JPH0816252B2 - 分散強化金属複合体およびその製造方法 - Google Patents

分散強化金属複合体およびその製造方法

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JPH0816252B2
JPH0816252B2 JP59257695A JP25769584A JPH0816252B2 JP H0816252 B2 JPH0816252 B2 JP H0816252B2 JP 59257695 A JP59257695 A JP 59257695A JP 25769584 A JP25769584 A JP 25769584A JP H0816252 B2 JPH0816252 B2 JP H0816252B2
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Description

【発明の詳細な説明】 産業上の利用分野 本発明は粉末冶金の技術分野にあり、金属成分の一つ
が前もって形成した分散強化金属、たとえば分散強化銅
であり、第二の成分が所望の特徴的機械的又は物理的性
質たとえば低膨脹率を複合体に付与することのできる異
種金属又は金属合金である金属複合体に関し、これによ
り機械的及び物理的性質とともに高導電性を容易に得る
ことができるのである。
本発明の複合体はプレッシング法、押し出し法、スエ
ージング法又は圧延法又はこれらの組み合わせによって
製造される集成体でありビレット、ストリップ、棒、管
或いは線の形状をとる。これらの複合体は従来の複合体
系では得られなかったような電気的性質をはじめ広範囲
の機械的、熱的、磁気的性質、硬度等を有するように形
成することができる。
本発明の主目的は比較的良好な電気的及び熱的伝導性
及びたとえば低い熱膨脹率或いは高い硬度又は高い耐摩
耗性、磁性等を有する材料を提供することである。
これらの目的は（ａ）好ましくは８×10-6オームセン
チより小さい電気抵抗率を有する前もって形成した分散
強化金属、たとえば分散強化銅、銀又はアルミニウムの
粉末と（ｂ）これらと異なった硬質金属又は硬質金属合
金、たとえば低い熱膨脹率、即ち20℃で10×106/℃より
も小さい熱膨脹率を有するもの又は金属合金たとえば30
乃至55重量％のニッケルを含有し、マンガン、硅素、炭
素等の少量の添加剤を含有する鉄−ニッケル合金の粉末
とを混合し、次に焼結工程を経ずに実質的に十分に緻密
な状態に圧縮することにより達成された。本明細書で使
用する「前もって形成した」という語は分散強化金属を
成分（ｂ）と混合する前に分散強化金属粉末として用意
することを意味する。
従来の技術 分散強化金属は周知である。その例としてナドカーニ
の米国特許第3,779,714号を挙げることができる。この
特許はたとえば分散強化金属、特に銅及び分散強化金属
の製造方法を開示している。米国特許第3,779,714号の
記載を参考として本明細書中に加入する。この特許にお
いては分散強化合金（今後「DSC」と称する）は母体金
属としての銅と耐熱性酸化物溶質金属としてのアルミニ
ウムとの合金を形成することによって製造される。0.01
乃至５重量％の溶質金属を含有する合金を噴霧化法（米
国特許第4,170,466号参照）又は公知の減寸法によって
ある粒子寸法、望ましくは約300ミクロン以下、好まし
くは５乃至100ミクロンに微粉砕し、次に酸化剤と混合
する。得られた合金粉末−酸化剤混合物を次に熱処理前
に圧縮するか、又は酸化剤を分解するに十分な温度に加
熱して酸素を生成し、溶質金属を内的に酸化して原位置
に耐熱性金属酸化物を形成し、かくして母体金属中に耐
熱性酸化物たとえばアルミナを非常に微細で均一に分散
せしめる。その後、この前もって形成した分散強化金属
を粉末として集めるか、又は減径することにより−20メ
ッシュ乃至１ミクロン以下（submicron）寸法の粉末を
生成するかする。たとえば40乃至100時間という長時間
の粉末混合物のボールミル粉砕により母体金属及び溶質
金属の機械的合金化を内部酸化の前に用いることもでき
る。
分散強化は密閉したカン又は容器中で行うことができ
る。（米国特許第3,884,676号参照）。合金粉末を分散
強化の前に再結晶してもよい（米国特許第3,893,844号
及び4,077,816号）。その他の方法が米国特許第4,274,8
73号、4,315,770号及び4,315,777号に記載されている。
これらのすべての米国特許を参考として本明細書中に引
用する。これらの特許の特許権者は本願の出願人と共通
する。
低い熱膨脹特性と低い抵抗率を有する金属粉末の複合
体は知られている。
その例としてフランツの米国特許第4,158,719号を挙
げることができる。この特許によると二種類の粉末、即
ち一つは低い熱膨脹率を有する粉末と高い熱伝導率を有
する粉末との混合物を圧縮することにより複合体を生成
している。この複合体は本発明の製品と同様に集積回路
チップのリードフレームの製造に有用である。上記フラ
ンツの米国特許の複合体は粉末を混合し、生の圧縮粉を
形成し、焼結し、次に一定の寸法に圧延することにより
製造される。この低熱膨脹率合金は鉄45乃至70％、ニッ
ケル20乃至55％、コバルト25％以下及びクロム５％以下
より成っている。高熱伝導性金属は鉄、銅、又はニッケ
ルである。これら金属はいずれも分散強化されていな
い。Ni36％で残りがFe及び合計１％より少ないMn、Si及
びＣであるニッケル／鉄合金は「Nilvar」又は「Alloy3
6」として知られている。ニッケル42％で残りがFe及び
合計１％より少量のMn、Si及びＣであるニッケル／鉄合
金は「Invar」として知られている。これはまた、Alloy
42としても知られている。ニッケル46％、残部がFeと合
計１％より少量のMn、Si及びＣであるニッケル／鉄合金
はAlloy46として知られている。同時にAlloy50及び52は
それぞれNi50％及び52％で残部がFeである合金である。
従来技術の焼結複合体の性質及び本発明の非焼結複合体
の性質を考察した。
複合体ストリップ及び線材をDSC及び銅と（１）36％N
i/64％Fe及び（２）42％Ni/58％Feアンバー（Invar）型
合金の各々とから製造する。粉末を50:50で混合し、そ
れぞれの方法に従い複合体を製造した。DSC及びアンバ
ー（Invar）合金から製造したこれらの複合体は高い強
度と高温にさらした後での良好な強度維持性を有する。
先行技術の材料である鉄と合金（１）及び鉄と合金
（２）から成る材料は銅と合金（１）又は（２）とより
も高い強度を有するがこの高い強度は導電性を犠牲にし
てのみ得られるものである。
銅複合体について高い強度を得るためには先行技術の
場合は導電性を相当低下せしめる微細粉末を使用しなけ
ればならなかった。粗大銅粉末を使用した場合は高導電
性は得られるが強度が低下する。
他の先行技術の例はBergmann et alの米国特許第4,36
6,065号である。この特許は粉末冶金法による複合材料
の製造を開示しており、この場合その内部及び表面を酸
素で汚染された少なくとも一つの体心立方金属よりなる
出発物質を粉末状又は合金の形の酸素に対してより大な
る結合エンタルピーを有するより卑な補助成分と混合
し、これにより酸素汚染が内的固相還元によって補助成
分（アルミニウム）によって捕えられるのである。この
複合体を次に少なくとも一つの方向に変形せしめてリボ
ン又は繊維状となしている。ニオブ−銅が酸素ゲッター
としてのアルミニウムとともに例示されている。
純粋（プレーン）な銅ではなくDSCを用いることの主
な利点はDSCを使用することにより二つの主成分の変形
に要する応力が非常に釣り合って（似通って）来るとい
うことである。このよい釣り合いにより粉末混合物及び
複合体の同時押し出し、熱間鍛造、冷間又は熱間圧延及
び冷間又は熱間スエージングが可能となる。これらの加
工を受けた成分の一つがたとえばもう一つの成分よりも
過度に硬い場合、硬い方の成分の粒子はもとのままであ
り変形しない。この硬い方の粒子の上及びまわりにおけ
る軟かい方の物質の流れによりボイドやヒビ割れ即ち構
造中に弱点が生じる。DSCはその強度が変性されていな
い或いは純粋（プレーン）の銅の強度よりも大きいから
たとえば降伏強度に関して硬い金属と釣り合いがとれ、
それぞれの成分によって占められる領域の寸法及び形状
は一層似てくる。加工応力が一層釣り合うことにより押
し出しのような一つの熱間加工操作又はスエージング又
は圧延のような複数の減寸工程において粉末混合物を十
分に緻密なものとすることができる。したがって焼結が
不要となる。先行技術においては非常に高い温度（銅に
ついては1010℃（1850゜Ｆ）、鉄については1260℃（23
00゜Ｆ）における二つの焼結工程が用いられている。こ
れらの温度は二つの成分の原子の相互拡散或いは合金化
を促進する。鉄及び／又はニッケル又はその他の金属の
銅中への拡散により銅の導電性が低下し、逆に硬質金属
中への銅の拡散によりその熱膨脹率が好ましくない影響
を受ける。
本発明を実施する場合に使用する温度は先行技術の方
法において用いられる焼結温度より低温であり、主成分
間の原子の相互拡散或いは合金化は減少する、焼結時間
を３分間から60分間に増やすと電気抵抗率が35から98マ
イクロオーム−センチへ著しく増大することは先行技術
から明らかである（米国特許第4,158,719号の実施例４
及び６及び実施例５及び７参照）。換言すれば導電性は
著しく低下する。このような抵抗率又は導電率の変化は
銅とニッケル（たとえばInvar Alloy42から）の相互拡
散が重大な問題であることを意味する。銅又は銅合金の
代りにDSCを用いると分散した耐熱性酸化物たとえばAl2
O3が拡散に対してバリヤー又は抑制剤として作用するの
でこのような相互拡散を抑制することができる。DSC（A
L15）は90−92％IACSの導電率及び35153500Kg/m2（50,0
00psi）の焼鈍降伏強度を有する。
その他の特許の例としてはMackiw et alの米国特許第
2,853,401号がありこの特許はある金属を耐熱性硬質金
属の炭化物、硼化物、窒化物、又は硅化物の微細粒子上
に化学的に析出せしめて複合粉末を形成し、次にこの粉
末を圧縮することを開示している。またHasslerの米国
特許第4,032,301号は高導電性金属たとえば導と高融点
金属たとえばクロムとの混合粉末を圧縮及び焼結した真
空スイッチ用の接点材料を開示している。Bantowskiの
米国特許第4,139,378は小量のコバルトを添加すること
によって改良した黄銅粉末の圧縮体に関するものであ
り、この圧縮体を焼結するものである。Cadle et alの
米国特許第4,198,234号は少なくとも約60％のクロム、
鉄、硅素、硼素、炭素及びニッケルのプレ合金粉末と銅
粉末とを混合し、この混合物を圧縮し、1050℃乃至1100
℃で焼結して銅とニッケル合金とをお互いの中に部分的
に溶解せしめることを開示している。
本発明は特に前もって形成した分散強化金属たとえば
DSC、分散強化アルミニウム又は分散強化銀を使用する
という点において従来技術から区別される。本発明の製
品は比較的高い導電性を有する以外に従来の複合体のも
っていない改良された機械的性質を有する。
発明の要旨 簡単に言えば本発明はその中に不連続の耐熱性金属酸
化物の微細粒子の分散した金属マトリックスと、これと
異なる金属又は金属合金の不連続のマクロ粒子、好まし
くは20℃において10×10-6/℃の膨脹率を有する硬質金
属又は硬質金属合金のマクロ粒子とよりなる実質的に十
分に緻密な複合体に関するものである。もっと具体的に
言えば本発明はその中に硬質金属又は硬質金属合金たと
えばアンバー（Invar）又はニルバー（Nilvar）、コバ
ール（Kovar）、タングステン、モリブデンの不連続粒
子を分散した分散強化銅の緻密な複合体に関するもので
ある。分散強化銅はニッケル合金とある程度の合金化を
生ずるけれども、タングステン及びモリブデンとは実質
的に合金化は起こらず、合金化の度合いはこれらの元素
又は合金が純粋の銅に対する度合より小さい。本発明の
製品は良好な電気的及び熱的伝導性を有することを特徴
とし、また異種の金属又は金属合金のその他の機械的又
は物理的特性、たとえば低い熱膨脹率をも有することを
特徴とする。低熱膨脹率を有する製品は電球のリード線
や半導体及び集積回路用のリードフレームを製造するの
に特に有用である。その他に高強度、高摩耗抵抗又は磁
性を有することを特徴とする複合体を包含する。本発明
は更に（ａ）分散強化金属粉末と（ｂ）粉末硬質金属又
は硬質金属合金とを（ａ）と（ｂ）との合金化を最小に
抑えるに充分に低い温度で緻密化することを特徴とする
前期複合体の製造方法をも包含する。
発明の説明 上述の如く本発明の複合金属系は二つの主成分よりな
る。これらの成分は（ａ）マトリックス金属中に均一に
分散し、望ましくは米国特許第3,799,714号に記載の如
き内部酸化方法によって形成された耐熱性金属酸化物の
不連続微細粒子、即ち0.1ミクロンより小さい粒子を有
する高導電性分散強化金属及び（ｂ）これと異種の金属
又は金属合金の不連続マクロ粒子、即ち１ミクロンより
大きい粒子である。便宜上本発明を（ａ）アルミニウム
と銅との合金からアルミニウム内部酸化によって製造し
た均一に分散した酸化アルミニウムの微細粒子を含有す
る分散強化銅と（ｂ）低膨張率のニッケル／鉄合金、た
とえばアンバー（Invar）とについて説明する。しか
し、本発明は同様に他の分散強化金属、たとえば分散強
化銀、アルミニウム等、黄銅、青銅等の銅合金及び低膨
張率を有する他の金属、金属合金又は金属間化合物（た
とえばサマリウム／コバルト）にも適用できることは理
解できるであろう。ここで使用する「合金」という語は
金属間化合物を包含するものである。
「GlidCop」（SCM Corporationの登録商標名）DSCは
数種の異なったグレードの粉末状で製造され、Al2O3の
超顕微鏡的粒子の分散した銅マトリックスより成る。こ
こでAl2O3の量は（AL15）0.3重量％、（AL20）0.4重量
％、（AL20）0.7重量％、（AL35）及び（AL60）1.1重量
％である。当量アルミニウム含量は0.15乃至0.6％であ
る。これらの物質はそれぞれCopper Development Assoc
iation（CDA）番号C15715、C15720、C15735及びC15960
である。耐熱性金属酸化物は溶質金属、たとえば酸化剤
粉末との混合及び内部酸化の前に銅金属中に合金化して
いるアルミニウムの内部的酸化により非常に均一に分散
される。内部的酸化により生成した酸化アルミニウム粒
子は離散粒子であり0.1ミクロンより小さい寸法を有
し、一般に約100オングストロームのオーダーのもので
あり、したがって「微細粒子」である。アバー型合金は
鉄・ニッケル合金系であり、ニッケル含量は30乃至55重
量％、マンガン、硅素及び炭素の如き副次的添加剤又は
不純物１重量％以下そして残部は鉄である。コバール合
金はアンバー合金と似ており、アンバー合金のニッケル
の一部分又はすべてをコバルトで置換したものであり、
その典型的な例はNi28％、Co18％及び残部Feである。モ
リブデン、タングステン、チタン、ニオブ等の如き他の
硬質金属又はコバルト及び鉄、ニッケル及びクロム、ニ
ッケル及びモリブデン、クロム及びモリブデンから製造
した硬質金属合金又は金属間化合物（たとえば炭化タン
グステン）も本発明に使用することができる。硬質金属
又は硬質金属合金は約５乃至300ミクロンの範囲の粒子
寸法、したがって「マクロ粒子」を有することが望まし
い。D.S.銅は高い導電率及び熱伝導率とともに高い引張
強度、降伏強度及び適度の延性を有する。D.S.銅は高温
（たとえば760℃（1400゜Ｆ）乃至982℃（1800゜Ｆ）の
範囲）にさらしたあとでもその強度を非常によく維持す
る。この性質は他の高伝導性銅合金にはみられない性質
である。
第１〜13表に記載されている測定値の測定法および単
位は次に準拠した。すなわち、 a. 密度 水中浸漬法。
b. 電気抵抗率／導電性 電気抵抗をASTM Ｂ 193で測定して、この値と供試
体の寸法から体積抵抗率／導電性を算出した。
c. 熱伝導性 試料の一端を加熱するに要した直流電力の消費量と、
サーモカップルによって測定された長さに沿った温度勾
配と試料の寸法から測定した。
d. 熱膨張率 ASTM Ｂ 95に従って測定した。
e. 引張り特性 ASTM Ｅ ８に従って測定した。
f. 粉末の粒径分布 MPIF（Metal Powder Industries Federation）05に従
って測定した。
g. ロックウエルＢ硬度（HB） ASTM Ｅ 18に従って測定した。
第１表は市販のDSCの性質のリストである。この表か
らDSCは粉末冶金技術によってのみ製造することができ
るということがわかるであろう。
一般に（ａ）と（ｂ）との相対割合は複合体の最終的
な所望の性質によって左右される。大ざっぱに言えば成
分（ａ）及び（ｂ）は5:95乃至95:5、もっとも望ましく
は25:75乃至75:25の容量比で用いる。これに対応する重
量比で用いてもよい。
ニッケル／鉄合金であるアンバー型合金は低い導電率
及び熱伝導率、良好な室温機械強度及び独特の低い熱膨
張率を有する。これらの合金の中でもっとも広く用いら
れるグレードのものの性質を第１表に示す。これらの合
金はガラスやセラミックの熱膨張率とよく釣り合う低い
熱膨張率を有するためガラス−金属又はセラミック−金
属のシールとして広く用いられている。これらの合金は
従来は溶融冶金法によって製造されている。ただしスト
リップ状の製品を製造するには工業的粉末冶金法があ
る。
第１表に示すようにAlloy42（Niを42％含有する別の
ニッケル／鉄合金）の導電性は銅及び銅合金と比較して
著しく低い。しかしこの合金はシリコンチップ及びセラ
ミックパッケージ又は封入体と釣り合った低い熱膨張率
を有するため電子産業においてリードフレームとして使
用される。電子産業は特にエポキシ封入が可能な場合に
はリードフレーム用に銅又は銅合金を使用する。銅又は
銅合金のリードフレームを用いるのは銅の高い導電性及
び熱伝導性のために有利である。しかし銅、銅合金、ア
ルミニウム又は銀の比較的高い伝導性を有するが高い熱
膨張率を有する。高い熱伝導性は使用中に電子チップか
ら熱が速やかに放散するのを助長する。現在のところ、
リードフレーム製造にストリップ材を選んだ場合熱（及
び電気）伝導性或いはシリコン及びセラミック成分との
熱膨張率の釣り合いが犠牲となる。他の研究者により不
銹鋼／銅複合体を開発し最適な所望の強度性質を得よう
とする試みがなされているが、未だ産業界に受け入れら
れるものはない。
本発明は硬質金属又は硬質金属合金成分と分散強化金
属成分との複合体である単一物質（材料）において高い
電気（及び熱）伝導性と改良された機械的及び／又は物
理的性質、たとえば低い熱膨張率との両方を得る手段を
提供する。上記二成分の各々の相対容量は所望の性質の
特定の組合わせを得るために変更することができる。本
願実施例でこれらの性質のいくつかを示す。
本発明の主な利点は銅、アルミニウム、銀等を利用す
る手段及び比較的高い電気及び／又は熱伝導性を有し、
しかも良好な機械的性質、たとえば強度、寸法安定性等
を有する系が提供されるということである。通常はこの
ような伝導性金属と異種金属とを混合すると銅中への異
種金属の拡散により熱及び／又は電気伝導性が著しく失
われる。本発明の場合は分散強化金属中に非常に高度に
分散した耐熱性金属酸化物を存在せしめることにより伝
導性のわづかな低下はあるが、より強度の大きな、非焼
結の、十分に緻密な伝導性成分を得ることができ、この
成分は二成分が高度に合金化したもの又は相互拡散した
ものと異なり複合構造として第二の金属又は合金成分に
よって高められた機械的性質を有する。
複合物質のストリップを製造するために、少なくとも
二つの方法を試みたが満足し得るものであった。これら
の二つの方法の一つは合金粉末と分散強化粉末との混合
物、たとえばアンバー型合金とDSCとの混合物の粉末冶
金押し出し法である。押し出しは銅ビレット容器を用い
て行うことができる。このビレット容器は押し出された
複合物質の棒或はストリップ上のクラッドとなりその高
い導電性のため有利である。
もう一つの有用な方法は二種の粉末の混合物を満たし
た平らなビレット容器を圧延することである。押し出し
法の場合と同様に、もし更に高い導電性が有用であると
考えられる場合はこのビレット容器は銅製であることが
できる。本願に包含される実施例は上述のストリップ製
品の製造に基づいている。
本発明はまた主な成分が硬質金属又は硬質金属合金た
とえばニッケル／鉄合金とDSCとである複合線材に関す
るものである。この組合わせの利点は低い熱膨張率、又
は寸法安定性及び高い導電性及び熱伝導性が得られるこ
とである。この二つの性質の最適レベルはそれぞれの用
途について二つの成分の相対容量を適当に選ぶことによ
り得ることができる。また、このような性質の組合わせ
が望ましいのはガラス又はセラミック成分による密封シ
ールを行うための及び同時に単一の材料において高い電
気及び熱伝導性を得るためでもある。電子産業界は本発
明の複合体がダイオードのリード線として有用であるこ
とがわかるであろう。種々の電子部品における有望な用
途の外に、この線材によると「ジュメット」（Ni42％、
残部Fe）線及びDSCリード線セグメントの両方を置き換
えることにより白熱電球の製造が簡単になる。現在、電
球のリード線系は異なった三種の線セグメントから成っ
ている。リード線のタングステンフイラメントを支持す
る部分は分散強化銅（又は他の高温銅合金）線材から形
成する。この線材はタングステンフイラメントの一端に
接続し、他端は「ジュメット」線セグメント上に溶着せ
しめる。ジュメット線は実質的に銅の塗膜（又はめっ
き）を有するアンバー型合金（Ni42％）である。ジュメ
ット線は電球の排気ステム中を通過し、ここで気密シー
ルを形成し、他端は電球の端子に接続する純粋の銅線上
に溶着する。
これらの三種の線セグメントとしての要件はお互いに
少し異なっている。DSCリード線はフイラメントに電流
を導くとともに、製造中のステムプレス（ガラス対金属
のシーリング）操作中及び使用中のタングステンフイラ
メント近辺に生ずる高温にも拘らずその機械的強度を維
持することが必要である。ジュメット線セグメントはリ
ード線系を適合した膨張率を有するガラスステム中に気
密シールし電球中に送入した不活性ガスを保持し、かつ
電流を十分に流すことを可能にするのである。銅線セグ
メントは端子をジュメット線セグメントに接続するもの
であり、電気の有効な導体でありさえすればよい。DSC
とアンバー型合金との単一複合線材の使用によりリード
線系の三種のセグメントのすべてに対する要件が満足さ
れる。本発明の複合リード線系の電気抵抗率と現在市販
のものの電気抵抗率との比較を次に示す。現在使用され
ているセグメント構造を上述のようにして形成した単一
の複合線で置き換えると、一方でジュメット線セグメン
トを分散強化銅線セグメントに溶着し、他方銅線に溶着
する必要が無くなる。
DSC線材は適度の剛性を有しタングステンフイラメン
ト用のモリブデン支持線材を使用する必要がなくなるの
で他の銅合金線材、たとえばCu−ZrよりもDSCを用いる
のが好ましいのである。このことは本発明の複合線系を
用いることによって容易に実現する。何故ならばこの複
合線材の強度及び剛性はDSCリード線と似ているからで
ある。ニッケルめっきを行うことなく新しい電球が製造
される。DSC中に少量の硼素を用いることにより酸素の
問題を解決することができる。
この複合線材の製造方法は丸棒を押し出し、次に線引
きし、DS銅粉末とアンバー型粉末の混合物を満たした銅
又はニッケル管をスエージングし、続いて引き抜きを行
うことにより成る。
第１図及び第２図はすべての他のファクターを同一と
したときの十分に緻密化した純粋の銅複合体及び十分に
緻密化した分散強化銅複合体の縦断面の同一倍率の顕微
鏡写真である。各写真中の大きい粒子（淡灰色）は硬質
金属であり暗い部分はそれよりも軟かい銅又はDSCであ
る。第１図には大きな中央部の粒子がある。これは純粋
の銅及びNilvarの場合のように成分の硬度に最大の不ぞ
ろいがある時の典型的な結果である。DSCの場合各成分
の相対硬度がお互いに近接しており第２図の写真が典型
的なものでありDSCとNilvarとが高度に散在しているこ
とを示している。第２図の成分の界面の表面積は第１図
のそれよりも著しく大きいことは明らかである。即ち、
複合体における界面拡散の機会は、純粋の銅の複合体よ
りもDSC複合体の方が著しく大きい。よく知られている
ように相互拡散の度合いが大きい程、導電性が低くな
る。したがって、第１図の複合体は相互拡散の機会が少
ないから、より高い導電性を有するものと予想される。
驚くべきことには下記の第８表からわかるようにDSC複
合体の導電性は純粋な銅複合体の導電性よりもすぐれて
いるのである。DSC複合体の機械的強度もまた純粋の銅
複合体よりもぐれているのである。
粒子は主としてばらばらの状態にある。相互拡散は両
方の場合ともに硬質金属と銅又はDSCとの間で起こり得
る。しかしより微細に分割した分散強化金属複合体の場
合ほど界面面積が大きく、それに伴い導電性が低下する
ので相互拡散が起こり易いと予想されるが、実はそうで
ないのである。内部的酸化によって生じた高度に分散し
た微細粒状耐熱性酸化物がバリヤーとして作用し相互拡
散或いは合金化を抑制し、このため導電性が維持され、
同時に混合物の法則が高度に働き硬質金属又は硬質金属
合金によってもたらされる機械的性質が最大限に保持さ
れる。相互拡散又は合金化の相対的度合いはオージエ分
析によって証明することができる。
第４図及び第８図も上述と同じ現象を示す。第４図は
純粋の銅であり第８図はDSCである。第４図においては
硬質金属合金粒子（淡灰色）は実質的に変形していな
い。したがってその表面積は変っていない。第８図にお
いて硬質金属合金の実質的な変形および繊維化が生じて
いる。このため界面の表面積が増大し、上述のように各
成分の相互分散の機会が多くなる。
下記の実施例Ｉは現在のところの本発明の最良の具体
例及びこの具体例をつくるための最良の態様を例示す
る。
実施例Ｉ −80/＋400メッシュ部分に篩分けしたGlidCop AL20粉
末62グラムと−80/＋400メッシュ部分のアンバー粉末18
6グラムとを完全に混合した。アンバー合金粉末の化学
組成はニッケル42％、マンガン0.32％、炭素0.01％及び
残部鉄であった。混合はダブルコーンブレンダーで30分
間行った。外径6.35mm（1/4インチ）、長さ12.7mm（1/2
インチ）の注入管を有する外径34.9mm（1 3/8イン
チ）、長さ57.2mm（2 1/4インチ）の溶接銅押し出し缶
に上記粉末混合物を満たした。このビレット缶の注入管
開口部をしっかりと密封した。粉末の満たされたビレッ
トを次に窒素雰囲気炉中で843℃（1550゜Ｆ）で45分間
加熱し、次にこの熱いビレットを断面長方形のダイイン
サートを用いて押し出しプレス中で押し出した。押し出
したバーは断面が12.7×4.78mm（0.50×0.188インチ）
で角が丸形であった。押し出し比は16:1であった。押し
出しダイの予熱温度は482−510℃（900−50゜Ｆ）で、
押し出し圧は64.5×105kg/m2（45トン／平方インチ）で
あった。押し出したバーを長さ152mm（６インチ）片に
切断した。これらの切断片の一つをKelvin Bridge（Lee
ds＆Northrup Model＃4306）を用いての導電率の測定に
供した。その他の切断片は厚さ2.54mm（0.100インチ）
に冷間圧延してこの寸法で窒素雰囲気中816℃（1500゜
Ｆ）で30分間焼鈍した。これらのストリップを次に0.25
4mm（0.01インチ）及び0.508mm（0.02インチ）厚さに圧
延した。その中のいくつかのストリップを再び窒素雰囲
気中788℃（1450゜Ｆ）で30分間焼鈍した。すべてのス
トリップをASTM試験片寸法を用いて引張試験に付した。
結果を下記第２表に示す。
実施例II この実施例で用いた方法は押し出しビレットにアンバ
ー（Ni42％）粉末だけを満たした以外は実質的に実施例
Ｉと同一であった。実施例Ｉにおけると同じ化学組成及
びメッシュを有するアンバー粉末250グラムを用いた。D
SC或いはその他の粉末をこのアンバー粉末と混合しなか
った。押し出したバーは純粋の銅のクラッドを有するア
ンバーのコアから成り、これを0.254mm（0.01インチ）
の厚さのストリップにこの厚さでの機械的性質を測定す
るために圧延して減厚した。実施例Ｉと同様にして押し
出したバーの機械的性質を測定し、その結果を第２表に
示す。
実施例III 壁厚1.65mm（0.065インチ）の直径38.1mm（1 1/2イン
チ）の銅のチューブを圧延して幅50.8mm（2.0イン
チ）、厚さ15.2mm（0.6インチ）、長さ305mm（12イン
チ）の平らなチューブとした。このチューブにアンバー
粉末（Ni42％）（−80/＋400メッシュ分）を満たして、
チューブの両端を密閉した。次にこのチューブを一回の
パスにつき15％の減厚により厚さ7.62mm（0.30インチ）
に冷間圧延した。この時点で、ビレットを窒素雰囲気炉
中で871℃（1600゜Ｆ）で加熱し、次に一回のパスにつ
き25％乃至20％の減厚で熱間圧延した。ビレットに４回
の熱間圧延パスを行い厚さを2.54mm（0.10インチ）とし
た。次にこのストリップを厚さ1.27mm（0.05インチ）に
冷間圧延した。この厚さで引張試験を行った。その結果
を第２表に示す。
実施例IV 本実施例で用いた方法は押し出しビレット缶をGlidCo
p AL20とアンバー42％Ni粉末との50−50混合物で満たし
た以外は実施例Ｉの方法と同じであった。粒子寸法−80
/＋400メッシュのこれらの二種の粉末125グラムを用い
た。押し出したバーを厚さ0.762mm（0.030インチ）のス
トリップに圧延した。二種の試料の機械強度を圧延した
ままの状態或いは冷間加工したままの状態で測定し、他
の試料は引張試験に先立って788℃（1450゜Ｆ）で30分
間窒素雰囲気中で焼鈍した。その結果を第２表に示す。
実施例Ｉと同じ技術を用いてこのバーの導電性も測定し
た。
DSCとアンバー型合金成分とから成る複合線材はDSCよ
りも高い弾性率を有するであろう。DSCの弾性率は11249
×106kg/m2（16×106psi）である。ベリリウム−銅合金
及び高ニッケル含有の銅合金を除いて他の銅合金は1195
2×106kg/m2（17×106psi）以下の弾性率を有する。ア
ンバー型合金の弾性率は16873×106乃至20389×106kg/m
2（24×106乃至29×106psi）である。本発明の複合体系
においては弾性率は混合物の法則に従うからDSCとアン
バー型合金から成る系は典型的には12655乃至15467×10
6kg/m2（18乃至22×106psi）の範囲の弾性率を有するで
あろう。この範囲はほとんどの銅合金よりも相当高いも
のである。DSC単独よりも高い弾性率及び引張り強度を
この複合体が有するということはリード線の導電性が許
容できるものである限り電球のリード線の直径を減少せ
しめることが可能となる。
この複合リード線（直径0.356mm（0.014インチ）の標
準寸法のもの及び可能ならばこれより直径の小さいもの
の両方）が低熱伝導性であるとフィラメントから電球の
ステムへの熱伝達速度が遅くなる。この結果同一量の光
出力について電球のエネルギー消費量が著しく減少す
る。
実施例Ｖ 実施例Ｉの方法を用いて、GlidCop AL20の代りに錫含
有分散強化銅合金（Sn2％、Al0.2％）を用いると同一の
結果が得られる。
本発明においては他の分散強化銅合金も実施例Ｉ及び
Ｖと同じ方法で使用し得る。これらの合金中で分散強化
銅は50乃至99重量％の範囲で存在する。耐熱性金属酸化
物、たとえばアルミナの金属当量たとえばアルミニウム
として計算した割合は0.05％乃至５％、好ましくは0.1
％乃至0.65％の範囲内である。適当な合金金属としては
錫、亜鉛、錫／亜鉛混合物、硅素、マグネシウム、ベリ
リウム、ジルコニウム、銀、クロム、鉄、ニッケル、
燐、チタン、サマリウム、及びこれらの元素の２種以上
の混合物が挙げられる。これらの合金は公知の溶剤技術
及びそれに続く公知の噴霧化法を用い、DSC及び合金金
属の粉末を均一に混合して、続いて拡散処理を行って合
金化を達成し、次にこの合金を緻密化して分散強化銅合
金とすることにより製造することができる。
これらの成分は連続しているので全抵抗率は三成分の
抵抗率の合計であり、これは23617マイクロオームであ
る。
60ワットのジェネラルエレクトリック電球はGlidCop
線が細い点を除いては75ワット電球と同じであった。本
発明ではGlidCop線の直径は0.012インチ又は0.03048cm
に過ぎなかった。GlidCop成分の抵抗率は10103マイクロ
オームである。従ってリード線の全抵抗率は26311マイ
クロオームである。（これらの値は溶接部をもたらす抵
抗率を考慮に入れていない。） 複合線材の概念を用いて、同等の全電気抵抗率を有す
る二つの例を下に示す。これらの例の両方において、70
容量％のアンバー（Ni42％）及び30重量％のGlidCop（A
L20）より成るコアを有する直径0.381mm（0.015イン
チ）の銅クラッデイングリード線を考察する。しかし、
40％又は50％というより高いGlidCop又はDSC含有量、又
はもっと厚い銅クラッデイングのものを用いることがで
き、この場合、リード線系の全抵抗率を許容範囲内に保
持しつつ複合線材の直径を減らすことができるのである
（実施例で使用した0.381mm（0.015インチ）から）。一
例では銅クラッデイングの厚さは0.00889mm（0.00035イ
ンチ）である。前者の場合は全リード線系を複合線材で
置き換えることが可能であるとわかるが、後者の場合Gl
idCop及びジュメット部分のみを置き換えないと同じ全
抵抗率とすることができないであろう。
ジュネラルエレクトリック社によって製造した75ワッ
トの電球は直列に持続した三つの異ったセグメントから
成っていることがわかった。これらの要素の成分及びそ
の寸法を下記第３表に示す。第３表にはこれら三つの成
分の導電性も示す。
実施例VI 複合金の全直径:0.015インチ又は0.0381cm コア：直径0.330mm（0.013インチ）−アンバー70％＋Gl
idCop（AL20）30％から成る。
クラッデイング：厚さ0.0254mm（0.001インチ）−銅 長さ：全三成分につき8.0cm 各種成分の断面積 コア（合計）:0.0008563cm2 アンバー:0.000599cm2 GlidCop:0.0002573cm2 銅クラッデイング:0.0002838cm2 GlidCopの抵抗率:60318マイクロオーム アンバーの抵抗率:1066667マイクロオーム 銅の抵抗率:48203マイクロオーム コアの抵抗率:57089マイクロオーム リード線の抵抗率:26135マイクロオーム 実施例VII 複合線の全直径:0.015インチ又は0.3818cm 複合コアの直径:0.0143インチ又は0.03632cm クラッデイングの厚さ:0.00035インチ又は0.00089cm 複合線の長さ:5.11cm リード線の残部2.89cmは直径0.015インチ（0.0381cm）
の銅であろう。
銅線の抵抗率を加えると全抵抗率は26542マイクロオ
ームであろう。
実施例VI及びVIIはアンバーとGlidCopとから成る複合
線を電球のリード線に用いるという概念を例示するもの
である。これら二つの主成分の実際の割合はもっとも適
した複合体となるように調整することができる。アンバ
ー（Ni42％）の引張強度はGlidCopよりも大きいから通
常のすべてがGlidCopであるリード線以上に複合体の強
度損失があるとは予想されない。
実施例VIII ここで用いた団結方法は押し出しビレットをGlidCop
AL15とNilvar（Ni36％、残部Fe）との種々の混合物で満
たす以外は実質的に実施例Ｉと同じであった。−20メッ
シュの粒子寸法を用いた。得られたビレットを押し出し
比30:1で直径6.35mm（0.250インチ）の断面円形ダイイ
ンサートから押し出した。この棒を次に一回のパスにつ
き20％の断面減少で一連の減寸工程にかけ最終直径0.35
6mm（0.014インチ）の線とした。10インチのゲージ長さ
を有する試料を引き抜いた状態及び窒素雰囲気中焼鈍し
た状態で機械的試験に付した。結果を第４表に示す。
実施例IX 本実施例のテストはNilvar（Ni36％）との粉末混合物
中でプレーンな銅粉末を使用することに対して分散強化
銅粉末を使用して低膨張率の複合体を形成することの重
要性を例示する。比較は一つの団結法に基づく。
試験は二種の50/50混合物、一つはAL15とNilvar、他
の一つはプレーン銅とNilvarを調製することから開始し
た。両銅粉末とも混合前は170メッシュよりも細かいも
のであった。
各粉末混合物を長さ0.61m（２フィート）、外径38.1m
m（1.5インチ）、壁厚0.812mm（0.032インチ）の銅チュ
ーブに満たした。両方の棒を直径24.8mm（0.975イン
チ）に冷間スエージし、899℃（1650゜Ｆ）で１時間焼
結し、更に直径11.8mm（0.465インチ）に冷間スエージ
した。断面の減少はすべて室温で生じた。直径11.8mm
（0.465インチ）における縦方向の金属組織検査の結果
両方の棒ともにヒビ割れの無い十分な緻密性を得てい
た。しかし、顕微鏡組織は異なっていた。一方の棒では
軟かい銅粒子が相対的に硬いNilvar粒子よりも変形して
おり伸びの少ないNilvarの島状部分のまわりをとりかこ
む銅の繊維が生じていた。第１図及び第４図参照。成分
間の構造上のこの不均衡は成分間の機械的不均衡から生
じたものである。これに対しGlidCop粒子は硬いNilvar
粒子とほとんど同じ位変形しGlidCopとNilvarとの層を
形成していた。第２図及び第８図参照。この成分間の構
造上の平衡は成分間の機械的平衡性によるものである。
引き抜きによりこれらの棒の20％の断面減少を行った
ところ銅含有棒は不可能であった。GlidCop含有棒は目
的が達成された。この加工性の相違は成分間の機械的、
従って構造上の均衡性によるものと考えられる。
下記の実施例Ｘ乃至XVIIは本発明の複合体と純粋（プ
レーン）銅複合体とを焼結あり及び無しについて比較し
た第３図乃至第13図と関連づけて読むべきである。
実施例Ｘ 電気銅（EC）粉末とニッケル／鉄Alloy42粉末との50/
50混合物をダブルコーンブレンダー中で30分間混合し
た。これらの二種類の粉末の粒子寸法分布を第５表に示
す。直径35.6mm（1.40インチ）、長さ50.8mm（2.0イン
チ）の二つの銅製押し出しビレット缶を前記混合物で満
たした。これらの二つのビレット缶をそれぞれ788℃（1
450゜Ｆ）及び871℃（1600゜Ｆ）で予熱後直径6.35mm
（0.25インチ）の丸棒に熱間押し出しした。（これらの
二種類の温度は銅を主成分とする材料の熱間圧延のため
の実用上の上限及び下限温度を意味することがわかるで
あろう）これらの両方の押し出しダイ温度は538℃（100
0゜Ｆ）であった。押し出したままの棒は第３図に示す
ようにヒビ割れが生じた。これらのヒビ割れは横方向の
ものであり銅のクラッデイングがはがれる程重大なもの
であった。これら２本の棒の金属組織検査をしたところ
Alloy42粉末粒子は押し出し中実質的に変形せず、これ
らの粒子のまわりを軟かい銅が流れるのでこれら粒子の
隣接してボイドが形成されていた。第４図は788℃（145
0゜Ｆ）で押し出した棒の縦断面の顕微鏡写真である。8
71℃（1600゜Ｆ）で押し出した棒は788℃（1450゜Ｆ）
で押し出した棒よりも悪性のヒビ割れを生じた。両方の
棒を引き抜きのため外部の会社に送った。引き抜きの最
初のパスにおける引張力でこれらの棒は破壊してしまい
引き抜きは不能であった。第５図及び第６図は引き抜き
を試みた後の棒の状態を示す。
実施例XI GlidCop（AL15）粉末とAlloy42との50/50混合物をダ
ブルコーンブレンダー中で30分間混合した。これら二種
の粉末の粒子寸法分布を第５表に示す。直径35.6mm（1.
40インチ）、長さ50.8mm（2.0インチ）の二つの銅押し
出しビレットを前記混合物で満たした。それぞれ788℃
（1450゜Ｆ）及び871℃（1600゜Ｆ）に予熱後、二つの
ビレット缶を熱間押し出しして直径6.35mm（0.25イン
チ）の丸棒とした。両者とも押し出しダイ温度は538℃
（1000゜Ｆ）であった。第７図に示すように押し出した
ままの棒はヒビ割れを生じなかった。これら二つの棒の
縦断面を金属組織検査したがAlloy42粉末粒子はGlidCop
粒子と同程度の変形を受けており、材料中にボイドは存
在しなかった。第８図は788℃（1450゜Ｆ）で押し出し
た棒の縦断面の顕微鏡写真である。これらの棒を引き抜
きのため外部の会社に送った。これらの棒は直径0.254m
m（0.010インチ）の線材に首尾よく線引きできた。第９
図は二回の引き抜きパスの後の棒及び最終線材の写真で
ある。
実施例XII 本実施例では押し出した棒が12.7mm×3.18mm（0.50イ
ンチ×0.125インチ）の長方形の断面を有するものであ
る以外は実施例Ｘにおいて使用したものと同じ粉末混合
物及び同じプロセスパラメーターを用いて押し出しを行
った。押し出し温度は788℃（1450゜Ｆ）であった。押
し出したままのストリップは縁部に少しヒビ割れがあっ
た。押し出したままのストリップの縦断面の顕微鏡組織
は第４図と似たものであった。このストリップ冷間圧延
を試みたが厚さが1.09mm（0.043インチ）となったとき
縁部のヒビ割れが強くなり、これ以上の圧延はできなか
った。第10図は厚さ1.09mm（0.043インチ）のストリッ
プの写真である。
実施例XIII 本実施例で行った方法は電気銅粉末の代りにGlidCop
AL15を用いた以外は実施例XIIと同じであった。GlidCop
粉末の粒子寸法分布を第５表に示す。押し出したストリ
ップはあらゆる点で正常であり、厚さ0.254mm（0.010イ
ンチ）迄圧延した。第11図はこのストリップの一試料の
写真である。機械的性質を測定したが下記第７表に示す
ものと同じであった。
実施例XIV 電気銅粉末とAlloy42粉末とを１時間ボールミル中で
混合した。これら二種の粉末の粒子寸法分布を第５表に
示す。この混合物を圧力69664kg/m2（99ksi）を用いて
厚さ10.2mm（0.40インチ）のバーにプレスした。これら
のバーを水素雰囲気中で1010℃（1850゜Ｆ）で３分間焼
結した。次にこれらのバーを一回のパスにつき10％の減
厚で厚さ5.08mm（0.20インチ）に圧延した。これらのバ
ーを水素雰囲気中同一温度で３分間再焼結し、次に厚さ
2.54mm（0.1インチ）に圧延した。得られたストリップ
は著しく脆いもので、主に縁部の横方向のヒビ割れが生
じた。第12図は、このストリップの写真である。
実施例XV 本実施例で行った方法及び用いたプロセスパラメータ
ーは電気銅又はプレーン銅粉末の代りにGlidCop AL15を
用いた以外は実施例XIVと同じであった。GlidCop AL15
粉末の粒子寸法分布はAlloy42粉末の粒子寸法分布と類
似していた。プれスし焼結したバーは２回のパスより多
くの圧延が不能であるほど十分焼結しなかった。第13図
はこれらのバーの写真である。
実施例XVI GlidCop AL15粉末及びAlloy36粉末の50/50混合物をダ
ブルコーンブレンダー中で30分間混合した。これらの二
種の粉末の粒子寸法分布を第６表に示す。この混合物を
完全理論密度である密度92％を有する厚さ2.29mm（0.09
インチ）のバーにプレスした。次にこれらのバーを窒素
雰囲気中で40分間982℃（1850゜Ｆ）で焼結した。次に
これらは50％冷間圧延し、次に40分間982℃（1800゜
Ｆ）で再焼結した。次に厚さ0.254mm（0.010インチ）に
圧延した。圧延したままの状態のもの及び窒素雰囲気中
30分間871℃（1600゜Ｆ）で焼鈍したものについて引張
り試験を行った。その結果を第８表に示す。
実施例XVII 本実施例で実施した方法及び用いたプロセスパラメー
ターはGlidCop AL15の代りに電気銅粉末を用いた以外は
実施例XVIで用いたものと同一であった。電気銅の粒子
寸法分布を上記第６表に示す。プレスし、焼結したバー
を0.254mm（0.010インチ）に圧延減厚し次に引張試験に
付した。その結果を下記第７表に示す。
下記の四つの実施例は純粋な金属複合体に対する分散
強化金属複合体の利点を更に強調するものであり、二つ
の主成分の機械強度が釣り合うことが望ましいことを例
証するものである。たとえば複合体中においてAlloy42
と混合した純粋な銅粉末は正常な粉末冶金（P/M）押し
出しができないが酸化アルミニウムで分散強化した銅は
可能である。しかし、Alloy36と混合した純粋の銅粉末
は正常なP/M押し出しが可能である。これはAlloy42と比
較してAlloy36の強度が小さいことによるものであり、
即ち強度特性がよく釣り合っていることにより製品が影
響されるのである。純粋の銅粉末とAlloy36との混合物
を用いて断面長方形の押し出しを行った場合はAlloy36
粒子は純粋の銅粉末の粒子ほど変形しなかったけれども
ボイドやヒビ割れは生じなかった。これらの実施例で実
施した粉末処理法は実施例Ｉと同じである。
実施例XVIII 下記の組成を用いて実施例Ｉの方法に従い比較低膨張
複合体を製造した。
（Ａ）GlidCop AL−15 （−200メッシュ） 50重量％ Alloy36 （−40メッシュ） 50重量％ （Ｂ）電気銅 （−200メッシュ） 50重量％ Alloy36 （−40メッシュ） 50重量％ 熱間スエージ加工した両試料及び熱間押し出しした両
試料の機械的性質を下記第８表に示す。表中の略語は次
のような意味を有する:UTS＝極限引張強度。YS＝降伏強
度。ΔＡ％＝断面縮小率％（延性の程度）。ΔLS％＝試
料から測定した伸度％。HBは標準値と比較した硬度。LA
CSは国際焼鈍銅標準規格（Kirk−OthmerのEncyclopedia
of Chemical Technology,第２版、Vol.Vl,Interscienc
e Publishers,Inc発行。1965年、第133頁参照）。α×1
06/℃は熱膨張率。この表はGlidCop複合体が銅複合体よ
りも高い伝導性を有することを示し、合金化が伝導性を
抑制することを例示する。
実施例XIX 粒子寸法の効果及び本発明による押し出し組成物上の
クラッデイングの存在、不存在の効果を調べる。調べた
組成物は次の通りであった：メッシュ寸法はすべて米国
標準篩寸法である。導電性は下記第９表に示す。
（Ｃ）GlidCop AL−15 （−200メッシュ） 50重量％ Alloy36 （−40メッシュ） 50重量％ （Ｄ）GlidCop AL−15 （＋200メッシュ） 50重量％ Alloy36 （200メッシュ） 50重量％ GlidCop AL15の粒子寸法が粗くなると拡散が減少し導
電性がよくなる傾向がある。クラッデイングの存在もま
た導電性を相当増大せしめる。
試料ＤはまたUTS＝45700000kg/m2（65,000psi）、YS3
5100000kg/m2（50,000psi）、ΔＡ％60.7％、ΔLS％16.
4％及び硬度68.8を示した。第８表における押し出した
ままの試料Ａと比較すると試料Ｄの粗い粉末は銅含有複
合体に対して強度の損失が少ない。
実施例XX 下記の組成を用いて比較低膨張複合体を製造した。そ
の結果は第10表に示す。
（Ｅ）GlidCop AL−15 （−200メッシュ） 50容量％ Alloy42 （−40メッシュ） 50容量％ （Ｆ）GlidCop AL−15 （−20メッシュ） 50容量％ Alloy42 （−20メッシュ） 50容量％ （Ｇ）GlidCop AL−15 （−200メッシュ） 25容量％ Alloy42 （−40メッシュ） 75容量％ （Ｈ）GlidCop AL−15 （−20メッシュ） 25容量％ Alloy42 （−20メッシュ） 75容量％ 実施例XXI アンバーの代りに粉末モリブデンを用いて実施例IVを
繰り返した。良好な導電性が得られ、一方製品は硬く、
寸法安定性であり、かつ摩耗抵抗性を有していた。
実施例XXII アンバーの代りに粉末タングステンを用いて実施例IV
を繰り返した。良好な導電性が得られ、一方、製品は硬
く、寸法安定性であり、かつ大きい摩耗抵抗性を有して
いた。
実施例XXIII アンバーの代りに粉末コバール（上述の分析）を用い
て実施例IVを繰り返した。良好な導電性が得られ、一
方、製品は硬く寸法安定性を有していた。
実施例XXIV 80重量％のGlidCop AL−15分散強化銅（99.7％Cu−0.
3％Al2O3）粉と20重量％のニオブ粉末との混合物のジャ
ーミルで80時間かけて粉砕した。この粉末を加熱してア
イソタクチックに圧縮して径50mmのビレットにした。か
ん材料を除去した後、１片を径6.4mmの棒に押出し、他
の１片を幅12.5mm×厚さ4.6mmの長方形に押出した。前
者を種々な異なる径のワイヤにし、後者を種々な厚さの
細片に圧延した。これらの試料の物性を第11表に示す。
また、比較のためにGlidCop AL−15ワイヤの物性を第
12表に示す。
前記のデータは、GlidCop−ニオブを使用した試料の
場合には、良好な導電性を保持したままで、GlidCopの
２倍以上の強度を示している。
実施例XXV GlidCop AL−15粉末と、モリブデンおよびタングステ
ンのそれぞれとの混合物をボールミルで72〜96時間かけ
て粉砕した。次いで、これらの粉末をそれぞれ径31mm×
長さ52mmの銅の容器に充填した。この容器を密閉して25
0℃で真空とし、径6.4mmの棒に押出した。これらの棒の
物性を次の第13表に示した。この表では、比較のため
に、GlidCop AL−15のみを使用した場合の物性を示す。
前記のデータは、補強相としてモリブデンおよびタン
グステンのような耐熱性の金属を使用することにより、
強度が著しく改善されることを示している。この材料を
冷間加工することにより、強度をさらに著しく増大させ
ることができる。これらの試料は、依然として良好な導
電性を保持したままである。
分散強化金属、たとえば銅、アルミニウム又は銀に基
づく複合体は分散強化金属の高い電気及び熱伝導性と一
つ以上の添加成分の有用な特性とを合わせもっていた。
下記はその例のいくつかである： １） 熱膨張性の抑制された複合体。
分散強化金属、たとえば銅、アルミニウム又は銀＋低
膨張性成分、たとえばNi−Fe合金、コバール（Fe−28
％、Ni−18％Co）、タングステン、モリブデン等。
この場合の目的はシールされるガラス又はセラミック
と釣り合った熱膨張率を有する複合体を製造することで
ある。
最終用途： ａ） ガラス−金属シール−白熱電球リード、気密シー
ルコネクター。
ｂ） 集積回路リードフレーム。
コバールはNi−Fe合金のNiのいくらかをコバルトで置
換したものである。ニッケルが減少しGlidCop中への拡
散が減る。コバルトは銅への固溶性が小さく、ニッケル
と同様の拡散係数を有する。導電性の損失はNi−Fe合金
よりも小さい。また、20℃−415℃（ソーダ石灰ガラス
の固化点）にわたる温度におけるコバールの熱膨張はNi
−Fe合金よりも低い。この温度範囲ではコバールはタン
グステンに似た熱膨張率を有するが接着は容易であると
予想される。導電性の低下はタングステンよりも大き
い。
２） 高強度複合体 分散強化金属、たとえば銅、アルミニウム又は銀＋高
強度成分、たとえば高強度鋼（マルエージ鋼、不銹鋼、
ピアノ線等）タングステン、モリブデン等。
この場合の目的はCu−Be合金と同等又はこれ以上のば
ね性をもちつつこれと匹敵する強度を有する複合体を製
造することである。Cu−Be合金よりも高い導電性も望ま
しい。
最終用途： ａ） 電気及び電子コネクター ｂ） 通電スプリング ｃ） スイッチ成分 ｄ） 高強度滑り軸受 ｅ） 遮断器 ３） 耐摩耗性複合体 分散強化金属、たとえば銅、アルミニウム又は銀＋タ
ングステン、炭化タングステン、モリブデン、炭化チタ
ン、チタニウム。
この場合の目的は高硬度と耐摩耗性とを有する複合体
を製造することである。
最終用途 ａ） 電気接点 ｂ） 抵抗溶接電極 ｃ） MIG溶接チップ ｄ） ハズレー法キャスターサイドダムブロック ｅ） ダイカストプランジャーチップ ｆ） プラスチック射出成形用具 ｇ） 整流子 ｈ） 連続又はDC注型用金型 ４） 磁性複合体 分散強化金属、たとえば銅、アルミニウム、又は銀＋
磁性成分たとえば鋼、Fe、Ni、Co合金。
この場合の目的は高い導電性とすぐれた耐高温軟化
性、及び自動装置での使用を可能にする磁気特性をも有
する複合体を製造することである。
最終用途 ａ） 個別部品又は軸方向（ダイオード）リード線 ｂ） Ｘ線管アノード用のローター
【図面の簡単な説明】
第１図は実施例IXによって処理された純粋の銅/Nilvar5
0:50混合物を示す断面の金属組織顕微鏡写真である。 第２図は実施例IXによって処理された分散強化銅/Nilva
r50:50混合物を示す断面の金属組織顕微鏡写真である。 第３図は実施例Ｘに従ってそれぞれ788℃（1450゜Ｆ）
及び871℃（1600゜Ｆ）で押し出した電気銅/Alloy42複
合体の棒を示す図である。 第４図は実施例Ｘに従って788℃（1450゜Ｆ）において
押し出した第３図に示す電気銅/Alloy42の棒の縦断面の
金属組織顕微鏡写真である。 第５図及び第６図は実施例Ｘに従って線材に引き抜くこ
とを試みた時の788℃（1450゜Ｆ）及び871℃（1600゜
Ｆ）で押し出した棒の状態を示す図である。 第７図は実施例XIに従って788℃（1450゜Ｆ）及び871℃
（1600゜Ｆ）で押し出した分散強化銅/Alloy42の複合体
の棒を示す図である。 第８図は実施例XIに従って788℃（1450゜Ｆ）で押し出
した第７図の棒の縦断面の金属組織顕微鏡写真である。 第９図は２回の引き抜きパスの後の第８図の棒及び最終
線材を示す図である。 第10図は長方形の棒に押し出し、実施例IVに従って冷間
圧延を試みた後の電気銅/Alloy42複合体の金属組織顕微
鏡写真である。 第11図は実施例Ｖに従って長方形に押し出し、冷間圧延
した後の分散強化銅/Alloy42複合体の図である。 第12図は実施例XIVに従って処理した電気銅/Alloy42複
合体の金属組織顕微鏡写真である。 第13図は実施例XVに従って処理した分散強化銅/Alloy42
の金属組織顕微鏡写真である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 ジエームス イー．シンク アメリカ合衆国ペンシルベニア、フイラデ ルフイア、チエスナツト ストリート3650 番地、ボツクス441 (56)参考文献 特開 昭54−4210（ＪＰ，Ａ) 特開 昭55−145102（ＪＰ，Ａ) 特開 昭58−147531（ＪＰ，Ａ)

Claims (11)

    【特許請求の範囲】
  1. 【請求項１】（ａ）酸化アルミニウムの不連続微細粒子
    が均一に分散された銅マトリックス及び（ｂ）硬質金属
    又は硬質金属合金の不連続マクロ粒子より成り、成分
    （ａ）と（ｂ）との界面における相互拡散が実質的に抑
    制されていることを特徴とする実質的に十分に緻密な粉
    末金属複合体。
  2. 【請求項２】マトリックスが８×10-6オームセンチの電
    気抵抗を有する分散強化銅である特許請求の範囲の範囲
    第（１）項に記載の実質的に十分に緻密な粉末金属複合
    体。
  3. 【請求項３】マトリックスが分散強化銅であり、複合体
    が20℃において13×10-6より小さい熱膨張率を有する特
    許請求の範囲第（１）〜（２）項のいずれか１項に記載
    の実質的に十分に緻密な粉末金属複合体。
  4. 【請求項４】マトリックス中のアルミニウムの濃度が0.
    01％乃至５％の範囲内である特許請求の範囲第（１）項
    記載の複合体。
  5. 【請求項５】成分（ｂ）がニッケル−鉄合金，モリブデ
    ン，タングステン，クロム，ニオブ、及びニッケル−コ
    バルト−鉄合金から選ばれる特許請求の範囲第（１）〜
    （４）項のいずれか１項に記載の複合体。
  6. 【請求項６】ニッケル−鉄合金が30乃至55重量％のニッ
    ケルを含有する特許請求の範囲第（５）項に記載の複合
    体。
  7. 【請求項７】成分（ｂ）が約42％のニッケルを含有する
    ニッケル−鉄合金である特許請求の範囲第（６）項記載
    の複合体。
  8. 【請求項８】複合体が少なくとも１つの金属さや中に含
    有される特許請求の範囲第（１）〜（７）項のいずれか
    １項に記載の複合体。
  9. 【請求項９】金属さやがニッケル又は銅である特許請求
    の範囲第（８）項に記載の複合体。
  10. 【請求項１０】酸化アルミニウムの不連続微細粒子が均
    一に分散した前もって形成した分散強化銅粉末と硬質金
    属又は硬質金属合金の粉末とを混合し実質的に均一な粉
    末混合物を形成し、次にこの混合物を圧縮して実質的に
    十分緻密にする工程よりなる（ａ）酸化アルミニウムの
    不連続微細粒子が均一に分散された銅マトリックス及び
    （ｂ）硬質金属又は硬質金属合金の不連続マクロ粒子よ
    り成り、成分（ａ）と（ｂ）との界面における相互拡散
    が実質的に抑制されている実質的に十分に緻密な粉末金
    属複合体の製造方法。
  11. 【請求項１１】圧縮に先立ち粉末混合物を金属容器中に
    入れる特許請求の範囲第（10）項記載の製造方法。
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