JP2016074950A - 銅合金及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】６００ＭＰａ以上の引張強度と７０％ＩＡＣＳ以上の電気伝導率とを兼ね備え、工業的生産が容易なＣｕ−Ｔｉ系の銅合金及びその製造方法を提供する。
【解決手段】銅合金は、１．０〜５．０質量％のＴｉと０．４０〜１．３質量％のＣとを含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物で構成され、平均粒径が３ｎｍ以上３００ｎｍ以下のＴｉＣ化合物４と、Ｃｕの含有率が９９．５質量％以上で粒径サイズが５００ｎｍ以上１５００ｎｍ以下である高純度Ｃｕ領域６とを含んでおり、電気伝導率が７０％ＩＡＣＳ以上で、引張強度が６００ＭＰａ以上である。銅合金の製造方法は、Ｔｉ粉末とＣ粉末とＣｕ粉末とを機械的に混合する工程と、該混合粉末を非酸化雰囲気中で３０ＭＰａ以上の加圧力、８５０℃以上の温度で加圧加熱処理を行う工程と、還元雰囲気中で９００℃以上の温度で時効処理する工程とを備えている。
【選択図】図３

Description

本発明は、電子機器のリードフレーム、コネクタ端子等の電気伝導部品、および電気機器の配線、リード線等の電線などに用いられる銅合金、及びその製造方法に関するものである。

近年、電子機器の小型化や多機能化、実装面密度の高密度化に伴い、リードフレーム、コネクタ端子などの電気伝導部品には、さらなる小型化・薄肉化が求められている。これらの電気伝導部品は、小型・薄肉に伴って部品の断面積が小さくなるため、これらに用いられる銅合金にはよりいっそうの高強度化、高電気伝導率化が求められている。

また、自動車や工作機械等では、小型化・軽量化の要求が強く、電気機器の配線やリード線等の電線には、さらなる軽量化が求められている。軽量化に伴って電線の断面積が小さくなるため、これらに用いられる銅合金にはよりいっそうの高強度化、高電気伝導率化が求められている。

このような背景から、上述の電子機器の電気伝導部品や電線に用いられる銅合金には、６００ＭＰａ（メガパスカル）以上の引張強度と７０％ＩＡＣＳ（International Annealed Cuppor Standard：1.7241× 10^-2μΩm）以上の電気伝導率を有することが望まれている。

Ｃｕにチタン（Ｔｉ）を添加したＣｕ−Ｔｉ合金は、８００ＭＰａ以上の引張強度を有する高強度銅合金として知られており、世の中では電子機器の電気伝導部品用として工業生産されている。しかし、ＴｉはＣｕに比べて電気伝導率が低く、しかもＣｕに固溶しやすいので、Ｃｕ−Ｔｉ合金中のＣｕに多くのＴｉが固溶して電気伝導率の低下を招いてしまい、Ｃｕ−Ｔｉ合金の電気伝導率は、一般的に１０％ＩＡＣＳ台と低い（例えば、非特許文献１参照）。

そのため、Ｃｕ−Ｔｉ合金では電気伝導率の向上が課題となっており、これまでに様々な検討が行われてきた。例えば、適当な圧延加工条件と時効処理条件とを組み合わせることで、電気伝導率を高める工夫が行われており、その結果、２０％ＩＡＣＳ台の電気伝導率が得られるようになってきている（例えば、特許文献１または２参照）。

また、近年、Ｃｕ中のＴｉに炭素（Ｃ）を反応させてＴｉＣ化合物を形成し、Ｃｕ中にＴｉＣ化合物を微細に析出分散させた形態とすることで、高強度と高電気伝導率とを両立させる研究も行われている。Ｃｕ粉末、Ｔｉ粉末、Ｃ粉末をメカニカルアロイング法により２０時間かけて機械的に合金化し、８００℃で１時間の加熱処理を行うことで、Ｃｕ中にＴｉＣ化合物が微細に析出分散したＣｕ−Ｔｉ−Ｃ合金粉（ＴｉＣ化合物含有率：２．５体積％）が得られることが示されている。この合金粉を８００℃で熱間押出し成形することで、６５７ＭＰａの引張強度と６７％ＩＡＣＳの電気伝導率とが得られ、さらに９００℃の時効処理を加えることで、電気伝導率がさらに改善され、７０％ＩＡＣＳ台の値が得られることが示されている（例えば、非特許文献２参照）。また、微量のチタン粉末とカーボンナノチューブとした微量の炭素とを銅に複合添加し、Ｃｕ_４ＴｉとＴｉＣとを結晶粒界に沿って分散した銅合金は、６５％ＩＡＣＳ以上の高電気伝導率を示しているが、チタンおよび炭素の含有量が少ないことが原因で、引張強度は３００ＭＰａ程度である（例えば、特許文献３参照）。

伸銅品データブック（第２版）、３５８−３６５頁 粉体および粉末冶金、１９９２年、第３９巻、第７号、５２９−５３８頁

特許第３７４０４７４号公報 特許第５０８４１０６号公報 特開２０１３−９１８１６号公報

しかしながら、特許文献１および２においては、圧延加工条件と時効処理条件の工夫だけでは、Ｃｕ−Ｔｉ合金中のＣｕに電気伝導率の低いＴｉが固溶する状況を根本的に解決することができず、Ｃｕ−Ｔｉ合金の電気伝導率を大きく改善することができない。このため、Ｃｕ−Ｔｉ合金の電気伝導率は、最大でも２２％ＩＡＣＳ程度に留まっており、７０％ＩＡＣＳを超える高電気伝導率を得ることはできないという課題があった。

また、非特許文献２においては、Ｃｕ中のＴｉにＣを反応させてＴｉＣ化合物を形成することで、Ｃｕ中へのＴｉの固溶を抑制することができるので、Ｃｕ−Ｔｉ−Ｃ合金の電気伝導率はＣｕ−Ｔｉ合金に比べて大幅に向上し、実験的に７０％ＩＡＣＳ台の値が得られることが確認されている。しかしながら、Ｃｕ中にＴｉＣ化合物を微細分散させるために、Ｃｕ、ＴｉおよびＣを機械的に合金化するメカニカルアロイング法を適用しており、この手法は少量の実験サンプルを取り扱う材料研究の手段としてよく用いられるが、製造効率が低いため、大量の合金を製造する工業的な生産には不都合であり、適用できないという課題があった。

このように、従来のＣｕ−Ｔｉ合金では、６００ＭＰａ以上の引張強度と７０％ＩＡＣＳ以上の電気伝導率とを兼ね備えた特性を実現することは困難であった。また、近年、研究されているＣｕ−Ｔｉ−Ｃ合金では、６００ＭＰａ以上の引張強度と７０％ＩＡＣＳ以上の電気伝導率とを実験的に実現することは可能であるが、研究的手法のため製造効率が低く、工業的に生産を行うことが困難であるという課題があった。

そこで、本発明は上記のような課題を解決するためになされたもので、６００ＭＰａ以上の引張強度と７０％ＩＡＣＳ以上の電気伝導率とを兼ね備え、工業的生産が容易なＣｕ−Ｔｉ系の銅合金及びその製造方法を提供することを目的とする。

上記目的を達成するために、本発明に係る銅合金は、１．０〜５．０質量％のＴｉと０．４０〜１．３質量％のＣとを含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物で構成される銅合金であって、平均粒径が３ｎｍ以上３００ｎｍ以下のＴｉＣ化合物と、Ｃｕの含有率が９９．５質量％以上でサイズが５００ｎｍ以上１５００ｎｍ以下である高純度Ｃｕ組成領域とを、含むことを特徴とする。

また、本発明に係る他の銅合金は、１．０〜５．０質量％のＴｉと、０．４０〜１．３質量％のＣと、０．１〜１．０質量％のＡｇとを含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物で構成される銅合金であって、平均粒径が３ｎｍ以上３００ｎｍ以下のＴｉＣ化合物と、ＣｕおよびＡｇの含有率の合計が９９．５質量％以上でサイズが５００ｎｍ以上１５００ｎｍ以下である高純度Ｃｕ−Ａｇ組成領域とを、含むことを特徴とする。

また、本発明によれば、電気伝導率が７０％ＩＡＣＳ以上で、引張強度が６００ＭＰａ以上、より好ましくは７００ＭＰａ以上であることを特徴とする銅合金が得られる。

また、本発明に係る銅合金の製造方法は、１．０〜５．０質量％のＴｉと０．４０〜１．３質量％のＣとを含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物で構成される銅合金の製造方法であって、原料であるＴｉ粉末とＣ粉末とＣｕ粉末とを機械的に混合する工程と、該混合粉末を非酸化雰囲気中で３０ＭＰａ以上の加圧力および８５０℃以上の温度で加圧加熱処理を行う工程と、還元雰囲気中で９００℃以上の温度で時効処理する工程とを備えることを特徴とする。

更に、本発明に係る他の銅合金の製造方法は、１．０〜５．０質量％のＴｉと、０．４０〜１．３質量％のＣと、０．１〜１．０質量％のＡｇとを含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物で構成される銅合金の製造方法であって、Ｔｉ粉末とＣ粉末とＡｇ粉末とＣｕ粉末とを機械的に混合する工程と、該混合粉末を非酸化雰囲気中で３０ＭＰａ以上の加圧力および８５０℃以上の温度で加圧加熱処理を行う工程と、還元雰囲気中で９００℃以上の温度で時効処理する工程とを備えることを特徴とする。

本発明に係る銅合金及びその製造方法によれば、非酸化雰囲気中で３０ＭＰａ以上の加圧力および８５０℃以上の温度で加圧加熱処理を行う工程、さらに還元雰囲気中で９００℃以上の温度で時効処理する工程により、６００ＭＰａの高引張強度と７０％ＩＡＣＳ以上の高電気伝導率とを兼ね備えたＣｕ−Ｔｉ系銅合金が得られるので、電子機器においてはリードフレーム、コネクタ端子などのさらなる小型化・薄肉化が可能となる。

また、自動車や工作機械等では、電気機器の配線やリード線等の電線などのさらなる小型化・軽量化が可能となる。
このように、本発明によれば、６００ＭＰａ以上の引張強度と７０％ＩＡＣＳ以上の電気伝導率とを兼ね備え、工業的生産が容易なＣｕ−Ｔｉ系の銅合金及びその製造方法を提供することができる。

従来のＣｕ−２．５質量％Ｔｉ合金の内部組織の一例を模式的に示した断面図である。 従来のＣｕ−２．５質量％Ｔｉ−０．７質量％Ｃ合金の内部組織の一例を模式的に示した断面図である。 本発明の実施の形態の銅合金である、Ｃｕ−２．５質量％Ｔｉ−０．７質量％Ｃ合金の内部組織の一例を模式的に示した断面図である。 本発明の実施の形態の銅合金である、Ｃｕ−２．５質量％Ｔｉ−０．７質量％Ｃ−０．５質量％Ａｇ合金の内部組織の一例を模式的に示した断面図である。 本発明の実施の形態の銅合金の製造方法の、Ｔｉ粉末、Ｃ粉末、Ｃｕ粉末の混合後の状態を示す模式図である。 本発明の実施の形態の銅合金の製造方法の、Ｔｉ粉末、Ｃ粉末、Ｃｕ粉末の混合粉の加圧加熱処理における、ＣｕとＴｉの合金化を示す模式図である。 本発明の実施の形態の銅合金の製造方法の、Ｔｉ粉末、Ｃ粉末、Ｃｕ粉末の混合粉の加圧加熱処理における、Ｃの合金内部への拡散状態を示す模式図である。 本発明の実施の形態の銅合金の製造方法の、Ｔｉ粉末、Ｃ粉末、Ｃｕ粉末の混合粉の加圧加熱処理後の、還元雰囲気中の時効処理における、構成元素の拡散・合金化の状態を示す模式図である。 本発明の実施の形態の銅合金である、Ｃｕ−２．５質量％Ｔｉ−０．７質量％Ｃ合金の内部組織を示す顕微鏡写真である。

以下に、図面を用いて従来技術と対比しながら本発明の実施の形態の銅合金及びその製造方法を詳細に説明する。
図１は、従来のＣｕ−２．５質量％Ｔｉ合金の内部組織の一例を模式的に示したものである。Ｔｉを含有させることで、図１に示すように、Ｃｕの母相１中に粒径が数ｎｍのＣｕ４Ｔｉ化合物２が微細に析出分散した内部組織が得られ、８００ＭＰａを超える高強度が得られる。しかし、Ｃｕの母相１に電気伝導率の低いＴｉ元素３が多量に固溶しているため、電気伝導率は最大でも２０％ＩＡＣＳ程度の値しか得られない。

図２は、従来のＣｕ−２．５質量％Ｔｉ−０．７質量％Ｃ合金の内部組織の一例を模式的に示したものである。メカニカルアロイング法により、Ｃｕ、ＴｉおよびＣを機械的に合金化した後、８００℃で熱間押出し成形を行い、さらに９００℃の時効処理を加えることで、図２に示すように、Ｃｕの母相１中に粒径が数十ｎｍのＴｉＣ化合物４が微細に析出分散した内部組織が得られる。これにより、７００ＭＰａ台の引張強度と７０％ＩＡＣＳ台の電気伝導率とが得られるが、製造にメカニカルアロイング法を用いているため、製造効率が低く、工業的生産を行うことが困難である。なお、図２に示すように、Ｃｕの母相１中には、僅かではあるが、ＴｉＣ化合物にならずに残ったＴｉ元素３とＣ元素５とがそれぞれ単独で存在しており、このうちＴｉ元素３はＣｕの母相１に固溶状態で存在するため、高電気伝導率化の阻害要因が残留した状態となっている。

図３は、本発明の実施の形態の銅合金である、Ｃｕ−２．５質量％Ｔｉ−０．７質量％Ｃ合金の内部組織の一例を模式的に示したものである。たとえ従来と同じ合金組成であっても、本発明の合金の内部組織は、図２に示したような従来のものとは異なり、図３に示すように、Ｃｕの母相１中に粒径が数十ｎｍのＴｉＣ化合物４が微細に析出分散した高強度領域と、ＴｉＣ化合物をほとんど含まない高電気伝導領域の高純度Ｃｕ領域６とから構成される。なお、高純度Ｃｕ領域６におけるＣｕの含有率は９９．５質量％以上であり、その領域の長径サイズは５００ｎｍ〜１５００ｎｍである。このように、本発明によれば、ＴｉＣ化合物４が微細に析出分散した領域は、高強度領域となって合金の必要強度を確保する役割を担い、一方、ＴｉＣ化合物をほとんど含まない高純度Ｃｕ領域６は、高電気伝導領域となって合金の電気伝導率の向上に極めて有効に働く。このため、本発明では、６００ＭＰａ以上の引張強度と７０％ＩＡＣＳ以上の高電気伝導率とを兼ね備えたＣｕ−Ｔｉ系銅合金を得ることができる。なお、図３に示すようにＣｕの母相１中には、僅かではあるが、ＴｉＣ化合物にならずに残ったＴｉ元素３とＣ元素５とがそれぞれ単独で存在しており、このうちＴｉ元素３はＣｕの母相１に固溶状態で存在するため、電気伝導率の改善の余地が残された状態となっている。

図４は、本発明の実施の形態の銅合金である、Ｃｕ−２．５質量％Ｔｉ−０．７質量％Ｃ−０．５質量％Ａｇ合金の内部組織の一例を模式的に示したものである。本発明の合金の内部組織は、図４に示すように、Ｃｕ−Ａｇの母相７中に粒径が数十ｎｍのＴｉＣ化合物４が微細に析出分散した高強度領域と、ＴｉＣ化合物をほとんど含まない高電気伝導領域の高純度Ｃｕ−Ａｇ領域８とから構成される。なお、高純度Ｃｕ−Ａｇ領域８のＣｕおよびＡｇの含有率は９９．５質量％以上であり、その領域の長径サイズは５００ｎｍ〜１５００ｎｍである。このように、本発明によれば、ＴｉＣ化合物４が微細に析出分散した領域は、高強度領域となって合金の必要強度を確保する役割を担い、一方、ＴｉＣ化合物をほとんど含まない高純度Ｃｕ領域６は、高電気伝導領域となって合金の電気伝導率の向上に極めて有効に働く。さらに本発明の合金は、母相がＣｕ−Ａｇ相であるため、母相がＣｕ相である場合と比べて、Ｔｉの固溶量を減少させることができる。その結果、図４に示すように、母相中に固溶したＴｉ元素３はほとんど見られなくなり、その結果、電気伝導率が改善され、６００ＭＰａ以上の引張強度で、８０％ＩＡＣＳ以上の電気伝導率を有するＣｕ−Ｔｉ系銅合金を得ることができる。

次に、本発明の実施の形態の銅合金の製造方法を具体的に説明する。原料として、Ｔｉ粉末、Ｃ粉末、Ｃｕ粉末を用い、それぞれの粉末を所定の割合（たとえば、Ｔｉ粉末２５０ｇ、Ｃ粉末７０ｇ、Ｃｕ粉末９６８０ｇ）で配合し、ボールミルなどを使って機械的に数時間混合する。図５は、混合後の粉末の状態を示す模式図である。図５では、Ｃｕ粉末の周囲にＴｉ粉末とＣ粉末とが均一に分散した状態となっている。この時、Ｃｕ粉末の粒径は１〜３μｍ程度、Ｔｉ粉末の粒径は０．２〜０．８μｍ程度、Ｃ粉末の粒径は０．１〜０．３μｍ程度である。次に、得られた混合粉末を成形型に投入し、加熱プレス装置などを使って３０ＭＰａ以上の加圧力と８５０℃以上の温度で加圧加熱処理を行う。図６は、加圧加熱処理前後において、構成元素の拡散・合金化状態を模式的に示したものである。これにより、図６に示すように、混合粉末は押し固められて高密度の成形体に変化するとともに、８５０℃以上の高温に加熱されるので、Ｃｕ粉末とＴｉ粉末との接触部分でＣｕとＴｉとが合金化し、Ｃｕ粉末の周囲にＣｕ−Ｔｉ合金が形成される。一方、Ｃは、単独ではＣｕと合金化することがないため、Ｃ粉末とＣｕ粉末との接触部で特に合金は形成されないが、Ｃｕ−Ｔｉ合金に対しては親和性が強いため、Ｃｕ粉末の周囲に形成されたＣｕ−Ｔｉ合金部において、Ｃが合金内部へ拡散していく。図７は、Ｃｕ−Ｔｉ合金部において、Ｃが合金内部へ拡散していく模式図である。図７から、拡散したＣが合金中のＴｉと化合してＴｉＣ化合物を形成し、Ｃｕ−Ｔｉ合金中に微細に析出するようになる。このようにして、本加熱加圧処理後には、Ｃｕ粉末が中核となって形成された高純度Ｃｕ領域と、その周囲に形成されたＣｕ−Ｔｉ合金領域とから構成され、かつＣｕ−Ｔｉ合金内部にはＴｉＣ化合物が微細に析出した構造が得られる。なお、本成形体の内部には、未だＣｕと合金化していないＴｉ単体領域や、Ｔｉ−Ｃｕ合金中へ拡散していないＣ単体領域が一部、残留していても良い。また、加圧加熱処理の際には、成形型内部を窒素ガスなどの非酸化性ガスで満たして非酸化性雰囲気で処理を行えば、ＣｕやＴｉの酸化が抑制され、酸素が成形体内部に不純物として取り込まれるのを抑制することができる。

次に、得られた成形体を水素ガスなどの還元性ガス雰囲気の加熱炉に投入し、還元雰囲気中で９００℃以上の温度で時効処理を行う。これにより、成形体内部におけるＣｕやＴｉの酸化物が還元されるので、不純物である酸素が成形体から取り除かれて材料の純度が高まる。さらに、９００℃以上の高温に加熱されるので、Ｃｕ−Ｔｉ合金中へのＣの拡散がより促進される。図８は、時効処理によりＣがすべてのＣｕ−Ｔｉ合金領域に分散し、更に、合金中のＴｉと化合してＴｉＣ化合物となって、Ｃｕ−Ｔｉ合金領域全体に微細に析出するようになる模式図である。最終的に、Ｃｕ−Ｔｉ合金中のＴｉはすべてＣと化合してＴｉＣ化合物に変化し、その結果、図８右図に示すように、Ｃｕ−Ｔｉ合金領域はＣｕ−ＴｉＣ複合化領域に変化する。図９は、本発明の実施の形態の銅合金である、Ｃｕ−２．５質量％Ｔｉ−０．７質量％Ｃ合金の時効処理後の内部組織の一例を示した顕微鏡写真である。図９に示すように、高純度Ｃｕ領域６の周囲に形成されていたＣｕ−Ｔｉ合金領域がＣｕ−ＴｉＣ複合化領域に置き換わるので、最終的に高純度Ｃｕ領域６と、その周囲に部分的に形成されたＣｕ−ＴｉＣ複合化領域から構成される合金が得られる。なお、本時効処理前に残留していたＴｉ単体領域は、本時効処理中にすべてＣｕ−Ｔｉ合金へ変化するため、処理後にはＴｉ単体領域の残留はない。一方、ＣはＴｉをすべてＴｉＣ化合物４に変化させるのに十分な量を含有しているため、必然的にＴｉと化合しない余剰分（Ｃ単体領域）が発生する場合があるが、その余剰量がＣ組成量の５％以下であれば、引張強度や電気伝導率への影響は無視できる。

以下に、本発明の実施例を具体的に説明する。

原料として、平均粒径０．５μｍのＴｉ粉末、平均粒径０．２μｍのＣ粉末、平均粒径２μｍのＣｕ粉末を用い、それぞれの粉末を所定の割合で配合し、合計１Kgの配合粉末を得た。Ｔｉの配合割合は１．０〜５．０質量％の範囲、Ｃの配合割合は０．４０〜１．３質量％の範囲とした。配合粉末を、ボールミルを使って４時間混合した後、得られた混合粉末から所定量を量りとって成形型に投入し、加熱プレス装置で３０ＭＰａの加圧力と８５０℃の温度とで５分間の加圧加熱処理を行った後、水素ガス雰囲気中で９００℃の温度で１時間時効処理を行なった。得られた外径１５ｍｍ×厚さ５ｍｍの成形体サンプルに対して、５００℃の温度で熱間圧延加工を行って、厚さ１ｍｍの平板サンプルを得た。渦電流方式の電気伝導率計測器を用いて、平板サンプルの電気伝導率を計測した。また、この平板サンプルから所定の形状の引張試験片を切り出して、引張試験機を使って引張強度を計測した。表１にこれらの計測結果を示す。表１に示すように、本実施例１−１〜６によれば、６００ＭＰａ以上の引張強度かつ７０％ＩＡＣＳ以上の電気伝導率が得られている。図９には、本実施例１−３で得られた合金の内部組織写真を示す。この写真から、Ｃｕの母相１中に粒径が数十ｎｍのＴｉＣ化合物４が微細に析出分散した高強度領域と、ＴｉＣ化合物をほとんど含まない高純度Ｃｕの高電気伝導領域（高純度Ｃｕ領域６）とが構成されていることがわかる。高純度Ｃｕ領域６におけるＣｕの含有率は９９．５質量％以上であり、その領域の長径サイズは５００ｎｍ〜１５００ｎｍである。このように、本実施例では、ＴｉＣ化合物４が微細に析出分散した領域は、高強度領域となって合金の必要強度を確保する役割を担い、一方、ＴｉＣ化合物をほとんど含まない高純度Ｃｕ領域６は、高電気伝導領域となって合金の電気伝導率の向上に極めて有効に働く。このため、本実施例では、６００ＭＰａ以上の引張強度と７０％ＩＡＣＳ以上の電気伝導率とを兼ね備えた性能を実現できたものと考えられる。

一方、比較のため、比較例１−１として、Ｔｉ粉末の配合割合を０．５質量％、Ｃの配合割合を０．１質量％としたサンプルと、比較例１−２として、Ｔｉ粉末の配合割合を６質量％、Ｃの配合割合を１．５質量％としたサンプルも作製した。これらのサンプルは、配合割合が異なる他は、本実施例のサンプル作製条件と同じである。作製したサンプルに対して、本実施例と同様の手順で電気伝導率と引張強度を計測した。その結果を表１に示す。表１に示すように、比較例１−１は引張強度が低くなってしまい、６００ＭＰａを下回る結果となった。また、比較例１−２は電気伝導率が低くなってしまい、７０％ＩＡＣＳを下回る結果となった。よって、ＴｉとＣの含有量がそれぞれ１．０〜５．０質量％、０．４０〜１．３質量％の範囲よりも下回ると、十分なＴｉＣ化合物が生成されなくなり、引張強度が低下して６００ＭＰａ以上の引張強度が得られなくなる。また、ＴｉとＣの含有量がそれぞれ１．０〜５．０質量％、０．４０〜１．３質量％の範囲よりも多くなると、Ｃｕ母相に対するＴｉの固溶の影響が強くなり、電気伝導率の低下が大きくなって７０％ＩＡＣＳ以上の電気伝導率が得られなくなる。

原料として、平均粒径０．５μｍのＴｉ粉末、平均粒径０．２μｍのＣ粉末、平均粒径０．５μｍのＡｇ粉末、平均粒径２μｍのＣｕ粉末を用い、それぞれの粉末を所定の割合で配合し、合計１Kgの配合粉末を得た。Ｔｉの配合割合は１．０〜５．０質量％の範囲、Ｃの配合割合は０．４０〜１．３質量％、Ａｇの配合割合は０．１〜１．０質量％の範囲とした。配合粉末を、ボールミルを使って４時間混合した後、得られた混合粉末から所定量を量りとって成形型に投入し、加熱プレス装置で３０ＭＰａの加圧力と８５０℃の温度とで５分間の加圧加熱処理を行った後、水素ガス雰囲気中で９００℃の温度で１時間時効処理を行なった。得られた外径１５ｍｍ×厚さ５ｍｍの成形体サンプルに対して、５００℃の温度で熱間圧延加工を行って、厚さ１ｍｍの平板サンプルを得た。渦電流方式の電気伝導率計測器を用いて、平板サンプルの電気伝導率を計測した。また、この平板サンプルから所定の形状の引張試験片を切り出して、引張試験機を使って引張強度を計測した。表２にこれらの計測結果を示す。表２に示すように、本実施例２−１〜３、５、６、９では、６００ＭＰａ以上の引張強度かつ８０％ＩＡＣS以上の電気伝導率が得られている。これは、本実施例では、母相がＣｕ−Ａｇ相であるため、母相がＣｕ相である場合と比べて、Ｔｉの固溶量を減少させることができる。そのため、より高い電気伝導率が得られるようになり、６００ＭＰａ以上の引張強度で８０％ＩＡＣＳ以上の高電気伝導率を実現できたものと考えられる。

原料として、平均粒径０．５μｍのＴｉ粉末、平均粒径０．２μｍのＣ粉末、平均粒径２μｍのＣｕ粉末を用い、それぞれの粉末を所定の割合で配合し、合計1Kgの配合粉末を得た。Ｔｉの配合割合は１．０〜２．５質量％の範囲、Ｃの配合割合は０．４０〜０．７質量％の範囲とした。配合粉末を、ボールミルを使って４時間混合した後、得られた混合粉末から所定量を量りとって成形型に投入し、加熱プレス装置で３０ＭＰａの加圧力と８５０℃の温度とで５分間の加圧加熱処理を行った。得られた外径１５ｍｍ×厚さ５ｍｍの成形体サンプルを還元雰囲気炉に入れて、９００℃の温度で１時間の時効処理を行った。得られたサンプルに対して、５００℃の温度で熱間圧延加工を行って、厚さ1mmの平板サンプルを得た。

次に、前記の原料粉末の配合時に、まずＴｉ粉末とＣ粉末のみを配合し、ボールミルを使って４時間の混合を行い、次にＴｉとＣの混合粉末に対してＣｕ粉末を配合し、ボールミルを使ってさらに１時間の混合を行う、といった２段階のボールミル混合を行った。以後は前記と同じ工程を経てサンプルを作製した。

原料として、平均粒径０．５μｍのＴｉ粉末、平均粒径０．２μｍのＣ粉末、平均粒径０．５μｍのＡｇ粉末、平均粒径２μｍのＣｕ粉末を用い、それぞれの粉末を所定の割合で配合し、合計1Kgの配合粉末を得た。Ｔｉの配合割合は１．０〜２．５質量％の範囲、Ｃの配合割合は０．４０〜０．７質量％の範囲、Ａｇの配合割合は０．１〜１．０質量％の範囲とした。配合粉末を、ボールミルを使って４時間混合した後、得られた混合粉末から所定量を量りとって成形型に投入し、加熱プレス装置で３０ＭＰａの加圧力と８５０℃の温度とで５分間の加圧加熱処理を行った。得られた外径１５ｍｍ×厚さ５ｍｍの成形体サンプルを水素雰囲気炉に入れて、９００℃の温度で１時間の時効処理を行った。得られたサンプルに対して、５００℃の温度で熱間圧延加工を行って厚さ1mmの平板サンプルを得た。

次に、前記の原料粉末の配合時に、まずＴｉ粉末とＣ粉末のみを配合し、ボールミルを使って４時間の混合を行い、次にＴｉとＣの混合粉末に対してＡｇ粉末とＣｕ粉末を配合し、ボールミルを使ってさらに１時間の混合を行う、といった２段階のボールミル混合を行った。以後は前記と同じ工程を経てサンプルを作製した。

このようにして作製した各種平板サンプルに対し、渦電流方式の電気伝導率計測器を用いて平板サンプルの電気伝導率を計測した。また、平板サンプルから所定の形状の引張試験片を切り出して、引張試験機を使って引張強度を計測した。表３にこれらの計測結果を示す。表３に示すように、本実施例３−１、２、５、６によれば、実施例１−１、３、２−１、５に比べて電気伝導率がさらに向上していることがわかる。これは、水素雰囲気中で時効処理を行うことで、よりＣｕ母相の純度が高まって電気伝導率が向上したものと考えられる。

また、本実施例３−３、４、７、８によれば、実施例３−１、２、５、６よりも引張強度がさらに向上していることがわかる。これは、原料粉末混合時にＴｉ粉末とＣ粉末を先にボールミル混合することで、よりＴｉＣ化合物の生成が促進され、合金の高強度化をもたらしたものと考えられる。なお、比較例３−１〜４に示すように、原料粉末の混合にボールミルではなくＶ型混合機を用いた場合には、ＴｉＣ粒径が粗大となってしまい、引張強度が大きく低下し、３００ＭＰａ程度となってしまう。このことから、原料粉末の混合にはボールミルが適していると考えられる。

１：Ｃｕの母相
２：Ｃｕ４Ｔｉ化合物
３：Ｔｉ元素
４：ＴｉＣ化合物
５：Ｃ元素
６：高純度Ｃｕ領域
７：Ｃｕ−Ａｇの母相
８：高純度Ｃｕ−Ａｇ領域

Claims (5)

1. １．０〜５．０質量％のＴｉと０．４０〜１．３質量％のＣとを含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物で構成される銅合金であって、
   平均粒径が３ｎｍ以上３００ｎｍ以下のＴｉＣ化合物と、
   Ｃｕの含有率が９９．５質量％以上で粒径サイズが５００ｎｍ以上１５００ｎｍ以下である高純度Ｃｕ組成領域とを、
   含むことを特徴とする銅合金。
2. １．０〜５．０質量％のＴｉと、０．４０〜１．３質量％のＣと、０．１〜１．０質量％のＡｇとを含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物で構成される銅合金であって、
   平均粒径が３ｎｍ以上３００ｎｍ以下のＴｉＣ化合物と、
   ＣｕおよびＡｇの含有率の合計が９９．５質量％以上で粒径サイズが５００ｎｍ以上１５００ｎｍ以下である高純度Ｃｕ−Ａｇ組成領域とを、
   含むことを特徴とする銅合金。
3. 電気伝導率が７０％ＩＡＣＳ以上で、引張強度が６００ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１または２記載の銅合金。
4. １．０〜５．０質量％のＴｉと０．４０〜１．３質量％のＣとを含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物で構成される銅合金の製造方法であって、
   Ｔｉ粉末とＣ粉末とＣｕ粉末とを機械的に混合する工程と、
   該混合粉末を非酸化雰囲気中で３０ＭＰａ以上の加圧力および８５０℃以上の温度で加圧加熱処理を行う工程と、
   還元雰囲気中で９００℃以上の温度で時効処理する工程とを
   備えることを特徴とする銅合金の製造方法。
5. １．０〜５．０質量％のＴｉと、０．４０〜１．３質量％のＣと、０．１〜１．０質量％のＡｇとを含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物で構成される銅合金の製造方法であって、
   Ｔｉ粉末とＣ粉末とＡｇ粉末とＣｕ粉末とを機械的に混合する工程と、
   該混合粉末を非酸化雰囲気中で３０ＭＰａ以上の加圧力および８５０℃以上の温度で加圧加熱処理を行う工程と、
   還元雰囲気中で９００℃以上の温度で時効処理する工程とを
   備えることを特徴とする銅合金の製造方法。