JP3316191B2 - 鏡面性に優れたベリリウム−銅−亜鉛合金 - Google Patents
鏡面性に優れたベリリウム−銅−亜鉛合金Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、鏡面性に優れた
ベリリウム−銅−亜鉛合金に関し、特にベリリウム−銅
合金中に適量の亜鉛を含有させることにより、みがき性
を改善して鏡面性の有利な向上を図ると共に、時効硬化
の促進、鋳造性の向上および結晶組織の均質化を併せて
実現しようとするものである。
ベリリウム−銅−亜鉛合金に関し、特にベリリウム−銅
合金中に適量の亜鉛を含有させることにより、みがき性
を改善して鏡面性の有利な向上を図ると共に、時効硬化
の促進、鋳造性の向上および結晶組織の均質化を併せて
実現しようとするものである。
【０００２】
【従来の技術】ベリリウム−銅合金とは、銅の中に３ma
ss％以下のベリリウムを固溶させ、さらにはこれに少量
の元素を添加した合金である。このベリリウム−銅合金
は、溶体化処理を行ってから焼入れすると、過飽和とな
ったベリリウムを固溶したままのα相の組織が得られ、
その後、溶体化処理したものを低温で加熱すると、過飽
和のベリリウムはα相中よりγ相 (CuBe) として析出
し、合金は著しく硬化する。
ss％以下のベリリウムを固溶させ、さらにはこれに少量
の元素を添加した合金である。このベリリウム−銅合金
は、溶体化処理を行ってから焼入れすると、過飽和とな
ったベリリウムを固溶したままのα相の組織が得られ、
その後、溶体化処理したものを低温で加熱すると、過飽
和のベリリウムはα相中よりγ相 (CuBe) として析出
し、合金は著しく硬化する。
【０００３】このように、ベリリウム−銅合金は、焼入
れ、焼戻し効果によって、著しく硬化（析出硬化）する
ことから、この性質を利用して各分野で広範囲にわたり
利用されている。例えば、この合金に適切な熱処理を施
すと、特殊鋼に匹敵する高強度と優れたバネ性、非発火
性、導電性、耐摩耗性および耐食性などが得られること
から、通信機、石油化学および自動車等の分野において
幅広く使用されている。また、精密鋳造性も良いことか
らプラスチック金型としても利用されている。
れ、焼戻し効果によって、著しく硬化（析出硬化）する
ことから、この性質を利用して各分野で広範囲にわたり
利用されている。例えば、この合金に適切な熱処理を施
すと、特殊鋼に匹敵する高強度と優れたバネ性、非発火
性、導電性、耐摩耗性および耐食性などが得られること
から、通信機、石油化学および自動車等の分野において
幅広く使用されている。また、精密鋳造性も良いことか
らプラスチック金型としても利用されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、ベリリ
ウム−銅合金は、鏡面研磨を行うと、鋳造品の鋳放しで
の結晶粒の大きさが影響して、みがきムラが発生し易い
という問題を残していた。このみがきムラは、プラスチ
ック成形品の見栄えを劣化させ、商品価値を大幅に低下
させる不利がある。
ウム−銅合金は、鏡面研磨を行うと、鋳造品の鋳放しで
の結晶粒の大きさが影響して、みがきムラが発生し易い
という問題を残していた。このみがきムラは、プラスチ
ック成形品の見栄えを劣化させ、商品価値を大幅に低下
させる不利がある。
【０００５】この発明は、上記の問題を有利に解決する
もので、従来懸念されたみがきムラの発生を効果的に防
止したベリリウム−銅−亜鉛合金を提案することを目的
とする。
もので、従来懸念されたみがきムラの発生を効果的に防
止したベリリウム−銅−亜鉛合金を提案することを目的
とする。
【０００６】さて、発明者らは、上記の問題を解決すべ
く鋭意検討を重ねた結果、ベリリウム−銅合金中に適量
の亜鉛を添加することが、所期した目的の達成に関し、
極めて有効であることの知見を得た。また、実験の過程
で、亜鉛の添加は、この種合金に特有の現象である時効
硬化を促進させるだけでなく、融点が低下して鋳造性を
向上させ、さらには結晶組織の均質化や黒色酸化物の発
生防止の面でも有効であることの知見を得た。この発明
は、上記の知見に立脚するものである。
く鋭意検討を重ねた結果、ベリリウム−銅合金中に適量
の亜鉛を添加することが、所期した目的の達成に関し、
極めて有効であることの知見を得た。また、実験の過程
で、亜鉛の添加は、この種合金に特有の現象である時効
硬化を促進させるだけでなく、融点が低下して鋳造性を
向上させ、さらには結晶組織の均質化や黒色酸化物の発
生防止の面でも有効であることの知見を得た。この発明
は、上記の知見に立脚するものである。
【０００７】 すなわち、この発明は、Be：1.61〜3.0 mass％、 Zn：5.0 〜30.0mass％、 Co：1.0 mass％以下および Si：0.16〜0.23mass％ を含有し、残部はCuおよび不可避的不純物の組成になる
ことを特徴とする鏡面性に優れたベリリウム−銅−亜鉛
合金である。
ことを特徴とする鏡面性に優れたベリリウム−銅−亜鉛
合金である。
【０００８】
【０００９】
【発明の実施の形態】以下、この発明を由来するに至っ
た実験結果について説明する。試料としては、表１に示
す５種類のベリリウム−銅合金を用いた。同表中、No.1
は金型用として一般的な 275Ｃ合金、No.2は鍛造材の25
合金であり、No.3〜５はそれぞれ亜鉛を10mass％、20ma
ss％および30mass％目標で添加したベリリウム−銅−亜
鉛合金である（No.1, ３〜５は鋳造材）。
た実験結果について説明する。試料としては、表１に示
す５種類のベリリウム−銅合金を用いた。同表中、No.1
は金型用として一般的な 275Ｃ合金、No.2は鍛造材の25
合金であり、No.3〜５はそれぞれ亜鉛を10mass％、20ma
ss％および30mass％目標で添加したベリリウム−銅−亜
鉛合金である（No.1, ３〜５は鋳造材）。
【００１０】
【表１】
【００１１】実験１ 表１中、No.1〜３の試料をついて、鋳造後、鏡面研磨
（バフ研磨）を施した後の結晶粒の大きさおよび均一性
を測定した。また、研磨後の表面粗さについても測定
し、最終的なみがき性について評価した。なお、みがき
性の評価は ○：♯1000エメリーペーパーレベルの研磨で傷とみがき
ムラがなくなる、 △：バフ研磨レベルでみがきムラがなくなる、 ×：バフ研磨レベルでもみがきムラが残る で行った。結晶粒の大きさおよび均一性についての測定
結果を表２に、またバフ研磨後の表面粗さおよび最終的
なみがき性についての評価結果を表３に示す。
（バフ研磨）を施した後の結晶粒の大きさおよび均一性
を測定した。また、研磨後の表面粗さについても測定
し、最終的なみがき性について評価した。なお、みがき
性の評価は ○：♯1000エメリーペーパーレベルの研磨で傷とみがき
ムラがなくなる、 △：バフ研磨レベルでみがきムラがなくなる、 ×：バフ研磨レベルでもみがきムラが残る で行った。結晶粒の大きさおよび均一性についての測定
結果を表２に、またバフ研磨後の表面粗さおよび最終的
なみがき性についての評価結果を表３に示す。
【００１２】
【表２】
【００１３】
【表３】
【００１４】表２および表３に示したとおり、ベリリウ
ム−銅−亜鉛合金に20mass％の亜鉛を添加した場合に
は、 275Ｃ合金や25合金に比べると、結晶粒の大きさが
小さく、均一になっており、また研磨後の表面粗さも良
好で、優れたみがき性が得られている。
ム−銅−亜鉛合金に20mass％の亜鉛を添加した場合に
は、 275Ｃ合金や25合金に比べると、結晶粒の大きさが
小さく、均一になっており、また研磨後の表面粗さも良
好で、優れたみがき性が得られている。
【００１５】実験２ 表１中、No.1, ３〜５の試料を、 800℃, ２hrの溶体化
処理を行ってから、水焼入れし、 360℃で所定の時間だ
け時効処理を行った。時効時間と硬度との関係について
調べた結果を図１〜図４に示す。なお、各試料全体の平
均的な硬度測定には、ビッカース硬さ試験機を用い、ま
た組織中の各相の硬度測定には、マイクロビッカース硬
さ試験機を用いた。
処理を行ってから、水焼入れし、 360℃で所定の時間だ
け時効処理を行った。時効時間と硬度との関係について
調べた結果を図１〜図４に示す。なお、各試料全体の平
均的な硬度測定には、ビッカース硬さ試験機を用い、ま
た組織中の各相の硬度測定には、マイクロビッカース硬
さ試験機を用いた。
【００１６】同図に示したとおり、 275Ｃ合金は、溶体
化処理後のビッカース硬度（Ｈv)は151 であったが、約
１時間の時効処理によって著しく硬化（Ｈv : 425)し
た。これに対し、Cu−Be−10Zn合金は、溶体化処理後の
Ｈv は175 であり、時効処理：約30分で最高硬度（Ｈv
：324 ）に達した。また、Cu−Be−20Zn合金は、溶体
化処理後のＨv は404 と極めて高く、約５分間の時効処
理により最高硬度（Ｈv ：420 ）に達した。さらに、Cu
−Be−30Zn合金は、溶体化処理後のＨv は365 であり、
時効処理：約20分間で最高硬度（Ｈv ：380 ）に達し
た。
化処理後のビッカース硬度（Ｈv)は151 であったが、約
１時間の時効処理によって著しく硬化（Ｈv : 425)し
た。これに対し、Cu−Be−10Zn合金は、溶体化処理後の
Ｈv は175 であり、時効処理：約30分で最高硬度（Ｈv
：324 ）に達した。また、Cu−Be−20Zn合金は、溶体
化処理後のＨv は404 と極めて高く、約５分間の時効処
理により最高硬度（Ｈv ：420 ）に達した。さらに、Cu
−Be−30Zn合金は、溶体化処理後のＨv は365 であり、
時効処理：約20分間で最高硬度（Ｈv ：380 ）に達し
た。
【００１７】このように、ベリリウム−銅合金に亜鉛を
添加することにより、最高硬度に達するまでの時効時間
が 275Ｃ合金の場合に比べて大幅に短縮される。なお、
Cu−Be−10Zn合金については、時効処理時間が短縮され
たとはいえ、最高硬度が324 と、 275Ｃ合金に比べると
幾分低下したが、この理由は 275Ｃ合金に比べるとBe含
有量が少なかったことによるものと考えられる。この
点、Cu−Be−20Zn合金は、 275Ｃ合金に比べるとBe含有
量が少ないにもかかわらず、約５分間の時効処理でＨv
: 420 という 275Ｃ合金に比べても何ら遜色のない優
れた硬度を得ることができた。
添加することにより、最高硬度に達するまでの時効時間
が 275Ｃ合金の場合に比べて大幅に短縮される。なお、
Cu−Be−10Zn合金については、時効処理時間が短縮され
たとはいえ、最高硬度が324 と、 275Ｃ合金に比べると
幾分低下したが、この理由は 275Ｃ合金に比べるとBe含
有量が少なかったことによるものと考えられる。この
点、Cu−Be−20Zn合金は、 275Ｃ合金に比べるとBe含有
量が少ないにもかかわらず、約５分間の時効処理でＨv
: 420 という 275Ｃ合金に比べても何ら遜色のない優
れた硬度を得ることができた。
【００１８】実験３ 溶体化処理（ 800℃, ２hr→ W.Q）およびその後 360℃
で３時間の時効処理を施した各試料（No.1, ３〜５）に
ついて、＃ 240〜1500のエメリー紙で湿式研磨仕上げを
したのち、次の条件でＸ線回折を行い、合金の生成相を
分析した。 ・ターゲット：Cu ・電圧，電流：40kV，300mA ・２θ：20°〜100 °
で３時間の時効処理を施した各試料（No.1, ３〜５）に
ついて、＃ 240〜1500のエメリー紙で湿式研磨仕上げを
したのち、次の条件でＸ線回折を行い、合金の生成相を
分析した。 ・ターゲット：Cu ・電圧，電流：40kV，300mA ・２θ：20°〜100 °
【００１９】 275Ｃ合金のＸ線回折結果を図５に示す。
同図に示したとおり、溶体化処理した試料では、ほとん
どがα相で、わずかにβ相のピークが見られたのに対
し、時効処理した試料では、α相とγ相のピークが見ら
れた。また、時効処理した試料は、溶体化処理した試料
に比べてα相のピークがブロードになっていることか
ら、α相中からγ相が整合性をもって析出していること
が分かる。β相はα＋γ相の共析組織になったと考えら
れる。
同図に示したとおり、溶体化処理した試料では、ほとん
どがα相で、わずかにβ相のピークが見られたのに対
し、時効処理した試料では、α相とγ相のピークが見ら
れた。また、時効処理した試料は、溶体化処理した試料
に比べてα相のピークがブロードになっていることか
ら、α相中からγ相が整合性をもって析出していること
が分かる。β相はα＋γ相の共析組織になったと考えら
れる。
【００２０】次に、Cu−Be−10Zn合金のＸ線回折結果を
図６に示す。同図に示したとおり、溶体化処理した試料
には、α相とγ相のピークが認められ、同様に、時効処
理を行った試料にもα相とγ相のピークが見られた。こ
こに、Cu−Be−10Zn合金の時効処理後の回折図形は、27
5C合金の場合とほぼ同じで、α相のピークはブロードに
なり、γ相ピークが高くなった。
図６に示す。同図に示したとおり、溶体化処理した試料
には、α相とγ相のピークが認められ、同様に、時効処
理を行った試料にもα相とγ相のピークが見られた。こ
こに、Cu−Be−10Zn合金の時効処理後の回折図形は、27
5C合金の場合とほぼ同じで、α相のピークはブロードに
なり、γ相ピークが高くなった。
【００２１】次に、Cu−Be−20Zn合金を溶体化処理した
試料について、Ｘ線回折により生成相を同定した結果を
図７に示す。同図から明らかなように、この試料は、α
相およびγ相のピークが見られ、時効処理前であるにも
かかわらず、α相のピーク強度は低くブロードである。
この結果は、時効処理した場合とほぼ同じ回折図形であ
り、この時点でα相中にγ相が整合性をもって析出して
いると考えられる。
試料について、Ｘ線回折により生成相を同定した結果を
図７に示す。同図から明らかなように、この試料は、α
相およびγ相のピークが見られ、時効処理前であるにも
かかわらず、α相のピーク強度は低くブロードである。
この結果は、時効処理した場合とほぼ同じ回折図形であ
り、この時点でα相中にγ相が整合性をもって析出して
いると考えられる。
【００２２】同様に、Cu−Be−30Zn合金の溶体化処理後
の試料について調査した結果を図８に示すが、この場合
も、Cu−Be−20Zn合金の場合と同様に、α相とγ相のピ
ークが見られ、しかもα相のピーク強度が低くブロード
であることから、γ相が整合性をもって析出していると
考えられる。
の試料について調査した結果を図８に示すが、この場合
も、Cu−Be−20Zn合金の場合と同様に、α相とγ相のピ
ークが見られ、しかもα相のピーク強度が低くブロード
であることから、γ相が整合性をもって析出していると
考えられる。
【００２３】上述したとおり、 275Ｃ合金では、時効処
理によりてα相中にγ相を整合性をもって析出させるこ
とによって、硬化が進むのであるが、この点、かかるベ
リリウム−銅合金に適量のZnを添加した場合は、溶体化
処理段階である程度γ相が整合性をもって析出している
ため、初期硬度が高く、また短時間で最高温度に達する
ものと考えられる。
理によりてα相中にγ相を整合性をもって析出させるこ
とによって、硬化が進むのであるが、この点、かかるベ
リリウム−銅合金に適量のZnを添加した場合は、溶体化
処理段階である程度γ相が整合性をもって析出している
ため、初期硬度が高く、また短時間で最高温度に達する
ものと考えられる。
【００２４】実験４ 溶体化処理（ 800℃, ２hr→ W.Q）およびその後 360℃
で３時間の時効処理を施した各試料（No.1, ３〜５）に
ついて、＃ 240〜1500のエメリー紙で湿式研磨後、 0.5
〜0.05μm のアルミナでバフ研磨仕上げを行ったのち、
光学顕微鏡およびＥＰＭＡを用いて組織観察を行った。
なお、組織観察のための腐食液は、蒸留水：80ml、硫
酸：５ml、二クロム酸カリウム：10ｇを使用した。
で３時間の時効処理を施した各試料（No.1, ３〜５）に
ついて、＃ 240〜1500のエメリー紙で湿式研磨後、 0.5
〜0.05μm のアルミナでバフ研磨仕上げを行ったのち、
光学顕微鏡およびＥＰＭＡを用いて組織観察を行った。
なお、組織観察のための腐食液は、蒸留水：80ml、硫
酸：５ml、二クロム酸カリウム：10ｇを使用した。
【００２５】図９に、 275Ｃ合金の光学顕微鏡による組
織観察結果を示す。溶体化処理した試料では、デンドラ
イトα相組織およびデンドライト間隙の組織が見られ
た。デンドライトα相中に見られるくさび型の組織は、
BeとCoの金属間化合物である。また、図10に、溶体化処
理後の試料のＥＰＭＡの組成像による組織を示す。同図
より、デンドライト間隙は二相の混合組織となっている
ことが分かる。
織観察結果を示す。溶体化処理した試料では、デンドラ
イトα相組織およびデンドライト間隙の組織が見られ
た。デンドライトα相中に見られるくさび型の組織は、
BeとCoの金属間化合物である。また、図10に、溶体化処
理後の試料のＥＰＭＡの組成像による組織を示す。同図
より、デンドライト間隙は二相の混合組織となっている
ことが分かる。
【００２６】図11に、Cu−Be−10Zn合金の光学顕微鏡に
よる組織観察結果を示す。同図に示したとおり、溶体化
処理した試料のデンドライト間隙の組織は、均一な組織
に見えた。この組織をＥＰＭＡによる組成像で組織観察
した結果を図12に示す。同図から明らかなように、光学
顕微鏡観察では均一な組織に見えた領域において、微細
な析出物が見られた。
よる組織観察結果を示す。同図に示したとおり、溶体化
処理した試料のデンドライト間隙の組織は、均一な組織
に見えた。この組織をＥＰＭＡによる組成像で組織観察
した結果を図12に示す。同図から明らかなように、光学
顕微鏡観察では均一な組織に見えた領域において、微細
な析出物が見られた。
【００２７】図13に、Cu−Be−20Zn合金の光学顕微鏡に
よる組織観察結果を示す。このCu−Be−20Zn合金は、 2
75Ｃ合金やCu−Be−10Zn合金と異なり、デンドライト組
織ではなく、均一な二相組織になっている。この試料で
は、結晶粒界と粒内に島状にγ相が析出した領域がみら
れる。また、この試料についてＥＰＭＡによる組織観察
の結果を図14に示す。この合金では、溶体化処理後に部
分的にγ相が析出している。
よる組織観察結果を示す。このCu−Be−20Zn合金は、 2
75Ｃ合金やCu−Be−10Zn合金と異なり、デンドライト組
織ではなく、均一な二相組織になっている。この試料で
は、結晶粒界と粒内に島状にγ相が析出した領域がみら
れる。また、この試料についてＥＰＭＡによる組織観察
の結果を図14に示す。この合金では、溶体化処理後に部
分的にγ相が析出している。
【００２８】図15に、Cu−Be−30Zn合金の光学顕微鏡に
よる組織観察結果を示す。溶体化処理を行った試料およ
び時効処理を行った試料は、275C合金、Cu−Be−10Znお
よびCu−Be−20Znと全く違う組織であり、微細な結晶の
組織となっていた。
よる組織観察結果を示す。溶体化処理を行った試料およ
び時効処理を行った試料は、275C合金、Cu−Be−10Znお
よびCu−Be−20Znと全く違う組織であり、微細な結晶の
組織となっていた。
【００２９】このように、ベリリウム−銅合金にZnを添
加すると、溶体化処理後の結晶組織は変化する。この結
晶組織の変化形態は、Zn量に応じて幾分異なるけれど
も、いずれも微細となって、結晶組織は均質化されてい
る。
加すると、溶体化処理後の結晶組織は変化する。この結
晶組織の変化形態は、Zn量に応じて幾分異なるけれど
も、いずれも微細となって、結晶組織は均質化されてい
る。
【００３０】実験５ 表１中、No.1, ３〜５の試料を、エレマ炉（電気抵抗
炉）で溶解し、セラミック鋳型に溶湯を流し込み、その
押湯部において、冷却曲線および凝固温度範囲を調査し
た。得られた冷却曲線を図16に、また凝固温度範囲を表
４に示す。また、ひけ具合や溶湯表面のカスの出具合に
ついても調査し、総合的な鋳造性を評価した。得られた
結果を表４に併記する。なお、鋳造性の評価は ○：鋳込み可能温度が低く、注湯時に酸化物等の介在物
発生が少なく、引け巣が出にくい、 △：上記○に対し、いずれかが劣っている、 ×：鋳込み可能温度が高く、注湯時に介在物が発生し易
く、引け巣も出易いで行った。
炉）で溶解し、セラミック鋳型に溶湯を流し込み、その
押湯部において、冷却曲線および凝固温度範囲を調査し
た。得られた冷却曲線を図16に、また凝固温度範囲を表
４に示す。また、ひけ具合や溶湯表面のカスの出具合に
ついても調査し、総合的な鋳造性を評価した。得られた
結果を表４に併記する。なお、鋳造性の評価は ○：鋳込み可能温度が低く、注湯時に酸化物等の介在物
発生が少なく、引け巣が出にくい、 △：上記○に対し、いずれかが劣っている、 ×：鋳込み可能温度が高く、注湯時に介在物が発生し易
く、引け巣も出易いで行った。
【００３１】
【表４】
【００３２】同表から明らかなように、ベリリウム−銅
合金に亜鉛を添加すると、亜鉛量が多くなるにつれて、
融点が下がり、また凝固温度範囲も狭くなっている。こ
の結果は、亜鉛を添加した場合には 275Ｃ合金よりも低
い温度で鋳造が可能であることを示している。また、亜
鉛添加合金は、ひけ具合も 275Ｃ合金と同等レベルであ
り、溶湯表面のカスの出具合も低減していた。このよう
に、ベリリウム−銅合金に亜鉛を添加することにより、
鋳造性が格段に向上することが判明したのである。
合金に亜鉛を添加すると、亜鉛量が多くなるにつれて、
融点が下がり、また凝固温度範囲も狭くなっている。こ
の結果は、亜鉛を添加した場合には 275Ｃ合金よりも低
い温度で鋳造が可能であることを示している。また、亜
鉛添加合金は、ひけ具合も 275Ｃ合金と同等レベルであ
り、溶湯表面のカスの出具合も低減していた。このよう
に、ベリリウム−銅合金に亜鉛を添加することにより、
鋳造性が格段に向上することが判明したのである。
【００３３】なお、この発明の適用鋼種は、Beを1.61〜
3.0 mass％の範囲で含有し、かつCo：1.0 mass％以下
（ただし、０は含まない）およびSi：0.16〜0.23mass％
を含有する組成になるベリリウム−銅合金である。
3.0 mass％の範囲で含有し、かつCo：1.0 mass％以下
（ただし、０は含まない）およびSi：0.16〜0.23mass％
を含有する組成になるベリリウム−銅合金である。
【００３４】
【発明の効果】かくして、この発明によれば、従来ベリ
リウム−銅合金において懸念された、みがきムラの発生
を効果的に防止できるだけでなく、時効硬化時間の短縮
および鋳造性の向上の面でも偉効を奏する。また、この
発明によれば、高価なBeの含有量を低減しても、従来と
遜色のない最高硬度を得ることができる、コストの面で
も有利である。
リウム−銅合金において懸念された、みがきムラの発生
を効果的に防止できるだけでなく、時効硬化時間の短縮
および鋳造性の向上の面でも偉効を奏する。また、この
発明によれば、高価なBeの含有量を低減しても、従来と
遜色のない最高硬度を得ることができる、コストの面で
も有利である。
【図１】 275Ｃ合金の時効時間と硬度との関係を示し
たグラフである。
たグラフである。
【図２】 Cu−Be−10Zn合金の時効時間と硬度との関係
を示したグラフである。
を示したグラフである。
【図３】 Cu−Be−20Zn合金の時効時間と硬度との関係
を示したグラフである。
を示したグラフである。
【図４】 Cu−Be−30Zn合金の時効時間と硬度との関係
を示したグラフである。
を示したグラフである。
【図５】 275Ｃ合金のＸ線回折パターンを示した図で
ある。
ある。
【図６】 Cu−Be−10Zn合金のＸ線回折パターンを示し
た図である。
た図である。
【図７】 Cu−Be−20Zn合金のＸ線回折パターンを示し
た図である。
た図である。
【図８】 Cu−Be−30Zn合金のＸ線回折パターンを示し
た図である。
た図である。
【図９】 275Ｃ合金の光学顕微鏡組織写真である。
【図１０】 Ｘ線マイクロアナライザー（EPMA）により
観察した 275Ｃ合金の金属組織写真である。
観察した 275Ｃ合金の金属組織写真である。
【図１１】 Cu−Be−10Zn合金の光学顕微鏡組織写真で
ある。
ある。
【図１２】 Ｘ線マイクロアナライザー（EPMA）により
観察したCu−Be−10Zn合金の金属組織写真である。
観察したCu−Be−10Zn合金の金属組織写真である。
【図１３】 Cu−Be−20Zn合金の光学顕微鏡組織写真で
ある。
ある。
【図１４】 Ｘ線マイクロアナライザー（EPMA）により
観察したCu−Be−20Zn合金の金属組織写真である。
観察したCu−Be−20Zn合金の金属組織写真である。
【図１５】 Cu−Be−30Zn合金の光学顕微鏡組織写真で
ある。
ある。
【図１６】 275Ｃ合金、Cu−Be−10Zn合金、Cu−Be−
20Zn合金およびCu−Be−30Zn合金の冷却曲線を比較して
示した図である。
20Zn合金およびCu−Be−30Zn合金の冷却曲線を比較して
示した図である。
Claims (1)
- 【請求項１】Be：1.61〜3.0 mass％、Zn：5.0 〜30.0mass％ 、 Co：1.0 mass％以下および Si：0.16〜0.23mass％ を含有し、残部はCuおよび不可避的不純物の組成になる
ことを特徴とする鏡面性に優れたベリリウム−銅−亜鉛
合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP36586598A JP3316191B2 (ja) | 1998-12-24 | 1998-12-24 | 鏡面性に優れたベリリウム−銅−亜鉛合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP36586598A JP3316191B2 (ja) | 1998-12-24 | 1998-12-24 | 鏡面性に優れたベリリウム−銅−亜鉛合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000192174A JP2000192174A (ja) | 2000-07-11 |
| JP3316191B2 true JP3316191B2 (ja) | 2002-08-19 |
Family
ID=18485315
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP36586598A Expired - Fee Related JP3316191B2 (ja) | 1998-12-24 | 1998-12-24 | 鏡面性に優れたベリリウム−銅−亜鉛合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3316191B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE102011002953A1 (de) * | 2011-01-21 | 2012-07-26 | Carl Zeiss Smt Gmbh | Substrat für Spiegel für die EUV-Lithographie |
-
1998
- 1998-12-24 JP JP36586598A patent/JP3316191B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2000192174A (ja) | 2000-07-11 |
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