JPH0470375B2 - - Google Patents
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- JPH0470375B2 JPH0470375B2 JP11296185A JP11296185A JPH0470375B2 JP H0470375 B2 JPH0470375 B2 JP H0470375B2 JP 11296185 A JP11296185 A JP 11296185A JP 11296185 A JP11296185 A JP 11296185A JP H0470375 B2 JPH0470375 B2 JP H0470375B2
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Landscapes
- Manufacture Of Alloys Or Alloy Compounds (AREA)
Description
〔産業上の利用分野〕
本発明は繊維強化された、銅合金の製造方法に
関するものである。 〔従来の技術〕 タングステン、炭素、ホウ素、炭化ケイ素等の
繊維またはウイスカ（ひげ結晶）等、高いアスペ
クト比を有する物質を金属と複合させた繊維強化
複合銅合金（FRM）は、高い強度を有する点で、
最近研究が活発である。 したがつて、これらの合金はあらかじめ別の工
程によつて製造された繊維やウイスカを原料と
し、これに金属を複合させて製造させるため、工
程も多く、しがたつて高価な材料とならざるを得
ない。 〔本発明が解決しようとする問題点〕 本発明は、上記従来の技術の欠点である複雑な
工程を経ることなく、銅または銅合金粉末または
これらの両者、チタンまたは水素化チタン、また
は銅−チタン合金粉末（TiまたはTiH2またはCu
−Ti合金粉末）の混合物を適当な温度範囲（本
発明の合金においては880〜1280℃）に加熱する
ことにより、Cu基質中に高融点、高硬度物質で
あるホウ化チタン（TiB2）がウイスカ状または
繊維状に生成発達されることを見出し、本発明を
完成したものである。 〔問題点を解決するための手段〕 即ち、本発明はCu源として銅粉または／及び
銅合金粉、Ti源としてチタン粉、水素化チタン
粉、Cu−Ti合金粉の１種または２種以上、Ｂ源
として、粒度10μm以上、400μm以下のホウ素粉
または／及びホウ化銅粉、その他必要に応じ、全
配合量の30wt％以下の亜鉛粉、10wt％以下のス
ズ粉、10wt％以下のアルミニウム粉、5wt％以下
のケイ素粉のうち１種または２種以上の混合物を
880℃以上、1280℃以下の温度に加熱し反応焼結
後冷却することを特徴とする繊維強化複合銅合金
の製造方法である。 〔作用〕 本発明の実施は困難でない。たとえば、銅粉
に、溶製後機械粉砕したCu−22at％Ti合金粉
（この組成では金属間化合物Cu3Tiとなつており、
粉砕し易い）および粒度10〜400μmの範囲にあ
る、やや粗粉ホウ素粉末を配合し、混合圧粉成形
後、非酸化性雰囲気、たとえば水素中または真空
中で加熱すれば、Ti−Ｂ間の親和力が非常に大
きいので、加熱中に配合されてTiとＢとが結合
して、Cu基質中にTiB2結晶が形成されるが、最
高加熱温度が880〜1280℃の範囲にある場合、生
成TiB2の形状は、最高加熱温度の上昇に対応し
て、その形態が、ウイスカ状→繊維状→長針状→
針状へと変化するが、いずれも高いアスベスト比
を有しており、結果として基質銅（または銅合金
−後出）は繊維強化される。 配合Ｂの粒度を10〜400μmの範囲に限定した理
由は以下のとおりである。即ち、10μm以下の微
粉を配合すると、TiB2は粒状またはスポンジ状
に生成するので、粒子強化ないしは分散強化は行
われるが、繊維強化の目的を達し得ない。逆に
400μm−以上の粗粉を使用する場合は、目的の形
態を有するTiB2は生成するが、その生成速度が
著しく遅い上に、粗粉Ｂの分布がとかく不均質な
合金となり易いためである。 このように、本発明はやや粗粒ホウ素を配合す
ることによつて特異な形態のTiB2を生成させて
いるが、このようなTiB2が生成する理由は、合
金形成のための加熱中にTiB2生成のための基質
へのＢの補給が、加熱初期に粗粒ホウ素粒子表面
に形成されたTiB2層を介して徐々に行われ、基
質内でのTiB2の生成が低い過飽和度のもとで行
われるためと推定される。 加熱温度を880〜1280℃に限定した理由は、加
熱温度880℃以下では、固相焼結となり、焼結の
進行が不完全となり易い。ただし、Ti＋2B＝
TiB2は大きな発熱を伴う反応であるため加熱速
度がやや大きい場合や大型の試料を調製する場合
は、合金化の際の反応熱による温度上昇が大き
く、外部からの加熱温度は低くても試料温度は著
しく上昇し、実質上、高い温度で焼結したことと
同じになる。したがつて、本発明で述べている加
熱温度とは、試料温度を示すこととし、外部から
の加熱温度を示すものではないものとする。 加熱温度1280℃以上の場合は針状晶は長さを減
少し、太さを増して短柱状晶となり、繊維強化か
らややかけ離れ、粒子強化に近づくため、本発明
の範囲から除外することとした。 粒子強化、繊維強化の区別をせず、単に強化を
期待するだけであれば、本発明で限定した温度範
囲を超えることが可能である。 Ti−Ｂ間の親和力はきわめて大きいので、銅
合金の合金的性質の向上を目的として従来多く用
いられて来たSn，Si，Al，Ｐ，Be等の第三元素
が介在しても、TiB2の生成が阻害されることは
なく、本発明の目的である繊維強化には支障を与
えない。したがつて、第３元素としてこれらSn，
Si，Al，Ｐ，Beのうち１種または２種以上、あ
るいはさらに細かい改質のため加えられる微量元
素が添加される場合も、本発明の主旨を変えるも
のではなく、むしろ、従来から利用されていたこ
れらの含有による固溶強化、あるいは時効熱処理
による析出強化等による強化が加味されて、一段
と優れた性質を付与できる利点がある。したがつ
てこれらの合金元素の同時添加も本発明の範囲に
含まれるものとし、必要に応じ30wt％以下のZn、
10wt％以下のSn、10wt％以下のAl、5wt％以下
のSiのうち１種または２種以上を含有させること
ができる。上限を上記のように定めたのは、これ
を超した量が添加されると、脆化その他の現象を
生じるためである。 〔実施例〕 以下本発明の実施例を示す。 実施例 (1) 配合条件 電解銅粉（粒度250メツシユ以上） Cu−22at％Ti 粉（粒度100メツシユ以下） ホウ素粉末（粒度400〜10μm） 配合組成 89.2wt％Cu−7.5wt％Ti−3.4wt
％Ｂ（19.4Vol％TiB2） 以上を乳鉢中で充分に混合後、成形圧力5t／cm2
で圧粉体とし、水素中または真空中で900〜1300
℃の各温度（比較のため800℃及び1500℃を加え
た）で２時間加熱後冷却し、生成物についてＸ線
回析、顕微鏡観察及び硬度測定を行つた。おもな
結果を第１表に、さらに代表的な試料（第１表参
照）の走査型電子顕微鏡写真を第１〜３図に示
す。
関するものである。 〔従来の技術〕 タングステン、炭素、ホウ素、炭化ケイ素等の
繊維またはウイスカ（ひげ結晶）等、高いアスペ
クト比を有する物質を金属と複合させた繊維強化
複合銅合金（FRM）は、高い強度を有する点で、
最近研究が活発である。 したがつて、これらの合金はあらかじめ別の工
程によつて製造された繊維やウイスカを原料と
し、これに金属を複合させて製造させるため、工
程も多く、しがたつて高価な材料とならざるを得
ない。 〔本発明が解決しようとする問題点〕 本発明は、上記従来の技術の欠点である複雑な
工程を経ることなく、銅または銅合金粉末または
これらの両者、チタンまたは水素化チタン、また
は銅−チタン合金粉末（TiまたはTiH2またはCu
−Ti合金粉末）の混合物を適当な温度範囲（本
発明の合金においては880〜1280℃）に加熱する
ことにより、Cu基質中に高融点、高硬度物質で
あるホウ化チタン（TiB2）がウイスカ状または
繊維状に生成発達されることを見出し、本発明を
完成したものである。 〔問題点を解決するための手段〕 即ち、本発明はCu源として銅粉または／及び
銅合金粉、Ti源としてチタン粉、水素化チタン
粉、Cu−Ti合金粉の１種または２種以上、Ｂ源
として、粒度10μm以上、400μm以下のホウ素粉
または／及びホウ化銅粉、その他必要に応じ、全
配合量の30wt％以下の亜鉛粉、10wt％以下のス
ズ粉、10wt％以下のアルミニウム粉、5wt％以下
のケイ素粉のうち１種または２種以上の混合物を
880℃以上、1280℃以下の温度に加熱し反応焼結
後冷却することを特徴とする繊維強化複合銅合金
の製造方法である。 〔作用〕 本発明の実施は困難でない。たとえば、銅粉
に、溶製後機械粉砕したCu−22at％Ti合金粉
（この組成では金属間化合物Cu3Tiとなつており、
粉砕し易い）および粒度10〜400μmの範囲にあ
る、やや粗粉ホウ素粉末を配合し、混合圧粉成形
後、非酸化性雰囲気、たとえば水素中または真空
中で加熱すれば、Ti−Ｂ間の親和力が非常に大
きいので、加熱中に配合されてTiとＢとが結合
して、Cu基質中にTiB2結晶が形成されるが、最
高加熱温度が880〜1280℃の範囲にある場合、生
成TiB2の形状は、最高加熱温度の上昇に対応し
て、その形態が、ウイスカ状→繊維状→長針状→
針状へと変化するが、いずれも高いアスベスト比
を有しており、結果として基質銅（または銅合金
−後出）は繊維強化される。 配合Ｂの粒度を10〜400μmの範囲に限定した理
由は以下のとおりである。即ち、10μm以下の微
粉を配合すると、TiB2は粒状またはスポンジ状
に生成するので、粒子強化ないしは分散強化は行
われるが、繊維強化の目的を達し得ない。逆に
400μm−以上の粗粉を使用する場合は、目的の形
態を有するTiB2は生成するが、その生成速度が
著しく遅い上に、粗粉Ｂの分布がとかく不均質な
合金となり易いためである。 このように、本発明はやや粗粒ホウ素を配合す
ることによつて特異な形態のTiB2を生成させて
いるが、このようなTiB2が生成する理由は、合
金形成のための加熱中にTiB2生成のための基質
へのＢの補給が、加熱初期に粗粒ホウ素粒子表面
に形成されたTiB2層を介して徐々に行われ、基
質内でのTiB2の生成が低い過飽和度のもとで行
われるためと推定される。 加熱温度を880〜1280℃に限定した理由は、加
熱温度880℃以下では、固相焼結となり、焼結の
進行が不完全となり易い。ただし、Ti＋2B＝
TiB2は大きな発熱を伴う反応であるため加熱速
度がやや大きい場合や大型の試料を調製する場合
は、合金化の際の反応熱による温度上昇が大き
く、外部からの加熱温度は低くても試料温度は著
しく上昇し、実質上、高い温度で焼結したことと
同じになる。したがつて、本発明で述べている加
熱温度とは、試料温度を示すこととし、外部から
の加熱温度を示すものではないものとする。 加熱温度1280℃以上の場合は針状晶は長さを減
少し、太さを増して短柱状晶となり、繊維強化か
らややかけ離れ、粒子強化に近づくため、本発明
の範囲から除外することとした。 粒子強化、繊維強化の区別をせず、単に強化を
期待するだけであれば、本発明で限定した温度範
囲を超えることが可能である。 Ti−Ｂ間の親和力はきわめて大きいので、銅
合金の合金的性質の向上を目的として従来多く用
いられて来たSn，Si，Al，Ｐ，Be等の第三元素
が介在しても、TiB2の生成が阻害されることは
なく、本発明の目的である繊維強化には支障を与
えない。したがつて、第３元素としてこれらSn，
Si，Al，Ｐ，Beのうち１種または２種以上、あ
るいはさらに細かい改質のため加えられる微量元
素が添加される場合も、本発明の主旨を変えるも
のではなく、むしろ、従来から利用されていたこ
れらの含有による固溶強化、あるいは時効熱処理
による析出強化等による強化が加味されて、一段
と優れた性質を付与できる利点がある。したがつ
てこれらの合金元素の同時添加も本発明の範囲に
含まれるものとし、必要に応じ30wt％以下のZn、
10wt％以下のSn、10wt％以下のAl、5wt％以下
のSiのうち１種または２種以上を含有させること
ができる。上限を上記のように定めたのは、これ
を超した量が添加されると、脆化その他の現象を
生じるためである。 〔実施例〕 以下本発明の実施例を示す。 実施例 (1) 配合条件 電解銅粉（粒度250メツシユ以上） Cu−22at％Ti 粉（粒度100メツシユ以下） ホウ素粉末（粒度400〜10μm） 配合組成 89.2wt％Cu−7.5wt％Ti−3.4wt
％Ｂ（19.4Vol％TiB2） 以上を乳鉢中で充分に混合後、成形圧力5t／cm2
で圧粉体とし、水素中または真空中で900〜1300
℃の各温度（比較のため800℃及び1500℃を加え
た）で２時間加熱後冷却し、生成物についてＸ線
回析、顕微鏡観察及び硬度測定を行つた。おもな
結果を第１表に、さらに代表的な試料（第１表参
照）の走査型電子顕微鏡写真を第１〜３図に示
す。
【表】
第１表及び第１〜３図より明らかなように、加
熱温度900〜1280℃の加熱温度において、生成
TiB2の形状は加熱温度の上昇に伴つて、ウイス
カ状から繊維状、長針状、棒状へと移行している
ことがわかる。純銅の硬度は50〜60であるから、
TiB2の分散によつて硬さも上昇し、強化してい
ることがわかる。 比較例 (1) 実施例(1)における粗粉Ｂに代えて、ボールミル
粉砕を行つて粒度１〜3μmの微粉Ｂの配合を行つ
たものについて、実施例(1)と同様の実験を行つ
た。この場合はすべての加熱温度において生成
TiB2は粒状であつた。 比較例 (2) 銅粉にTiB2粉末を配合して混合圧粉体につい
て実施例(1)と同様の実験を行つた結果は、TiB2
はCuに対して良好な濡れが観察されたが、TiB2
の粒形は、配合前と比べてほとんど変化なく、粒
状を呈していた。 実施例 (2) 実施例(1)に示した基本的なCu−Ti−Ｂ配合に
加えてZn，Sn，Si，Alの所定量（Alについては
Cu−46％Al合金の形で添加）を加えて焼結を行
つた。 これらの結果を第２表に示す。 繊維強化現象はこれらを添加しない場合と同様
に認められ、同時に固溶強化も観察された。
熱温度900〜1280℃の加熱温度において、生成
TiB2の形状は加熱温度の上昇に伴つて、ウイス
カ状から繊維状、長針状、棒状へと移行している
ことがわかる。純銅の硬度は50〜60であるから、
TiB2の分散によつて硬さも上昇し、強化してい
ることがわかる。 比較例 (1) 実施例(1)における粗粉Ｂに代えて、ボールミル
粉砕を行つて粒度１〜3μmの微粉Ｂの配合を行つ
たものについて、実施例(1)と同様の実験を行つ
た。この場合はすべての加熱温度において生成
TiB2は粒状であつた。 比較例 (2) 銅粉にTiB2粉末を配合して混合圧粉体につい
て実施例(1)と同様の実験を行つた結果は、TiB2
はCuに対して良好な濡れが観察されたが、TiB2
の粒形は、配合前と比べてほとんど変化なく、粒
状を呈していた。 実施例 (2) 実施例(1)に示した基本的なCu−Ti−Ｂ配合に
加えてZn，Sn，Si，Alの所定量（Alについては
Cu−46％Al合金の形で添加）を加えて焼結を行
つた。 これらの結果を第２表に示す。 繊維強化現象はこれらを添加しない場合と同様
に認められ、同時に固溶強化も観察された。
【表】
本発明の方法は、従来の繊維強化合金のように
複雑な製造工程を経ることなく、反応焼結するだ
けで繊維強化複合銅合金が得られる特徴を有し、
強度の必要な部品や、耐摩耗性材料を安価に供給
できると言う効果を有する。
複雑な製造工程を経ることなく、反応焼結するだ
けで繊維強化複合銅合金が得られる特徴を有し、
強度の必要な部品や、耐摩耗性材料を安価に供給
できると言う効果を有する。
第１図は、実施例(1)の加熱温度1100℃の合金の
顕微鏡組織写真である。第２図は、実施例(1)の加
熱温度1200℃の合金の顕微鏡組織写真である。第
３図は、実施例(1)の加熱温度1300℃の合金の顕微
鏡組織写真である。
顕微鏡組織写真である。第２図は、実施例(1)の加
熱温度1200℃の合金の顕微鏡組織写真である。第
３図は、実施例(1)の加熱温度1300℃の合金の顕微
鏡組織写真である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Cu源として銅粉または／及び銅合金粉、Ti
源として、チタン粉、水素化チタン粉、Cu−Ti
合金粉のうち１種または２種以上、Ｂ源として粒
度10μm以上、400μm以下のホウ素、または／及
びホウ化銅混合物を880℃以上、1280℃以下の温
度に加熱し反応焼結後冷却することを特徴とする
繊維強化複合銅合金の製造方法。 ２ Cu源として銅粉または／及びCu−Ti合金
粉、チタン源としてチタン粉、水素化チタン粉、
Cu−Ti合金粉のうち１種または２種以上、Ｂ源
として、粒度10μm以上、400μm以下のホウ素粉
または／及びホウ化銅粉及び、30wt％以下の亜
鉛粉、10wt％以下のスズ粉、10wt％以下のアル
ミニウム粉、5wt％以下のケイ素粉のうち１種ま
たは２種以上の混合物を880℃以上、1280℃以下
の温度に加熱し反応焼結後冷却することを特徴と
する繊維強化複合銅合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11296185A JPS61270348A (ja) | 1985-05-24 | 1985-05-24 | 繊維強化複合銅合金の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11296185A JPS61270348A (ja) | 1985-05-24 | 1985-05-24 | 繊維強化複合銅合金の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61270348A JPS61270348A (ja) | 1986-11-29 |
| JPH0470375B2 true JPH0470375B2 (ja) | 1992-11-10 |
Family
ID=14599867
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11296185A Granted JPS61270348A (ja) | 1985-05-24 | 1985-05-24 | 繊維強化複合銅合金の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61270348A (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2004009859A1 (ja) * | 2002-07-18 | 2004-01-29 | Honda Giken Kogyo Kabushiki Kaisha | 銅合金、銅合金の製造方法、銅複合材および銅複合材の製造方法 |
| CN107254595A (zh) * | 2017-06-14 | 2017-10-17 | 南京理工大学 | 感应加热合成内生型纳米TiB2颗粒增强铜基复合材料的方法 |
| CN112281022B (zh) * | 2020-11-04 | 2022-08-26 | 河南科技大学 | 一种铜基复合材料及其制备方法 |
-
1985
- 1985-05-24 JP JP11296185A patent/JPS61270348A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS61270348A (ja) | 1986-11-29 |
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