JPS63125632A - 耐熱疲労性にすぐれた高強度銅合金 - Google Patents
耐熱疲労性にすぐれた高強度銅合金Info
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- JPS63125632A JPS63125632A JP27110386A JP27110386A JPS63125632A JP S63125632 A JPS63125632 A JP S63125632A JP 27110386 A JP27110386 A JP 27110386A JP 27110386 A JP27110386 A JP 27110386A JP S63125632 A JPS63125632 A JP S63125632A
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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。
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〕
この発明は、耐熱疲労性にすぐれた高強度銅合金に関し
、局部的に大きい熱応力が繰り返し作用する苛酷な熱疲
労条件下で使用される部柑、例えば鋳造鋳型、特に溶湯
の急冷凝固用ロールの材料とするのに適した、上記銅合
金に関するものである。
、局部的に大きい熱応力が繰り返し作用する苛酷な熱疲
労条件下で使用される部柑、例えば鋳造鋳型、特に溶湯
の急冷凝固用ロールの材料とするのに適した、上記銅合
金に関するものである。
先に、本出願人は、従来、鉄鋼の連続鋳造鋳型に用いら
れていr Cu −Cr−Zr合金にMとTiを含有さ
せると、その結果得られるCu −Cr −Zr−A−
6−Ti合金は、前記Cu −Cr−Zr合金と同等、
あるいはこれ以上のすぐれた高温強度と耐熱疲労割れ性
を具備した状態で、すぐれた耐腐食疲労割れ性(耐サル
ファアタック性)をもつようになるとともに、耐熱性と
耐酸化性も著しく向上するようになり、かつ連続鋳造鋳
型に適した40〜90%(%IAC8)という熱伝導度
を、この範囲で調整自在に得ることができ、さらに、こ
れにFc 、 NiおよびC。
れていr Cu −Cr−Zr合金にMとTiを含有さ
せると、その結果得られるCu −Cr −Zr−A−
6−Ti合金は、前記Cu −Cr−Zr合金と同等、
あるいはこれ以上のすぐれた高温強度と耐熱疲労割れ性
を具備した状態で、すぐれた耐腐食疲労割れ性(耐サル
ファアタック性)をもつようになるとともに、耐熱性と
耐酸化性も著しく向上するようになり、かつ連続鋳造鋳
型に適した40〜90%(%IAC8)という熱伝導度
を、この範囲で調整自在に得ることができ、さらに、こ
れにFc 、 NiおよびC。
のうちの1種または2種以上を含有させると強度が一段
と向上し、またSiを含有させれば耐熱性と耐酸fヒ性
が一段と向上するようになるという知見に基づいて、 Cr:Q、4〜1.5%、 Zr : 0.01〜0.3%、 M:0.05〜0.8%、 ’ri:Q、Ql〜06%、 Fe+Ni、NよびCoのうちの1種または2種以上:
0.05〜1%、 Si:0.01〜0.6%、 を含有し、残0がCuおよび不可避不純物からなる組1
戊(以上重量%)を有する連続鋳き鋳型用銅合金を提案
した(特公昭61〜41973号参照)。
と向上し、またSiを含有させれば耐熱性と耐酸fヒ性
が一段と向上するようになるという知見に基づいて、 Cr:Q、4〜1.5%、 Zr : 0.01〜0.3%、 M:0.05〜0.8%、 ’ri:Q、Ql〜06%、 Fe+Ni、NよびCoのうちの1種または2種以上:
0.05〜1%、 Si:0.01〜0.6%、 を含有し、残0がCuおよび不可避不純物からなる組1
戊(以上重量%)を有する連続鋳き鋳型用銅合金を提案
した(特公昭61〜41973号参照)。
一方、近年における連続鋳造技術の進歩、発展に伴って
、鋳造鋳型は益々苛酷な環境下で使用される順向にあ0
、特に生産性の向上や電磁攪拌技術の登場によって、溶
湯と接触する鋳型の表面温度は従来の300〜・400
℃から400〜50〇℃へと次第に上昇してきている。
、鋳造鋳型は益々苛酷な環境下で使用される順向にあ0
、特に生産性の向上や電磁攪拌技術の登場によって、溶
湯と接触する鋳型の表面温度は従来の300〜・400
℃から400〜50〇℃へと次第に上昇してきている。
さらに、最近では、種々のすぐれた特性を示すことから
、次第に用途が拡大しつつある各種合金、例えば珪素鋼
の急冷凝固薄帯をロール法によって製造する場合に用い
られる水冷回転ロールは、さらに高い500℃という高
温にさらされるのが普通であり、このようなロールにお
いては、溶湯が絶えず一個所に注がれるため熱応力は常
に局部的に作用し、かつロールの急速な回転(例えば、
表面速度=2〜40m/5ec)に伴って局部的な加熱
、冷却が頻繁に繰り返えされるので、この水冷回転ロー
ルは、鋳造が安定化状態に入ると、その鋳造が終了する
まで鋳型に作用する熱応力の大きさや分布がほぼ一定に
保たれる通常の連続鋳造鋳型と較べて、遥かに大きい局
部的熱応力を絶えず受けるとともに、極めて苛酷な熱疲
労発生(熱サイクル疲労)環境にさらされることになる
。
、次第に用途が拡大しつつある各種合金、例えば珪素鋼
の急冷凝固薄帯をロール法によって製造する場合に用い
られる水冷回転ロールは、さらに高い500℃という高
温にさらされるのが普通であり、このようなロールにお
いては、溶湯が絶えず一個所に注がれるため熱応力は常
に局部的に作用し、かつロールの急速な回転(例えば、
表面速度=2〜40m/5ec)に伴って局部的な加熱
、冷却が頻繁に繰り返えされるので、この水冷回転ロー
ルは、鋳造が安定化状態に入ると、その鋳造が終了する
まで鋳型に作用する熱応力の大きさや分布がほぼ一定に
保たれる通常の連続鋳造鋳型と較べて、遥かに大きい局
部的熱応力を絶えず受けるとともに、極めて苛酷な熱疲
労発生(熱サイクル疲労)環境にさらされることになる
。
したがって、このような水冷回転ロール利および通常の
連続鋳造鋳型材のいずれにおいても、当然、局部的な熱
応力を和らげるための高い熱伝導度(%IAC8)、大
きい熱応力に耐えるための高い高温強度、および苛酷な
熱疲労環境に耐えるための旨い高温伸び(δ)を必要と
し、これらの材料のうち、前者の水冷回転ロール材では
、後者の連続語き鋳型月に要求される、400℃の引張
強さ=σB≧20Kp/+u、伸び:δ≧15%、熱伝
導度:%lAC3>30、という特性よりも全体的にす
ぐれた特性、すなわち、500℃の引張強さ=σB≧2
2Kg/咽、6215%、%lAC3≧40、という特
性が要求されるが、前に述べた従来の連続鋳蹟鋳型用銅
合金は、高温にさらされながら激しい熱に:力が頻繁に
繰l)返される、特に苛酷な環境下にゴdいて、すなわ
ち例えば、前記水冷回転ロール材として使用される場合
には、上記各特性が未だ十分でないという問題があった
。
連続鋳造鋳型材のいずれにおいても、当然、局部的な熱
応力を和らげるための高い熱伝導度(%IAC8)、大
きい熱応力に耐えるための高い高温強度、および苛酷な
熱疲労環境に耐えるための旨い高温伸び(δ)を必要と
し、これらの材料のうち、前者の水冷回転ロール材では
、後者の連続語き鋳型月に要求される、400℃の引張
強さ=σB≧20Kp/+u、伸び:δ≧15%、熱伝
導度:%lAC3>30、という特性よりも全体的にす
ぐれた特性、すなわち、500℃の引張強さ=σB≧2
2Kg/咽、6215%、%lAC3≧40、という特
性が要求されるが、前に述べた従来の連続鋳蹟鋳型用銅
合金は、高温にさらされながら激しい熱に:力が頻繁に
繰l)返される、特に苛酷な環境下にゴdいて、すなわ
ち例えば、前記水冷回転ロール材として使用される場合
には、上記各特性が未だ十分でないという問題があった
。
[研究に基づく知見事項]
本発明者等は、上述のような状況に鑑みて種々研究を重
ねた結果、 (1)前記従来の銅合金におけるMは、その銅合金の耐
腐食割れ性を向上させるには有効な成分であるが、この
Mを省いて、前記銅合金をcu−cr−Zr −Ti
=(Fe + Ni + Co )−8iで構成すると
、素地中に、Cr、Cu3Zrおよび(Fe ! Nt
l Co )、T ; yの3種の微細な結晶が析出
するとともに、共存しているSiが(Fe + Ni
+ Co )、zTiy析出相を一段と微細化し、それ
によってこれらの析出相が相乗効果を発揮して、前記銅
合金の高温強度、延性、および耐熱疲労性を向上させる
こと、 (2) 上記のような組織を有する銅合金中にMを添
加すると、前記鉄族金属とTiからなる金属間化合物中
でTiはMと置換されて、(Fe ! Ni + Co
)−i(Ti M )yなる金属間fヒ合物の粗大粒
子が形[戊され、それによって、前述のような特性向上
に寄与した( Fe r Ni 、 Co )よT i
y相が減少すると同時に析出相が和犬化することによ
って、高温強度、延性が低下すること、 (3) 前記基本成分からなる銅合金、すなわちCu
−Cr −Zr −Ti−(Fe + Ni 、 Co
) −8i合金に、Sn、Mn、 Zn、 Mg、お
よびPのうちの1種または2種以上を添加すると、上記
Snでは、前記各析出強化元素との相互作用で析出強化
能が増大し、かつ耐熱性と高温強度の向上作用が得られ
、またMn、Zn、MgおよびPでは、溶湯に対する脱
酸剤としての清浄化作用と、素地に固溶して高温強度を
向上させるイ乍用が得られること、および (4)前記基本成分からなる銅合金に、Ce + La
+Nd+ P r + Snのような希土類元素のい
ずれか1種以上を含有させると、上記基本銅合金の強度
や熱伝導性を損うことなく、その被削性を向上させると
ともに耐サルファアタック性を改善すること、を見出し
た。
ねた結果、 (1)前記従来の銅合金におけるMは、その銅合金の耐
腐食割れ性を向上させるには有効な成分であるが、この
Mを省いて、前記銅合金をcu−cr−Zr −Ti
=(Fe + Ni + Co )−8iで構成すると
、素地中に、Cr、Cu3Zrおよび(Fe ! Nt
l Co )、T ; yの3種の微細な結晶が析出
するとともに、共存しているSiが(Fe + Ni
+ Co )、zTiy析出相を一段と微細化し、それ
によってこれらの析出相が相乗効果を発揮して、前記銅
合金の高温強度、延性、および耐熱疲労性を向上させる
こと、 (2) 上記のような組織を有する銅合金中にMを添
加すると、前記鉄族金属とTiからなる金属間化合物中
でTiはMと置換されて、(Fe ! Ni + Co
)−i(Ti M )yなる金属間fヒ合物の粗大粒
子が形[戊され、それによって、前述のような特性向上
に寄与した( Fe r Ni 、 Co )よT i
y相が減少すると同時に析出相が和犬化することによ
って、高温強度、延性が低下すること、 (3) 前記基本成分からなる銅合金、すなわちCu
−Cr −Zr −Ti−(Fe + Ni 、 Co
) −8i合金に、Sn、Mn、 Zn、 Mg、お
よびPのうちの1種または2種以上を添加すると、上記
Snでは、前記各析出強化元素との相互作用で析出強化
能が増大し、かつ耐熱性と高温強度の向上作用が得られ
、またMn、Zn、MgおよびPでは、溶湯に対する脱
酸剤としての清浄化作用と、素地に固溶して高温強度を
向上させるイ乍用が得られること、および (4)前記基本成分からなる銅合金に、Ce + La
+Nd+ P r + Snのような希土類元素のい
ずれか1種以上を含有させると、上記基本銅合金の強度
や熱伝導性を損うことなく、その被削性を向上させると
ともに耐サルファアタック性を改善すること、を見出し
た。
E問題点を解決するための手段〕
この発明は、上記知見に基づいて発明されたもので、耐
熱疲労性にすぐれた高強度銅合金を提供することを目的
とし、 Cr:O,1〜2.5%、 Zr: 0.01〜0.5%、 Ti:O,01〜07%、 Fe 、 Nj JおよびCOのうちの1種または2種
以上=01〜1.2%、 −9,− Sj:0.003〜0.1 %、 を含有し、さらに、必要にに:じて、 Sn: 0.05−1.2%、 Mn : 0.05〜1.2%、 Zn: 0.05〜1.2%、 Mg : 0.001〜02%、 P:O,OO1〜0.2%、 のうちの1種または2種以上、および 希土類元素:0.001〜0.2%、 のいずれか一方、あるいは両方を含有し、残0カーCu
および不可避不純物からなる組成(以上重量%)を有す
る点に特徴がある。
熱疲労性にすぐれた高強度銅合金を提供することを目的
とし、 Cr:O,1〜2.5%、 Zr: 0.01〜0.5%、 Ti:O,01〜07%、 Fe 、 Nj JおよびCOのうちの1種または2種
以上=01〜1.2%、 −9,− Sj:0.003〜0.1 %、 を含有し、さらに、必要にに:じて、 Sn: 0.05−1.2%、 Mn : 0.05〜1.2%、 Zn: 0.05〜1.2%、 Mg : 0.001〜02%、 P:O,OO1〜0.2%、 のうちの1種または2種以上、および 希土類元素:0.001〜0.2%、 のいずれか一方、あるいは両方を含有し、残0カーCu
および不可避不純物からなる組成(以上重量%)を有す
る点に特徴がある。
つぎに、この発明において成分組成範囲を上記のとおり
に限定した理由を述べる。
に限定した理由を述べる。
(a) Cr
Cr成分には、粒内で微細に析出して軸内強度を高め、
もって合金の常温および高温強度を向上させる作用があ
るが、この含有量が01%(重量%、以下同様)未満で
は所望の高強度を確保することができず、一方それが2
5%を越えても、よil −層の強度向上効果が現われ
ず、逆に溶解、鋳造技術を難かしくすることから、その
含有量をOJ〜2.5%と定めた。
もって合金の常温および高温強度を向上させる作用があ
るが、この含有量が01%(重量%、以下同様)未満で
は所望の高強度を確保することができず、一方それが2
5%を越えても、よil −層の強度向上効果が現われ
ず、逆に溶解、鋳造技術を難かしくすることから、その
含有量をOJ〜2.5%と定めた。
(b) Zr
ZrlTE分には、微細なCu3Zrの形で主として粒
界に析出し、この析出した金属間化合物が高温における
粒界のすべりを抑制して粒界の強度を上昇させ、それに
より高温における粒界破断による脆化(延性低下)を阻
止し、耐熱疲労性を改善する作用があるが、その含有量
が0.01%未満では前記作用に所望の効果が得られず
、一方それが05%を越えても前記作用による一層の改
善効果が得られず、逆に耐食性や延性が低下するように
なることから、その含有量を0.01〜0.5%と定め
た。
界に析出し、この析出した金属間化合物が高温における
粒界のすべりを抑制して粒界の強度を上昇させ、それに
より高温における粒界破断による脆化(延性低下)を阻
止し、耐熱疲労性を改善する作用があるが、その含有量
が0.01%未満では前記作用に所望の効果が得られず
、一方それが05%を越えても前記作用による一層の改
善効果が得られず、逆に耐食性や延性が低下するように
なることから、その含有量を0.01〜0.5%と定め
た。
(cl TiおよびFe + Ni 、 C。
これらの成分は校内(マトリックス中)に(Fe *
Ni z Co )工T i yなる微細な金属間化合
物の形で析出して、前記Crの析出と相俟って顕著な強
度向上作用を発揮し、特にZrの共存下では高温にたけ
る強度と伸びの両方にすぐれた向上作用を示し、さらに
Ti対(Fe +Ni −1〜Co )の重量比が17
2〜1であるとき上記作用に一層好ましい結果が得られ
るか、これらの含有量が、Ti+二ついて0.01%未
満、アルいハFe + Ni 、 Coについて01%
未満になると、前記作用に所望の効果が得られず、一方
これが、Tiについて0,7%、あるいはF’e 、
Ni 、 Coについて12%を越えても、前記作用に
一層の向上効果がみられないことから、これら成分の含
有量を、それぞれTiについて0.01〜0.7%、そ
してFe 、 Ni 。
Ni z Co )工T i yなる微細な金属間化合
物の形で析出して、前記Crの析出と相俟って顕著な強
度向上作用を発揮し、特にZrの共存下では高温にたけ
る強度と伸びの両方にすぐれた向上作用を示し、さらに
Ti対(Fe +Ni −1〜Co )の重量比が17
2〜1であるとき上記作用に一層好ましい結果が得られ
るか、これらの含有量が、Ti+二ついて0.01%未
満、アルいハFe + Ni 、 Coについて01%
未満になると、前記作用に所望の効果が得られず、一方
これが、Tiについて0,7%、あるいはF’e 、
Ni 、 Coについて12%を越えても、前記作用に
一層の向上効果がみられないことから、これら成分の含
有量を、それぞれTiについて0.01〜0.7%、そ
してFe 、 Ni 。
Coの1種または2種以上についてO,1〜12%と定
めた。
めた。
(d) 5i
Si成分には、前記(Fe 、 Ni 、 Co )、
rTiy析出相を微細化して、この金属間fヒ合物の析
出強化作用を一層顕著にする作用があるが、その含有量
が0003%未満では前記作用に所望の効果が得られず
、一方それが0.1%を越えると、粗大晶出杓子が現わ
れて、高温の強度および伸びが共に低下することから、
その含有量を0.003〜01%と定めた。
rTiy析出相を微細化して、この金属間fヒ合物の析
出強化作用を一層顕著にする作用があるが、その含有量
が0003%未満では前記作用に所望の効果が得られず
、一方それが0.1%を越えると、粗大晶出杓子が現わ
れて、高温の強度および伸びが共に低下することから、
その含有量を0.003〜01%と定めた。
(e) Sn 、 Mn + Zn + Mg +
PSnは前記各種の析出強化作用と相互に作用し合っ
て、その析出強化能を増大させ、もって合金の耐熱性と
高温強度を一層向上させる作用があ1)、またMn *
Zn 、 M、gおよびPは、この発明の合金溶湯に
対し、脱酸剤として作用してそれを清浄化するほか、素
地中に固溶して強度と耐熱性を一層向上させる作用があ
るので、これらの成分は必要に応じて添加されるが、そ
の含有量が、Sn+ Mn 、Znについて005%未
満、そしてMg 、 Pについて0.001%未満であ
ると、前記作用に所望の効果がイ!)られす、一方それ
が、Sn + Mn 、 Znについて12%を越え、
そしてMg 、 Pについて0.2%を越えると、引き
続き強度の向上は期待できるものの、延性と電気伝導度
(熱伝導性)の著しい低下を招くようになることから、
これら成分の含有量を、それぞれSn + Mn r
Znについて0.05〜1.2%、そしてMg、Pにつ
いて0.001〜02%と定めた。
PSnは前記各種の析出強化作用と相互に作用し合っ
て、その析出強化能を増大させ、もって合金の耐熱性と
高温強度を一層向上させる作用があ1)、またMn *
Zn 、 M、gおよびPは、この発明の合金溶湯に
対し、脱酸剤として作用してそれを清浄化するほか、素
地中に固溶して強度と耐熱性を一層向上させる作用があ
るので、これらの成分は必要に応じて添加されるが、そ
の含有量が、Sn+ Mn 、Znについて005%未
満、そしてMg 、 Pについて0.001%未満であ
ると、前記作用に所望の効果がイ!)られす、一方それ
が、Sn + Mn 、 Znについて12%を越え、
そしてMg 、 Pについて0.2%を越えると、引き
続き強度の向上は期待できるものの、延性と電気伝導度
(熱伝導性)の著しい低下を招くようになることから、
これら成分の含有量を、それぞれSn + Mn r
Znについて0.05〜1.2%、そしてMg、Pにつ
いて0.001〜02%と定めた。
(f) 希土類元素
これらの成分には、この発明の合金の強度や熱伝導度を
低下させることなく、その被削性を向上させるとともに
、例えばフラックス(二由来するS成分によって生ずる
腐食疲労割れに対する抵抗性、すなわち耐サルファアタ
ック性を改善する作用があるが、その含有量が0.00
1%未満では、上記作用に十分な効果が得られず、一方
それを02%を越えて含有させると、熱間加工性が害わ
れるようになることから、その含有量をo、oot〜0
2%と定めた。
低下させることなく、その被削性を向上させるとともに
、例えばフラックス(二由来するS成分によって生ずる
腐食疲労割れに対する抵抗性、すなわち耐サルファアタ
ック性を改善する作用があるが、その含有量が0.00
1%未満では、上記作用に十分な効果が得られず、一方
それを02%を越えて含有させると、熱間加工性が害わ
れるようになることから、その含有量をo、oot〜0
2%と定めた。
なお、この希土類元素としては、Ce I TJa 、
Nd 。
Nd 。
Pr 、 Smのような元素を1種、または2種以上混
合して使用できることは勿論であり、通常混合物の形で
人手し易い希土類元素、例えばミツシュメタルを使用す
るのが便利である。
合して使用できることは勿論であり、通常混合物の形で
人手し易い希土類元素、例えばミツシュメタルを使用す
るのが便利である。
ついで、比較例と対比しながら、この発明を実施例によ
って説明する。
って説明する。
通常の真空溶解炉を用い、黒鉛るつぼ中で、それぞれ第
1表;二示される成分組成をもったCu合金溶湯:5K
gを溶製し、金型鋳萌し、ついで面側後、熱間鍛潰、熱
間王延を旌して幅:、tOOmmX厚さ=5郡の板材と
し、これを適当な長さに切断してから、引続いてこれら
の板材に、温度:980℃に30分間保持の溶体化処理
後水焼入れの焼入れ処理、および温度:500℃に2時
間保持の時効処理からなる熱処理を施すことによって、
本発明Cu合金板材1〜22および従来Cu合金板材1
〜5をそれぞれ製造した。 ただし、従来Cu合金板材
1および2に対する時効処理は、それぞれ450℃X1
時間、および475℃×2時間の条件の下で遂行した。
1表;二示される成分組成をもったCu合金溶湯:5K
gを溶製し、金型鋳萌し、ついで面側後、熱間鍛潰、熱
間王延を旌して幅:、tOOmmX厚さ=5郡の板材と
し、これを適当な長さに切断してから、引続いてこれら
の板材に、温度:980℃に30分間保持の溶体化処理
後水焼入れの焼入れ処理、および温度:500℃に2時
間保持の時効処理からなる熱処理を施すことによって、
本発明Cu合金板材1〜22および従来Cu合金板材1
〜5をそれぞれ製造した。 ただし、従来Cu合金板材
1および2に対する時効処理は、それぞれ450℃X1
時間、および475℃×2時間の条件の下で遂行した。
ついで、この結果得られた本発明Cu合金板材1〜22
および従来Cu合金板材1〜5について、電気伝導度を
測定するとともに、常温引張試験、高温引張試験、耐熱
試験、および熱サイクル疲労試験をそれぞれ実施した。
および従来Cu合金板材1〜5について、電気伝導度を
測定するとともに、常温引張試験、高温引張試験、耐熱
試験、および熱サイクル疲労試験をそれぞれ実施した。
なお、高温引張試験は、試料を温度=500℃に10分
間保持後の引張特性を測定するものであり、また耐熱試
験は、試料の温度を450°Cからf; O0℃までの
温度範囲で10℃間隔で1時間保持の焼鈍試験を実施し
、各温度に1時間保持してから室温まで空冷した後の試
料の硬さが、もとの値の90%まで低下する温度を測定
して、これを耐熱温度とするものであl〕、さらに熱サ
イクル疲労試験は、第3図の側面図で示されるような熱
疲労試験装置Aを使用し、この試験装置Aにおいて、中
央部1二切欠部が形成されている試験片1、試験片ホル
ダー2に固定して、試験片■をホルダー2で保持し、こ
のホルダー2を、回転軸3から90′の角度間隔で放射
状に4個延びているホルダー支持棒4に取付けた後、プ
ロパンガスバーナー5の炎6を試験片1に40秒間あて
て、その中央部を500℃±25℃の最高温度に加減に
′ついで、回□。
間保持後の引張特性を測定するものであり、また耐熱試
験は、試料の温度を450°Cからf; O0℃までの
温度範囲で10℃間隔で1時間保持の焼鈍試験を実施し
、各温度に1時間保持してから室温まで空冷した後の試
料の硬さが、もとの値の90%まで低下する温度を測定
して、これを耐熱温度とするものであl〕、さらに熱サ
イクル疲労試験は、第3図の側面図で示されるような熱
疲労試験装置Aを使用し、この試験装置Aにおいて、中
央部1二切欠部が形成されている試験片1、試験片ホル
ダー2に固定して、試験片■をホルダー2で保持し、こ
のホルダー2を、回転軸3から90′の角度間隔で放射
状に4個延びているホルダー支持棒4に取付けた後、プ
ロパンガスバーナー5の炎6を試験片1に40秒間あて
て、その中央部を500℃±25℃の最高温度に加減に
′ついで、回□。
転軸3を自動的に90′回転して、その加熱された試験
片lを直ちに水7の中で急冷すると同時に、次の試験片
1をバーナー加熱位置に移して上記と同様に所定時間加
熱し、このような加熱と急冷からなる一連の操作を各試
験glについて500サイクル遂行した後、試験片lの
前記切欠部において生ずる割れと変形の発生を調査する
ものである。
片lを直ちに水7の中で急冷すると同時に、次の試験片
1をバーナー加熱位置に移して上記と同様に所定時間加
熱し、このような加熱と急冷からなる一連の操作を各試
験glについて500サイクル遂行した後、試験片lの
前記切欠部において生ずる割れと変形の発生を調査する
ものである。
以上の測定結果および試験結果を第2表に示した。 な
お、第2表中、σB、σo2、δはそれぞれ引張強さ、
02%耐力、および伸びを示している。
お、第2表中、σB、σo2、δはそれぞれ引張強さ、
02%耐力、および伸びを示している。
第2表に示される結果から、従来Cu合金板利1および
2は強度が劣や〕、同■および3は品温延性(高温伸び
)が著しく小さく、同4および5は延性が低く、またこ
れらの従来Cu合金板材では、熱ザイクル疲労試験にお
いて割れが発生したり、あるいは早期に変形を生じたの
に対し、本発明Cu合金板U’ 1〜22においては、
いずれも引張強度、伸び、電気伝導度(た熱伝導度)ぢ
よび耐熱温度について、全般にバランスよくすぐれた値
が得られる上に、熱サイクル疲労試験では割れの発生が
全くなく、変形も殆ど起こさないことがわかる。
2は強度が劣や〕、同■および3は品温延性(高温伸び
)が著しく小さく、同4および5は延性が低く、またこ
れらの従来Cu合金板材では、熱ザイクル疲労試験にお
いて割れが発生したり、あるいは早期に変形を生じたの
に対し、本発明Cu合金板U’ 1〜22においては、
いずれも引張強度、伸び、電気伝導度(た熱伝導度)ぢ
よび耐熱温度について、全般にバランスよくすぐれた値
が得られる上に、熱サイクル疲労試験では割れの発生が
全くなく、変形も殆ど起こさないことがわかる。
以上述べたように、この発明のCu合金は、高い高温強
度、高温延性、耐熱性をバランスよく維持しながら、特
にすぐれた耐熱疲労性を発揮するので、これを特に苛酷
な熱疲労発生環境下で使用される部材、例えば鋳造鋳型
、特に急冷凝固薄帯製造用の水冷回転ロールや電磁攪拌
技術の導入によって益々肉薄化が要求されている連続鋳
造鋳型の材料として用いた場合にも、これらの部材にお
いて熱疲労に基づく割れや変形の発生を著しく抑制でき
るので、前記鋳型のような部材が極めて長期にわたった
使用できるという利点を有する。
度、高温延性、耐熱性をバランスよく維持しながら、特
にすぐれた耐熱疲労性を発揮するので、これを特に苛酷
な熱疲労発生環境下で使用される部材、例えば鋳造鋳型
、特に急冷凝固薄帯製造用の水冷回転ロールや電磁攪拌
技術の導入によって益々肉薄化が要求されている連続鋳
造鋳型の材料として用いた場合にも、これらの部材にお
いて熱疲労に基づく割れや変形の発生を著しく抑制でき
るので、前記鋳型のような部材が極めて長期にわたった
使用できるという利点を有する。
第1図はこの発明の実施例において使用した熱疲労試験
装置を示す側面図である。 図において1・・・試験片
、 2・・試験片ホルダー。 5・・プロパンバーナー、7・・・水。 A・・・熱疲労試験装置。
装置を示す側面図である。 図において1・・・試験片
、 2・・試験片ホルダー。 5・・プロパンバーナー、7・・・水。 A・・・熱疲労試験装置。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 (1)Cr:0.1〜2.5%、 Zr:0.01〜0.5%、 Ti:0.01〜0.7%、 Fe、Ni、およびCoのうちの1種または2種以上:
0.1〜1.2%、 Si:0.003〜0.1% を含有し、残りがCuおよび不可避不純物からなる組成
(以上重量%)を有することを特徴とする、耐熱疲労性
にすぐれた高強度銅合金。 Cr:0.1〜2.5%、 Zr:0.01〜0.5%、 Ti:0.01〜0.7%、 Fe、Ni、およびCoのうちの1種または2種以上:
0.1〜1.2%、 Si:0.003〜0.1%、 を含有し、さらに Sn:0.05〜1.2%、 Mn:0.05〜1.2%、 Zn:0.05〜1.2%、 Mg:0.001〜0.2%、 P:0.001〜0.2%、 のうちの1種または2種以上を含有し、残りがCuおよ
び不可避不純物からなる組成(以上重量%)を有するこ
とを特徴とする、耐熱疲労性にすぐれた高強度銅合金。 (3)Cr:0.1〜2.5%、 Zr:0.01〜0.5%、 Ti:0.01〜0.7%、 Fe、Ni、およびCoのうちの1種または2種以上:
0.1〜1.2%、 Si:0.003〜0.1%、 を含有し、さらに 希土類元素:0.001〜0.2%、 を含有し、残りがCuおよび不可避不純物からなる組成
(以上重量%)を有することを特徴とする、耐熱疲労性
にすぐれた高強度銅合金。 (4)Cr:0.1〜2.5%、 Zr:0.01〜0.5%、 Ti:0.01〜0.7%、 Fe、Ni、およびCoのうちの1種または2種以上:
0.1〜1.2%、 Si:0.003〜0.1%、 を含有し、さらに Sn:0.05〜1.2%、 Mn:0.05〜1.2%、 Zn:0.05〜1.2%、 Mg:0.001〜0.2%、 P:0.001〜0.2%、 のうちの1種または2種以上、および 希土類元素:0.001〜0.2% を含有し、残りがCuおよび不可避不純物からなる組成
(以上重量%)を有することを特徴とする、耐熱疲労性
にすぐれた高強度銅合金。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP61271103A JP2632818B2 (ja) | 1986-11-14 | 1986-11-14 | 耐熱疲労性にすぐれた高強度銅合金 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP61271103A JP2632818B2 (ja) | 1986-11-14 | 1986-11-14 | 耐熱疲労性にすぐれた高強度銅合金 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS63125632A true JPS63125632A (ja) | 1988-05-28 |
JP2632818B2 JP2632818B2 (ja) | 1997-07-23 |
Family
ID=17495387
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP61271103A Expired - Fee Related JP2632818B2 (ja) | 1986-11-14 | 1986-11-14 | 耐熱疲労性にすぐれた高強度銅合金 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP2632818B2 (ja) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US6565681B1 (en) * | 1994-08-06 | 2003-05-20 | Km-Kabelmetal Aktiengesellschaft | Age-hardenable copper alloy casting molds |
CN103382535A (zh) * | 2013-07-10 | 2013-11-06 | 河南科技大学 | 一种高强、高导电、高延伸性铜合金及其制备方法 |
CN103388090A (zh) * | 2013-07-10 | 2013-11-13 | 河南科技大学 | 一种高强、高导电、高延伸性稀土铜合金及其制备方法 |
Citations (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS58197241A (ja) * | 1982-05-10 | 1983-11-16 | Mitsubishi Metal Corp | 耐溶融金属侵食性にすぐれた高強度高導電性Cu合金 |
JPS6052541A (ja) * | 1983-08-31 | 1985-03-25 | Toshiba Corp | 回転体 |
JPS63125631A (ja) * | 1986-11-14 | 1988-05-28 | Nippon Mining Co Ltd | 高力高導電性銅合金 |
-
1986
- 1986-11-14 JP JP61271103A patent/JP2632818B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS58197241A (ja) * | 1982-05-10 | 1983-11-16 | Mitsubishi Metal Corp | 耐溶融金属侵食性にすぐれた高強度高導電性Cu合金 |
JPS6052541A (ja) * | 1983-08-31 | 1985-03-25 | Toshiba Corp | 回転体 |
JPS63125631A (ja) * | 1986-11-14 | 1988-05-28 | Nippon Mining Co Ltd | 高力高導電性銅合金 |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US6565681B1 (en) * | 1994-08-06 | 2003-05-20 | Km-Kabelmetal Aktiengesellschaft | Age-hardenable copper alloy casting molds |
CN103382535A (zh) * | 2013-07-10 | 2013-11-06 | 河南科技大学 | 一种高强、高导电、高延伸性铜合金及其制备方法 |
CN103388090A (zh) * | 2013-07-10 | 2013-11-13 | 河南科技大学 | 一种高强、高导电、高延伸性稀土铜合金及其制备方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JP2632818B2 (ja) | 1997-07-23 |
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Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |