(57)【要約】銅−ニッケル−スズ合金のストリップまたはプレートを調製するための、様々な方法が開示される。方法は、通常は長方形の形状の投入物で開始する。投入物を、熱間圧延し焼きなましする。次いで投入物を、第１の冷間圧延、第１の焼きなまし、第２の冷間圧延、第２の焼きなまし、第３の冷間圧延、および第３の焼きなましに供する。所望の場合は、第４の冷間圧延、第４の焼きなまし、および第５の冷間圧延を行ってもよい。得られたストリップまたはプレートは、非常に滑らかであり、延長された疲労寿命を、高強度と共に有する。
2020509227.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
銅−ニッケル−スズ合金のストリップまたはプレートを調製するための方法であって、
前記銅−ニッケル−スズ合金で作製された投入物の第１の冷間圧延と、
前記投入物の第１の焼きなましと、
前記投入物の第２の冷間圧延と、
前記投入物の第２の焼きなましと、
前記投入物の第３の冷間圧延と、
前記投入物の第３の焼きなましと、
前記ストリップまたはプレートを得るための前記投入物の最終の冷間圧延と
を含む方法。
【請求項２】
前記得られたストリップまたはプレートが、ＩＳＯ  ２５１７８に従って測定したときに、６５ｋｓｉの最大応力で４００，０００サイクルよりも長い疲労寿命を有し、０．００７２オングストロームの厚さで７５マイクロインチまたはそれよりも小さいＳｚを有する、請求項１に記載の方法。
【請求項３】
前記得られたストリップもしくはプレートが、ＩＳＯ  ２５１７８に従って測定したときに、０．００７２オングストロームの厚さで４５マイクロインチもしくはそれよりも小さいＳｖを有し、または前記得られたストリップもしくはプレートが、ＩＳＯ  ２５１７８に従って測定したときに、０．００７２オングストロームの厚さで０．０１もしくはそれよりも小さいＳｄｒを有する、請求項１に記載の方法。
【請求項４】
前記第１の冷間圧延が、約１０％から約８０％の厚さ低減を実現するために行われる、請求項１に記載の方法。
【請求項５】
前記第１の焼きなましが、約１４００°Ｆから約１４５０°Ｆの温度で行われる、請求項１に記載の方法。
【請求項６】
前記第２の冷間圧延、前記第３の冷間圧延、または前記最終の冷間圧延が、約４０％から約６０％の厚さ低減を実現するために行われる、請求項１に記載の方法。
【請求項７】
前記第２の焼きなましが、約１４００°Ｆから約１４５０°Ｆの温度で行われる、請求項１に記載の方法。
【請求項８】
前記第３の焼きなましが、約１３７５°Ｆから約１４２５°Ｆの温度で行われる、請求項１に記載の方法。
【請求項９】
前記第３の焼きなましの後であって前記最終の冷間圧延の前に行われる、前記投入物の第４の冷間圧延および前記投入物の第４の焼きなましをさらに含む、請求項１に記載の方法。
【請求項１０】
前記第４の冷間圧延が、約４０％から約６０％の厚さ低減を実現するために行われる、請求項９に記載の方法。
【請求項１１】
前記第４の焼きなましが、約１３７５°Ｆから約１４２５°Ｆの温度で行われる、請求項９に記載の方法。
【請求項１２】
前記投入物の熱間圧延と、
前記熱間圧延の後の、前記投入物の初期焼きなましと
をさらに含み、前記熱間圧延および前記初期焼きなましが、前記第１の冷間圧延の前に行われる、請求項１に記載の方法。
【請求項１３】
熱間加工が、約４０％から約６０％の厚さ低減を実現するために行われる、請求項１２に記載の方法。
【請求項１４】
前記初期焼きなましが、約１５２５°Ｆから約１５７５°Ｆの温度で行われる、請求項１２に記載の方法。
【請求項１５】
請求項１に記載の方法によって生成される、ストリップまたはプレート。
【請求項１６】
約１００ＭＰａから約１５００ＭＰａの０．２％オフセット降伏強度を有し、または約４００ＭＰａから約１５５０ＭＰａの極限引張強度を有する、請求項１５に記載のストリップまたはプレート。
【請求項１７】
約９０から約４７０のヴィッカース硬さ（ＨＶ）を有する、請求項１５に記載のストリップまたはプレート。
【請求項１８】
ＩＳＯ  ２５１７８に従って測定したときに、０．００７２オングストロームの厚さで７５マイクロインチもしくはそれよりも小さいＳｚを有し、または
ＩＳＯ  ２５１７８に従って測定したときに、０．００７２オングストロームの厚さで４５マイクロインチもしくはそれよりも小さいＳｖを有し、または
ＩＳＯ  ２５１７８に従って測定したときに、０．００７２オングストロームの厚さで０．０１もしくはそれよりも小さいＳｄｒを有する、
請求項１５に記載のストリップまたはプレート。
【請求項１９】
請求項１５に記載のストリップまたはプレートから作製されたまたはそれを含む物品。
【請求項２０】
物品が形成されるように前記ストリップまたはプレートを成形することを含む、請求項１５に記載のストリップまたはプレートを使用する方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
関連出願の引用
本願は、２０１７年２月４日に出願された米国仮特許出願第６２／４５４，７９１号に対する優先権を主張する。この米国仮特許出願の全体が、参照により完全に本明細書に組み込まれる
【０００２】
背景
本開示は、改善された銅−ニッケル−スズ合金と、それらの合金から作製された物品と、そのような物品の作製および使用方法とに関する。
【背景技術】
【０００３】
多くの銅−ニッケル−スズ合金は、高い強度、弾性、および疲労強度を有する。いくつかは、スピノーダル硬化を行うことができ、高い強度および硬さ、耐かじり性、応力緩和、腐食、浸食などの追加の特性をもたらすように設計製作することができる。しかし、さらに改善された特徴を有する銅−ニッケル−スズ合金を生成することが望ましい。
【発明の概要】
【課題を解決するための手段】
【０００４】
簡単な説明
本開示は、強化された特性を備える合金が生成されるように、銅−ニッケル−スズ合金のプロセッシングを改善するためのプロセスに関する。
【０００５】
本開示のこれらおよびその他の非限定的な特徴を、以下に、より詳細に開示する。
【０００６】
下記は、図面の簡単な説明であり、本明細書に開示される例示的な実施形態の例示を目的として提示されるものであって、その限定を目的とするものではない。
【図面の簡単な説明】
【０００７】
【図１】図１は、本開示の例示的なプロセスを示すフローチャートである。
【０００８】
【図２】図２は、本開示のさらなる例示的なプロセスを示すフローチャートである。
【０００９】
【図３】図３は、本開示のさらなる例示的なプロセスを示すフローチャートである。
【００１０】
【図４】図４は、１３００°Ｆの焼きなましでの結晶粒組織を、５００倍の倍率で示す写真である。
【００１１】
【図５】図５は、１３５０°Ｆの焼きなましでの結晶粒組織を、５００倍の倍率で示す写真である。
【００１２】
【図６】図６は、１４００°Ｆの焼きなましでの結晶粒組織を、５００倍の倍率で示す写真である。
【００１３】
【図７】図７は、１４２５°Ｆの焼きなましでの結晶粒組織を、５００倍の倍率で示す写真である。
【００１４】
【図８】図８は、１４５０°Ｆの焼きなましでの結晶粒組織を、５００倍の倍率で示す写真である。
【００１５】
【図９】図９は、１５５０°Ｆの焼きなましでの結晶粒組織を、５００倍の倍率で示す写真である。
【００１６】
【図１０】図１０は、表面高さのパラメーター（マイクロインチ）対ストリップ厚（インチ）を示す、棒グラフである。左側のｙ軸は、０から２５０まで、２５の間隔で目盛りが振られている。ｘ軸は、０．０７５インチ、０．０３８インチ、０．０１５インチ、０．００７２インチ、および０．００１１８インチの厚さに関する。０．００１１８インチは、従来のプロセスに関するものである。Ｓｖパラメーターはダイヤモンド形であり、Ｓｐパラメーターは円形であり、Ｓｚパラメーターは三角形であり、Ｓｄｒパラメーターは正方形である。右側のｙ軸は、０から０．０６まで、０．０１の間隔で目盛りが振られており、単位がなく、Ｓｄｒのみに関する。
【００１７】
【図１１】図１１は、応力（ｋｓｉ、線形）対破断サイクル（対数）の線形対数グラフである。ｙ軸は、０から２５０まで、２５の間隔で目盛りが振られている。ｘ軸は、１，０００から１０，０００，０００まで目盛りが振られている。
【００１８】
【図１２】図１２は、ヴィッカース硬さ（ＨＶ）対焼きなまし温度（°Ｆ）のグラフである。ｙ軸は、１５０から４００まで、５０の間隔で目盛りが振られている。ｘ軸は、１２００°Ｆから１６００°Ｆまで、５０°Ｆの間隔で目盛りが振られている。
【００１９】
【図１３】図１３は、焼きなましし且つその後に７００°Ｆで３時間エージングした後の、４つの異なる厚さに関する、ヴィッカース硬さ（ＨＶ）対焼きなまし温度（°Ｆ）のグラフである。ｙ軸は、１５０から４００まで、５０の間隔で目盛りが振られている。ｘ軸は、１４００°Ｆから１６００°Ｆまで、２５°Ｆの間隔で目盛りが振られている。
【発明を実施するための形態】
【００２０】
詳細な説明
本明細書に開示される構成要素、プロセス、および装置の、より完全な理解は、添付図面を参照することによって得ることができる。これらの図は、本開示を実証することの都合の良さおよび容易さに基づいた単なる概略図であり、したがって、デバイスもしくはその構成要素の相対的なサイズおよび寸法を示すものではなく、かつ／または例示的な実施形態の範囲を画定するものでも制限するものでもない。
【００２１】
明瞭にするために、特定の用語が以下の記述において使用されるが、これらの用語は、図面で例示するために選択された実施形態の特定の構造のみを指すことが意図され、開示の範囲を画定するものでも制限するものでもない。図面および以下に続く記述において、同様の番号表示は同様の機能の構成要素を指すことを理解されたい。
【００２２】
単数形の「ａ］、「ａｎ」、および「ｔｈｅ」は、文脈が他に明示しない限り、複数の指示対象を含む。
【００２３】
本明細書および特許請求の範囲で使用される、「含む（comprise(s)）」、「含む（include(s)）」、「有する（having）」、「有する（has）」、「できる（can）」、「含有する（contain(s)）」という用語、およびこれらの変形例は、本明細書で使用される場合、指名された成分／ステップの存在を必要としかつその他の成分／ステップの存在を可能にする、オープンエンドの移行句、用語、または単語であるものとする。しかし、そのような記述は、列挙された成分／ステップ「からなる」および「から本質的になる」組成物またはプロセスについても記述すると解釈されるべきであり、指名された成分／ステップのみを、それらから得られる可能性のある任意の不可避な不純物と共に存在させることが可能であり、その他の成分／ステップは除外される。
【００２４】
本出願の明細書および特許請求の範囲における数値は、同じ有効桁数にされたとき同じになる数値、ならびに値を決定するために本出願で記述される従来の測定技法の実験誤差未満だけ、記述される値とは異なる数値を含むことが、理解されるべきである。
【００２５】
本明細書に開示された全ての範囲は、列挙された端点を含み、独立して組合せ可能である（例えば、「２グラムから１０グラム」という範囲は、端点である２グラムおよび１０グラム、ならびに全ての中間値を含む）。
【００２６】
「約（about）」および「およそ（approximately）」という用語は、値の基本機能を変化させることなく変えることができる任意の数値を含むのに使用することができる。ある範囲で使用されるとき、「約」および「およそ」は、２つの端点の絶対値により画定された範囲も開示し、例えば「約２から約４」は、「２から４」の範囲も開示する。一般に、「約」および「およそ」という用語は、指示される数のプラスまたはマイナス１０％を指してもよい。しかし温度に関しては、「約」という用語はプラスまたはマイナス５０°Ｆを指す。
【００２７】
元素のパーセンテージは、他に明示されない限り、記述される合金に対する重量パーセントであると仮定すべきである。
【００２８】
本開示は、ある特定のプロセスステップに関する温度を指してもよい。これらは一般に、熱源（例えば、炉）が設定される温度を指し、必ずしも、熱に曝される材料によって実現されなければならない温度を指さないことに留意されたい。
【００２９】
本明細書で使用される「スピノーダル合金」という用語は、その化学組成がスピノーダル分解を受けることが可能であるような、合金を指す。「スピノーダル合金」という用語は、合金の、物理的な状態ではなく化学的な状態を指す。したがって「スピノーダル合金」は、スピノーダル分解を受けていても受けていなくてもよく、スピノーダル分解を受けるプロセスにあってもそうでなくてもよい。
【００３０】
スピノーダルエージング／分解は、多数の構成要素が、異なる化学組成および物理的性質で全く個別の領域または微細構造に分離することができるメカニズムである。特に、状態図の中心領域にバルク組成を持つ結晶は、離溶を受ける。本開示の合金の表面でのスピノーダル分解は、表面硬化をもたらす。
【００３１】
スピノーダル合金構造は、高温で到達する混和性ギャップと呼ばれる、ある特定の温度および組成の下で当初の相が分離されたときに生成される、均質な２相混合物で作製される。合金相は、結晶構造が同じままであるがその構造内の原子が改質され、サイズが同様のままである、他の相へと自発的に分解する。スピノーダル硬化は、ベース金属の降伏強度を増大させ、組成および微細構造の高度な均一性を含む。
【００３２】
本開示で使用することができる、いくつかの銅−ニッケル−スズ合金は、参照によりそれぞれが完全に本明細書に組み込まれる米国特許第９，５１８，３１５号および第９，４８７，８５０号に記載されているものなど、改善された性質を持つものにすることができる。
【００３３】
特定の実施形態における銅−ニッケル−スズ含有合金は、ニッケル、スズ、およびその残りとして銅を含有し、その他の元素は不可避の不純物と見なされる。ニッケルは、約８重量％から約１６重量％の量で存在してよい。より特定の実施形態では、ニッケルは、約１４重量％から約１６重量％、または約８重量％から約１０重量％の量で存在する。スズは、約５重量％から約９重量％の量で存在してよい。より特定の実施形態では、スズは、約７重量％から約９重量％、または約５重量％から約７重量％の量で存在する。合金の残分は銅である。このように銅は、約７５重量％から約８７重量％、または約７５重量％から約７９重量％、または約８３重量％から約８７重量％の量で存在することができる。銅、ニッケル、およびスズの、これらの列挙された量は、任意の組合せで互いに組み合わせてもよい。
【００３４】
一部の特定の実施形態では、銅−ニッケル−スズ含有合金は、約８重量％から約１６重量％のニッケル、約５重量％から約９重量％のスズ、およびその残分の銅を含有する。より特定の実施形態では、銅−ニッケル−スズ含有合金は、約１４重量％から約１６重量％のニッケル、約７重量％から約９重量％のスズ、およびその残分の銅を含有する。他の特定の実施形態では、銅−ニッケル−スズ含有合金は、約８重量％から約１０重量％のニッケル、約５重量％から約７重量％のスズ、およびその残分の銅を含有する。本明細書で利用される銅−ニッケル−スズ合金のいくつかは、一般に、約９．０重量％から約１５．５重量％のニッケル、および約６．０重量％から約９．０重量％のスズを含み、その残りの分は銅である。より詳細には、本開示の銅−ニッケル−スズ合金は、約９重量％から約１５重量％のニッケル、および約６重量％から約９重量％のスズを含み、その残りの分は銅である。より特定の実施形態では、銅−ニッケル−スズ合金は、約１４．５重量％から約１５．５％のニッケル、および約７．５重量％から約８．５重量％のスズを含み、その残りの分は銅である。
【００３５】
これらの合金は、合金を異なる種類に分ける、様々な性質の組合せを有することができる。より特定すると、「ＴＭ０４」は、１０５ｋｓｉから１２５ｋｓｉの０．２％オフセット降伏強度、１１５ｋｓｉから１３５ｋｓｉの極限引張強度、および２４５から３４５のヴィッカース・ピラミッド数（ＨＶ）を一般に有する、銅−ニッケル−スズ合金を指す。ＴＭ０４合金とみなされるには、合金の降伏強度は、最低でも１１５ｋｓｉでなければならない。「ＴＭ０６」は、１２０ｋｓｉから１４５ｋｓｉの０．２％オフセット降伏強度、１３０ｋｓｉから１５０ｋｓｉの極限引張強度、および２７０から３７０のヴィッカース・ピラミッド数（ＨＶ）を一般に有する、銅−ニッケル−スズ合金を指す。ＴＭ０６合金とみなされるには、合金の降伏強度は、最低でも１３０ｋｓｉでなければならない。「ＴＭ１２」は、少なくとも１７５ｋｓｉの０．２％オフセット降伏強度、少なくとも１８０ｋｓｉの極限引張強度、および１％の最小破断点伸び％を一般に有する、銅−ニッケル−スズ合金を指す。ＴＭ１２合金とみなされるには、合金の降伏強度は、最低でも１７５ｋｓｉでなければならない。
【００３６】
一般に、これらの合金は、固体の銅、ニッケル、およびスズの、所望の割合での組合せによって形成することができる。適正に割合が定められた銅、ニッケル、およびスズのバッチを調製した後、融解して合金を形成する。あるいは、ニッケルおよびスズの粒子を、融解した銅の浴に添加することができる。融解は、所望の凝固した生成物の構成に一致したサイズの、ガス燃焼、電気誘導、抵抗、またはアーク炉内で実施されてもよい。典型的には、融解温度は少なくとも約２０５７°Ｆ（１１２５℃）であり、過熱は鋳造プロセスに依存し、１５０°Ｆから５００°Ｆ（６５℃から２６０℃）の範囲にある。不活性雰囲気（例えば、アルゴンおよび／または二酸化／一酸化炭素を含む）、ならびに／あるいは絶縁保護カバー（例えば、バーミキュライト、アルミナ、および／または黒鉛）の使用は、酸化可能な元素が保護されるよう中性または還元条件を維持するのに利用してもよい。
【００３７】
本開示の合金は、電子コネクター、スイッチ、センサー、電磁遮蔽ガスケット、および音声コイルモーター接点など、伝導性バネの適用例で使用することができる。それらは、予熱処理された（ミルハードン）形態または熱処理可能な（時効硬化可能な）形態で提供することができる。さらに、開示される合金はベリリウムを含有せず、したがって、ベリリウムが望ましくない適用例で利用することができる。
【００３８】
図１および図２は、米国特許第９，５１８，３１５号に記載されたプロセスを示す。図１は、所望の性質が得られるように、ＴＭ０４級の銅−ニッケル−スズ合金を加工するためのフローチャートを示す。これらのプロセスは、そのようなＴＭ０４級合金に適用されることが、特に企図される。プロセスは、合金１００を第１に冷間加工することによって開始される。
【００３９】
冷間加工は、塑性変形によって金属の形状またはサイズを機械的に変化させるプロセスである。これは、金属または合金の圧延、延伸、プレス、スピニング、押出し、または圧造によって行うことができる。金属が塑性変形した場合、原子の転位が材料中に生じる。特に、転位は金属の結晶粒の端から端までまたは内部で生ずる。転位は、互いに重なり合い、材料中の転位密度は増大する。重なり合う転位の増大は、さらなる転位の移動をより難しくする。これは、合金の延性および衝撃特性を一般に低減させながら、得られる合金の硬さおよび引張強度を増大させる。冷間加工は、合金の表面仕上げも改善する。機械的な冷間加工は、一般に、合金の再結晶点よりも低い温度で行われ、通常は室温で行われる。冷間加工のパーセンテージ（％ＣＷ）、または変形度は、下式：
％ＣＷ＝１００×［Ａ０−Ａｆ］／Ａ０
（式中、Ａ０は、冷間加工前の初期または当初の断面積であり、Ａｆは、冷間加工後の最終断面積である）
に従い、冷間前後での合金の断面積の変化を測定することによって、決定することができる。断面積の変化は通常、合金の厚さの変化のみに起因し、したがって％ＣＷは、初期および最終厚さを使用して計算できることにも留意されたい。
【００４０】
実施形態では、初期冷間加工１００は、得られる合金が約５％から約１５％の範囲の％ＣＷを有するように行われる。より詳細には、この第１のステップの％ＣＷは、約１０％とすることができる。
【００４１】
次に、合金は熱処理２００を受ける。金属または合金の熱処理は、生成物の形状を変化させることなく金属の物理的および機械的性質を変化させるために金属を加熱し冷却する、制御されたプロセスである。熱処理は、材料の強度の増大に関連付けられるが、冷間加工操作後に機械加工を改善し、形成可能性を改善し、または延性を回復するなど、ある特定の製造可能性目的を変化させるのに使用することもできる。初期熱処理ステップ２００は、初期冷間加工ステップ１００の後に、合金に対して行われる。合金は、伝統的な炉またはその他類似のアセンブリ内に配置され、次いで約４５０°Ｆから約５５０°Ｆの範囲の高温に約３時間から約５時間にわたり曝される。より特定の実施形態では、合金は、約５２５°Ｆの高温に、約４時間にわたり曝される。これらの温度は、合金が曝されまたは炉が設定される雰囲気の温度を指すのであり、合金自体は必ずしもこれらの温度に到達する必要がないことに留意されたい。
【００４２】
熱処理ステップ２００後、得られた合金材料は、第２の冷間加工または艶出しステップ３００を受ける。より詳細には、合金は、再び機械的に冷間加工されて、約４％から約１２％の範囲の％ＣＷを得る。より詳細には、この第１のステップの％ＣＷは、約８％とすることができる。％ＣＷを決定するのに使用される「初期」断面積または厚さは、熱処理後でありこの第２の冷間加工が開始される前に測定されることに留意されたい。言い換えれば、この第２の％ＣＷを決定するのに使用される初期断面積／厚さは、第１の冷間加工ステップ１００の前の当初の面積／厚さではない。
【００４３】
次いで合金は、第２の冷間加工ステップ３００の後、所望の形成可能性性質が実現されるよう、熱応力緩和処理を受ける４００。実施形態では、合金は、約７００°Ｆから約８５０°Ｆの範囲の高温に、約３分から約１２分間にわたり曝される。より詳細には、高温が約７５０°Ｆであり、期間が約１１分である。やはりこれらの温度は、合金が曝されまたは炉が設定される、雰囲気の温度を指すのであり、合金自体は必ずしもこれらの温度に達する必要はない。
【００４４】
上述のプロセスを受けた後、ＴＭ０４銅−ニッケル−スズ合金は、横断方向で１よりも低い形成可能性比を、長手軸方向で１よりも低い形成可能性比を示すことになる。形成可能性比は、通常、Ｒ／ｔ比により測定される。これは、破損することなく厚さ（ｔ）のストリップの９０°の曲がりを形成するのに必要な最小内側曲率半径（Ｒ）を指定し、即ち、形成可能性比はＲ／ｔに等しい。良好な形成可能性を持つ材料は、低い形成可能性比（即ち、低Ｒ／ｔ）を有する。形成可能性比は、９０°Ｖブロック試験を使用して測定することができ、所与の曲率半径を持つパンチを使用して試験片を９０°ダイ内に押し遣り、次いで曲がりの外側半径を、亀裂に関して検査する。さらに、合金は、少なくとも１１５ｋｓｉの０．２％オフセット降伏強度を有することになる。
【００４５】
長手軸方向および横断方向は、金属材料のロールに関して定めることができる。ストリップが巻き解かれた場合、長手軸方向は、ストリップが巻き解かれた方向に該当し、または言い換えれば、ストリップの長さに沿う。横断方向はストリップの幅に該当し、またはストリップがその周りから巻き解かれた軸に該当する。
【００４６】
図２は、所望の性質が得られるように、ＴＭ０６級の銅−ニッケル−スズ合金を加工するためのフローチャートを示す。これらのプロセスは、そのようなＴＭ０６級の合金に適用されることが、特に企図される。プロセスは、合金を第１に冷間加工すること１００’によって開始される。この実施形態では、初期冷間加工ステップ１００’は、得られる合金が約５％から約１５％の範囲の％ＣＷを有するように行われる。より詳細には、％ＣＷが約１０％である。
【００４７】
次いで次に、合金は熱処理を受ける４００’。これは、４００’でＴＭ０４合金に適用された熱応力緩和ステップに類似している。実施形態では、合金は、約７７５°Ｆから約９５０°Ｆの範囲の高温に、約３分から約１２分にわたり曝される。より詳細には、高温が約８５０°Ｆである。
【００４８】
ＴＭ０４級の焼き戻し合金に関する金属プロセスと比較すると、得られるＴＭ０６合金材料は、熱処理ステップ（即ち、図１中の２００）も第２の冷間加工プロセス／艶出しステップ（即ち、図１中の３００）も受けない。
【００４９】
上述のプロセスを受けた後、ＴＭ０６銅−ニッケル−スズ合金は、横断方向で２よりも低い形成可能性比を、長手軸方向で２．５よりも低い形成可能性比を示すことになる。より特定の実施形態では、ＴＭ０６銅−ニッケル−スズ合金は、横断方向で１．５よりも低い形成可能性比を、長手軸方向で２よりも低い形成可能性比を示すことになる。さらに、銅−ニッケル−スズ合金は、少なくとも１３０ｋｓｉの降伏強度を、より望ましくは少なくとも１３５ｋｓｉの降伏強度を有することになる。
【００５０】
横断方向で２よりも低い形成可能性比、および長手軸方向で２．５よりも低い形成可能性比は、２０％から３５％の％ＣＷで得ることができる。横断方向で１．５よりも低い形成可能性比、および長手軸方向で２よりも低い形成可能性比は、２５％から３０％の％ＣＷで得ることができる。
【００５１】
本明細書に開示されるプロセスで、冷間加工と熱処理との間で均衡に到達する。冷間加工および熱処理から得られる、強度の量と形成可能性比との間には、理想的な均衡がある。
【００５２】
図３は、米国特許第９，４８７，８５０号に記載されたプロセスを示す。図３は、ＴＭ１２合金を得るためのステップを概説するフローチャートである。金属加工プロセスは、合金を第１に冷間加工すること５００によって開始する。次いで合金は、熱処理を受ける６００。
【００５３】
初期冷間加工ステップ５００は、得られる合金が５０％〜７５％の範囲の冷間加工での塑性変形を有するように、合金に対して行われる。より詳細には、最初のステップにより実現される冷間加工％は、約６５％とすることができる。
【００５４】
次いで合金は、熱処理ステップ６００を受ける。金属または合金の熱処理は、生成物の形状を変化させることなく、金属の物理的および機械的性質を変化させるように金属を加熱し冷却する、制御されたプロセスである。熱処理は、材料の強度の増大に関連付けられるが、冷間加工操作後に機械加工を改善し、形成可能性を改善し、または延性を回復させるなど、ある特定の製造可能性目的を変化させるのに使用することもできる。熱処理ステップ６００は、冷間加工ステップ５００後に合金に対して行われる。合金を、伝統的な炉またはその他類似のアセンブリ内に置き、次いで約７４０°Ｆから約８５０°Ｆの範囲の高温に、約３分から約１４分にわたって曝す。これらの温度は、合金が曝されまたは炉が設定される雰囲気の温度を指し；合金自体は必ずしもこれらの温度に達する必要がないことに留意されたい。この熱処理は、例えば、ストリップ形態の合金をコンベア炉装置上に置き、合金ストリップを、約５ｆｔ／分の速度でコンベア炉内を走らせることによって、行うことができる。より特定の実施形態では、温度が約７４０°Ｆから約８００°Ｆである。
【００５５】
このプロセスは、少なくとも１７５ｋｓｉである、超高強度の銅−ニッケル−スズ合金の降伏強度のレベルを実現することができる。このプロセスは約１７５ｋｓｉから１９０ｋｓｉの範囲の降伏強度を有する合金を生成することが、一貫して明らかにされてきた。より詳細には、このプロセスは、得られる降伏強度（０．２％オフセット）が約１７８ｋｓｉから１８５ｋｓｉである合金をプロセッシングすることができる。
【００５６】
冷間加工と熱処理との間で均衡が達せられる。冷間加工から得られた強度の量の間には、理想的な均衡があり、過度な冷間加工は、この合金の形成可能特性に悪影響を及ぼす可能性がある。同様に、過度な強度増加が熱処理から誘導された場合、形成可能特性は悪影響を受ける可能性がある。ＴＭ１２合金で得られる特性は、少なくとも１７５ｋｓｉの降伏強度を含む。この強度特性は、他の公知の類似の銅−ニッケル−スズ合金の強度の特徴を凌ぐ。
【００５７】
銅−ニッケル−スズ合金は、ストリップが形成されるようにプロセッシングすることができる。ストリップは、当技術分野では、２辺が真っ直ぐでありかつ最大４．８ミリメートル（ｍｍ）の均一な厚さを有する、ほぼ長方形の断面の、平面状の生成物と認識される。これは一般に、投入物を圧延してその厚さをストリップの厚さに低減させることにより、行われる。合金は、プレート形態にプロセッシングすることもできると考えられる。プレートは、当技術分野では、２辺が真っ直ぐでありかつ４．８ミリメートル（ｍｍ）よりも大きい均一な厚さを有しかつ最大厚さが約２１０ｍｍである、ほぼ長方形の断面の、平面状の生成物と認識される。
【００５８】
非常に一般的には、（１）合金を、鋳造してビレットを形成し；（２）ビレットを均質化し；（３）ビレットをクロッピングして投入物を得；そして（４）次いで投入物を圧延して、所望の厚さのストリップを得る。
【００５９】
合金の結晶粒組織は、疲労寿命に影響を及ぼすことになる。当技術分野では、より低い焼きなまし温度は、小さく一貫性のある結晶粒組織を創り出すことが公知である。一方、より高い焼きなまし温度は、エージング熱処理後に、強化相を溶解しかつ強度を最大限にするのに必要とされる。本開示のプロセスは、結晶粒組織と特性仕様との最適化された組合せを得るために、機械的変形と熱処理とを交互に配したものを使用する。
【００６０】
一般に、本発明のプロセスは、投入物の形態（長方形、円形などにすることができる）の銅−ニッケル−スズ合金で開始する。投入物を、少なくとも第１の冷間圧延、第１のアニーリング、第２の冷間圧延、第２のアニーリング、第３の冷間圧延、第３のアニーリング、および最終冷間圧延に供する。
【００６１】
一部の実施形態では、第４の冷間圧延および第４のアニーリングが、第３のアニーリングと最終冷間圧延との間で行われることが企図される。第１の冷間圧延の前に、投入物を熱間圧延および初期アニーリングに供してもよいことも企図される。
【００６２】
冷間圧延ステップの全ては、低温圧延、延伸レベリング、または延伸曲げレベリングによって行うことができる。この場合も、冷間圧延は、投入物の厚さを低減させ、一般に、合金の再結晶点よりも低い温度（通常は、室温）で行われる。
【００６３】
第１の冷間圧延ステップは、約１０％から約８０％の厚さの低減を実現するために行われる。第２、第３、および第４の冷間圧延ステップは、約４０％から約６０％の厚さの低減を実現するために行われる。
【００６４】
低温圧延では、投入物をロール間に通して、投入物の厚さの低減を得る。延伸レベリングでは、加工物を、その降伏点を超えて延伸して、応力を均等化する。これは例えば、１対の進入および出口フレームを使用して行うことができる。各フレームは、加工物をその幅の端から端までを把持し、２つのフレームは互いに押し拡げられる。これは加工物の降伏強度を超え、投入物は引き続き移動方向に延伸される。延伸曲げレベリングでは、加工物は、降伏点を過ぎて加工物の外面および内面を延伸するのに十分な直径のロール上で、徐々に上下に曲げられて、応力を均等化させる。
【００６５】
様々な焼きなましステップを異なる温度で行う。初期焼きなましは、約１５２５°Ｆから約１５７５°Ｆの温度で行ってよい。第１の焼きなましは、約１４００°Ｆから約１４５０°Ｆの温度で行ってよい。第２の焼きなましは、約１４００°Ｆから約１４５０°Ｆの温度で行ってよい。第３の焼きなましは、約１３７５°Ｆから約１４２５°Ｆの温度で行ってよい。第４の焼きなましは、約１３７５°Ｆから約１４２５°Ｆの温度で行ってよい。冷間圧延後に行われる焼きなましステップは、１５００°Ｆまたはそれよりも低い温度で行われる。
【００６６】
上述のように、熱間加工を、冷間圧延および焼きなましステップの前に、投入物に対して行ってもよい。熱間加工は、一般に合金の再結晶温度よりも高い温度で、合金をロール、ダイに通し、または鍛造して合金の断面を縮小させ、かつ所望の形状および寸法にする、金属形成プロセスである。これは一般に、機械的性質の方向性を低減させ、新しい等軸微細構造を生成する。行われる熱間加工の程度は、厚さの低減％を単位として示される。熱間加工は、約４０％から約６０％の厚さの低減が実現されるように行ってもよい。
【００６７】
一般に、本開示のプロセスは、圧延プロセスにおける中間点でのより頻繁な焼きなましを含む。さらに、焼きなまし温度は標準の焼きなましよりも低い。従来のプロセスでは、投入物を圧延してその厚さを約８５％低減させ、次いで焼きなましする。より頻繁な焼きなましおよびより小さい厚さの低減が、結晶粒組織を再結晶させるのに、したがって後でおこなわれる圧延での表面の引裂きを低減させるのに、期待される。
【００６８】
得られる合金は、特定の実施形態において、２５０から約４７０を含めた、２５０またはそれよりも大きいヴィッカース硬さ（ＨＶ）を有する。合金／ストリップは、６５ｋｓｉの最大応力で、４００，０００サイクルよりも長い疲労寿命を有することができる（長手軸方向で試験をした）。ストリップは、ＩＳＯ  ２５１７８に従って測定したときに、０．００７２オングストロームの厚さで、７５マイクロインチまたはそれよりも少ないＳｚを有してよい。ストリップは、ＩＳＯ  ２５１７８に従って測定したときに、０．００７２オングストロームの厚さで、４５マイクロインチまたはそれよりも少ないＳｖを有してよい。ストリップは、ＩＳＯ  ２５１７８に従って測定したときに、０．００７２オングストロームの厚さで、０．０１またはそれよりも少ないＳｄｒを有してよい。これらの性質の組合せも企図される。
【００６９】
以下の実施例は、本開示の合金、プロセス、物品、および性質を示すために提供する。実施例は単なる例示であり、本開示を、そこに記述される材料、状態、およびプロセスパラメーターのいずれにも限定するものではない。
【実施例】
【００７０】
最初に、厚さ０．０７５インチのＣｕ−Ｎｉ１５−Ｓｎ８合金のストリップを、様々な温度（１３００°Ｆ、１３５０°Ｆ、１４００°Ｆ、１４２５°Ｆ、１４５０°Ｆ、および１５５０°Ｆ）で焼きなましした。図４〜９は、これらの温度で焼きなましした後のストリップの結晶粒組織を示す写真である。
【００７１】
次に、下記の２つのプロセスの比較を行う：
【表１】
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【００７２】
図１０は、ＩＳＯ  ２５１７８による、表面高さのパラメーターの変化を示すグラフである。実施例のプロセスを、０．００１１８インチの厚さの比較例のプロセスに関する履歴データ（最も右の欄）と比較した。４つのパラメーター（Ｓｖ、Ｓｐ、Ｓｚ、およびＳｄｒ）を、異なる厚さでグラフにする。各パラメーターについて、より低い値は、尖端または穴がより少ない、より滑らかな表面を示す。Ｓｐ（最大ピーク高さ）パラメーターは、ストリップがプロセッシングされるときに本質的に一定であり、表面の改善がその表面の窪みの低減によることを意味する。これらの不整合性の全ては、より短い疲労寿命を引き起こす可能性がある。０．００７２インチでのＳｚ値は、履歴データの０．００１１８インチの厚さよりも良好であり、本開示のプロセスによるストリップの滑らかさを示す（即ち、ほぼ６倍の厚さで、より良好な滑らかさを得ることができる）。
【００７３】
疲労試験を図１１に示す。ＴＭ１６は、比較例のプロセスであり、それに対してＴＭ１９は、実施例のプロセスを示す。ＴＭ１９合金は、０．２％オフセット降伏強度を有する。
【００７４】
最後に、実施例のプロセスのストリップの試料を、各焼きなましステップ後に得、次いでエージングさせて、その「熱処理応答」をチェックした。これは強化相が、焼きなましプロセス中にどのようにうまく溶解したかを示す。溶解した強化相が多いほど（焼きなまし温度が高いほど）、エージング後の材料の強度および延性は高くなる。図１２は、所望の結果同士の矛盾を示す。焼きなまし温度が低いほど、結晶粒組織はより微細にかつ一貫性のあるものになる；しかし、より良好な硬さは、より高い焼きなまし温度でのエージング後に達せられる。
【００７５】
図１３は、実験室での焼きなましと生産時の焼きなましとの、別の比較を示す。硬さを、７００°Ｆで３時間エージングした後に測定する。このグラフにおいて、エージング後の硬さは、実験室での焼きなまし（円形）と生産時の焼きなまし（０．０１５インチの厚さがダイヤモンド形、０．０３８インチの厚さが三角形、０．０７８インチの厚さが正方形）とで異なる。これらの差は、生産時において、ストリップが焼きなましサイクルのための設定点温度におそらく到達せず、または焼きなまし温度からの焼入れが遅延したことを示す。
【００７６】
本開示について、例示的な実施形態を参照しながら記述してきた。修正例および変更例は、先の詳細な記述を読みかつ理解することによって他者に想到するであろう。本開示は、添付される特許請求の範囲またはそれらの均等物の範囲内にある限り、そのような修正例および変形例の全てを含むと解釈されるものとする。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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【図１２】
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【図１３】
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【国際調査報告】
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