JPS61270348A - 繊維強化複合銅合金の製造方法 - Google Patents
繊維強化複合銅合金の製造方法Info
- Publication number
- JPS61270348A JPS61270348A JP11296185A JP11296185A JPS61270348A JP S61270348 A JPS61270348 A JP S61270348A JP 11296185 A JP11296185 A JP 11296185A JP 11296185 A JP11296185 A JP 11296185A JP S61270348 A JPS61270348 A JP S61270348A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- powder
- alloy
- copper
- less
- fiber
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Landscapes
- Manufacture Of Alloys Or Alloy Compounds (AREA)
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。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
本発明は繊維強化された、銅合金に関するものである。
タングステン、炭素、ホウ素、炭化ケイ素等の繊維また
はウィスカ(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。
はウィスカ(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。
したがって、これらの合金はあらかじめ別の工程によっ
て製造された繊維やウィスカを原料とし、これに金属を
複合させて製造させるため、工程も多く、したがって高
価な材料とならざるを得ない。
て製造された繊維やウィスカを原料とし、これに金属を
複合させて製造させるため、工程も多く、したがって高
価な材料とならざるを得ない。
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TiHt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(TiBz)がウ
ィ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。
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TiHt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(TiBz)がウ
ィ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。
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10μ
1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30%1t%以下
の亜鉛粉、10wt%以下のスズ粉、10wt%以下の
アルミニウム粉、5&4t%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
下の温度に加熱反応焼結後冷却することによって得られ
る繊維強化複合銅合金である。
、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10μ
1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30%1t%以下
の亜鉛粉、10wt%以下のスズ粉、10wt%以下の
アルミニウム粉、5&4t%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
下の温度に加熱反応焼結後冷却することによって得られ
る繊維強化複合銅合金である。
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となっており、粉砕し易い)
および粒度10〜400μmの範皿にある、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TiBgの形状は、最高加熱温度の上昇に
対応して、その形態が、ウィスカ状−繊維状一長針状一
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。
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となっており、粉砕し易い)
および粒度10〜400μmの範皿にある、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TiBgの形状は、最高加熱温度の上昇に
対応して、その形態が、ウィスカ状−繊維状一長針状一
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、10μ−以下の微粉を配
合すると、Tifh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400μI−以上の粗粉を
使用する場合は、目的の形態を有するTiBz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。
は以下のとおりである。即ち、10μ−以下の微粉を配
合すると、Tifh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400μI−以上の粗粉を
使用する場合は、目的の形態を有するTiBz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
よって特異な形態のTiBzを生成させているが、この
ようなTiBzが生成する理由は、合金形成のための加
熱中にTiBz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Ti82層を介
して徐々瀝行われ、基質内でのTiBz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。
よって特異な形態のTiBzを生成させているが、この
ようなTiBzが生成する理由は、合金形成のための加
熱中にTiBz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Ti82層を介
して徐々瀝行われ、基質内でのTiBz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 +28”TiBt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(
で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。したがって、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。
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 +28”TiBt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(
で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。したがって、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。
、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。
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s
n、st、A1.P、Be等の第三元素が介在しても、
TiBz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。したがって、第3
元素としてこれらSn+5tJl+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。したがっ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30w t%以下のZns 10wt%以下のSn
s 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。
金的性質の向上を目的として従来多く用いられて来たs
n、st、A1.P、Be等の第三元素が介在しても、
TiBz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。したがって、第3
元素としてこれらSn+5tJl+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。したがっ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30w t%以下のZns 10wt%以下のSn
s 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。
以下本発明の実施例を示す。
実施例(11
配合条件
電解銅粉(粒度250メツシュ以上)
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 89.2+mt%Cu−7.5wt%Ti−
3,4wt%B(19,4Vo1% TtB、) 以上を乳鉢中で充分に混合後、成形圧力5t/cal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線回折、顕
微鏡観察及び硬度測定を行った。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。
)ホウ素粉末(粒度400〜10μm) 配合組成 89.2+mt%Cu−7.5wt%Ti−
3,4wt%B(19,4Vo1% TtB、) 以上を乳鉢中で充分に混合後、成形圧力5t/cal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線回折、顕
微鏡観察及び硬度測定を行った。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。
第1表
第1表及び第1〜3図より明らかなように、加熱温度9
00〜1280℃の加熱温度において、生成Ti8.の
形状は加熱温度の上昇に伴って、ウィスカ状から繊維状
、長針伏、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、TiB、の分散によって
硬さも上昇し、強化していることがわかる。
00〜1280℃の加熱温度において、生成Ti8.の
形状は加熱温度の上昇に伴って、ウィスカ状から繊維状
、長針伏、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、TiB、の分散によって
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
を行って粒度1〜3μmの微粉Bの配合を行ったものに
ついて、実施例(1)と同様の実験を行った。この場合
はすべての加熱温度において生成TiBgは粒状であっ
た。
を行って粒度1〜3μmの微粉Bの配合を行ったものに
ついて、実施例(1)と同様の実験を行った。この場合
はすべての加熱温度において生成TiBgは粒状であっ
た。
比較例(2)
銅粉にTiB1粉末を配合して混合圧粉体について実施
例(1)と同様の実験を行った結果は、TiBzはCu
に対して良好な濡れが観察されたが、TiBt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
。
例(1)と同様の実験を行った結果は、TiBzはCu
に対して良好な濡れが観察されたが、TiBt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−8配合に加
えてZn+Sn+Si+AIの所定量(AIについては
Cu−46χA1合金の形で添加)を加えて焼結を行っ
た。
えてZn+Sn+Si+AIの所定量(AIについては
Cu−46χA1合金の形で添加)を加えて焼結を行っ
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。
れ、同時に固溶強化も観察された。
第2表
〔発明の効果〕
本発明の合金は、従来の合金のように複雑な工程を経る
ことなく、反応焼結するだけで、繊維強化複合鋼合金と
なる特徴を有し、強度の必要な部品や、耐摩耗性材料と
して、安価に供給できると言う効果を有する。
ことなく、反応焼結するだけで、繊維強化複合鋼合金と
なる特徴を有し、強度の必要な部品や、耐摩耗性材料と
して、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’c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。
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。
Claims (3)
- (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−H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℃以下の温度に加熱反応焼
結後冷却することによって得られる繊維強化複合銅合金
。 - (2)Cu源の銅合金粉が、繊維強化複合銅合金となっ
た場合に、全配合量の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種以上が含まれる合金組成であ
る特許請求の範囲第1項に記載の反応焼結法による繊維
強化複合銅合金。 - (3)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−T
i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、5w
t%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℃以下の温度に加熱反応焼結
後冷却することによって得られる繊維強化複合銅合金。
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 true JPS61270348A (ja) | 1986-11-29 |
JPH0470375B2 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) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
GB2419604A (en) * | 2002-07-18 | 2006-05-03 | Honda Motor Co Ltd | Composite comprising titanium boride in a copper matrix |
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 |
CN112281022A (zh) * | 2020-11-04 | 2021-01-29 | 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
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
GB2419604A (en) * | 2002-07-18 | 2006-05-03 | Honda Motor Co Ltd | Composite comprising titanium boride in a copper matrix |
GB2419604B (en) * | 2002-07-18 | 2006-09-13 | Honda Motor Co Ltd | Method of manufacturing composite copper material |
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 |
CN112281022A (zh) * | 2020-11-04 | 2021-01-29 | 河南科技大学 | 一种铜基复合材料及其制备方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH0470375B2 (ja) | 1992-11-10 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
Li et al. | Microstructure and properties of Ti (C, N)–TiB2–FeCoCrNiAl high-entropy alloys composite cermets | |
Huang et al. | Microstructure, mechanical properties and strengthening mechanisms of in-situ prepared (Ti5Si3+ TiC0. 67)/TC4 composites | |
CN108251675B (zh) | 一种铸造铝硅合金用Al-Ti-Nb-B细化剂及其制备方法及应用 | |
CN112048629A (zh) | 铸造铝硅合金用Al-Ti-Nb-B细化剂的制备方法 | |
US7459408B2 (en) | Al2O3 dispersion-strengthened Ti2AlN composites and a method for producing the same | |
Chen et al. | Microstructure and properties of in situ Al/TiB 2 composite fabricated by in-melt reaction method | |
JPWO2011152359A1 (ja) | セラミックスを含有したチタン合金複合粉およびその製造方法、これを用いた緻密化されたチタン合金材およびその製造方法 | |
CN113337746B (zh) | 一种碳化物增强高熵合金复合材料的制备方法 | |
Haizhou et al. | Synthesis and microstructure evolution during vacuum sintering of Mo2FeB2 based cermets | |
Zhou et al. | Al alloy/Ti3SiC2 composites fabricated by pressureless infiltration with melt-spun Al alloy ribbons | |
WO2017045146A1 (en) | Powder metallurgy titanium alloys | |
Hamid et al. | Synthesis and characterization of titanium carbide and/or alumina nanoparticle reinforced copper matrix composites by spark plasma sintering | |
US5397533A (en) | Process for producing TiB2 -dispersed TiAl-based composite material | |
US10058917B2 (en) | Incorporation of nano-size particles into aluminum or other light metals by decoration of micron size particles | |
JP6342916B2 (ja) | Al/TiCナノコンポジット材料を製造する方法 | |
CN117210727A (zh) | 一种含有原位自生亚微米TiC(N)颗粒的铝合金粉末及其应用 | |
Du et al. | Effects of copper addition on the in-situ synthesis of SiC particles in Al–Si–C–Cu system | |
CN116555653A (zh) | 一种k泡与纳米氧化物复合强化的w基材料及其制备方法 | |
JPS61270348A (ja) | 繊維強化複合銅合金の製造方法 | |
JP2552679B2 (ja) | 高硬度複合銅合金の製造方法 | |
Lv et al. | Effect of La on microstructures and mechanical properties of Cu/Ti3SiC2/C nanocomposites sintered by vacuum hot-pressing and hot isostatic pressing | |
JP4008597B2 (ja) | アルミニウム基複合材およびその製造方法 | |
JPH083601A (ja) | アルミニウムー窒化アルミニウム複合材料およびその製造方法 | |
CN1176240C (zh) | 氮化物颗粒/非晶态合金基体的复合材料 | |
CN112522534A (zh) | 一种含有共晶组织的铜钛合金及其制备方法 |