JPH05457B2 - - Google Patents
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- JPH05457B2 JPH05457B2 JP25208487A JP25208487A JPH05457B2 JP H05457 B2 JPH05457 B2 JP H05457B2 JP 25208487 A JP25208487 A JP 25208487A JP 25208487 A JP25208487 A JP 25208487A JP H05457 B2 JPH05457 B2 JP H05457B2
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- Powder Metallurgy (AREA)
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。
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
して知られており、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。
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
して知られており、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。
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、溶接チツプ等に用いられてい
る耐熱性銅合金といえば、Al2O3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(a)内
部酸化法、(b)機械的合金化法などにより作製され
ている。
る耐熱性銅合金といえば、Al2O3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(a)内
部酸化法、(b)機械的合金化法などにより作製され
ている。
(a) 希薄Cu−Al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。
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Al2O3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。
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。
うな欠点がある。
(a)の方法によれば、出発原料の希薄Cu−Al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、それに伴つて分
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、一
般的に、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段が必要とな
る問題がある。
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、それに伴つて分
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、一
般的に、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段が必要とな
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Al2O3が得
られにくい。現在は金属アルコキシドから数百Å
のAl2O3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。
分散強化に必要なだけの十分に微細なAl2O3が得
られにくい。現在は金属アルコキシドから数百Å
のAl2O3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Al2O3とCuのぬれ性が良くないことであ
る。また、上述の(a)及び(b)の方法で作製した
Al2O3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Al2O3が分離を起こし、そ
れは合金表面上への純Cuの発汗となつて現れ、
それに伴つて合金の硬さは低下する。この現象は
溶接チツ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。
欠点はAl2O3とCuのぬれ性が良くないことであ
る。また、上述の(a)及び(b)の方法で作製した
Al2O3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Al2O3が分離を起こし、そ
れは合金表面上への純Cuの発汗となつて現れ、
それに伴つて合金の硬さは低下する。この現象は
溶接チツ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Al2O3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
Cu粉及びCu−8mass％Al母合金および亜酸化銅
（Cu2O）粉を用い、機械的合金化法により均質な
Cu−Al−Ｏ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Ｏを反応させ
Cu−Al2O3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）。
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Al2O3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
Cu粉及びCu−8mass％Al母合金および亜酸化銅
（Cu2O）粉を用い、機械的合金化法により均質な
Cu−Al−Ｏ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Ｏを反応させ
Cu−Al2O3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Al2O3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Al2O3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Al2O3分
散強化合金でも同様の現象が認められている。
析出するAl2O3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Al2O3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Al2O3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
ものであつて、熱処理時にCu−Al2O3合金よりも
分散粒子のCuに対するなじみ性が良好であつて、
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。
ものであつて、熱処理時にCu−Al2O3合金よりも
分散粒子のCuに対するなじみ性が良好であつて、
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、熱処理によつて炭
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。
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、熱処理によつて炭
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。
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。
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
理によつて元素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Ti、Zr、Mo、Hf、
Ｖ、Nb、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1100℃で0.0001wt％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、IVa、Va及びVIa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
IVa、Va及びVIa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4.3wt％（共晶温度
885℃）、Moの1.5wt％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。
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
理によつて元素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Ti、Zr、Mo、Hf、
Ｖ、Nb、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1100℃で0.0001wt％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、IVa、Va及びVIa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
IVa、Va及びVIa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4.3wt％（共晶温度
885℃）、Moの1.5wt％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、ZrC、Mo2C、HfC、VC、
NbC、WC、TaCおよびCr7C3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
20.00vol％とした。更に、出発原料としては鈍
Cu、Ti、Zr、Mo、Hf、Ｖ、Nb、Ｗ、Ta、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20時間機械的合金化した。
化物粒子はTiC、ZrC、Mo2C、HfC、VC、
NbC、WC、TaCおよびCr7C3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
20.00vol％とした。更に、出発原料としては鈍
Cu、Ti、Zr、Mo、Hf、Ｖ、Nb、Ｗ、Ta、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20時間機械的合金化した。
ここで、炭化物体積分率4.13vol％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。
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，ｂはCu−Ti−
Ｃ系の面分析結果を示すＸ線写真（1000倍）、同
図ｃ，ｄはＣ−Zr−Ｃ系の面分析結果を示すＸ
線写真（1000倍）であり、特に、同図ｂとｄとは
Ti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10.00％である。これら
の写真から明らかなように、ほぼ均一に混合ある
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つた
（但し、Ｗの場合は固溶体にはならなかつた）。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。
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，ｂはCu−Ti−
Ｃ系の面分析結果を示すＸ線写真（1000倍）、同
図ｃ，ｄはＣ−Zr−Ｃ系の面分析結果を示すＸ
線写真（1000倍）であり、特に、同図ｂとｄとは
Ti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10.00％である。これら
の写真から明らかなように、ほぼ均一に混合ある
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つた
（但し、Ｗの場合は固溶体にはならなかつた）。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で、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TiC粒子の顕微鏡写真（10万倍）を第
３図ａ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ａ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であつた。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
り微細になつた。例えば、炭化物の体積率が
4.13vol％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つて析出する炭化物の
平均粒径は５〜20nｍであつた。
時間真空加熱されたCu−Ti−Ｃ系合金に析出し
た代表的なTiC粒子の顕微鏡写真（10万倍）を第
３図ａ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ａ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であつた。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
り微細になつた。例えば、炭化物の体積率が
4.13vol％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つて析出する炭化物の
平均粒径は５〜20nｍであつた。
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の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つ
た。
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の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つ
た。
また、第５図ａ，ｂ，ｃ（いずれも1000倍の顕
微鏡写真）に機械的合金化によつて得られたCu
−Al−Ｏ、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−Ｏ系、すなわち、Cu−Al2O3合金
よりも鈍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−Ｏ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1000℃
で１時間真空焼鈍したものである。
微鏡写真）に機械的合金化によつて得られたCu
−Al−Ｏ、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−Ｏ系、すなわち、Cu−Al2O3合金
よりも鈍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−Ｏ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1000℃
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Cu−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つ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つ
た。
示的にCu−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つ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つ
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
の上昇によつ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。
る炭化物分散強化銅合金は常温硬さは熱処理温度
の上昇によつ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。
第１図ａ〜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4.13vol％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（1000倍）、第３図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は同じく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ZrC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つて得られたCu
−Al−Ｏ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（1000倍）、同図ｂは
機械的合金化法によつて得られた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（1000倍）、同図ｃは機械的合金法
によつて得られたCu−Zr−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
（1000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−Ti−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。
ける機械的合金化に伴う組織変化（炭化物体積分
率4.13vol％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（1000倍）、第３図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は同じく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ZrC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つて得られたCu
−Al−Ｏ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（1000倍）、同図ｂは
機械的合金化法によつて得られた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（1000倍）、同図ｃは機械的合金法
によつて得られたCu−Zr−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
（1000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−Ti−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)
- 【特許請求の範囲】 １ (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、熱処理によつて炭
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。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25208487A JPH0196338A (ja) | 1987-10-06 | 1987-10-06 | 炭化物分散強化銅合金の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25208487A JPH0196338A (ja) | 1987-10-06 | 1987-10-06 | 炭化物分散強化銅合金の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0196338A JPH0196338A (ja) | 1989-04-14 |
| JPH05457B2 true JPH05457B2 (ja) | 1993-01-06 |
Family
ID=17232327
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP25208487A Granted JPH0196338A (ja) | 1987-10-06 | 1987-10-06 | 炭化物分散強化銅合金の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0196338A (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2726818B2 (ja) * | 1991-04-26 | 1998-03-11 | 工業技術院長 | 機械的合金化法を用いた微細炭化物分散合金の作製法 |
| CN1109113C (zh) * | 2000-02-23 | 2003-05-21 | 中国科学院金属研究所 | 一种高强度高导电铜合金 |
| JP7809421B2 (ja) * | 2021-08-06 | 2026-02-02 | 山陽特殊製鋼株式会社 | 電気伝導性に優れた銅合金造形物 |
| CN113751707B (zh) * | 2021-09-14 | 2023-08-22 | 郑州磨料磨具磨削研究所有限公司 | 一种制备纳米碳化物颗粒弥散强化合金粉末的方法 |
-
1987
- 1987-10-06 JP JP25208487A patent/JPH0196338A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0196338A (ja) | 1989-04-14 |
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