ、Ｎｉ０．５Ｗｔ％ のＡｇ−Ｎｉ の板を得
た。また、組織を顕微鏡で観察したところ、Ｎｉが均質
に分散している組織が確認された。 第３実施例 上記第１実施例と同様にして９０Ｗｔ％Ａｇ−Ｎｉを作
成後、Ａｇ９９５ｇ に対して母合金５ｇ を溶解した
ところ、Ｎｉ０．０５Ｗｔ％ のＡｇ−Ｎｉ の板を得
た。また、組織を顕微鏡で観察したところ、Ｎｉが均質
に分散している組織が確認された。
ボールミルにより混合した後、圧縮型にて成形後、マッ
フル電気炉にて水素雰囲気で焼結してＡｇ−Ｎｉ の母
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０％ であった。つぎに、溶解炉にてＡｇを９３０ｇ
溶解し、溶湯の温度を約１１００℃に保ち、この母合金
を７０ｇ 投入し、溶融後Ｎｉ棒にて攪拌し、速やかに
鋳型に鋳込んだ。このインゴットの表面を面削後、圧延
して板を得た。このインゴットを定量分析した結果Ａｇ
が９８％、Ｎｉが２％であった。また、この板の任意の
１０箇所をサンプリングして顕微鏡で観察したところ、
すべてのサンプルが同じようにＡｇマトリックス中にＮ
ｉが均質に分散していることがわかった。 第２実施例 上記第１実施例と同様にして８５Ｗｔ％Ａｇ−Ｎｉを作
成後、Ａｇ９６５ｇ に対して母合金３５ｇ を溶解し
たところ、Ｎｉ０．５Ｗｔ％ のＡｇ−Ｎｉ の板を得
た。また、組織を顕微鏡で観察したところ、Ｎｉが均質
に分散している組織が確認された。 第３実施例 上記第１実施例と同様にして９０Ｗｔ％Ａｇ−Ｎｉを作
成後、Ａｇ９９５ｇ に対して母合金５ｇ を溶解した
ところ、Ｎｉ０．０５Ｗｔ％ のＡｇ−Ｎｉ の板を得
た。また、組織を顕微鏡で観察したところ、Ｎｉが均質
に分散している組織が確認された。
【０００６】
【発明の効果】以上詳細に説明した本発明によると、粉
末冶金により造られたＡｇ−Ｎｉ を母合金とし、Ａｇ
もしくは固溶範囲内のＮｉを含んだＡｇ−Ｎｉ に溶解
させ、Ｎｉを過飽和の状態でＡｇマトリックス中に微粒
子状で均質に分散させたことにより、Ａｇ中に固溶限を
越えてＮｉを添加することができ、これによって機械的
強度の経時変化の少ないＡｇ−Ｎｉ 合金を得ることが
できる効果を有する。
末冶金により造られたＡｇ−Ｎｉ を母合金とし、Ａｇ
もしくは固溶範囲内のＮｉを含んだＡｇ−Ｎｉ に溶解
させ、Ｎｉを過飽和の状態でＡｇマトリックス中に微粒
子状で均質に分散させたことにより、Ａｇ中に固溶限を
越えてＮｉを添加することができ、これによって機械的
強度の経時変化の少ないＡｇ−Ｎｉ 合金を得ることが
できる効果を有する。
Claims (2)
- 【請求項１】 溶製によりＡｇに固溶限を越えてＮｉ
を０．０５〜２．０Ｗｔ％ まで均質に分散させたこと
を特徴とするＡｇ−Ｎｉ 合金。 - 【請求項２】 粉末冶金により造られたＡｇ−Ｎｉ
を母合金とし、この母合金をＡｇもしくは固溶範囲内の
Ｎｉを含んだＡｇ−Ｎｉ に溶解させ、Ｎｉを過飽和の
状態でＡｇマトリックス中に微粒子状で均質に分散させ
ることを特徴とするＡｇ−Ｎｉ 合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP41716790A JPH04235240A (ja) | 1990-12-29 | 1990-12-29 | Ａｇ−Ｎｉ合金およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP41716790A JPH04235240A (ja) | 1990-12-29 | 1990-12-29 | Ａｇ−Ｎｉ合金およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04235240A true JPH04235240A (ja) | 1992-08-24 |
Family
ID=18525298
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP41716790A Pending JPH04235240A (ja) | 1990-12-29 | 1990-12-29 | Ａｇ−Ｎｉ合金およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH04235240A (ja) |
-
1990
- 1990-12-29 JP JP41716790A patent/JPH04235240A/ja active Pending
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