JPH0196338A - 炭化物分散強化銅合金の製造方法 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は機械的合金化法を応用した炭化物分散強化銅合
金の製造方法に関する。

（従来技術） 従来より、高温でも安定である酸化物などの粒子を基質
中に分散させた分散強化合金は耐°熱性・高強度・高導
電性の３つの特性を満足する材料として知ら過ており、
これは基質よりも硬い物質の微細粒子を基質中に均一に
分散させることによる強化であり、基質中に微細に分散
している第２相粒“子が変形に伴う転位の移動を妨げる
ことによる強化である。

この分散強化合金における分散粒子の分散方法には■粉
末混合法、■内部酸化法、■機械的合金化法の他多数あ
るが、特に、内部酸化法と機械的合金化法が比較的有効
であると考えられている。

ところで、現在、溶接チップ等に用いられている耐熱性
銅合金といえば、ＡｆｚＯ＊分散強化銅合金を指してお
り、特に、つぎに説明するような（ａｌ内部酸化法、（
ｂ１機械的合金化法などにより作製されている。

（ａ）希薄Ｃｕ−ＡＡ固溶体合金粉末を内部酸化して得
られた粉末を熱間押出などにより成形する方法。

（ｂ）銅粉と／１２０３粉を機械的合金化法により混合
撹拌した粉末を熱間押出などにより成形する方法。

（発明が解決しようとする問題点） しかしながら、上記の方法によれば、つぎのような欠点
がある。

（ａ）の方法によれば、出発原料の希ｊ４１Ｊ　Ｃｕ　
＝　Ａ　ｊ２固溶体合金に必ず結晶粒界が存在し、そこ
には結晶粒内よりも粗大な粒子が析出し、それに伴って
分散強化に貢献する結晶粒内の微細な析出物量が減少す
るため強度が低下する結果となる。なお、−船釣に、内
部酸化法は内部酸化現象の特質上、厚肉の物体には適さ
ないので、処理の対象は粉末、薄板、細線などに限定さ
れ、厚肉形状の部品を製造するにはなんらかの後処理加
工手鰻が必要となる問題がある。

一方、（ｂ）の方法によれば、オロワンの機構から分散
強化に必要なだけの十分に微細なＡｌｇｏｚが得られに
くい、現在は金属アルコキシドから数百人のＡｌｔｏｓ
が得られるが、機械的合金化法により十分均一に分散す
るかどうか疑問である。

そして、（ａ）ならびに（ｂ）の方法に共通していえる
欠点はＡｌ２Ｏ２とＣｕのぬれ性が良くないことである
。また、上述の（１１）及び（ｂ）の方法で作製した／
１ｚ０３分散強化合金を高温で加熱すると、ぬれ性が良
くないためにＣｕとＡｌ２Ｏ＋が分離を起こし、それは
合金表面上への純Ｃｕの発汗となって現れ、それに伴っ
て合金の硬さは低下する。

この現象は溶接チップなどのように局部的に高温に曝さ
れるところでは特に問題になる。

このような問題を解決すべく、本発明者はこの種研究の
最新技術として、内部酸化法の欠点である結晶粒界をな
くする方法として機械的合金化法を採用するとともにこ
の機械的合金化法における問題点である基質に対する分
散粒子の均一分散性を改善するため、その後の熱処理（
内部酸化、内部炭化、内部硼化など）を組み合わせるこ
とにより、各種の粒子を分散したＡβ２０１分散強化合
金について開発した。すなわち、出発原料として、純Ｃ
ｕ粉及びＣｕ　−８ｍａｓｓ％ＡＡ母合金および亜酸化
銅（ｃｕｚＯ）粉を用い、機械的合金化法により均質な
Ｃｕ−Ａｌ−０固溶体合金粉を作製した後、得られた合
金粉を真空焼鈍（すなわち、この場合、内部酸化になる
）することによりＡｌと０を反応させＣｕ−Ａ１．０２
分散強化合金を作製した（この結果については昭和６２
年日本金属学会春期大会で発表済である）。

しかし、上記において得られた分散強化合金は析出する
Ａ　Ｉｔ　ｔ　０３粒子がかなり大きく成長し、かつ、
それらが凝集した。また、酸化物分散強化合金はＣｕと
ＡｌｚＯｓとのぬれ性が悪いため、熱処理により分離す
る傾向が強く、それにともない軟化した。なお、現在、
一般に市販されているＡｌｌｔＯｚ分散強化合金でも同
様の現象が認められている。

本発明は上述の問題点にかんがみ、発明されたものであ
って、熱処理時にＣｕ　　Ａ１ｚ０２合金よりも分散粒
子のＣｕに対するなじみ性が良好であっ５て、常温〜高
温での機械的強度等が飛躍的に向上した炭化物分散強化
銅を提供することを目的とする。

（問題点を解決するための手段） 上述の目的を達成するための本発明の構成の要旨とする
ところは、 （ａ）Ｃｕ （ｂ）　　Ｃ （ｃ）　　Ｔｉ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｗ。

ＴａおよびＣｒからなる群より選択され、Ｃｕに対して
固溶しないかあるいは固溶量が非常に少ない元素 を機械的合金化することにより強制固溶体もしくは均一
な混合物を作製した後、熱処理によって炭素と（ｃ）に
列挙された元素との化合物を微細に析出分散させること
を特徴とする炭化物分散強化銅合金の製造方法、にある
。

以下、本発明を実験例に基づいて具体的に説明する。

（実験） まず、銅合金中で微細に析出分散し、かつＣｕとぬれ性
の良い分散粒子について検討した。

粒子を微細に分散させるためには、Ｃｕと、ＣＵに対し
て固溶しないかあるいは固溶量が非常に少ない元素Ａと
、その元素Ａに対して親和力の強い元素Ｂの３者を機械
的合金化することにより強制固溶体もしくは均一な混合
物を作製した後、熱処理によって元素Ａと元素Ｂの化合
物を微細に析出分散させることを考えた。この場合、元
素Ａは均一に混合あるいは固溶した後の熱処理により、
化合物ＡＢとしての析出核を多くする作用を有するもの
と考えられる。そのために、元素Ａとしては炭素を選択
し、元素ＢにはＴｉｓ　Ｚｒ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ５
Ｗ、Ｔａおよび及びＣｒからなる群より選択されたもの
を用いた。炭素の銅に対する溶解度は１，１００℃でＯ
，０００１ｗｔ％であり、事実上溶解度は零に等しい。

また、元素Ｂに選んだ元素は周期律表でいえば、ＩＶ、
、Ｖ、及びＶＩ。

の族に属するもので、これらは一般に炭素と結合しやす
く、非常に硬くて高融点の炭化物を形成する。これらの
ＩＶ、、ｖｌｌ及びＶｌ、の元素は銅への固溶量は少な
いものが多く、たとえば、Ｔｉの４．３　ｗｔ％（共晶
温度８８５℃）、ＭＯの１．５　ｗｔ％以外はわずかの
固溶体があるかあるいはほとんど有せず、Ｃｕと炭化物
間の溶解度もほとんど零に等しい。

かくて、上記における合金中に析出分散する炭化物粒子
はＴｉＣ，ＺｒＣＳＭｏｗ　０％　ＨｆＣ。

ＶＣ，、ＮｂＣ５ＷＣ，ＴａＣおよびＣｒ＝Ｃ３と仮定
し、析出する炭化物の体積率は１．６８．２．５０．４
．１３．１０．００及び２０．００　ｖｏ１％とした。

更に、出発原料としては純Ｃｕ５Ｔｉｓ　Ｚｒ、Ｍｏ、
Ｈｆ、■、Ｎ　ｂ　ｓ　Ｗ　ｓ　Ｔ　ａ　ｓ　Ｃｒ及び
黒鉛（ｃ）粉であり、これらを所定の比に配合した後、
アトライターにより２５０ｒｐｍでアルゴン雰囲気で２
０時間機械的合金化した。

ここで、炭化物体積分率４．１３ｖｏｌχのＣｕ−Ｔｉ
−Ｃ系の場合の機械的合金化にともなう経時的な組織変
化を示すと、第１図（ａ）〜（ｄ）の顕微鏡写真に示す
とおりである。これらの顕微鏡写真から明らかなように
、時間の経過にともない、Ｔｉが均一に分布。

している状況が明らかである。

また、２０時間機械的合金化して得られた合金粉の添加
元素の分布状態をＸ線マイクロアナライザーにより調べ
た結果をＣｕ−Ｔｉ−ＣとＣ−Ｚｒ−Ｃ系を例として示
せば、第２図（ａ）・山）はＣｕ−Ｔｉ−Ｃ系の面分析
結果を示すＸ線写真（１，０００倍）、同図（ｃ）・（
ｄ＋はＣ−Ｚｒ−Ｃ系の面分析結果を示すＸ線写真（１
，０００倍）であり、特に、同図（ｂ）と（ｄ）とはＴ
ｉならびにＺｒの分布状況を示す。なお、炭化物体積分
率はいずれの系も１０．００χである。これらの写真か
ら明らかなように、はぼ均一に混合あるいは固溶体が形
成されていると推定された。さらに、Ｘ線回折により格
子定数を測定した結果、Ｃｕの格子定数が大きくなるの
が認められ、これから固溶体が形成されたことが明らか
となった（但し、Ｗの場合は固溶体にはならなかった）
。このようにして得られた強制固溶体あるいは混合物を
約５００℃からＣｕの融点である１０８３℃以下の温度
範囲で熱処理すると、非常に微細な炭化物粒子が均一に
析出分散した。

さらに、機械的合金化された後、８００℃で１時間真空
加熱されたＣｕ−Ｔｉ−Ｃ系合金に析出した代表的なＴ
ｉｃ粒子の顕微鏡写真（１０万倍）を第３図（ａｌに示
し、制限視野回折図形を第３図（ｂ）に示す。また、機
械的合金化された後、９００℃で１時間真空加熱された
Ｃｕ−Ｚｒ−Ｃ系合金に析出した代表的なＺｒＣ粒子の
顕微鏡写真（１０万倍）を第４図（ａｌに、制限視野回
折図形を第４図（ｂ）にそれぞれ示す。これらの析出物
粒子はＣｕ−Ｔｉ−Ｃ系ではＴｉＣ、Ｃｕ−Ｚｒ−Ｃ系
ではＺｒＣであった。処理温度が低下するにともない、
析出する炭化物粒子はより微細になった。

例えば、炭化物の体積率が４．１３ｖｏ１％であるＣｕ
−Ｔｉ−Ｃ系合金を８００℃で１時間真空焼鈍すること
によって析出する炭化物の平均粒径は５〜２０ｎｍであ
った。

現在の炭化物製造技術では最も微細な炭化物でもサブミ
クロン（数百ｎｍ）程度であり、本実験で析出したよう
な微細な炭化物を製造することは不可能である。このよ
うに、微細な炭、化物とＣｕの複合材は機械的合金化に
よるメカノケミカル的な反応と、その後の熱処理、すな
わち、内部炭化を組み合わせることによりはじめて可能
となった。

また、第５図（ａ）　・（ｂ）　−（ｃ）　（いずれも
１．０００倍の顕微鏡写真）に機械的合金化によって得
られたＣｕ−Ａｌ−０、Ｃｕ−ＴｉＣ−ＣならびにＣｕ
−Ｚｒ−Ｃ系合金を真空焼鈍（１時間加熱）した場合の
合金粉末表面のＳＥＭ像を示す。これらの各写真から明
らかなように、Ｃｕ−Ｔｉ−Ｃ及びＣｕ−Ｚｒ−Ｃ系合
金はＣｕ−Ａｌ−０系、すなわち、Ｃｕ−Ａｌ２ｏｚ合
金よりも純銅の発汗が著しく少なく、合金の安定性が優
れていた。なお、上記の（ａ）は酸化物体積率４．１３
％であるＣｕ−Ａｌ−０を７００℃で１時間真空焼鈍し
、（ｂ）は炭化物体積率４．１３％であるＣｕ−Ｔｉ−
Ｃを９００℃で１時間真空焼鈍し、（ｃ）については炭
化物体積率が４．１３％であるＣｕ−Ｚｒ−Ｃを１　、
０００℃で１時間真空焼鈍したものである。

これらの本発明により提供される合金粉末（例示的にＣ
ｕ−Ｔｉ−ＣとＣｕ−Ｚｒ−Ｃを掲げた）の各温度で所
定時間、真空加熱した場合の常温硬さ測定結果を第６図
のグラフに示した。このグラフよりも明らかなように、
特に、Ｃｕ−Ｔｉ−Ｃ系では９００℃で７４時間加熱し
ても硬さの変化は見られず、本発明によりもたらされる
分散強化合金の常温硬さは熱処理温度の上昇によってわ
ずかに軟化するのみで優れた耐熱性を有することが明ら
かであった。

（発明の効果） 以上のように構成される本発明により提供される炭化物
分散強化銅合金は常温硬さは熱処理温度の上界によって
わずかに軟化するのみで優れた耐熱性を有するので、今
後の各種の耐熱性構造材料とし゛てその用途はきわめて
広い。

【図面の簡単な説明】

第１図Ｔ８）〜（ｄ）はいずれも本発明の実験過程にお
ける機械的合金化に伴う組織変化（炭化物体積分率４．
１３ｖｏｌχのＣｕ−Ｔｉ−Ｃ系の場合）の金属組織を
示す顕微鏡写真（いずれも１００倍）、第２図はＸ線マ
イクロアナライザーによるＣｕ−Ｔｉ−Ｃ系（ａ及びｂ
）及びＣｕ−Ｚｒ−Ｃ（ｃ及びｄ）の面分析のＸ線写真
（ＬＯＯＯ倍）、第３　ａ　（ａ）は機械的合金化され
た後、８００℃で１時間真空加熱されたＣｕ−Ｔｉ−Ｃ
系合金に析出したＴｉｃ粒子の顕微鏡写真（１０万倍）
、同図（ｂ）は同じ（制限視野回折図形を示すＸ線写真
、第４図（ａ）は機械的合金化された後、９００℃で１
時間真空加熱されたＣｕ−Ｚｒ−Ｃ系合金に析出したＺ
ｒＣ粒子の顕微鏡写真（１０万倍）、同図（ｂ）は同じ
く制限視野回折図形を示すＸ線写真、第５図（ａ）は機
械的合金化法によって得られたＣｕ−Ａｌ−０合金粉末
を真空中で１時間加熱した場合の金属組織の顕微鏡写真
（１、０００倍）、同図（ｂｌは機械的合金化法によっ
て得られたＣｕ−Ｔｉ−Ｃ合金粉末を真空中で１時間加
熱した場合の金属組織の顕微鏡写真（１，０００倍）、
同図（ｃ）は機械的合金化法によって得られたＣｕ−Ｚ
ｒ−Ｃ合金粉末を真空中で１時間加熱した場合の金属組
織の顕微鏡写真（１、０００倍）、さらに、第６図は本
発明により提供される炭化物分散強化銅合金（ｃｕ−Ｔ
ｉ−ＣやＣｕ−Ｚｒ−Ｃなど）の合金粉末を各温度で所
定時間真空加熱した場合の常温硬さの測定結果を示した
グラフである。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 （ａ）Ｃｕ （ｂ）Ｃ （ｃ）Ｔｉ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｗ、Ｔａお
   よびＣｒからなる群より選択され、 Ｃｕに対して固溶しないかあるいは固溶量 が非常に少ない元素 を機械的合金化することにより強制固溶体もしくは均一
   な混合物を作製した後、熱処理によって炭素と（ｃ）に
   列挙された元素との化合物を微細に析出分散させること
   を特徴とする炭化物分散強化銅合金の製造方法。