銅−ニッケル−ケイ素系合金

专利摘要:
実質的に、約１．０〜約６．０重量パーセントのＮｉ、最大約３．０重量パーセントのＣｏ、約０．５〜約２．０重量パーセントのＳｉ、約０．０１〜約０．５重量パーセントのＭｇ、最大約１．０重量パーセントのＣｒ、最大約１．０重量パーセントのＳｎ、最大約１．０重量パーセントのＭｎ、残部である銅および不純物からなり、耐力および電気伝導率をともに向上された銅基合金。少なくとも約９４５ＭＰａ（１３７ｋｓｉ）の耐力、及び少なくとも約２５％ＩＡＣＳの電気伝導率を有するように加工される。
公开号:JP2011508081A
申请号:JP2010539878
申请日:2008-12-19
公开日:2011-03-10
发明作者:カウフラー、アンドレア；クーン、ハンス、アキム；タイラー、デレク、イー．；ホフマン、ウベ；エイ． ムツシェラー、ラルフ；ロビンソン、ピーター、ウィリアム
申请人:ヴィーラント − ヴェルケ アクチエンゲゼルシャフト；ジービーシー メタルズ、エルエルシー；
IPC主号:C22C9-06

专利说明:

[0001] 本出願は、参照により本明細書に援用される、２００８年４月１４日に出願した米国仮特許出願第６１／０４４，９００号、２００７年１２月２１日に出願した米国仮特許出願第６１／０１６，４４１号、及び２００８年１２月１７日に出願した米国実用特許出願第１２／３３６，７３１号の利益を主張するものである。]
[0002] 本発明は、銅基合金、特に、銅−ニッケル−ケイ素系合金に関するものである。]
背景技術

[0003] 銅−ニッケル−ケイ素系合金は、コネクタ及びリード・フレームなどの高強度電気伝導性部品の生産に広く使用されている。Ｏｌｉｎ Ｃｏｒｐｏｒａｔｉｏｎ社によって開発されたＣ７０２５は、良好な機械的特性（耐力６５５ＭＰａ（９５ｋｓｉ）〜７５８ＭＰａ（１１０ｋｓｉ））及び良好な電気特性（３５％のＩＡＣＳ）を備える銅−ニッケル−ケイ素系合金の重要な実例である。参照により本明細書に援用される、米国特許第４，５９４，２２１号及び米国特許第４，７２８，３７２号を参照のこと。近年、コバルトで変性した銅、ニッケル、およびケイ素の合金であるＣ７０３５が、Ｏｌｉｎ Ｃｏｒｐｏｒａｔｉｏｎ社とＷｉｅｌａｎｄ Ｗｅｒｋｅ社によって開発された。この合金は、なおいっそう良好な機械的特性（耐力６８９ＭＰａ（１００ｋｓｉ）〜８９６ＭＰａ（１３０ｋｓｉ））及び電気特性（４０〜５５％のＩＡＣＳ）を有することができる。参照により本明細書に援用される米国特許第７，１８２，８２３号を参照のこと。]
[0004] 重要であると考えられる銅合金の特性として、加工性、伝導性、強度、延性、及び応力緩和に対する抵抗性が挙げられる。]
[0005] 加工性は、既知の半径を有するマンドレルの周りで銅ストリップを９０度曲げる曲げ試験によって通常は評価される。ローラー曲げ試験では、ローラーを使用して、マンドレルの周りにストリップを形成する。或いは、Ｖブロック試験において、マンドレルを使用してストリップをオープン・ダイに押し込んで、強制的にマンドレルの半径に適合させる。そこで、両方の試験について、ストリップの厚さ（ｔ）の関数としての最小曲げ半径（ｍｂｒ）がｍｂｒ／ｔとして報告される。最小曲げ半径は、１０×〜２０×までの倍率で目に見える亀裂を生じることなくストリップをマンドレルの周りで曲げられるマンドレルの最小半径である。一般的に、ｍｂｒ／ｔは、曲げ軸線が圧延方向に対し法線方向にあるものとして定義される良い方向での曲げ、及び曲げ軸線が圧延方向に対し平行であるものとして定義される悪い方向での曲げの両方について報告される。良い方向での曲げと悪い方向での曲げの両方に対する最大４ｔのｍｂｒ／ｔは、良い加工性をもたらすものとみなされる。より好ましいのは、最大２のｍｂｒ／ｔである。]
[0006] 電気伝導率の測定単位は、通常的はＩＡＣＳのパーセンテージである。ＩＡＣＳとは、「純」銅に２０℃での１００％のＩＡＣＳの伝導度値を割り当てる国際焼きなまし銅線標準のことである。本開示全体を通して、すべての電気的及び機械的試験は、別段の指定のない限り室温、公称的に２０℃で実施される。修飾表現「約」は、正確さを必要としないことを示し、引用値の＋／−１０％として解釈されるべきである。]
[0007] 通常、強度は耐力として測定される。高強度銅合金は、６５５ＭＰａ（９５ｋｓｉ）を超え、好ましくは７５８ＭＰａ（１１０ｋｓｉ）を超える耐力を有する。複数の構成要素に形成された銅合金寸法が減少し、これらの構成要素の小型化が継続しているので、所定の硬度調整に対する強度及び伝導度の組合せが、単独で見たときの強度または伝導度のいずれかよりも重要なものとなる。]
[0008] 延性は、伸びで測定できる。伸びの一尺度は、Ａ１０伸びであり、これは、破断後の長さの永久伸びを、１０ｍｍである元の長さＬ０のパーセンテージで表したものである。]
[0009] 応力緩和に対する許容される抵抗性は、３０００時間にわたって１５０℃の温度に試験試料を曝露した後に残留している応力が、与えられた応力の少なくとも７０％、及び１０００時間にわたって１０５℃の温度に試験試料を曝露した後に残留している応力が、与えられた応力の少なくとも９０％により評価される。]
[0010] 応力緩和抵抗性は、リング法［Fox A.、Research and Standards4 (1964) 480頁］を用いて測定された。この場合、長さ５０ｍｍのストリップが鋼鉄リングの外半径上に固定され、ストリップの外面で応力が生じる。高温に曝露した状態では、弾性応力は塑性変形に変化する。この方法は時間、温度、及び鋼鉄リングの半径によって決まる初期応力に依存する。実験は、５０℃／９６時間〜２１０℃／３８４時間で実施された。毎回の焼き鈍し後に、ストリップの残留屈曲が測定され、対応する応力減少が［Graves G.B.: Wire Industry 46 (1979) 421頁］に従って計算される。Ｌａｒｓｏｎ−Ｍｉｌｌｅｒ−Ｐａｒａｍｅｔｅｒ Ｐを使用することにより、より高い温度で実行された短時間実験からより低い温度での長時間実験への外挿が実行できる［Boegel A.: Metall 48 (1994) 872頁］。]
[0011] 応力緩和は、ＡＳＴＭ（米国材料試験協会）規格Ｅ３２８−８６で説明されているようなリフトオフ法でも測定可能である。この試験では、最長３０００時間、一定の歪みに保持される銅合金試料の応力減少を測定する。この技術は、片持ち梁の自由端を一定のたわみに制約すること、ある温度での時間の関数として、片持ち梁を制約するために加えられる負荷を測定することとからなる。これは、特別設計の試験架台に片持ち梁試験試料を固定することによって行われる。標準試験条件は、片持ち梁に対し、室温で０．２％耐力の８０％の荷重をかけることである。計算されたたわみが約５．１ｍｍ（０．２インチ）を超える場合には、初期応力は、たわみが５．１ｍｍ（０．２インチ）未満となるまで減少されて、荷重が再計算される。試験手順は、片持ち梁に計算された値の荷重をかけ、たわみを維持するように試験架台内でネジを調整し、ナットでネジを適所に固定する。片持ち梁をネジから持ち上げるのに必要な荷重は、初期荷重である。試験架台を、所望の試験温度に設定された炉に入れる。試験架台を定期的に取り出して、室温まで冷まし、ネジから片持ち梁を持ち上げるために必要な荷重を測定する。選択された対数時間において残留している応力の割合を計算し、残留している応力を縦軸（垂直軸）に、対数時間を横軸（水平軸）にとって半対数方眼紙にデータをプロットする。直線回帰法を使用して、データに対し直線を当てはめる。内挿法及び外挿法を使用して、１時間、１０００時間、３０００時間、及び１００，０００時間の応力残留値を求める。]
[0012] 応力緩和に対する抵抗性は、方向に対し敏感であり、試験試料の長手寸法がストリップの圧延方向である０°試験が実施され、試験試料のたわみが、ストリップ圧延方向に平行である長手方向（Ｌ）で報告してもよい。応力緩和に対する抵抗性は、試験試料の長手寸法がストリップ圧延方向に垂直である９０°試験が実施され、試験試料のたわみがストリップ圧延方向に垂直である横断方向（Ｔ）で報告してもよい。]
[0013] 表１は、発明者らが知っている市販の銅合金のうちのいくつかの合金の機械的特性及び電気的特性をまとめたものである。]
[0014] ]
[0015] これらの合金ほど良く、またその用途も広いが、高強度、特に伝導率、応力緩和に対する抵抗性、及び／又は加工性などの他の望ましい特性を犠牲にすることなく高強度を有する合金の用途がある。ベリリウム銅は、高強度を有するが、そのベリリウム含有量のため、多くの用途に適していない。ベリリウム非含有銅合金のうちで、高強度（例えば、約８９６ＭＰａ（１３０ｋｓｉ）よりも大きい耐力）は、通常、他の望ましい特性、特に加工性の著しい減少を伴う。]
先行技術

[0016] 米国特許第４，５９４，２２１号明細書
米国特許第４，７２８，３７２号明細書
米国特許第７，１８２，８２３号明細書]
発明が解決しようとする課題

[0017] 本発明の一観点は、特に自動車及びマルチメディア業界向けの電気コネクタ及び相互接続部で使用するために、またストリップ、プレート、ワイヤ、又は鋳物において高耐力および中程度に高い電気伝導率を必要とする他の用途向けに、商業的に有用なストリップ製品を作製するために加工されうる時効硬化銅−ニッケル−ケイ素系合金である。本発明の他の観点は、自動車及びマルチメディア業界向けの電気コネクタ及び相互接続部で使用するために、また高耐力および中程度に高い電気伝導率を必要とする他の用途向けに、商業的に有用なストリップ製品を作製するための加工方法である。]
課題を解決するための手段

[0018] 本発明の好ましい一具体例によれば、実質的に、約１．０〜約６．０重量パーセントのＮｉ、最大約３．０重量パーセントのＣｏ、約０．５〜約２．０重量パーセントのＳｉ、約０．０１〜約０．５重量パーセントのＭｇ、最大約１．０重量パーセントのＣｒ、最大約１．０重量パーセントのＳｎ、最大約１．０重量パーセントのＭｎ、残部である銅および不純物からなり、耐力および電気伝導率がともに向上された銅−ニッケル−ケイ素系合金が提供される。この合金は、少なくとも約９４５ＭＰａ（１３７ｋｓｉ）の耐力、及び少なくとも約３２％ＩＡＣＳの電気伝導率を有するように加工される。]
[0019] 本発明の好ましい他の具体例によれば、実質的に、約３．０〜約５．０重量パーセントのＮｉ、最大約２．０重量パーセントのＣｏ、約０．７〜約１．５重量パーセントのＳｉ、約０．０３〜約０．２５重量パーセントのＭｇ、最大約０．６重量パーセントのＣｒ、最大約１．０重量パーセントのＳｎ、最大約１．０重量パーセントのＭｎ、残部である銅および不純物からなり、耐力および電気伝導率がともに向上された銅基合金が提供される。この合金は、少なくとも約９４５ＭＰａ（１３７ｋｓｉ）の耐力、及び少なくとも約３２％ＩＡＣＳの電気伝導率を有するように加工される。]
[0020] 本発明の好ましい他の実施例によれば、実質的に、約３．５〜約３．９重量パーセントのＮｉ、約０．８〜約１．０重量パーセントのＣｏ、約１．０〜約１．２重量パーセントのＳｉ、約０．０５〜約０．１５重量パーセントのＭｇ、最大約０．１重量パーセントのＣｒ、最大約１．０重量パーセントのＳｎ、最大約１．０重量パーセントのＭｎ、残部である銅および不純物からなり、耐力および電気伝導率がともに向上された銅−ニッケル−ケイ素系合金が提供される。この合金は、少なくとも約９４５ＭＰａ（１３７ｋｓｉ）の耐力、及び少なくとも約３２％ＩＡＣＳの電気伝導率を有するように加工される。]
[0021] これらの合金は、好ましくは、少なくとも約９４５ＭＰａ（１３７ｋｓｉ）の耐力、及び少なくとも約３８％ＩＡＣＳの電気伝導率を有するように、より好ましくは、少なくとも約９８６ＭＰａ（１４３ｋｓｉ）の耐力、及び少なくとも約３７％ＩＡＣＳの電気伝導率を有するように、最も好ましくは、少なくとも約１０８２ＭＰａ（１５７ｋｓｉ）の耐力、及び少なくとも約３２％ＩＡＣＳの電気伝導率を有するように加工される。]
[0022] 比（Ｎｉ＋Ｃｏ）／（Ｓｉ−Ｃｒ／５）は、好ましくは、約３〜約７、より好ましくは、約３．５〜約５．０である。比Ｎｉ／Ｃｏは、好ましくは、約３〜約５である。]
[0023] さまざまな具体例の合金及び加工法により、耐力及び電気伝導率がともに向上され、好ましくは応力緩和抵抗性も向上された銅基合金が提供形成される。特に、これらの合金は、妥当な大きさの伝導率を維持しつつ、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ合金ですでに達成されているよりも高い強度、及び応力緩和に対するより大きな抵抗性を有する。]
図面の簡単な説明

[0024] 実例１の合金の処理を示す流れ図。
実例２の合金の処理を示す流れ図。
実例３の合金の処理を示す流れ図。
実例３の合金の耐力対伝導率対を示すグラフ。
実例３の合金の耐力対曲げ加工性（ＭＢＲ／ｔ）を示すグラフ。
実例４の合金の処理を示す流れ図。
実例４のＳＡ−ＣＲ−時効−ＣＲ−時効プロセスによって加工された表５の合金の耐力対伝導率を示すグラフ。
実例４のＳＡ−ＣＲ−時効−ＣＲ−時効プロセスによって加工された表５の合金の耐力対曲げ加工性（ＭＢＲ／ｔ）を示すグラフ。
実例５の合金の処理を示す流れ図。
実例５の類似の合金化レベルを有するクロムを含まない合金の耐力対Ｎｉ／Ｃｏ比を示すグラフ。
実例６の合金の処理を示す流れ図。
実例７の合金の処理を示す流れ図。
実例７の銅−ニッケル−クロム−ケイ素系合金における耐力に対する化学量論比の影響を示すグラフ。
実例７の銅−ニッケル−コバルト−ケイ素系合金における耐力に対する化学量論比の影響を示すグラフ。
実例７の銅−ニッケル−クロム−コバルト−ケイ素系合金における耐力に対する化学量論比の影響を示すグラフ。
実例７の銅−ニッケル−クロム−ケイ素系合金における電気伝導率に対する化学量論比の影響を示すグラフ。
実例７の銅−ニッケル−コバルト−ケイ素系合金における電気伝導率に対する化学量論比の影響を示すグラフ。
実例７の銅−ニッケル−コバルト−ケイ素系合金における電気伝導率に対する化学量論比の影響を示すグラフ。
実例８の合金の処理を示す流れ図。
４７５℃／３００℃時効によるＳＡ−ＣＲ−時効−ＣＲ−時効アプローチで加工された実例８の合金における％ＩＡＣＳに対する化学量論比の影響を示すグラフ。
４７５℃／３００℃時効によるＳＡ−ＣＲ−時効−ＣＲ−時効アプローチで加工された実例８の合金における耐力に対する化学量論比の影響を示すグラフ。
実例９の合金の処理を示す流れ図。
テーパー・エッジ熱間圧延標本を示す略図。
大きなエッジ亀裂を示す、熱間圧延Ｋ２２４（Ｃｒなし）の写真。
エッジ亀裂がないことを示している、熱間圧延Ｋ２２５（Ｃｒは０．１１）の写真。
非Ｃｒ合金ＲＮ０３３４０７の工具摩耗試験からの結果を示す写真。
Ｃｒ含有合金ＲＮ８３４０６２の工具摩耗試験からの結果を示す写真。
実例１０の合金の処理を示す流れ図。
４７５℃／３００℃時効によるＳＡ−ＣＲ−時効−ＣＲ−時効アプローチで加工された実例８及び実例１０（低Ｃｒ及びＭｎ）の合金における％ＩＡＣＳに対する化学量論比の影響を示すグラフ。
４７５℃／３００℃時効によるＳＡ−ＣＲ−時効−ＣＲ−時効アプローチで加工された実例８及び実例１０（低Ｃｒ及びＭｎ）の合金における耐力に対する化学量論比の影響を示すグラフ。
実例１１の合金の処理を示す流れ図。
実例１２の合金の処理を示す流れ図。
実例１３の合金の処理を示す流れ図。
実例１４の合金の処理を示す流れ図。
実例１５の合金の処理を示す流れ図。
実例１６の合金の処理を示す流れ図。
実例１３、実例１４、実例１５、及び実例１６の合金並びにプロセスに対する９０°Ｖブロック−ＭＢＲ／ｔ ＢＷ対耐力を示すグラフ。
実例１３、実例１４、実例１５、及び実例１６の合金並びにプロセスに対する％ＩＡＣＳ対耐力を示すグラフ。]
[0025] 良好な応力緩和抵抗性とともに、高い強度及び電気伝導性を有する銅ストリップ合金に対する要求が市場に存在する。このような特性の組合せは、電気コネクタ及び端子のマルチメディア用途において使用するためにさまざまな電気的相互接続部に形成される部品にとって特に重要である。Ｃ５１０（リン青銅）、Ｃ７０２５、Ｃ７０３５、Ｃ１７４１０、及びＣ１７４６０などの市販の銅合金は、強度及び伝導性の一般的に有益な組合せでこれらの用途に使用されている。しかし、これらの合金は、大半の電流を流す用途には十分な強度を有しているが、部品が小型化される継続的な傾向があるために、妥当なコストで、十分に良好な電気伝導性と十分に良好な応力緩和抵抗性とを併せ持つとともに高い強度を示す銅合金が要求される。また、ベリリウムなどの潜在的に有毒な合金元素を最小限度に抑えるか、又はなくすことも望ましい。]
[0026] マルチメディア用の相互接続部に使用される合金は、コネクタ抜き差し時の損傷を回避し、使用中に良好な接触力を維持するために高強度を必要とする。これらの用途に関しては、良好であるが、電気伝導率がとりわけ高くはないことが、必要なすべてである。それは、伝導率は、信号電流を十分に流せるだけの値であればよく、大電力用途において過剰なＩ２Ｒ加熱を回避するために必要な高いレベルである必要はないからである。これらの用途では、室温、及びわずかに高い使用温度での機械的安定性に対しなおいっそう厳しい要件があるが、これは、例えば、約１００℃での良好な応力緩和抵抗性によって特徴づけられる。]
[0027] 本発明の好ましい実施例の合金組成物、及び仕上げ硬度調整に合わせて加工するために使用される方式では、驚いたことに、自動車及びマルチメディアの両方の用途の要件を満たすのに非常に望ましい特性の組合せ、すなわち、中程度の高い伝導率とともに非常に大きい強度がもたらされる。特に、本発明の好ましい実施例の合金は、少なくとも約９４５ＭＰａ（１３７ｋｓｉ）の耐力／電気伝導率と少なくとも約３８％ＩＡＣＳの伝導率の組合せ、より好ましくは、少なくとも約３７％ＩＡＣＳの伝導率とともに、少なくとも約９８６ＭＰａ（１４３ｋｓｉ）の耐力、最も好ましくは、少なくとも約３２％ＩＡＣＳの伝導率とともに、約１０８２ＭＰａ（１５７ｋｓｉ）の耐力を有するストリップ製品に加工することができる。]
[0028] 本発明の好ましい実施例の合金は、耐力と電気伝導率とがともに向上され、良好の応力緩和抵抗性を、中程度のレベルの曲げ性とともに有し、実質的に、約１．０〜約６．０重量パーセントのニッケル、約０．５〜約２．０重量パーセントのケイ素、０．０〜約３．０重量パーセントのコバルト、約０．０１〜約０．５重量パーセントのマグネシウム、０．０〜約１．０重量パーセントのクロム、０．０〜約１．０重量パーセントのスズおよびマンガンのそれぞれ、残部である銅および不純物からなる。より好ましくは、この合金は、実質的に、約３．０〜約５．０重量パーセントのニッケル、約０．７〜約１．５重量パーセントのケイ素、０．０〜約２．０重量パーセントのコバルト、約０．０３〜約０．２５重量パーセントのマグネシウム、約０．０〜約０．６重量パーセントのクロム、０．０〜約１．０重量パーセントのスズおよびマンガンのそれぞれ、残部である銅および不純物からなる。最適なレベルの耐力及び電気伝導率が必要な場合、例えば、９６５ＭＰａ（１４０ｋｓｉ）ＹＳ／３０％ＩＡＣＳが必要である場合、最も好ましい合金範囲は、実質的に、約３．５〜約３．９重量パーセンのニッケル、約１．０〜約１．２重量パーセントのケイ素、約０．８〜約１．０重量パーセントのコバルト、約０．０５〜約０．１５重量パーセントのマグネシウム、０〜約０．１重量パーセントのクロム、０．０〜約１．０重量パーセントのスズおよびマンガンのそれぞれ、残部である銅および不純物からなる、一般的に、合金元素がしめされた上限を実質的に超えている場合に、過剰な粗い第２相が存在する。]
[0029] 合金の電気伝導率及び耐力は、比（Ｎｉ＋Ｃｏ）／（Ｓｉ−Ｃｒ／５）が、約３〜約７に制御される場合、より好ましくは、約３．５〜約５に制御される場合に最高である。比Ｎｉ／Ｃｏは、約３〜約５で制御される場合に耐力と伝導率が最適な値となる。]
[0030] マグネシウムは、一般的に、最終製品の応力緩和抵抗性及び軟化抵抗性を高め、したがって、中間時効焼鈍熱処理における軟化抵抗性も高める。Ｓｎは、低含有量で存在する場合に、一般的に、固溶強化をもたらし、また、伝導性を過剰に損なうことなく、中間時効焼鈍熱処理時に軟化抵抗性も高める。低含有量のＭｎは、一般的に、曲げ加工性を改善するが、伝導性を失う。]
[0031] 本発明の方法の好ましい実施例は、溶解及び鋳造、熱間圧延（好ましくは、７５０°〜１０５０℃）、酸化物を除去するための任意選択のミリング加工、及び任意選択で均質化又は中間ベル焼鈍、溶体化のために都合の良い寸法まで冷間圧延、溶体化焼鈍（好ましくは、８００°〜１０５０℃で１０秒〜１時間）、その後に、約２０％ＩＡＣＳ（１１．６ＭＳ／ｍ）未満の電気伝導率及び約５〜２０μｍの等軸粒径を得るための周囲温度への焼き入れ又は急速冷却、０〜７５％の減厚率の冷間圧延、時効硬化焼鈍（好ましくは、３００〜６００℃で１０分〜１０時間）、及び任意選択により、さらなる１０〜７５％の減厚率の仕上げ寸法までの冷間圧延、及び第２の時効硬化焼鈍（好ましくは、２５０〜５００℃で１０分〜１０時間）を含む。その結果得られた合金を、冷間加工を施しながらより低温のベル焼鈍を数回繰り返すことによって中間溶体化熱処理を使用することなく仕上げ寸法までさらに加工することができる。それに加えて、熱間圧延寸法から溶体化に適切な厚さまで減厚する際に１つ又は複数の任意選択の再結晶焼鈍をプロセスに追加することができる。]
[0032] 結果として少なくとも約９６５ＭＰａ（１４０ｋｓｉ）の耐力及び少なくとも約３０％ＩＡＣＳの伝導率を有する合金が得られる好ましい方式は、約９００°〜１０００℃での溶体化、約２５％までの冷間圧延、３〜９時間の間の約４５０°〜５００℃での時効、仕上げ寸法までの約２０〜２５％の冷間圧延、及び３〜９時間の間の３００°〜３５０℃での時効を含む。]
[0033] 本開示は、銅合金ストリップの製造方法を特に対象としているが、本発明の合金及び本発明の方法は、箔、ワイヤ、バー、及びチューブなどの他の銅合金製品の製造にも等しく適している。それに加えて、ストリップ鋳造、粉末冶金、及びスプレー鋳造などの従来の鋳造と異なる方法も、本発明の範囲内に含まれる。]
[0034] 好ましい実施例の合金及び方法は、以下の例示的な実例を参照するとよく理解されるであろう。]
[0035] 「実例１」合金レベルを高めると強度が高まり、コバルト置換により強度および伝導率の両方が改善される
表２にまとめられている組成を有する一連の４．５４ｋｇ（１０ポンド）実験用インゴットをシリカ質坩堝で溶解し、鉄鋼製鋳型に流し込んでダービル鋳造した。鋳造処理後、約１０１．６ｍｍ×１０１．６ｍｍ×４４．５ｍｍ（４”×４”×１．７５”）となった。図１は、この実例１のプロセスの流れ図である。９００℃で２時間均熱処理した後、３パスで２７．９ｍｍ（１．１”）（４０．６ｍｍ（１．６”）／３４．３ｍｍ（１．３５”）／２７．９ｍｍ（１．１”））に熱間圧延し、９００℃で１０分間再加熱し、さらに３パスで１２．７ｍｍ（０．５０”）（２２．９ｍｍ（０．９”）／１７．８ｍｍ（０．７”）／１２．７ｍｍ（０．５”））にさらに熱間圧延し、その後、水焼き入れし、その後、５９０℃で６時間均質化又は過時効焼鈍を行った。トリミング及びミリング加工で表面酸化物を除去した後、合金を０．３０ｍｍ（０．０１２”）に冷間圧延し、表２に示されている時間と温度で、流動床炉内において溶体熱処理した。時間と温度は、ほぼ一定の粒径となるように選択された。次いで、これらの合金に、強度と伝導率を高めるように設計された４００°〜５００℃で３時間の時効焼鈍を行った。次いで、これらの合金を０．２３ｍｍ（０．００９”）まで２５％冷間圧延し、３００°〜４００℃で４時間時効した。第２の時効焼鈍の後に測定された特性を表３に示す。このデータは、耐力が三元合金Ｊ９９４からＪ９９９までの合金化レベルの増大とともに、Ｓｉレベルが０．８〜１．３％までの範囲のときにそれぞれ８７６〜９７２ＭＰａ（１２７〜１４１ｋｓｉ）の耐力に増大することを示している。Ｊ９９４、Ｋ００１及びＫ００２を比較して、０．８％Ｓｉの近くで合金に対するＣｏの影響を調べたところ、Ｎｉの代わりにＣｏを使用すると、耐力および伝導率の両方が高まる。約１．２％Ｓｉを含む合金でＮｉの代わりにＣｏを使用することを考えると、Ｋ００３は耐力の減少、及び伝導率の増大を示すが、Ｋ００４は、Ｊ９９８と比較して耐力の増大、及び伝導率の減少を示す。] 図１
[0036] Ｎｉ／Ｃｏ比を約３（Ｋ００２及びＫ００４）とすると、特に高いＳｉ含有量において、Ｎｉ／Ｃｏ比１（Ｋ００１及びＫ００３）よりも大きい強度が得られる。Ｍｎ合金Ｋ０１１及びＫ０１２は、Ｎｉの代わりにＭｎを使用することで、強度／曲げ特性が改善されるが、伝導率が著しく失われるという証拠を示している。Ｓｎは、Ｊ９９４をＫ０３６及びＫ０３７と比較したときに、固溶強化をもたらすように見える。]
[0037] ]
[0038] ]
[0039] 「実例２」コバルトで強度を向上させる
実例１の選択された合金を、表２に示されている時間と温度で流動床炉内において溶体化熱処理した。図２は、この実例２のプロセスの流れ図である。その後、これらの合金を０．２３ｍｍ（０．００９”）まで２５％冷間圧延し、次いで、４００°〜５００℃で３時間、時効焼鈍を行った。さらに０．１８ｍｍ（０．００７”）まで２２％冷間圧延した後、３００°〜４００℃の温度で３時間かけて、試料の時効焼鈍を行った。代表的な条件から得られる特性を表４にまとめた。多くの場合における曲げ特性は、実例１のプロセスに比べて類似の強度でいくぶん良い特性となっている。Ｃｏ（Ｋ００３及びＫ００４）並びにＳｎ（Ｋ０３７）の追加により、この実例における合金の強度増大が最高になる。] 図２
[0040] ]
[0041] 「実例３」コバルト及びクロムの含有量並びに（Ｎｉ＋Ｃｏ）／（Ｓｉ−Ｃｒ／５）比
表５にまとめられている組成を有する一連の４．５４ｋｇ（１０ポンド）実験用インゴットをシリカ質坩堝内で溶解し、鉄鋼製鋳型に流し込んでダービル鋳造した。鋳造処理後、約１０１．６ｍｍ×１０１．６ｍｍ×４４．５ｍｍ（４”×４”×１．７５”）となった。図３は、この実例３のプロセスの流れ図である。９００℃で２時間均質化熱処理を施した後、３パスで２７．９ｍｍ（１．１”）（４０．６ｍｍ（１．６”）／３４．３ｍｍ（１．３５”）／２７．９ｍｍ（１．１”））に熱間圧延し、９００℃で１０分間再加熱し、さらに３パスで１２．７ｍｍ（０．５０”）（２２．９ｍｍ（０．９”）／１７．８ｍｍ（０．７”）／１２．７ｍｍ（０．５”））にさらに熱間圧延し、その後、水焼き入れした。次いで、焼き入れしたプレートを、５９０℃の温度で６時間、均質化熱処理を施して、トリミング、次いで、ミリング加工で、熱間圧延時に形成された表面酸化物を除去した。次いで、これらの合金を、０．３０ｍｍ（０．０１２”）に冷間圧延し、表５に示されている温度で６０秒間流動床炉内において溶体化熱処理した。温度は、かなり一定した粒径を維持するように選択された。次いで、合金に、強度と伝導率を高めるように設計された４００°〜５００℃で３時間の時効焼鈍を行った。次いで、これらの合金を０．２３ｍｍ（０．００９”）に２５％冷間圧延し、３００°〜４００℃で４時間、時効した。第２の時効焼鈍の後に測定された特性を表６に示す。このデータから、Ｃｏ（Ｋ０６８）、Ｃｒ（Ｋ０７２）、又はＣｏおよびＣｒの両方（Ｋ０７０）のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉの基合金への添加により、強度、伝導性、及び曲げ加工性の最良の組合せが得られることが観察できる。最高の強度を有する試料は１．２％及びそれを超える比較的高いＳｉを含有したことにも留意されたい。Ｓｎによる強化の証拠がいくつかあったが、これは、曲げ加工性に劣っていた。表５では、比（Ｎｉ＋Ｃｏ）／（Ｓｉ−Ｃｒ／５）は、合金の大半について、特にＫ０６８、Ｋ０７０、及びＫ０７２については、４に非常に近いことがわかる。また、Ｎｉ／Ｃｏ比は、Ｋ０６８及びＫ０７０については３に近かった。図４では、耐力が伝導率に対してプロットされ、図５では、曲げ加工性に対してプロットされている。Ｋ０６８、Ｋ０７０、及びＫ０７２の値は、特性の異常に良好な組合せを示すものとして識別されている。] 図３ 図４ 図５
[0042] ]
[0043] ]
[0044] 「実例４」強度及び加工性に関するコバルト及びクロム
実例３の合金を、表５に示されている温度で、６０秒間、流動床炉内において溶体化熱処理した。図６は、この実例４のプロセスの流れ図である。その後、これらの合金を０．２３ｍｍ（０．００９”）に２５％冷間圧延し、次いで、４００°〜５００℃で３時間、時効焼鈍を行った。さらに０．１８ｍｍ（０．００７”）まで２２％冷間圧延した後、３００°〜４００℃の温度で３時間かけて、試料の時効焼鈍を行った。代表的な条件から得られる特性を表７にまとめた。実例３と同様に、特に注目すべきは、合金Ｋ０６８、Ｋ０７０、及びＫ０７２であり、これは、Ｃｏ、Ｃｒ、又は両方の組合せを含む合金が、最高の強度レベルに達することを示している。曲げ加工性データは、両方ともＣｏを含むＫ０６８及びＫ０７０がより高い強度で最良の加工性を有することを示している。図７では、耐力が伝導率に対してプロットされ、図８では、曲げ加工性に対してプロットされている。合金Ｋ０６８、Ｋ０７０、及びＫ０７２に対する値が顕著である。] 図６ 図７ 図８
[0045] ]
[0046] 「実例５」ニッケル対コバルト比
表８にまとめられている組成を有する一連の４．５４ｋｇ（１０ポンド）実験用インゴットをシリカ質坩堝で溶解し、鉄鋼製鋳型に流し込んでダービル鋳造した。鋳造処理後、約１０１．６ｍｍ×１０１．６ｍｍ×４４．５ｍｍ（４”×４”×１．７５”）となった。図９は、この実例５のプロセスの流れ図である。合金のこのグループは、表５のＫ０６８、Ｋ０７０、及びＫ０７２に基づいており、全体的な合金化レベル及びＮｉ／Ｃｏ比は、化学量論比（（Ｎｉ＋Ｃｏ）／（Ｓｉ−Ｃｒ／５））を４．２に近い値に維持しつつ変化させた。９００℃で２時間均質化熱処理した後、３パスで２７．９ｍｍ（１．１”）（４０．６ｍｍ（１．６”）／３４．３ｍｍ（１．３５”）／２７．９ｍｍ（１．１”））に熱間圧延し、９００℃で１０分間再加熱し、さらに３パスで１２．７ｍｍ（０．５０”）（２２．９ｍｍ（０．９”）／１７．８ｍｍ（０．７”）／１２．７ｍｍ（０．５”））にさらに熱間圧延し、その後、水焼き入れした。次いで、焼き入れしたプレートを、５９０℃の温度で６時間、均質化熱処理して、トリミング、次いで、ミリング加工で、熱間圧延時に形成された表面酸化物を除去した。次いで、これらの合金を、０．３０ｍｍ（０．０１２”）まで冷間圧延し、表８に示されている温度で６０秒間流動床炉内において溶体化熱処理した。温度は、かなり一定した粒径を維持するように選択された。次いで、合金に、強度と伝導率を高めるように設計された４５０°〜５００℃で３時間の時効焼鈍を行った。次いで、これらの合金を０．２３ｍｍ（０．００９”）に２５％冷間圧延し、３００°〜４００℃の範囲で４時間、時効した。４７５℃での第１の時効および３００℃での第２の時効を用いるプロセスに対する第２の時効焼鈍の後に測定された特性を表９に示した。Ｃｏのみの組成物群（Ｋ０７７〜Ｋ０８５）については、耐力値は、合金成分の増大とともに増える傾向がある。例えば、Ｋ０７８は、Ｎｉ＋Ｃｏ＋Ｃｒ＋Ｓｉ値が６．２４であり、１０６９ＭＰａ（１５５ｋｓｉ）の耐力を有するが、Ｋ０８４は、Ｎｉ＋Ｃｏ＋Ｃｒ＋Ｓｉ値が５．２２であり、９５８ＭＰａ（１３９ｋｓｉ）の耐力を有していた。Ｎｉ／Ｃｏ比が３対４であれば、Ｋ０７７（３．６２のＮｉ／Ｃｏ比）及びＫ０７８（３．８３のＮｉ／Ｃｏ比）とＫ０７９（５．０４のＮｉ／Ｃｏ比）とを比較し、さらにはＫ０８０（３．３２のＮｉ／Ｃｏ比）及びＫ０８１（３．９３のＮｉ／Ｃｏ比）とＫ０８２（４．８９のＮｉ／Ｃｏ比）とを比較したときに、比が５よりも良い強度が得られる。図１０の耐力対Ｎｉ／Ｃｏ比のプロットは、Ｋ０８３及びＫ０８４よりも高いＳｉ含有量を有するＫ０８５を除いてこれを示している。Ｃｏ及びＣｒを含有する合金、Ｋ０８６〜Ｋ０９４は、全体的な合金化レベル及びＮｉ／Ｃｏ比に対して、Ｃｏのみの合金ほどは敏感でなかった。Ｃｒのみの合金（Ｋ０９５〜Ｋ０９７）も、他の合金タイプに匹敵する特性を有していた。] 図１０ 図９
[0047] ]
[0048] ]
[0049] 表８の合金を、表８に示されている温度で、６０秒間、流動床炉内において溶体化熱処理した。その後、これらの合金を０．２３ｍｍ（０．００９”）まで２５％冷間圧延し、次いで、４５０°〜５００℃の範囲で３時間、時効焼鈍を行った。さらに０．１８ｍｍ（０．００７”）まで２２％冷間圧延した後、３００〜４００℃の温度で３時間かけて、試料の時効焼鈍を行った。それぞれ、４５０℃及び３００℃で第１の時効と第２の時効を行ったときの試料からの特性を表１０にまとめた。Ｃｏのみの合金は、Ｃｒを含有する合金には見られないこの方式による全体的な合金化レベルに対する感受性を示した。１０３４ＭＰａ（１５０ｋｓｉ）の耐力以上のＣｏのみの合金は、Ｋ０７７及びＫ０７８のみであり、すべてのＣｒ含有合金は、その強度に達するか、近づいた。このプロセスに対する強度曲げ特性は、表９に示されているのとかなり類似している。]
[0050] ]
[0051] 「実例６」ニッケル対コバルト比
表１１にまとめられている組成を有する実験用インゴットを黒鉛坩堝で溶解し、鉄鋼製鋳型に流し込んでタマン鋳造した。鋳造処理後、１１０．０ｍｍ×５５．１ｍｍ×２５．９ｍｍ（４．３３”×２．１７”×１．０２”）となった。図１１は、この実例６のプロセスの流れ図である。ターゲットである１％のＳｉ含有量及び０．５％のＣｒ含有量では、一方の合金はＣｏを含み、他方の合金はＣｏを含まず、Ｎｉ含有量は、４．２に近い化学量論比（（Ｎｉ＋Ｃｏ）／（Ｓｉ−Ｃｒ／５））を維持するように調整される。９００℃で２時間均質化熱処理した後、１２．０ｍｍ（０．４７２”）まで熱間圧延され、これにより、９００℃、１０分間でそれぞれのパスの後に再加熱される。最後のパスの後に、バーを水焼き入れした。１０．０ｍｍ（０．３９４”）にトリミング及びミリング加工して表面酸化物を除去した後、合金を０．２７ｍｍ（０．０１０６”）まで冷間圧延し、表１１に示されている時間および温度で、流動床炉内において溶体熱処理した。時間および温度は、２０μｍ未満の粒径となるように選択された。次いで、これらの合金に、強度と伝導率を高めるように設計された４５０〜５００℃で３時間の時効焼鈍を行った。次いで、これらの合金を０．２０ｍｍ（０．００７９”）まで２５％冷間圧延し、３００〜４００℃で３時間、時効した。第２の時効焼鈍の後に測定された特性を表１２に示す。加工性は、Ｖブロックを使って測定された。データは、両方の合金が９３１ＭＰａ（１３５ｋｓｉ）の耐力を達成することができることを示しているが、それでも、Ｃ含有の変異形ＢＳは、時効焼鈍温度を高めた場合に観察できるよりも良好な軟化抵抗性を示している。変異形ＢＳのわずかに良い悪い方向の曲げ性は、溶体焼鈍の後に粒径がわずかに小さいためであると推定される。] 図１１
[0052] ]
[0053] ]
[0054] 「実例７」
（Ｎｉ＋Ｃｏ）／（Ｓｉ−Ｃｒ／５）比
ベースとして表５からのＫ０６８（Ｃｏのみ）、Ｋ０７０（Ｃｏ及びＣｒ）、及びＫ０７２（Ｃｒのみ）の基本組成物をもう１度使用して合金群を鋳造し、加工したが、この場合、Ｓｉ含有量を徐々に下げて、（Ｎｉ＋Ｃｏ）／（Ｓｉ−Ｃｒ／５）化学量論比を以前の合金の３．６〜４．２よりも高くした。Ｎｉ及びＣｏ含有量は、３つの合金タイプのそれぞれについて一定になるように設計された。表１１にまとめられている組成を有する一連の４．５４ｋｇ（１０ポンド）実験用インゴットをシリカ質坩堝内で溶解し、鉄鋼製鋳型に流し込んでダービル鋳造した。鋳造処理後、約１０１．６ｍｍ×１０１．６ｍｍ×４４．５ｍｍ（４”×４”×１．７５”）となった。Ｋ１４３〜Ｋ１４６はＫ０７２の変更形態であり、Ｋ１６０〜Ｋ１６３はＫ０７０の変更形態であり、Ｋ１６４〜Ｋ１６７はＫ０６８の変更形態である。図１２は、この実例７のプロセスの流れ図である。９００℃で２時間均質化熱処理した後、３パスで２７．９ｍｍ（１．１”）（４０．６ｍｍ（１．６”）／３４．３ｍｍ（１．３５”）／２７．９ｍｍ（１．１”））に熱間圧延し、９００℃で１０分間再加熱し、さらに３パスで１２．７ｍｍ（０．５０”）（２２．９ｍｍ（０．９”）／１７．８ｍｍ（０．７”）／１２．７ｍｍ（０．５”））までさらに熱間圧延し、その後、水焼き入れした。次いで、焼き入れしたプレートを、５９０℃の温度で６時間、均質化熱処理して、トリミング、次いで、ミリング加工で、熱間圧延時に形成された表面酸化物を除去した。次いで、これらの合金を、０．３０ｍｍ（０．０１２”）まで冷間圧延し、表１３に示されている温度で６０秒間流動床炉内において溶体化熱処理した。温度は、かなり一定した粒径を維持するように選択された。次いで、これらの合金を０．２３ｍｍ（０．００７９”）まで２５％冷間圧延し、４５０、４７５、及び５００℃で３時間、時効した。今回の例の合金、さらにはＫ０６８、Ｋ０７０、Ｋ０７２、Ｋ０７８、Ｋ０８７、及びＫ０８９のそれぞれの時効温度後の特性を表１４にまとめた。それぞれの合金タイプについて、耐力は、化学量論比が約４．５よりも大きくなると減少し、約５．５の比では８２７ＭＰａ（１２０ｋｓｉ）未満に下がる。これは、Ｃｒ合金（加えてＫ０７２データ）、Ｃｏ合金（加えてＫ０６８及びＫ０７８データ）、及びＣｏ−Ｃｒ合金（加えてＫ０７０、Ｋ０８７、及びＫ０８９データ）について、それぞれ、図１３〜図１５に示されている。Ｃｏ合金及びＣｒ合金では、伝導率は、化学量論比が約４．５よりも大きくなると減少するが、ＣｏおよびＣｒの両方の合金については、化学量論比と伝導率との間に明確な関係はない。これは、図１６〜図１８にグラフとして示されている。このデータに基づいて、最良の耐力伝導率の特性は、化学量論比が３．５〜５．０に維持される場合にもたらされることは明らかである。] 図１２ 図１３ 図１４ 図１５ 図１６ 図１７ 図１８
[0055] ]
[0056] ]
[0057] 「実例８」
（Ｎｉ＋Ｃｏ）／（Ｓｉ−Ｃｒ／５）比
表１５にまとめられている組成を有する一連の４．５４ｋｇ（１０ポンド）実験用インゴットをシリカ質坩堝で溶解し、鉄鋼製鋳型に流し込んでダービル鋳造した。鋳造処理後、約１０１．６ｍｍ×１０１．６ｍｍ×４４．５ｍｍ（４”×４”×１．７５”）となった。図１９は、この実例８のプロセスの流れ図である。９００℃で２時間均質化熱処理した後、３パスで２７．９ｍｍ（１．１”）（４０．６ｍｍ（１．６”）／３４．３ｍｍ（１．３５”）／２７．９ｍｍ（１．１”））に熱間圧延し、９００℃で１０分間再加熱し、さらに３パスで１２．７ｍｍ（０．５０”）（２２．９ｍｍ（０．９”）／１７．８ｍｍ（０．７”）／１２．７ｍｍ（０．５”））にさらに熱間圧延し、その後、水焼き入れした。次いで、焼き入れしたプレートを、５９０℃の温度で６時間、均質化熱処理して、トリミング、次いで、ミリング加工で、熱間圧延時に形成された表面酸化物を除去した。次いで、これらの合金を、０．３０ｍｍ（０．０１２”）まで冷間圧延し、９５０℃で６０秒間流動床炉内において溶体化熱処理した。粒径は、６〜１２μｍまでの範囲であった。次いで、合金に、強度および伝導率を高めるように設計された４５０〜４７５℃で３時間の時効焼鈍を行った。次いで、これらの合金を０．２３ｍｍ（０．００９”）まで２５％冷間圧延し、３００°Ｃで４時間、時効した。第２の時効焼鈍の後に測定された特性を表１６に示す。] 図１９
[0058] 表１７は、試料を９５０℃で６０秒間、流動床炉内において溶体化熱処理し、０．２３ｍｍ（０．００９”）まで２５％冷間圧延し、４７５℃で３時間かけて時効焼鈍を行い、０．１８ｍｍ（０．００７”）まで２２％冷間圧延し、３００℃で３時間の最終焼鈍を行った後に測定した特性を示している。これらの結果は、１．０〜１．２％Ｓｉであり、Ｎｉ／Ｃｏ比が４であり、化学量論比（（（Ｎｉ＋Ｃｏ）／（Ｓｉ−Ｃｒ１５）））が３．５〜５．０である組成範囲の可能性を示している。これは、図２０及び図２１にグラフで示されており、これは、表１７からの伝導率および耐力のデータと化学量論比とを比較したグラフである。これらのグラフは、２５％ＩＡＣＳ以上の伝導率と組み合わせた９６５ＭＰａ（１４０ｋｓｉ）以上の耐力が、比が３．０〜５．０のときにこのプロセスについて得られることを示している。Ｃｒがこの例の合金中で特性に有意な影響を及ぼすと判明することはなかった。] 図２０ 図２１
[0059] ミリング熱間圧延プレートから０．３０ｍｍ（０．０１２”）まで冷間圧延され、９５０℃で６０秒間溶体化焼鈍し、０．２３ｍｍ（０．００９”）まで２５％冷間圧延し、４７５℃で３時間かけて時効焼鈍したＫ１８８及びＫ２０５の試料の応力緩和試験を実行した。長手方向及び横方向の試料に１５０℃で３０００時間の応力緩和試験を実施した。表１８の結果は、両方の合金が、優れた応力緩和抵抗性を有し、Ｃｒ含有量又は試料方向に関係なく、１５０℃で１０００時間経過した後も８５％を超える応力が残ったことを示している。]
[0060] ]
[0061] ]
[0062] ]
[0063] ]
[0064] 「実例９」
Ｃｒの効果
表１９にまとめられている組成を有する一連の４．５４ｋｇ（１０ポンド）実験用インゴットをシリカ質坩堝で溶解し、鉄鋼製鋳型に流し込んでダービル鋳造した。鋳造処理後、約１０１．６ｍｍ×１０１．６ｍｍ×４４．５ｍｍ（４”×４”×１．７５”）となった。図２２は、この実例９のプロセスの流れ図である。次いで、これらのインゴットを機械加工して、図２３に概略が示されているように、テーパー・エッジを付け、それらのエッジのところにより高い状態の引張応力を生じさせた。この状態は、標準の平坦なエッジに比べてエッジ亀裂を起こしやすく、したがって、合金添加物、この場合はＣｒの影響を受けやすい。これらの合金を９００℃で２時間均質化熱処理し、２パスで２８．４ｍｍ（１．１２”）（３５．６ｍｍ（１．４”）／２８．４ｍｍ（１．１２”））に圧延し、次いで水焼き入れした。亀裂がないか調べた後、バーを９００℃で２時間再加熱し、３パスで１２．７ｍｍ（０．５０”）（２２．９ｍｍ（０．９”）／１７．８ｍｍ（０．７”）／１２．７ｍｍ（０．５”））まで圧延し、その後、水焼き入れした。Ｃｒが含まれない場合、最初の数パスの熱間圧延の間にＫ２２４は大きな亀裂を生じ、残りのパスで拡大することがわかった。Ｃｒ含有合金はどれも、熱間圧延時に大きな亀裂を生じなかった。合金のいくつかは、最初のパスの後の小さな亀裂は鋳造欠陥のせいであると考えられることを示していたが、これらは、その後のパスでは拡大しなかった。Ｃｒ効果は、０．１１％〜０．５５％までのＣｒ含有量に関係なく同じであった。熱間圧延の後のＫ２２４及びＫ２２５のエッジ状態の例が、図２４及び図２５に示されている。加えるＣｒが少量であっても、プラント生産時の亀裂発生が減少し、これにより、熱間圧延及びコイル・ミリング加工の後の収率が改善する。組成が表２０に示されている、プラント鋳造バー（つまり、パイロット製品ＤＣ鋳造として鋳造されたバー）からのデータは、熱間圧延亀裂を防止し、したがって収率を改善することに対するＣｒの有益な効果を示している。表２１は、６本のＣｒ含有バー及び４本のＣｒ非含有バーの正規化された鋳造プラント収率（ＣＰＹ）をまとめたもので、正規化されたＣＰＹは以下のようにして得られる。第１に、個別化されたＣＰＹをコイル・ミリング加工重量と鋳造バー重量との比として計算する。第２に、最高のＣＰＹを有するバー、この場合、ＲＮ０３３４１０に、１００％の正規化されたＣＰＹを割り当てる。第３に、すべての他のバーの正規化されたＣＰＹを、それぞれのバーのＣＰＹをＲＮ０３３４１０のＣＰＹで除算することによって計算する。Ｃｒを含まないバーの正規化されたＣＰＹは、Ｃｒ含有バーに対する８２％〜１００％と比較して４８〜８２％である。] 図２２ 図２３ 図２４ 図２５
[0065] Ｃｒ含有量を制限することは、図２６に示されている、クロム・ケイ素化物の磨耗性のために、望ましいことであろう。図２６Ａは、９７５℃でプラント溶体化焼鈍し、２５％冷間圧延し、次いで４５０℃で時効し、硫酸洗浄したＣｒ非含有試料（ＲＮ０３３４０７）において、潤滑剤としてラード油を使用したストリップ表面上の１００ｇｍの荷重下で７６．２ｍ（３０００直線インチ）（ストリップのそれぞれの側に３８．１ｍ（１５００インチ））だけ摺動させた工具鋼ボールの摩耗を示している。図２６Ｂは、Ｃｒ含有合金（ＲＮ８３４０６２）の試料を使用する類似の条件を有している。図２６に示されているボールの研磨された外観は、Ｃｒ含有合金がかなり大きな摩耗を引き起こし、そのため、著しく大量の材料がボールから除去されることを示している。これは、図２６に、Ｃｒ含有合金のかなり大きな摩耗痕として示されている。より大きな摩耗痕は、合金のシートをいくつかの部分に型押しする際に、かなりの量の工具摩耗が生じることを示唆している。] 図２６Ａ 図２６Ｂ
[0066] ]
[0067] ]
[0068] ]
[0069] 単一鋳造作業で、表２１ａに示されている組成の３本のバーを生産した。ＲＮ０３３４１０が１００％とみなされている、表２１のデータと同様に正規化されたバーの鋳造プラント収率は、表２１ｂに示されている。低ＣｒバーのＣＰＹは、有利に、表２１のＣｒ含有バーに匹敵する。これは、低含有量あっても熱間圧延時にＣｒが亀裂を低減するためであると考えられている。ＲＮ０３７９６９は、以前の例のＲＮ０３３４１０と比べてこのバーの収率が高かったという事実により１００を超える正規化されたＣＰＹ％を有する。]
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[0071] ]
[0072] 「実例１０」Ｃｒ、Ｍｎの効果
表２２にまとめられた組成を有する一連の４．５４ｋｇ（１０ポンド）実験用インゴットをシリカ質坩堝で溶解し、鉄鋼製鋳型に流し込んでダービル鋳造した。鋳造処理後、約１０１．６ｍｍ×１０１．６ｍｍ×４４．５ｍｍ（４”×４”×１．７５”）となった。図２７は、この実例１０のプロセスの流れ図である。熱間圧延に対するＣｒの有益な効果の下限を調べるために、合金Ｋ２５９は、実例９の合金に比べてＣｒ含有量が低い。Ｍｎが本発明の合金における熱間圧延性に影響を及ぼすかどうかを判定するために、合金Ｋ２５１、Ｋ２５４、及びＫ２６０は、Ｍｎ含有量が低い。次いで、これらのインゴットを機械加工して、図２３に概略が示されているように、テーパー・エッジを付け、それらのエッジのところにより高い状態の引張応力を生じさせた。これらの合金を９００℃で２時間の均質化熱処理し、２パスで２８．４ｍｍ（１．１２”）（３５．６ｍｍ（１．４”）／２８．４ｍｍ（１．１２”））に圧延し、次いで水焼き入れした。亀裂がないか調べた後、バーを９００℃で２時間再加熱し、３パスで１２．７ｍｍ（０．５０”）（２２．９ｍｍ（０．９”）／１７．８ｍｍ（０．７”）／１２．７ｍｍ（０．５”））に圧延し、その後、水焼き入れした。０．０５８％のＣｒを含むＫ２５９は、エッジ亀裂を形成することなく熱間圧延された。Ｍｎ含有合金は、Ｋ２６１とともに（ＣｒもＭｎも含まない）、大きなエッジ亀裂を生じた。したがって、好ましい範囲を０．０２５〜０．１％のＣｒとして、０．０５％に近いＣｒ添加は、熱間圧延性と工具摩耗をもたらす研磨粒子の形成とのバランスをとるのに適しているように思われる。] 図２３ 図２７
[0073] 次いで、焼き入れしたバーを、５９０℃の温度で６時間、均質化熱処理して、トリミング、次いで、ミリング加工で、熱間圧延時に形成された表面酸化物を除去した。次いで、これらの合金を、０．３０ｍｍ（０．０１２”）まで冷間圧延し、９５０℃で６０秒間流動床炉内において溶体化熱処理した。次いで、合金に、強度と伝導率を高めるように設計された３時間で４７５℃の時効焼鈍を行った。次いで、これらの合金を０．２３ｍｍ（０．００９”）まで２５％冷間圧延し、３００℃で３時間、時効した。或いは、溶体化熱処理した後、合金を０．２３ｍｍ（０．００９”）まで２５％冷間圧延し、４７５℃で３時間の時効焼鈍を行い、０．１８ｍｍ（０．００７”）に２２％冷間圧延し、３００℃で３時間の最終焼鈍を行った。両方のプロセス経路での最終時効の後の特性を表２３に示す。両方のプロセスについて、Ｃｒ、Ｍｎが低含有であるか、又はいずれも含まないで、１０３４ＭＰａ（１５０ｋｓｉ）の耐力及び少なくとも３１％のＩＡＣＳの例外的に良い特性の組合せが得られる。伝導率及び耐力は、図２８及び図２９において、実例８からのデータとともに化学量論比（（Ｎｉ＋Ｃｏ）／（Ｓｉ−Ｃｒ／５））に対してプロットされており、これから、この比が３．０〜５．０に保持されているときに異常に良い特性に達したことがわかる。] 図２８ 図２９
[0074] ]
[0075] ]
[0076] 「実例１１」加工の効果
表２０に組成が示されているプラント鋳造バーＲＮ０３２０３７の形材は、厚さ１５．２ｍｍ（０．６００”）のプラント熱間圧延及びコイル・ミリング加工プレートから加工された。図３０に示されているさまざまな加工経路によって試料をさらに加工した。プロセスＡは、０．３０ｍｍ（０．０１２”）までの冷間圧延及び９５０℃で６０秒間の流動床炉における溶体化熱処理、５００℃で３時間の時効焼鈍、０．２３ｍｍ（０．００９”）までの２５％冷間圧延、及び３５０℃で４時間の第２の焼鈍を含む。プロセスＢでは、金属を１．２７ｍｍ（０．０５０”）に圧延し、５７５℃で８時間の中間ベル焼鈍（「ＩＭＢＡ」）を行った。次いで、試料に対し０．３０ｍｍ（０．０１２”）までの冷間圧延及び９５０℃で６０秒間の流動床炉における溶体化熱処理、５００℃で３時間の時効焼鈍、０．２３ｍｍ（０．００９”）までの２５％冷間圧延、及び３５０℃で４時間の第２の焼鈍を施した。プロセスＣでは、合金を０．６１ｍｍ（０．０２４”）に圧延し、９５０℃で６０秒間、流動床炉内で溶体化熱処理し、その後、０．３０ｍｍ（０．０１２”）までの冷間圧延及び９５０℃で６０秒間の流動床炉内における第２の溶体化熱処理を行った。その後、このプロセスは、５００℃で３時間の時効焼鈍、０．２３ｍｍ（０．００９”）までの２５％冷間圧延、及び３５０℃で４時間の第２の焼鈍を伴った。プロセスＤにおいて、０．３０ｍｍ（０．０１２”）までの冷間圧延の後に、流動床炉内で９５０℃で６０秒間、溶体化熱処理し、合金を０．２３ｍｍ（０．００９”）に２５％冷間圧延し、３時間かけて４７５℃の時効焼鈍を行い、０．１８ｍｍ（０．００７”）に２２％冷間圧延し、３００℃で３時間の最終焼鈍を行った。プロセスＥでは、金属を１．２７ｍｍ（０．０５０”）に圧延し、５７５℃で８時間の中間ベル焼鈍を行った。次いで、試料を０．６１ｍｍ（０．０２４”）に圧延し、９５０℃で６０秒間、流動床炉内で溶体化熱処理し、その後、０．３０ｍｍ（０．０１２”）までの冷間圧延及び９５０℃で６０秒間の流動床炉内における第２の溶体化熱処理を行った。その後、このプロセスは、５００℃で３時間の時効焼鈍、０．２３ｍｍ（０．００９”）までの２５％冷間圧延、及び３５０℃で４時間の第２の焼鈍を含む。] 図３０
[0077] ]
[0078] 「実例１２」加工の効果
表２０に組成が示されているプラント鋳造バーＲＮ０３２０３７の形材は、厚さ１５．２ｍｍ（０．６００”）のプラント熱間圧延及びコイル・ミリング加工プレートから加工された。加工条件の範囲を含む行列を調べるためにプロセス変数を系統的に変化させた。図３１は、この実例１２のプロセスの流れ図である。０．３０ｍｍ（０．０１２”）への冷間圧延の後、試料を流動床炉内において９２５℃、９５０℃、９７５℃、及び１０００℃の温度で６０秒間、溶体化焼鈍した。次いで、クーポンに対して、４５０℃、４７５℃、５００℃、及び５２５℃の温度で３時間の時効焼鈍を行った。次いで、減厚率を１５％、２５％、及び３５％と変えつつ試料を最終厚さに冷間圧延した。最後に、試料に対して、３００℃、３２５℃、３５０℃、及び３７５℃の温度で４時間の第２の時効焼鈍を行った。表２５は、プロセスの残りを一定に保ちつつ異なる溶体化焼鈍温度を有する試料の特性をまとめたものである。溶液温度が上昇すると、耐力は増大するが、伝導率は低下する。したがって、高い溶体化焼鈍温度では、９７５℃及び１０００℃の焼鈍の際に粒径が大きくなるため、曲げ加工性が悪化する。したがって、溶体化焼鈍粒径は２０μｍ未満が好ましい。] 図３１
[0079] 第１の時効の温度を変化させ、他の処理変数を一定に保つ場合、表２６の４７５℃及び５００℃の時効について示されているように、最高の強度レベルは中間時効温度によるものであることが判明している。また、伝導率は、時効温度の増大とともに増大した。したがって、第１の時効温度を操作することにより、強度と伝導率とのさまざまな所望の組合せが構成することができる。]
[0080] 第１の時効と第２の時効との間で圧延減少を変化させた場合、耐力は、減厚率増大とともに、この場合は３５％まで増大するが、伝導率は影響を受けないことがわかった。２５から３５％になるときに比べて、１５から２５％になるときのほうが、強度の増加が大きいことがわかった。曲げ加工性は、減厚率が大きいと悪化することがわかった。圧延減少を操作することによって、生産される材料の強度加工特性に影響を及ぼすことができる。３５％を超える圧延減少率を使用することは、加工性に劣るが、ピーク強度を得るのに有益である場合がある。]
[0081] 表２８は、他の処理変数を一定に保ったときに、第２の時効焼鈍温度が特性に対する大きな影響を有しないことを示している。伝導率は、第２の時効の温度が上昇すると増加するが、わずかの程度であることが判明した。したがって、広い動作範囲が、プロセスのこのステップに対し許容可能である。]
[0082] ]
[0083] ]
[0084] ]
[0085] ]
[0086] Ｃｒ非含有プラント鋳造バーＲＮ０３３４０７（表２０の組成）からの試料を実験室でコイル・ミリング加工状態から圧延して１１．６８ｍｍ（０．４６０”）を０．３０ｍｍ（０．０１２”）にした。その後、試料を、９００℃で６０秒間流動床炉内において溶体化熱処理した。次いで、クーポンを０．２３ｍｍ（０．００９”）に２５％圧延し、４２５℃、４５０℃、及び４７５℃のそれぞれの温度で４時間及び８時間、時効した。その後、試料を０．１８ｍｍ（０．００７”）に２２％冷間圧延し、３００℃で３時間の最終焼鈍を行った。強度と伝導率の最良の組合せは、表２８ａに示されているその条件及び他の条件からの特性で、４５０℃での８時間の時効を行った場合に結果として得られた。４５０℃／８時間のデータを表２５の特性と比較すると、溶体化焼鈍温度を９００℃にさらに下げたときに、耐力が低下し、伝導率が増加し、９６５ＭＰａ（１４０ｋｓｉ）及び３９％ＩＡＣＳの固有の組合せが得られることは明らかである。それに加えて、９００℃の溶体化焼鈍温度を含む加工を行うと、より高い溶体化焼鈍温度を伴う加工と比べたときに曲げ加工性が改善した。]
[0087] ]
[0088] 「実例１３」Ｓｉ及びＭｇの効果
表２９にまとめられている組成を有する実験用インゴットを黒鉛坩堝で溶解し、鉄鋼製鋳型に流し込んでタマン鋳造した。鋳造処理後、１１０．０ｍｍ×５５．１ｍｍ×２５．９ｍｍ（４．３３”×２．１７”×１．０２”）となった。すべての合金はＣｒ含有量が０．５％となるようにした。Ｓｉ含有量は、１．０％〜１．５％の範囲で変化させた。高Ｓｉである１．５％の変更形態では、化学量論比（（Ｎｉ＋Ｃｏ）／（Ｓｉ−Ｃｒ／５））を約４に固定して、Ｎｉ／Ｃｏ比を４．９８〜１１．３７で変化させた。Ｍｇの影響について、ＢＶと同じ合金組成であるが０．１％のＭｇをさらに加えた合金ＢＷで試験した。]
[0089] 図３２は、この実例１３のプロセスの流れ図である。９００℃で２時間均質化熱処理した後、１２．０ｍｍ（０．４７２”）に熱間圧延され、これにより、９００℃で１０分間、それぞれのパスの後に再加熱される。最後のパスの後に、バーを水焼き入れした。１０．０ｍｍ（０．３９４”）にトリミング及びミリング加工して表面酸化物を除去した後、合金を０．３０ｍｍ（０．０１２”）に冷間圧延し、表２９に示されている時間と温度で、流動床炉内において溶体熱処理した。時間と温度は、２０μｍ未満の粒径となるように選択された。] 図３２
[0090] その後、これらの合金を０．２３ｍｍ（０．００９”）に２５％冷間圧延し、次いで、４５０〜４７５℃で３時間時効焼鈍に曝した。試料の特性を表３０にまとめた。加工性は、Ｖブロックを使って測定された。Ｓｉ含有量が増えると、耐力は、１．０５％のＳｉ合金に対する８３４ＭＰａ（１２１ｋｓｉ）から１．５１％のＳｉ合金に対する９３１ＭＰａ（１３５ｋｓｉ）に増大する。１．１６％のＳｉの変更形態では、Ｍｇが入ることにより３５〜４８ＭＰａ（５〜７ｋｓｉ）の耐力に有利になる。Ｎｉ／Ｃｏ比を１１．３７から４．９８に下げると、高いＳｉ（１．５％）合金に対する耐力が増大する。ターゲット初期応力を０．８倍の耐力とするリング法によって応力緩和を試験した。表３１は、変更形態ＢＶ、ＢＷ、及びＢＸに対する応力緩和データを示している。ＢＶとＢＷを比較すると、Ｍｇが添加されているため、応力緩和抵抗は、１５０℃／１０００時間の条件では６６．３％から８６．６％に増加し、２００℃／１０００時間の条件では４８．５％から７２．３％に増加する。より高いＳｉ含有ＢＸの応力緩和抵抗は、結局、１５０℃／１０００時間の条件では８２．３％に、２００℃／１０００時間の条件では６８．７％になる。]
[0091] ]
[0092] ]
[0093] ]
[0094] 「実例１４」Ｓｉ及びＭｇの効果
図３３は、この実例１４のプロセスの流れ図である。実例１３の標本を、その後、２２％の冷間圧延で０．１８ｍｍ（０．００７”）に冷間圧延した。その後、試料を３００℃〜４００℃の温度で３時間、時効焼鈍した。３００℃で第２の時効を行った試料からの特性を表３２にまとめた。加工性は、Ｖブロックを使って測定された。] 図３３
[0095] 最高の耐力は、４５０℃の第１の時効温度で得られた。Ｓｉ含有量が増えると、耐力は、１．０５％Ｓｉ合金に対する９０３ＭＰａ（１３１ｋｓｉ）から１．５１％Ｓｉ合金に対する１０１４ＭＰａ（１４７ｋｓｉ）に増大する。１．１６％Ｓｉの変更形態では、Ｍｇが入ることで４８〜６９ＭＰａ（７〜１０ｋｓｉ）の耐力に有利になる。Ｎｉ／Ｃｏ比を１１．３７から４．９８に下げると、高いＳｉの１．５％Ｓｉ合金に対する耐力が２１ＭＰａ（３ｋｓｉ）だけ増大する。ターゲット初期応力を０．８倍の耐力とするリング法によって応力緩和を試験した。表３３は、プロセスＳＡ−ＣＲ−１．ＡＡ４５０℃−ＣＲ−２．ＡＡ３００℃の場合のＢＶ、ＢＷ、及びＢＸの応力緩和データを示している。]
[0096] ＢＶとＢＷを比較すると、Ｍｇが添加されているため、応力緩和抵抗は、１５０℃／１０００時間の条件では７２．６％から８５．６％に増加し、２００℃／１０００時間の条件では５５．８％から６９．３％に増加する。より高いＳｉ含有ＢＸの応力緩和抵抗は、結局、１５０℃／１０００時間の条件では８１．１％に、２００℃／１０００時間の条件では６６．１％になる。]
[0097] ]
[0098] ]
[0099] 「実例１５」Ｓｉ及びＭｇの効果
表３４にまとめられている組成を有する実験用インゴットを黒鉛坩堝で溶解し、鉄鋼製鋳型に流し込んでタマン鋳造した。鋳造処理後、１１０．０ｍｍ×５５．１ｍｍ×２５．９ｍｍ（４．３３”×２．１７”×１．０２”）となった。これらの合金は、Ｃｒを含まず、化学量論比（（Ｎｉ＋Ｃｏ）／（Ｓｉ−Ｃｒ／５））は約４．２であった。Ｎｉ／Ｃｏ比は、約４．５であった。２つの合金は、ターゲットとなるＳｉ含有量が１．１％であるが、Ｍｇ含有量を変えており、一方の合金は、Ｓｉ含有量が１．４％であり、さらにＭｇを有する。図３４は、この実例１５のプロセスの流れ図である。９００℃で２時間均質化熱処理した後、１２．０ｍｍ（０．４７２”）に熱間圧延され、これにより、９００℃で１０分間、それぞれのパスの後に再加熱される。最後のパスの後に、バーを水焼き入れした。１０．０ｍｍ（０．３９４”）にトリミング及びミリング加工して表面酸化物を除去した後、合金を０．３０ｍｍ（０．０１２”）に冷間圧延し、表３４に示されている時間および温度で、流動床炉内において溶体熱処理した。時間と温度は、２０μｍ未満の粒径となるように選択された。] 図３４
[0100] その後、これらの合金を０．２３ｍｍ（０．００９”）に２５％冷間圧延し、次いで、４５０〜４７５℃の範囲で３時間時効焼鈍に曝した。試料の特性を表３５にまとめた。Ｃｒ非含有ＦＬ及びＦＭの耐力、Ｖブロックで測定された加工性、及び伝導率は、実例１３からのＣｒ含有ＢＶ及びＢＷと類似しており、比較可能なＳｉ含有量１．１％、Ｎｉ／Ｃｏ比、及び化学量論比を有する。実例１３のように、０．１％のＭｇを加えると、結果として、４８〜５５ＭＰａ（７〜８ｋｓｉ）の耐力に有利になる。]
[0101] Ｓｉ含有量を１．１７％から１．３９％に増加させると、耐力は、同じ溶体化焼鈍温度で８７３から９００ＭＰａ（１２６．６から１３０．５ｋｓｉ）に増大する。変更形態のＦＮでは、溶体化焼鈍温度を９５０℃から１０００℃に高めた結果、耐力は６９ＭＰａ（１０ｋｓｉ）の増大となる。]
[0102] ターゲット初期応力を０．８倍の耐力とするリング法によって応力緩和を試験した。表３６は、溶体化焼鈍温度を９５０℃とするプロセスに対する応力緩和データを示している。実例１３のＣｒ含有の１．１６％のＳｉの試料、ＢＶ及びＢＷと比較した場合、ＦＬ及びＦＭの応力緩和は、わずかに低い。実例１３と同様に、０．１％のＭｇ添加の結果、応力緩和は、１５０℃／１０００時間の条件では６４．６％から８２．７％に増加し、２００℃／１０００時間の条件では４４．３％から６９．２％に増加する。Ｍｇ含有のＳｉ １．３９％の変更形態ＦＮの応力緩和抵抗は、結局、１５０℃／１０００時間の条件では８４．１％に、２００℃／１０００時間の条件では６５．９％になる。]
[0103] ]
[0104] ]
[0105] ]
[0106] 「実例１６」Ｓｉ及びＭｇの効果
図３５は、この実例１６のプロセスの流れ図である。実例１５の標本を、その後、２２％の冷間圧延で０．１８ｍｍ（０．００７”）に冷間圧延した。その後、試料を３００℃〜３５０℃の温度で３時間、時効焼鈍した。３００℃で第２の時効を行った試料からの特性を表３７にまとめた。加工性は、Ｖブロックを使って測定された。最高の耐力は、４５０℃の第１の時効温度で得られた。] 図３５
[0107] ＦＭは、ＦＬと比較してより高い耐力７６ＭＰａ（１１ｋｓｉ）を示している。すなわち、これは、部分的にはＭｇ含有量によるものであり、また部分的にはわずかに高いＳｉ含有量によるものである。Ｃｒ非含有ＦＬ及びＦＭの耐力、曲げ性、及び伝導率は、実例１５からのＣｒ含有ＢＶ及びＢＷと類似しており、比較可能なＳｉ含有量、Ｎｉ／Ｃｏ比、及び化学量論比を有する。]
[0108] Ｓｉ含有量を１．１７％から１．３９％に増大させると、９５０℃の溶体化焼鈍温度に対し約９９３ＭＰａ（１４４ｋｓｉ）の同じ耐力が得られる。変更形態のＦＮでは、溶体化焼鈍温度を９５０℃から１０００℃に高めた結果、耐力は９８６から１０８９ＭＰａ（１４３から１５８ｋｓｉ）に増大する。]
[0109] ターゲット初期応力を０．８倍の耐力とするリング法によって応力緩和を試験した。表３８は、プロセスＳＡ９５０℃−ＣＲ−１．ＡＡ４５０℃−ＣＲ−２．ＡＡ３００℃の場合のＦＬ及びＦＭの応力緩和データを示している。実例１５のＣｒ含有の１．１６％のＳｉの試料、ＢＶ及びＢＷと比較した場合、ＦＬ及びＦＭの応力緩和は、２〜３％だけ低い。実例１５と同様に、０．１％のＭｇ添加の結果、応力緩和は、１５０℃／１０００時間の条件では７０．０％から８２．０％に増加し、２００℃／１０００時間の条件では５２．３％から６６．９％に増加する。Ｍｇ含有のＳｉ １．３９％の変更形態ＦＮの応力緩和抵抗は、結局、１５０℃／１０００時間の条件では８５．０％に、２００℃／１０００時間の条件では６６．４％になる。]
[0110] ]
[0111] ]
[0112] 「実例１６」
図３６は、実例１３、実例１４、実例１５、及び実例１６の合金並びにプロセスに対する９０°−ｍｉｎＢＲ／ｔ ＢＷおよび耐力の関係を示している。両方のプロセスＳＡ−ＣＲ−ＡＡ及びＳＡ−ＣＲ−ＡＡ−ＣＲ−ＡＡは、特定の加工性対耐力の関係を有する２つの群を形成する。実線は、目で見たときの案内にすぎず、増大するＭｉｎ ＢＲ／ｔ及び増大する耐力を高いＳｉ含有量及び／又はＭｇ添加とともに注目するものである。耐力と加工性（Ｃｒ含有の変更形態とＣｒ非含有の変更形態との間の耐力の関係）にほとんど差異ない。] 図３６
[0113] 図３７は、実例１３、実例１４、実例１５、及び実例１６の合金並びにプロセスに対する％ＩＡＣＳおよび耐力の関係を示している。Ｃｒ非含有合金及びＣｒ含有合金は、高い耐力とともに３０％ＩＡＣＳの伝導率を達成する同じ能力のあることを示している。ＳＡ−ＣＲ−ＡＡ−ＣＲ−ＡＡプロセスでは、ＳＡ−ＣＲ−ＡＡプロセスに比べて高い耐力を達成するが、伝導率は同じである。] 図３７

权利要求:

請求項1
耐力及び電気伝導率がともに向上された銅基合金において、実質的にＮｉ：約１．０〜約６．０重量パーセント、Ｃｏ：最大約３．０重量パーセント、Ｓｉ：約０．５〜約２．０重量パーセント、Ｍｇ：約０．０１〜約０．５重量パーセント、Ｃｒ：最大約１．０重量パーセント、Ｓｎ：最大約１．０重量パーセント、Ｍｎ：最大約１．０重量パーセント、残部：銅および不純物からなり、少なくとも約９４５ＭＰａの耐力、及び少なくとも約２５％ＩＡＣＳの電気伝導率を有するように加工された、銅基合金。
請求項2
少なくとも約３０％ＩＡＣＳの伝導率を有する請求項１に記載された銅基合金。
請求項3
少なくとも約９４５ＭＰａの耐力、及び少なくとも約３８％ＩＡＣＳの電気伝導率を有するように加工された請求項１に記載された銅基合金。
請求項4
少なくとも約９８６ＭＰａの耐力、及び少なくとも約３７％ＩＡＣＳの電気伝導率を有するように加工された請求項１に記載された銅基合金。
請求項5
少なくとも約１０８２ＭＰａの耐力、及び少なくとも約３２％ＩＡＣＳの電気伝導率を有するように加工された請求項１に記載された銅基合金。
請求項6
耐力及び加工性がともに向上された銅基合金において、実質的にＮｉ：約１．０〜約６．０重量パーセント、Ｃｏ：最大約３．０重量パーセント、Ｓｉ：約０．５〜約２．０重量パーセント、Ｍｇ：約０．０１〜約０．５重量パーセント、Ｃｒ：最大約１．０重量パーセント、Ｓｎ：最大約１．０重量パーセント、Ｍｎ：最大約１．０重量パーセント、残部：銅および不純物からなり、少なくとも約９４５ＭＰａの耐力、及び良い方向の曲げと悪い方向の曲げの両方に対して４ｔ未満のｍｂｒ／ｔを有するように加工された、銅基合金。
請求項7
良い方向の曲げと悪い方向の曲げの両方に対して約２ｔ未満のｍｂｒ／ｔを有する請求項６に記載された銅基合金。
請求項8
少なくとも約２５％ＩＡＣＳの電気伝導率を有する請求項６に記載された銅基合金。
請求項9
少なくとも約３０％ＩＡＣＳの電気伝導率を有する請求項８に記載された銅基合金。
請求項10
耐力、電気伝導率、及び加工性がともに向上された銅基合金において、実質的にＮｉ：約１．０〜約６．０重量パーセント、Ｃｏ：最大約３．０重量パーセント、Ｓｉ：約０．５〜約２．０重量パーセント、Ｍｇ：約０．０１〜約０．５重量パーセント、Ｃｒ：最大約１．０重量パーセント、Ｓｎ：最大約１．０重量パーセント、Ｍｎ：最大約１．０重量パーセント、残部：銅および不純物からなり、比（Ｎｉ＋Ｃｏ）／（Ｓｉ−Ｃｒ／５）が約３〜約７である、銅基合金。
請求項11
良い方向の曲げと悪い方向の曲げの両方に対して約４ｔ未満のｍｂｒ／ｔを有するように加工された請求項１０に記載された銅基合金。
請求項12
良い方向の曲げと悪い方向の曲げの両方に対して約２ｔ未満のｍｂｒ／ｔを有するように加工された請求項１０に記載された銅基合金。
請求項13
少なくとも約９４５ＭＰａの耐力、及び少なくとも約３８％ＩＡＣＳの電気伝導率を有するように加工された請求項１０に記載された銅基合金。
請求項14
少なくとも約９８６ＭＰａの耐力、及び少なくとも約３７％ＩＡＣＳの電気伝導率を有するように加工された請求項１０に記載された銅基合金。
請求項15
少なくとも約１０８２ＭＰａの耐力、及び少なくとも約３２％ＩＡＣＳの電気伝導率を有するように加工された請求項１０に記載された銅基合金。
請求項16
箔、ワイヤ、バー、又はチューブの形態をとる請求項１に記載された銅基合金。
請求項17
耐力、電気伝導率、及び加工性がともに向上された銅基合金において、実質的に、Ｎｉ：約３．０〜約５．０重量パーセント、Ｃｏ：最大約２．０重量パーセント、Ｓｉ：約０．７〜約１．５重量パーセント、Ｍｇ：約０．０３〜約０．２５重量パーセント、Ｃｒ：最大約０．６重量パーセント、Ｓｎ：最大約１．０重量パーセント、Ｍｎ：最大約１．０重量パーセント、残部：銅および不純物からなり、比（Ｎｉ＋Ｃｏ）／（Ｓｉ−Ｃｒ／５）が約３〜約７である、銅基合金。
請求項18
耐力、電気伝導率、及び加工性がともに向上された銅基合金において、実質的にＮｉ：約３．０〜約５．０重量パーセント、Ｃｏ：最大約２．０重量パーセント、Ｓｉ：約０．７〜約１．５重量パーセント、Ｍｇ：約０．０３〜約０．２５重量パーセント、Ｃｒ：最大約０．６重量パーセント、Ｓｎ：最大約１．０重量パーセント、Ｍｎ：最大約１．０重量パーセント、残部：銅および不純物からなり、少なくとも約９４５ＭＰａの耐力、及び少なくとも約２５％ＩＡＣＳの電気伝導率を有するように加工された、銅基合金。
請求項19
少なくとも約９４５ＭＰａの耐力、及び少なくとも約３８％ＩＡＣＳの電気伝導率を有するように加工された請求項１８に記載された銅基合金。
請求項20
少なくとも約９８６ＭＰａの耐力、及び少なくとも約３７％ＩＡＣＳの電気伝導率を有するように加工された請求項１８に記載された銅基合金。
請求項21
少なくとも約１０８２ＭＰａの耐力、及び少なくとも約３２％ＩＡＣＳの電気伝導率を有するように加工された請求項１８に記載された銅基合金。
請求項22
耐力、電気伝導率、および応力緩和抵抗性がともに向上された銅基合金において、実質的にＮｉ：約３．５〜約３．９重量パーセント、Ｃｏ：約０．８〜約１．０重量パーセント、Ｓｉ：約１．０〜約１．２重量パーセント、Ｍｇ：約０．０５〜約０．１５重量パーセント、Ｃｒ：最大約０．１重量パーセント、Ｓｎ：最大約１．０重量パーセント、Ｍｎ：最大約１．０重量パーセント、残部：銅および不純物からなり、少なくとも約９６５ＭＰａの耐力、及び少なくとも約３０％ＩＡＣＳの電気伝導率を有するように加工された、銅基合金。
請求項23
比（Ｎｉ＋Ｃｏ）／（Ｓｉ−Ｃｒ／５）が約３．５〜約５．０である請求項２２に記載された銅基合金。
請求項24
比Ｎｉ／Ｃｏが約３〜約５である請求項２３に記載された銅基合金。
請求項25
前記比Ｎｉ／Ｃｏが約３〜約５である請求項２２に記載された銅基合金。
請求項26
ニッケル、ケイ素、コバルト、及びクロムを含む銅基合金を製造する方法において、前記銅基合金を溶解して鋳造する段階と、約７５０°〜約１０５０℃で熱間圧延する段階と、溶体化のために都合の良い寸法まで冷間圧延する段階と、約８００℃〜約１０５０℃で約１０秒〜約１時間、前記銅基合金を溶体化処理する段階と、その後、前記銅基合金を周囲温度まで急冷して約２０％ＩＡＣＳ（１１．６ＭＳ／ｍ）未満の電気伝導率及び約５〜２０μｍの等軸粒径を得る段階と、前記銅基合金を０〜約７５％の減厚率で冷間圧延する段階と、約３００°〜約６００℃で約１０分〜約１０時間、前記銅基合金に硬化焼鈍を施す段階と、その後、前記銅基合金を約１０〜約７５％の減厚率で仕上げゲージまで冷間圧延する段階と、約２５０〜約５００℃で約１０分〜約１０時間、前記銅基合金に第２の時効硬化処理を施して完成させる段階とを含む、銅基合金を製造する方法。
請求項27
熱間圧延の後に中間再結晶焼鈍をさらに含む請求項２６に記載された銅基合金を製造する方法。
請求項28
前記銅基合金が、実質的に、Ｎｉ：約１．０〜約６．０重量パーセント、Ｃｏ：最大約３．０重量パーセント、Ｓｉ：約０．５〜約２．０重量パーセント、Ｍｇ：約０．０１〜約０．５重量パーセント、Ｃｒ：最大約１．０重量パーセント、Ｓｎ：最大約１．０重量パーセント、Ｍｎ：最大約１．０重量パーセント、残部：銅および不純物からなる請求項２６に記載された銅基合金を製造する方法。
請求項29
前記銅基合金が、実質的にＮｉ：約３．０〜約５．０重量パーセント、Ｃｏ：最大約２．０重量パーセント、Ｓｉ：約０．７〜約１．５重量パーセント、Ｍｇ：約０．０３〜約０．２５重量パーセント、Ｃｒ：最大約０．６重量パーセント、Ｓｎ：最大約１．０重量パーセント、Ｍｎ：最大約１．０重量パーセント、残部：銅および不可避不純物からなる請求項２８に記載された銅基合金を製造する方法。
請求項30
比（Ｎｉ＋Ｃｏ）／（Ｓｉ−Ｃｒ／５）が約３〜約７である請求項２９に記載された銅基合金を製造する方法。
請求項31
前記銅基合金が、実質的に、Ｎｉ：約３．５〜約３．９重量パーセント、Ｃｏ：約０．８〜約１．０重量パーセント、Ｓｉ：約１．０〜約１．２重量パーセント、Ｍｇ：約０．０５〜約０．１５重量パーセント、Ｃｒ：最大約０．１重量パーセント、Ｓｎ：最大約１．０重量パーセント、Ｍｎ：最大約１．０重量パーセント、残部：銅および不純物からなる請求項２９に記載された銅基合金を製造する方法。