JPS6043903B2 - Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ合金の強化法 - Google Patents
Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ合金の強化法Info
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- JPS6043903B2 JPS6043903B2 JP7488279A JP7488279A JPS6043903B2 JP S6043903 B2 JPS6043903 B2 JP S6043903B2 JP 7488279 A JP7488279 A JP 7488279A JP 7488279 A JP7488279 A JP 7488279A JP S6043903 B2 JPS6043903 B2 JP S6043903B2
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- annealed
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Description
【発明の詳細な説明】
この発明は主にばね材料として用いられるＣｕ−Ｎｉ
−Ｓｎ合金の機械的強度、特にばね性をより向上させる
ための製造方法に関する。
−Ｓｎ合金の機械的強度、特にばね性をより向上させる
ための製造方法に関する。
重量比でＮｉ３〜２５％、５ｎ３〜１０％、残部が実
質的にＣｕから成るＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ合金は公知のよう
に時効硬化性を示す合金であり、組成比を適当に選べば
、冷間加工と熱処理の適切な組合せにより、ベリリウム
銅合金（Ｃｕ２％Ｂｅ０．２５％Ｃｏ）に近い優れた機
械的強度が得られることから、例えばＮｉ８〜２２％、
５ｎ４〜６％、残部Ｃｕの組成で高強度ばね。
質的にＣｕから成るＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ合金は公知のよう
に時効硬化性を示す合金であり、組成比を適当に選べば
、冷間加工と熱処理の適切な組合せにより、ベリリウム
銅合金（Ｃｕ２％Ｂｅ０．２５％Ｃｏ）に近い優れた機
械的強度が得られることから、例えばＮｉ８〜２２％、
５ｎ４〜６％、残部Ｃｕの組成で高強度ばね。
材料として既に実用に供されている合金もある。 上記
の組成範囲の合金のうち既に実用されているＣｕ−Ｎｉ
−Ｓｎ合金の従来から知られる一般的な製造方法は、そ
の合金の融点に近い高温の１相領域で溶体加熱後急冷し
、その後に冷間加工を行つて加工硬化させ、さらに高い
強度が必要な場合には冷間加工後に時効処理を行う。上
記の溶体加熱処理は組成に応じて７８０〜９００℃の範
囲の１相領域で１〜２時間行い、加熱後に水冷あるいは
空冷する。ここで溶体加熱を従来から状態図における１
・相領域で行う理由は、その１相状態をその後の急冷に
より室温まで持ち来たして軟かい状態に保ち、続いて行
う冷間加工を容易にするためと、同時に十分に高い温度
からの急冷により、以後の時効硬化処理の効果を高める
のに必要な溶質原子の過飽和度を十分に与えるためであ
る。溶体化処理後の冷間加工あるいは程度に高い強度を
得るためには加工率の通常約４０％以上が必要である。
例えばＮｉ９〜２１％、Ｓｎ約５％、残部Ｃｕの組成の
合金で加工硬化のみにより引張強さで３０に９／Ｔｎｉ
ｔ以上の高強度を付与しようと思えば、６０〜７０％以
上の強加工を施さねばならない。このように実用Ｃｕ−
Ｎｉ−Ｓｎでは加工上りの状態でも最高約９０に９／Ｔ
ｎｌｔの引張強さを得ることができるので、加工状態で
ばね材料として使用されることもあるが、約１００に９
／ｗｒｉｔ以上のより高い強度が必要なときは、冷間加
工後に通常３００〜５００℃で時効硬化処理を行つて一
層強化させて使用される。この時効硬化は時効の初期で
はスピノーダル分解によつて硬化することが知られてい
る。しかしながら、上記のようなＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ合金
の製造法においては、材料の強化に溶体化処理後の冷間
加工が大きな比重を占めており、高強度を付与するには
かなりの強加工が必要であり、得られる強度にも限界が
ある。
の組成範囲の合金のうち既に実用されているＣｕ−Ｎｉ
−Ｓｎ合金の従来から知られる一般的な製造方法は、そ
の合金の融点に近い高温の１相領域で溶体加熱後急冷し
、その後に冷間加工を行つて加工硬化させ、さらに高い
強度が必要な場合には冷間加工後に時効処理を行う。上
記の溶体加熱処理は組成に応じて７８０〜９００℃の範
囲の１相領域で１〜２時間行い、加熱後に水冷あるいは
空冷する。ここで溶体加熱を従来から状態図における１
・相領域で行う理由は、その１相状態をその後の急冷に
より室温まで持ち来たして軟かい状態に保ち、続いて行
う冷間加工を容易にするためと、同時に十分に高い温度
からの急冷により、以後の時効硬化処理の効果を高める
のに必要な溶質原子の過飽和度を十分に与えるためであ
る。溶体化処理後の冷間加工あるいは程度に高い強度を
得るためには加工率の通常約４０％以上が必要である。
例えばＮｉ９〜２１％、Ｓｎ約５％、残部Ｃｕの組成の
合金で加工硬化のみにより引張強さで３０に９／Ｔｎｉ
ｔ以上の高強度を付与しようと思えば、６０〜７０％以
上の強加工を施さねばならない。このように実用Ｃｕ−
Ｎｉ−Ｓｎでは加工上りの状態でも最高約９０に９／Ｔ
ｎｌｔの引張強さを得ることができるので、加工状態で
ばね材料として使用されることもあるが、約１００に９
／ｗｒｉｔ以上のより高い強度が必要なときは、冷間加
工後に通常３００〜５００℃で時効硬化処理を行つて一
層強化させて使用される。この時効硬化は時効の初期で
はスピノーダル分解によつて硬化することが知られてい
る。しかしながら、上記のようなＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ合金
の製造法においては、材料の強化に溶体化処理後の冷間
加工が大きな比重を占めており、高強度を付与するには
かなりの強加工が必要であり、得られる強度にも限界が
ある。
例えば、ＣＵ−２１Ｗｔ％Ｎｉ５．５Ｗｔ％Ｓｎ合金で
冷間加工のみで示される最高の引張強さは約１１０ｋｇ
／７７０！ｉで、ばね限界値は約７０ｋ９／ｉ１またこ
の合金で冷間加工後に３００〜５０００Ｃて最適な時効
処理を施したとしても、引張強さは高々１２０ｋｇ／ｄ
１ばね限界値は最高１００ｋｇ／Ｔｎｌｔ程度である。
さらにこのような強加工を施すことによつて強化された
材料には必然的に機械的強度や成形性に大きな異方性が
生じ、そのような材料は使用しづらいものとなる。特許
請求の範囲に記載した組成のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ合金は上
記のよに従来の製造法によつて材料に達成される強度に
限界があり、成形異方性等の欠点を免れ難い。
冷間加工のみで示される最高の引張強さは約１１０ｋｇ
／７７０！ｉで、ばね限界値は約７０ｋ９／ｉ１またこ
の合金で冷間加工後に３００〜５０００Ｃて最適な時効
処理を施したとしても、引張強さは高々１２０ｋｇ／ｄ
１ばね限界値は最高１００ｋｇ／Ｔｎｌｔ程度である。
さらにこのような強加工を施すことによつて強化された
材料には必然的に機械的強度や成形性に大きな異方性が
生じ、そのような材料は使用しづらいものとなる。特許
請求の範囲に記載した組成のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ合金は上
記のよに従来の製造法によつて材料に達成される強度に
限界があり、成形異方性等の欠点を免れ難い。
高強度が得られる組成比のＣｕ−Ｎｉ一Ｓｎ合金は、ベ
リリウム銅代替材料として期待されるものであるが、上
記の特性のようにベリリウム銅に比べ強度、ばね性がや
）劣るので、この系の強度をより向上することが望まれ
る。本発明はＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ合金の従来の製造法を工
夫、改良して、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎをより強化できる製造
法を提供することを主たる目的としている。本発明の方
法はＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ合金の従来の製造法における材料
の焼鈍条件を変更して合金の金属学的な組織に改変する
ことにより、従来よりも高強度の、特にばね性のより向
上したＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ合金を製造できるようにしたも
のである。本発明の方法を以下に詳細に説明する。
リリウム銅代替材料として期待されるものであるが、上
記の特性のようにベリリウム銅に比べ強度、ばね性がや
）劣るので、この系の強度をより向上することが望まれ
る。本発明はＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ合金の従来の製造法を工
夫、改良して、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎをより強化できる製造
法を提供することを主たる目的としている。本発明の方
法はＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ合金の従来の製造法における材料
の焼鈍条件を変更して合金の金属学的な組織に改変する
ことにより、従来よりも高強度の、特にばね性のより向
上したＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ合金を製造できるようにしたも
のである。本発明の方法を以下に詳細に説明する。
重量比でＮｊ３〜２５％、残部Ｃｕ及び不可避の不純物
から成るＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ合金を、焼鈍後に冷間加工を
行い、さらには必要ならば冷間加工後に３００〜５００
０Ｃて時効硬化処理を施して、合金を強化する製造工程
において、冷間加工前の焼鈍を、該合金の３元平衡状態
図の６５０〜７５０℃の範囲でかつ２相が平衡する温度
域に加熱して行うことを特徴とする、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ
合金を、より強化するための製造法を提供するものであ
る。従来のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ合金の製造法においては、
冷間加工前の焼鈍を、組成に応じて状態図の７８０〜９
００℃の範囲の１相領域に加熱して行うのであるが、本
発明の製造法においては、冷間加工前の焼鈍加熱を、従
来よりは低温の６５０〜７５０′Ｃで行う。従来の製造
法では焼鈍加熱を１相となる温度域で行い、加熱後に一
般には急冷を施すので、このような熱処理は溶体化処理
と称してもよいが、本発明の製造法においては、冷間加
工前の熱処理を２相が平衡する温度域にて加熱するので
、その後の冷却速度に関係なく、冷却したものは２相の
状態となるため、本発明の方法において冷間加工前に施
す熱処理は焼鈍と称することとする。本発明の方法にお
ける６５０〜７５０℃の焼鈍の加熱時間は、合金が焼鈍
により十分軟化するのに必要な最小時間で良いが、通常
は１〜２時間が適する。焼鈍加熱後の冷却方法は水冷、
空冷、あるいは炉冷のような徐冷のいづれでも本発明の
方法に適用することは可能てあるが、余りに徐冷しすぎ
ると冷却中に過度の析出硬化が起つて、後の加工性を害
することがあるため、水冷または空冷により急冷するこ
とが望ましい。本発明の方法のように、該Ｃｕ−Ｎｉ−
Ｓｎ合金を６５０〜７５０℃の範囲の２相となる領域て
焼鈍加熱後、急冷することによつて、合金のマトリック
ス中に第２相の微細に分散した状態が得られ、これら微
細な第２相の影響により、従来の焼鈍方法に比べ焼鈍状
態で合金が強化される。第２相の存在は顕微鏡組織から
確認できる。このような微細な第２相の存在によりマト
リックスが強化される理由の１つとして、粒子分散硬化
あるいはマトリックス組織の微細化硬化が考えられる。
本発明の方法で焼鈍温度を６５０〜７５０゜Ｃと限界し
た理由は、６５０℃未満では焼鈍時間を十分長くしても
焼鈍後の硬さが大きすぎて以後の冷間加工性を害するの
で好ましくなく、また７５０℃を越えると、該ＣＵ−Ｎ
１−Ｓｎ合金の大方の組成においては１相か、あるいは
２相でも１相領域に近接した不安定な領域になるので、
本発明のような効果が十分発揮できらくなるためである
。
から成るＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ合金を、焼鈍後に冷間加工を
行い、さらには必要ならば冷間加工後に３００〜５００
０Ｃて時効硬化処理を施して、合金を強化する製造工程
において、冷間加工前の焼鈍を、該合金の３元平衡状態
図の６５０〜７５０℃の範囲でかつ２相が平衡する温度
域に加熱して行うことを特徴とする、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ
合金を、より強化するための製造法を提供するものであ
る。従来のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ合金の製造法においては、
冷間加工前の焼鈍を、組成に応じて状態図の７８０〜９
００℃の範囲の１相領域に加熱して行うのであるが、本
発明の製造法においては、冷間加工前の焼鈍加熱を、従
来よりは低温の６５０〜７５０′Ｃで行う。従来の製造
法では焼鈍加熱を１相となる温度域で行い、加熱後に一
般には急冷を施すので、このような熱処理は溶体化処理
と称してもよいが、本発明の製造法においては、冷間加
工前の熱処理を２相が平衡する温度域にて加熱するので
、その後の冷却速度に関係なく、冷却したものは２相の
状態となるため、本発明の方法において冷間加工前に施
す熱処理は焼鈍と称することとする。本発明の方法にお
ける６５０〜７５０℃の焼鈍の加熱時間は、合金が焼鈍
により十分軟化するのに必要な最小時間で良いが、通常
は１〜２時間が適する。焼鈍加熱後の冷却方法は水冷、
空冷、あるいは炉冷のような徐冷のいづれでも本発明の
方法に適用することは可能てあるが、余りに徐冷しすぎ
ると冷却中に過度の析出硬化が起つて、後の加工性を害
することがあるため、水冷または空冷により急冷するこ
とが望ましい。本発明の方法のように、該Ｃｕ−Ｎｉ−
Ｓｎ合金を６５０〜７５０℃の範囲の２相となる領域て
焼鈍加熱後、急冷することによつて、合金のマトリック
ス中に第２相の微細に分散した状態が得られ、これら微
細な第２相の影響により、従来の焼鈍方法に比べ焼鈍状
態で合金が強化される。第２相の存在は顕微鏡組織から
確認できる。このような微細な第２相の存在によりマト
リックスが強化される理由の１つとして、粒子分散硬化
あるいはマトリックス組織の微細化硬化が考えられる。
本発明の方法で焼鈍温度を６５０〜７５０゜Ｃと限界し
た理由は、６５０℃未満では焼鈍時間を十分長くしても
焼鈍後の硬さが大きすぎて以後の冷間加工性を害するの
で好ましくなく、また７５０℃を越えると、該ＣＵ−Ｎ
１−Ｓｎ合金の大方の組成においては１相か、あるいは
２相でも１相領域に近接した不安定な領域になるので、
本発明のような効果が十分発揮できらくなるためである
。
上記のことから明らかなように限定した焼鈍温゛度範囲
の６５０〜７５０℃においても、本発明の効果を発揮す
るためには、組成に応じて２相となる温度域を選ふこと
が必要である。
の６５０〜７５０℃においても、本発明の効果を発揮す
るためには、組成に応じて２相となる温度域を選ふこと
が必要である。
６５０〜７５０℃の範囲でかつ２相が平衡する温度域で
焼鈍したものは、室温で２相状態ではあるが、その後に
容易に冷間加工を施すことができ、強加工することも可
能である。
焼鈍したものは、室温で２相状態ではあるが、その後に
容易に冷間加工を施すことができ、強加工することも可
能である。
この温度域で焼鈍後に冷間加工を施すことにより該合金
を従来法に比べより強化することができる。本発明の焼
鈍方法によつたものを冷間加工後にさらに３００〜５０
０′Ｃの時効硬化処理を行うことによつて、従来の焼鈍
方法によつた場合よりも、時効後により強化される。時
効硬化型合金においては一般的に溶体化（または焼鈍）
温度を低くすると冷却後に溶質原子の過飽和度が減少し
て以後の時効処理の際の硬化能が低下することが知られ
ているが、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ合金の場合は、本発明の焼
鈍方法を適用すれは、主として微細な第２相粒子の影響
によつて、低い焼鈍温度にもかかわらず、合金は時効後
により強化される。次に本発明の方法を１実施例により
説明する。
を従来法に比べより強化することができる。本発明の焼
鈍方法によつたものを冷間加工後にさらに３００〜５０
０′Ｃの時効硬化処理を行うことによつて、従来の焼鈍
方法によつた場合よりも、時効後により強化される。時
効硬化型合金においては一般的に溶体化（または焼鈍）
温度を低くすると冷却後に溶質原子の過飽和度が減少し
て以後の時効処理の際の硬化能が低下することが知られ
ているが、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ合金の場合は、本発明の焼
鈍方法を適用すれは、主として微細な第２相粒子の影響
によつて、低い焼鈍温度にもかかわらず、合金は時効後
により強化される。次に本発明の方法を１実施例により
説明する。
（実施例）Ｎｉ２Ｏ．７Ｗｔ％、Ｓｎ５．５Ｗｔ％、残
部がＣｕから成るＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ合金（合金ＮＯ．ｌ
）、及びＮｉ９ｗｔ％、Ｓｎ５．５Ｗｔ％、残部Ｃｕか
ら成るＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ合金（合金ＮＯ．２）の２種類
の合金を大気中連続鋳造により溶製し、面削後、焼鈍と
冷間圧延を繰返して両合金とも厚さ０．４ｗｔの板に加
工した。
部がＣｕから成るＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ合金（合金ＮＯ．ｌ
）、及びＮｉ９ｗｔ％、Ｓｎ５．５Ｗｔ％、残部Ｃｕか
ら成るＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ合金（合金ＮＯ．２）の２種類
の合金を大気中連続鋳造により溶製し、面削後、焼鈍と
冷間圧延を繰返して両合金とも厚さ０．４ｗｔの板に加
工した。
両合金の０．４Ｔｆｆｍ厚の板材を、本発明の温度磯に
ある７００℃、及び従来法の温度域にある８００℃で各
１時間焼鈍加熱後、水中にて急冷した。焼鈍後の各試料
に加工率６０％の冷間加工を加え、厚さ０．１６？とし
た。その後に各試料に４００℃で７分及び４００℃で１
時間の２通りの時効硬化処理を施した。第１表に本発明
の方法の７００℃で焼鈍後水冷した試料と、従来法の８
００℃で焼鈍後水冷した試料の、焼鈍状態及び冷間加工
後の機械的特性を調べた結果を示し、第２表には第１表
の冷間加工後にさらに４００℃で時効硬化処理を施した
試料の機械的特性の結果を示す。なお第１表及び第２表
中、曲げ加工性は、Ｗ曲げ試験における最小曲げ半径で
示している。第１表、第２表から明らかなように、最終
冷間加工前の焼鈍を従来法よりは低温の２相領域で行う
本発明の方法により、冷間加工後及び時効処理後の機械
的強度が、従来法より向上している。
ある７００℃、及び従来法の温度域にある８００℃で各
１時間焼鈍加熱後、水中にて急冷した。焼鈍後の各試料
に加工率６０％の冷間加工を加え、厚さ０．１６？とし
た。その後に各試料に４００℃で７分及び４００℃で１
時間の２通りの時効硬化処理を施した。第１表に本発明
の方法の７００℃で焼鈍後水冷した試料と、従来法の８
００℃で焼鈍後水冷した試料の、焼鈍状態及び冷間加工
後の機械的特性を調べた結果を示し、第２表には第１表
の冷間加工後にさらに４００℃で時効硬化処理を施した
試料の機械的特性の結果を示す。なお第１表及び第２表
中、曲げ加工性は、Ｗ曲げ試験における最小曲げ半径で
示している。第１表、第２表から明らかなように、最終
冷間加工前の焼鈍を従来法よりは低温の２相領域で行う
本発明の方法により、冷間加工後及び時効処理後の機械
的強度が、従来法より向上している。
本発明方法により、時効処理後のばね限界値の向上が特
に著しく、曲げ加工性等の成形性も従来法によるものと
ほぼ同等であることがわかる。なお、本発明の製造法に
よつてＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ合金がより強化される理由の１
つとして考えた合金マトリックス中に微細かつ一様な分
布をもつ第２相粒子の認められる顕微鏡組織を、実施例
のＣｕ一２０．７％Ｎ１−５．５％Ｓｎ合金を７００℃
で１時間焼鈍水冷した場合にいて、第１図に示し、同組
成合金を８００℃で１時間焼鈍後水冷した従来法による
場合の顕微鏡組織を第２図に示す。
に著しく、曲げ加工性等の成形性も従来法によるものと
ほぼ同等であることがわかる。なお、本発明の製造法に
よつてＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ合金がより強化される理由の１
つとして考えた合金マトリックス中に微細かつ一様な分
布をもつ第２相粒子の認められる顕微鏡組織を、実施例
のＣｕ一２０．７％Ｎ１−５．５％Ｓｎ合金を７００℃
で１時間焼鈍水冷した場合にいて、第１図に示し、同組
成合金を８００℃で１時間焼鈍後水冷した従来法による
場合の顕微鏡組織を第２図に示す。
両図とも４００倍に拡大した顕微鏡写真である。以上の
ように、最終の冷間加工前の焼鈍加熱温度を従来法より
低温域でしかも２相が平衡する領域に選んて焼鈍する本
発明の方法を適用すれば、従来法に比べてより高強度、
高ばね性を示すＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ合金を製造することが
できる。
ように、最終の冷間加工前の焼鈍加熱温度を従来法より
低温域でしかも２相が平衡する領域に選んて焼鈍する本
発明の方法を適用すれば、従来法に比べてより高強度、
高ばね性を示すＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ合金を製造することが
できる。
上記実施例では焼鈍後の冷間加工率が６０％の場合を示
したが、これよりも大きな冷間加工率を加え、さらに適
切な時効処理を行うことにより、ベリリウム銅合金に匹
敵する機械的強度を与えることも可能である。また本発
明の方法によれば同じ強度を達成するために従来法より
も低い加工率で足りるので成形性等の異方性が軽減され
る。さらに、この発明はＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ合金の従来の
製造法における焼鈍方法を改良したものであるので、従
来法と同様にＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ合金を安価に製造できる
等の効果がある。
したが、これよりも大きな冷間加工率を加え、さらに適
切な時効処理を行うことにより、ベリリウム銅合金に匹
敵する機械的強度を与えることも可能である。また本発
明の方法によれば同じ強度を達成するために従来法より
も低い加工率で足りるので成形性等の異方性が軽減され
る。さらに、この発明はＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ合金の従来の
製造法における焼鈍方法を改良したものであるので、従
来法と同様にＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ合金を安価に製造できる
等の効果がある。
ＣＵ−２０．７％Ｎｉ５．５％Ｓｎ合金の、焼鈍状態の
顕微鏡組織を示すもので、第１図は本発明の方法の焼鈍
を施したもの、第２図は従来法の焼鈍を施したものにつ
いた示す４（１）倍の顕微鏡写真である。
顕微鏡組織を示すもので、第１図は本発明の方法の焼鈍
を施したもの、第２図は従来法の焼鈍を施したものにつ
いた示す４（１）倍の顕微鏡写真である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量比でＮｉ３〜２５％、Ｓｎ３〜１０％、残部は
Ｃｕ及び不可避の不純物から成るＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ合金
を、焼鈍可熱後に急冷し、その後に冷間加工を行つて強
化する製造工程において、焼鈍可熱を６７０〜７５０℃
の範囲の２相が平衡する温度域で行うことを特徴とする
Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ合金の強化法。 ２ 重量比でＮｉ３〜２５％、Ｓｎ３〜１０％、残部は
Ｃｕ及び不可避の不純物から成るＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ合金
を、焼鈍可熱後に急冷し、その後に冷間加工を行い、さ
らに最終段の時効硬化処理を行つて強化する製造工程に
おいて、冷間加工前の焼鈍加熱を６７０〜７５０℃の範
囲の２相が平衡する温度域で行うことを特徴とするＣｕ
−Ｎｉ−Ｓｎ合金の強化法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7488279A JPS6043903B2 (ja) | 1979-06-14 | 1979-06-14 | Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ合金の強化法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7488279A JPS6043903B2 (ja) | 1979-06-14 | 1979-06-14 | Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ合金の強化法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS56265A JPS56265A (en) | 1981-01-06 |
| JPS6043903B2 true JPS6043903B2 (ja) | 1985-10-01 |
Family
ID=13560165
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7488279A Expired JPS6043903B2 (ja) | 1979-06-14 | 1979-06-14 | Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ合金の強化法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6043903B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2008001789A1 (fr) * | 2006-06-27 | 2008-01-03 | Mitsubishi Materials Pmg Corporation | Alliage fritté à base de cuivre cu-ni-sn doté d'une excellente résistance à l'usure et élément de pallier d'arbre fait à partir de l'alliage |
Families Citing this family (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4497429A (en) * | 1982-09-20 | 1985-02-05 | Allied Corporation | Process for joining together two or more metal parts using a homogeneous low melting point copper based alloys |
| US4489136A (en) * | 1982-09-20 | 1984-12-18 | Allied Corporation | Homogeneous low melting point copper based alloys |
| US4460658A (en) * | 1982-09-20 | 1984-07-17 | Allied Corporation | Homogeneous low melting point copper based alloys |
| US4448852A (en) * | 1982-09-20 | 1984-05-15 | Allied Corporation | Homogeneous low melting point copper based alloys |
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Also Published As
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|---|---|
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