JP2021529262A - 高硬度・高導電性Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｃ合金及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
本発明は、高硬度・高導電性Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｃ合金及びその製造方法を提供する。Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｃ合金の成分は、Ａｇ１〜１０質量％、Ｓｃ０．０５〜０．５質量％、残成分がＣｕであり、硬度が８８〜１４８ＨＶであり、導電性が８３〜８８％ＩＡＣＳである。製造方法は、（１）金属Ａｇと金属Ｓｃとをアーク炉に入れ、真空熔解し、アーク炉で冷却してＡｇ−Ｓｃ中間合金を得るステップと、（２）Ａｇ−Ｓｃ中間合金と電解銅と金属Ａｇとを誘導加熱炉に入れ、真空条件下且つ１２００〜１３００℃で熔解して鋳造し、誘導加熱炉で室温まで冷却するステップと、（３）不活性雰囲気下、７００〜８５０℃に加熱して熱処理を行い、水で常温に冷却するステップと、（４）不活性雰囲気下、４００〜５００℃に加熱してエージング処理を行い、常温に空冷するステップとを含む。本発明の方法では、中間合金Ａｇ−Ｓｃを使用する方式によって、成分が均一に分布するＣｕ−Ａｇ−Ｓｃ合金を得ることができ、ＳｃがＣｕに溶融しにくいという問題を解決することができる。【選択図】図１
Description
本発明は、非金属合金（ｎｏｎ−ｆｅｒｒｏｕｓ ａｌｌｏｙ）の技術分野に属し、特に、高硬度・高導電性Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｃ合金及びその製造方法に関する。
現代の産業と技術の発展に伴い、硬度及び導電性に優れた導電性材料を必要とする分野が増えている。金属銅が優れた導電性を有するが、硬度は産業と技術の要求に満たさない。よって、多くの学者が金属銅に異なる割合のＡｇを添加して合金硬度を増強させ、材料の硬度を向上させる方法を提案している。
Ｃｕ−Ａｇ合金では、Ａｇの相の析出挙動は、連続析出及び不連続析出の２つの方式を有する。不連続析出相は、低含有量のＡｇを有するＣｕ−Ａｇ合金（８ｗｔ％以下）によく現れ、且つその分布が高角度の粒子境界付近に集中し、形状としては粗い繊維状を形成する傾向がある。一方で、連続析出相は、高含有量のＡｇ合金（８ｗｔ％以上）によく現れ、分布が粒子内部に集中し、微小且つ網状の形態を形成する傾向がある。その結果、不連続析出相の密度よりも連続析出相の密度が大きい。多数の実験結果により、Ｃｕ−Ａｇの複合材料の硬度は、高密度のＡｇ繊維の影響に由来することがわかった。変形後のＡｇ繊維の密度は、変形前のＣｕ−Ａｇ合金におけるＡｇ析出相の密度に比例しているので、Ａｇの連続析出相を得ることは、Ｃｕ−Ａｇ複合材料の性能を改善することを期待できる。研究によると、連続析出相の割合は、Ａｇ含有量の増加とともに増加する（８〜３０ｗｔ％の範囲内）ことが分かった。しかし、金属Ａｇを使用すれば、コストが高くなるため、低含有量のＡｇでも、連続析出相を得られるＣｕ−Ａｇ合金を製造する方法は、Ｃｕ−Ａｇ合金に関する分野における注目される研究である。
中国特許出願２００５１００４８６３９．８は、Ｒｅを添加してＣｕ−Ａｇ合金構造を微細化させ、また、大きな変形及び合理的な熱処理によって、硬度及び導電性に優れた繊維強化材料を提案している。中国特許出願２０１３１０６１４１５３．０は、Ｚｒを添加することによって、Ｃｕ−Ａｇ合金の再結晶温度、クリープ硬度、高温低サイクル疲労耐性（Ｈｉｇｈ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｌｏｗ ｃｙｃｌｅ ｆａｔｉｇｕｅ）を改善し、合金の軟化耐性と熱硬度を向上させる技術を開示している。中国特許出願０２１１０７８５．８は、低含有量ＡｇのＣｕ−Ａｇ合金に、少量のＣｒ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄを添加する方法を開示しており、Ａｇ含有量の低減及び製造プロセスの簡素化を実現する同時に、硬度及び導電性が２４％−２５％Ａｇの合金性能に達する技術を開示している。中国特許出願２０１６１０２１８３７２．０は、Ｃｕ−Ａｇ合金に少量のＦｅを添加して、磁場の作用下で、合金硬度が増加し、合金原材料のコストを削減することを実現できるが、材料の導電性が大幅に低下した問題があった。中国特許出願２０１６１０１７３６５１．Ｘでは、Ｎｂ、Ｃｒ及びＭｏを添加した後、合理な熱処理温度及び時間を制御してＡｇの析出方式を制御することを開示しており、当該方法は、Ａｇの連続析出相の形成を促進し、Ｃｕ−Ａｇ合金材料の硬度及び導電性を向上させたが、第３主成分の融点が高いため、合金鋳塊の製造が困難となり、応用への展開に制限した。
なお、学術記事でも、Ａｇの析出方式を制御する方法について検討している。例えば、Ａ． Ｇａｇａｎｏｖら（Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ ａｎｄ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ： Ａ． ２００６， ２：４３７）、Ｊ． Ｆｒｅｕｄｅｎｂｅｒｇｅｒら（Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ ａｎｄ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ： Ａ． ２０１０， ７−８：５２７）、Ｊ．Ｂ． Ｌｉｕら（Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ ａｎｄ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ： Ａ． ２０１２．１， ５３２）は、Ｚｒ元素の添加でＡｇの不連続析出相を抑制し、連続析出相の形成を促進できるが、Ｚｒの融点が高いため（１８５５℃）、Ｃｕ及びＡｇに固溶性がほとんどない。従って、鋳塊の熔解が困難であり、特に工業生産に必要な大きな鋳塊を形成できないという問題がある。
本発明は、従来の技術欠点を解決するためのものであり、高硬度・高導電性Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｃ合金及びその製造方法を提供している。具体的には、低含有量のＡｇを有するＣｕ−Ａｇ合金に、微量のＳｃ元素を添加し、Ａｇの析出方式を変化させ、硬度及び導電性に優れるＣｕ−Ａｇ−Ｓｃ合金を得ることを特徴としている。
本発明の高硬度・高導電性Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｃ合金の成分は、Ａｇ１〜１０質量％、Ｓｃ０．０５〜０．５質量％、残成分がＣｕであり、硬度が８８〜１４８ＨＶであり、導電性が８３〜８８％ＩＡＣＳである。
本発明の高硬度・高導電性Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｃ合金の製造方法は、
ステップ１：金属Ａｇと金属Ｓｃとをアーク炉に入れ、真空条件下で熔解し、アーク炉で室温まで冷却して、Ｓｃの含有量が０．５〜５質量％であるＡｇ−Ｓｃ中間合金を得るステップと、
ステップ２：Ａｇ−Ｓｃ中間合金と、電解銅と、金属Ａｇとを誘導加熱炉に入れ、真空条件下で１２００〜１３００℃に加熱し、１０〜６０ｍｉｎ保温熔解して鋳造し、誘導加熱炉で室温まで冷却して合金鋳塊であって、合金鋳塊の成分は、Ａｇ１〜１０質量％、Ｓｃ０．０５〜０．５質量％、残成分がＣｕである合金鋳塊を形成するステップと、
ステップ３：不活性雰囲気下、合金鋳塊を７００〜８５０℃に加熱し、１〜１５ｈ保温熱処理して、水で室温まで急冷して熱処理された合金鋳塊を得るステップと、
ステップ４：不活性雰囲気下、熱処理された合金鋳塊を４００〜５００℃に加熱し、２〜２０ｈ保温エージング処理し、常温まで空冷して、硬度８８〜１４８ＨＶ、導電性８３〜８８％ＩＡＣＳの高硬度・高導電性Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｃ合金を得るステップと、を含む。
前記ステップ１及び２の真空度が１０−２ＭＰａ以下である。
不活性雰囲気がアルゴン雰囲気である。
ステップ１：金属Ａｇと金属Ｓｃとをアーク炉に入れ、真空条件下で熔解し、アーク炉で室温まで冷却して、Ｓｃの含有量が０．５〜５質量％であるＡｇ−Ｓｃ中間合金を得るステップと、
ステップ２：Ａｇ−Ｓｃ中間合金と、電解銅と、金属Ａｇとを誘導加熱炉に入れ、真空条件下で１２００〜１３００℃に加熱し、１０〜６０ｍｉｎ保温熔解して鋳造し、誘導加熱炉で室温まで冷却して合金鋳塊であって、合金鋳塊の成分は、Ａｇ１〜１０質量％、Ｓｃ０．０５〜０．５質量％、残成分がＣｕである合金鋳塊を形成するステップと、
ステップ３：不活性雰囲気下、合金鋳塊を７００〜８５０℃に加熱し、１〜１５ｈ保温熱処理して、水で室温まで急冷して熱処理された合金鋳塊を得るステップと、
ステップ４：不活性雰囲気下、熱処理された合金鋳塊を４００〜５００℃に加熱し、２〜２０ｈ保温エージング処理し、常温まで空冷して、硬度８８〜１４８ＨＶ、導電性８３〜８８％ＩＡＣＳの高硬度・高導電性Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｃ合金を得るステップと、を含む。
前記ステップ１及び２の真空度が１０−２ＭＰａ以下である。
不活性雰囲気がアルゴン雰囲気である。
従来の技術では、第３成分としてＳｃ元素を用いてＣｕ−Ａｇ合金及びその製造方法はなく、Ｓｃ元素の融点が１５４１℃であり、Ｚｒ（１８５５℃）よりも低い。また、Ｓｃ元素は、Ａｇに一定の固溶性（９２６℃での固溶性が４．６ｗｔ％である）を有するため、本発明では、Ａｇ−Ｓｃ中間合金を利用してＳｃをＣｕ−Ａｇ合金に均一に添加し、さらに合理的な熱処理方法を介して、Ａｇを連続的な析出相の方式でＣｕ基体に分布することを実現している。また、Ｓｃは、ＣｕとＡｇとの中間化合物を形成できるため、合金の硬度を大幅に増大させることができる。それによって、Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｃ合金の硬度が同じ条件下で得られたＣｕ−Ａｇ合金よりも大幅に高くなった。
本発明の方法は、中間合金Ａｇ−Ｓｃを使用することにより、成分が均一に分布したＣｕ−Ａｇ−Ｓｃ合金を得て、ＳｃがＣｕ中で溶融しにくいという問題を解決した。
本発明の実施例は、マイクロ硬度計を使用して硬度を測定し、４点プローブ方を使用して複合材料の導電率を検出している。
本発明の実施例に使用された金属Ａｇは、９９．９９０〜９９．９９８％の純度を有する銀棒である。
本発明の実施例に使用された金属Ｓｃの純度が９９．７５〜９９．９９％である。
本発明の実施例に使用された電解銅の純度が９９．９５〜９９．９９％である。
以下、本発明の好ましい実施例を説明する。
本発明の実施例に使用された金属Ａｇは、９９．９９０〜９９．９９８％の純度を有する銀棒である。
本発明の実施例に使用された金属Ｓｃの純度が９９．７５〜９９．９９％である。
本発明の実施例に使用された電解銅の純度が９９．９５〜９９．９９％である。
以下、本発明の好ましい実施例を説明する。
金属Ａｇと金属Ｓｃとをアーク炉に入れ、真空条件下で熔解する。ここで、真空度が１０−２ＭＰａ以下である。その後、アーク炉で室温まで冷却し、Ａｇ−Ｓｃ中間合金（ｉｎｔｅｒｍｅｄｉａｔｅ ａｌｌｏｙ）を得る。Ａｇ−Ｓｃ中間合金のＳｃ含有量が５質量％である。
Ａｇ−Ｓｃ中間合金と、電解銅と、金属Ａｇとを誘導加熱炉に入れ、真空条件下で１３００℃に加熱する。ここで、真空度が１０−２ＭＰａ以下である。１５ｍｉｎ保温熔解して鋳造し、誘導加熱炉で室温まで冷却して合金鋳塊を形成する。合金鋳塊の成分は、Ａｇ１質量％、Ｓｃ０．１質量％、残成分がＣｕである。
不活性雰囲気下、合金鋳塊を８００℃に加熱し、４ｈ保温熱処理し、次に水で室温まで急冷して、熱処理された合金鋳塊を得る。
アルゴン雰囲気下で、熱処理された合金鋳塊を４７５℃に加熱し、４ｈ保温エージング処理し、常温まで空冷して、硬度８８ＨＶ、導電性８７．５％ＩＡＣＳの高硬度・高導電性Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｃ合金を得る。
Ａｇ−Ｓｃ中間合金と、電解銅と、金属Ａｇとを誘導加熱炉に入れ、真空条件下で１３００℃に加熱する。ここで、真空度が１０−２ＭＰａ以下である。１５ｍｉｎ保温熔解して鋳造し、誘導加熱炉で室温まで冷却して合金鋳塊を形成する。合金鋳塊の成分は、Ａｇ１質量％、Ｓｃ０．１質量％、残成分がＣｕである。
不活性雰囲気下、合金鋳塊を８００℃に加熱し、４ｈ保温熱処理し、次に水で室温まで急冷して、熱処理された合金鋳塊を得る。
アルゴン雰囲気下で、熱処理された合金鋳塊を４７５℃に加熱し、４ｈ保温エージング処理し、常温まで空冷して、硬度８８ＨＶ、導電性８７．５％ＩＡＣＳの高硬度・高導電性Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｃ合金を得る。
実施例１の方法と比較して、異なる点が以下のようである。
（１）Ａｇ−Ｓｃ中間合金のＳｃ含有量が３質量％である。
（２）誘導加熱炉にて、真空条件下で１２５０℃に加熱し、２０ｍｉｎ保温熔解して鋳造し、誘導加熱炉で室温まで冷却して合金鋳塊を形成する。合金鋳塊の成分は、Ａｇ３質量％、Ｓｃ０．３質量％、残成分がＣｕである。
（３）合金鋳塊を７６０℃に加熱し、２ｈ保温する。
（４）エージング処理温度が４５０℃であり、８ｈ保温する。硬度１０８ＨＶ、導電性８８％ＩＡＣＳの高硬度・高導電性Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｃ合金を得る。
従来のＳｃを添加しないＣｕ−２．８Ａｇ合金と比較して、Ｃｕ−３Ａｇ−０．３Ｓｃ合金の硬度が４４．６％増加した。また、Ｃｕ−２．８Ａｇ合金の電子顕微鏡写真が図１及び図２に示している。図より、Ｃｕ−３Ａｇ−０．３Ｓｃ合金には、Ａｇの細かく均一な連続析出相が現れ、Ｃｕ−３Ａｇには、Ａｇの粗い不連続析出相が現れている。
（１）Ａｇ−Ｓｃ中間合金のＳｃ含有量が３質量％である。
（２）誘導加熱炉にて、真空条件下で１２５０℃に加熱し、２０ｍｉｎ保温熔解して鋳造し、誘導加熱炉で室温まで冷却して合金鋳塊を形成する。合金鋳塊の成分は、Ａｇ３質量％、Ｓｃ０．３質量％、残成分がＣｕである。
（３）合金鋳塊を７６０℃に加熱し、２ｈ保温する。
（４）エージング処理温度が４５０℃であり、８ｈ保温する。硬度１０８ＨＶ、導電性８８％ＩＡＣＳの高硬度・高導電性Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｃ合金を得る。
従来のＳｃを添加しないＣｕ−２．８Ａｇ合金と比較して、Ｃｕ−３Ａｇ−０．３Ｓｃ合金の硬度が４４．６％増加した。また、Ｃｕ−２．８Ａｇ合金の電子顕微鏡写真が図１及び図２に示している。図より、Ｃｕ−３Ａｇ−０．３Ｓｃ合金には、Ａｇの細かく均一な連続析出相が現れ、Ｃｕ−３Ａｇには、Ａｇの粗い不連続析出相が現れている。
本実施例のＣｕ−３Ａｇ−０．３Ｓｃ合金の硬度は、Ｃｕ−３Ａｇよりも高くなっている。４５０℃エージング後のＣｕ−３Ａｇ−０．３Ｓｃ合金の硬度が１０８ＨＶであり、同条件下でのＣｕ−３Ａｇより４４．６％高くなっている。走査型電子顕微鏡では、Ｃｕ−３Ａｇ−０．３Ｓｃ合金は、Ａｇの微細で均一な連続性析出相しかなく、Ｃｕ−３Ａｇには、Ａｇの粗い不連続析出相しか現れていない（図１を参照）。
実施例１の方法と比較して、異なる点が以下のようである。
（１）Ａｇ−Ｓｃ中間合金のＳｃ含有量が５質量％である。
（２）誘導加熱炉にて、真空条件下で１２５０℃に加熱し、１５ｍｉｎ保温熔解して鋳造し、誘導加熱炉で室温まで冷却して合金鋳塊を形成する。合金鋳塊の成分は、Ａｇ３質量％、Ｓｃ０．４質量％、残成分がＣｕである。
（３）合金鋳塊を７６０℃に加熱し、１０ｈ保温する。
（４）エージング処理温度が４５０℃であり、４ｈ保温し、硬度１１５ＨＶ、導電性８４％ＩＡＣＳの高硬度・高導電性Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｃ合金を得る。
（１）Ａｇ−Ｓｃ中間合金のＳｃ含有量が５質量％である。
（２）誘導加熱炉にて、真空条件下で１２５０℃に加熱し、１５ｍｉｎ保温熔解して鋳造し、誘導加熱炉で室温まで冷却して合金鋳塊を形成する。合金鋳塊の成分は、Ａｇ３質量％、Ｓｃ０．４質量％、残成分がＣｕである。
（３）合金鋳塊を７６０℃に加熱し、１０ｈ保温する。
（４）エージング処理温度が４５０℃であり、４ｈ保温し、硬度１１５ＨＶ、導電性８４％ＩＡＣＳの高硬度・高導電性Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｃ合金を得る。
実施例１の方法と比較して、異なる点が以下のようである。
（１）Ａｇ−Ｓｃ中間合金のＳｃ含有量が２質量％である。
（２）誘導加熱炉にて、真空条件下で１３００℃に加熱し、２０ｍｉｎ保温熔解して鋳造し、誘導加熱炉で室温まで冷却して合金鋳塊を形成する。合金鋳塊の成分は、Ａｇ７質量％、Ｓｃ０．０７質量％、残成分がＣｕである。
（３）合金鋳塊を７６０℃に加熱し、６ｈ保温する。
（４）エージング処理温度が４５０℃であり、１６ｈ保温し、硬度１４８ＨＶ、導電性８３％ＩＡＣＳの高硬度・高導電性Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｃ合金を得る。
（１）Ａｇ−Ｓｃ中間合金のＳｃ含有量が２質量％である。
（２）誘導加熱炉にて、真空条件下で１３００℃に加熱し、２０ｍｉｎ保温熔解して鋳造し、誘導加熱炉で室温まで冷却して合金鋳塊を形成する。合金鋳塊の成分は、Ａｇ７質量％、Ｓｃ０．０７質量％、残成分がＣｕである。
（３）合金鋳塊を７６０℃に加熱し、６ｈ保温する。
（４）エージング処理温度が４５０℃であり、１６ｈ保温し、硬度１４８ＨＶ、導電性８３％ＩＡＣＳの高硬度・高導電性Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｃ合金を得る。
本発明は、非金属合金（ｎｏｎ−ｆｅｒｒｏｕｓ ａｌｌｏｙ）の技術分野に属し、特に、高硬度・高導電性Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｃ合金及びその製造方法に関する。
現代の産業と技術の発展に伴い、硬度及び導電性に優れた導電性材料を必要とする分野が増えている。金属銅が優れた導電性を有するが、硬度は産業と技術の要求に満たさない。よって、多くの学者が金属銅に異なる割合のＡｇを添加して合金硬度を増強させ、材料の硬度を向上させる方法を提案している。
Ｃｕ−Ａｇ合金では、Ａｇの相の析出挙動は、連続析出及び不連続析出の２つの方式を有する。不連続析出相は、低含有量のＡｇを有するＣｕ−Ａｇ合金（８ｗｔ％以下）によく現れ、且つその分布が高角度の粒子境界付近に集中し、形状としては粗い繊維状を形成する傾向がある。一方で、連続析出相は、高含有量のＡｇ合金（８ｗｔ％以上）によく現れ、分布が粒子内部に集中し、微小且つ網状の形態を形成する傾向がある。その結果、不連続析出相の密度よりも連続析出相の密度が大きい。多数の実験結果により、Ｃｕ−Ａｇの複合材料の硬度は、高密度のＡｇ繊維の影響に由来することがわかった。変形後のＡｇ繊維の密度は、変形前のＣｕ−Ａｇ合金におけるＡｇ析出相の密度に比例しているので、Ａｇの連続析出相を得ることは、Ｃｕ−Ａｇ複合材料の性能を改善することを期待できる。研究によると、連続析出相の割合は、Ａｇ含有量の増加とともに増加する（８〜３０ｗｔ％の範囲内）ことが分かった。しかし、金属Ａｇを使用すれば、コストが高くなるため、低含有量のＡｇでも、連続析出相を得られるＣｕ−Ａｇ合金を製造する方法は、Ｃｕ−Ａｇ合金に関する分野における注目される研究である。
中国特許出願２００５１００４８６３９．８は、Ｒｅを添加してＣｕ−Ａｇ合金構造を微細化させ、また、大きな変形及び合理的な熱処理によって、硬度及び導電性に優れた繊維強化材料を提案している。中国特許出願２０１３１０６１４１５３．０は、Ｚｒを添加することによって、Ｃｕ−Ａｇ合金の再結晶温度、クリープ硬度、高温低サイクル疲労耐性（Ｈｉｇｈ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｌｏｗ ｃｙｃｌｅ ｆａｔｉｇｕｅ）を改善し、合金の軟化耐性と熱硬度を向上させる技術を開示している。中国特許出願０２１１０７８５．８は、低含有量ＡｇのＣｕ−Ａｇ合金に、少量のＣｒ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄを添加する方法を開示しており、Ａｇ含有量の低減及び製造プロセスの簡素化を実現する同時に、硬度及び導電性が２４％−２５％Ａｇの合金性能に達する技術を開示している。中国特許出願２０１６１０２１８３７２．０は、Ｃｕ−Ａｇ合金に少量のＦｅを添加して、磁場の作用下で、合金硬度が増加し、合金原材料のコストを削減することを実現できるが、材料の導電性が大幅に低下した問題があった。中国特許出願２０１６１０１７３６５１．Ｘでは、Ｎｂ、Ｃｒ及びＭｏを添加した後、合理な熱処理温度及び時間を制御してＡｇの析出方式を制御することを開示しており、当該方法は、Ａｇの連続析出相の形成を促進し、Ｃｕ−Ａｇ合金材料の硬度及び導電性を向上させたが、第３主成分の融点が高いため、合金鋳塊の製造が困難となり、応用への展開に制限した。
なお、学術記事でも、Ａｇの析出方式を制御する方法について検討している。例えば、Ａ． Ｇａｇａｎｏｖら（Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ ａｎｄ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ： Ａ． ２００６， ２：４３７）、Ｊ． Ｆｒｅｕｄｅｎｂｅｒｇｅｒら（Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ ａｎｄ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ： Ａ． ２０１０， ７−８：５２７）、Ｊ．Ｂ． Ｌｉｕら（Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ ａｎｄ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ： Ａ． ２０１２．１， ５３２）は、Ｚｒ元素の添加でＡｇの不連続析出相を抑制し、連続析出相の形成を促進できるが、Ｚｒの融点が高いため（１８５５℃）、Ｃｕ及びＡｇに固溶性がほとんどない。従って、鋳塊の熔解が困難であり、特に工業生産に必要な大きな鋳塊を形成できないという問題がある。
本発明は、従来の技術欠点を解決するためのものであり、高硬度・高導電性Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｃ合金及びその製造方法を提供している。具体的には、低含有量のＡｇを有するＣｕ−Ａｇ合金に、微量のＳｃ元素を添加し、Ａｇの析出方式を変化させ、硬度及び導電性に優れるＣｕ−Ａｇ−Ｓｃ合金を得ることを特徴としている。
本発明の高硬度・高導電性Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｃ合金の成分は、Ａｇ１〜１０質量％、Ｓｃ０．０５〜０．５質量％、残成分がＣｕであり、硬度が８８〜１４８ＨＶであり、導電性が８３〜８８％ＩＡＣＳである。
本発明の高硬度・高導電性Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｃ合金の製造方法は、
ステップ１：金属Ａｇと金属Ｓｃとをアーク炉に入れ、真空条件下で熔解し、アーク炉で室温まで冷却して、Ｓｃの含有量が０．５〜５質量％であるＡｇ−Ｓｃ中間合金を得るステップと、
ステップ２：Ａｇ−Ｓｃ中間合金と、電解銅と、金属Ａｇとを誘導加熱炉に入れ、真空条件下で１２００〜１３００℃に加熱し、１０〜６０ｍｉｎ保温熔解して鋳造し、誘導加熱炉で室温まで冷却して合金鋳塊であって、合金鋳塊の成分は、Ａｇ１〜１０質量％、Ｓｃ０．０５〜０．５質量％、残成分がＣｕである合金鋳塊を形成するステップと、
ステップ３：不活性雰囲気下、合金鋳塊を７００〜８５０℃に加熱し、１〜１５ｈ保温熱処理して、水で室温まで急冷して熱処理された合金鋳塊を得るステップと、
ステップ４：不活性雰囲気下、熱処理された合金鋳塊を４００〜５００℃に加熱し、２〜２０ｈ保温エージング処理し、常温まで空冷して、硬度８８〜１４８ＨＶ、導電性８３〜８８％ＩＡＣＳの高硬度・高導電性Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｃ合金を得るステップと、を含む。
前記ステップ１及び２の真空度が１０−２ＭＰａ以下である。
不活性雰囲気がアルゴン雰囲気である。
ステップ１：金属Ａｇと金属Ｓｃとをアーク炉に入れ、真空条件下で熔解し、アーク炉で室温まで冷却して、Ｓｃの含有量が０．５〜５質量％であるＡｇ−Ｓｃ中間合金を得るステップと、
ステップ２：Ａｇ−Ｓｃ中間合金と、電解銅と、金属Ａｇとを誘導加熱炉に入れ、真空条件下で１２００〜１３００℃に加熱し、１０〜６０ｍｉｎ保温熔解して鋳造し、誘導加熱炉で室温まで冷却して合金鋳塊であって、合金鋳塊の成分は、Ａｇ１〜１０質量％、Ｓｃ０．０５〜０．５質量％、残成分がＣｕである合金鋳塊を形成するステップと、
ステップ３：不活性雰囲気下、合金鋳塊を７００〜８５０℃に加熱し、１〜１５ｈ保温熱処理して、水で室温まで急冷して熱処理された合金鋳塊を得るステップと、
ステップ４：不活性雰囲気下、熱処理された合金鋳塊を４００〜５００℃に加熱し、２〜２０ｈ保温エージング処理し、常温まで空冷して、硬度８８〜１４８ＨＶ、導電性８３〜８８％ＩＡＣＳの高硬度・高導電性Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｃ合金を得るステップと、を含む。
前記ステップ１及び２の真空度が１０−２ＭＰａ以下である。
不活性雰囲気がアルゴン雰囲気である。
従来の技術では、第３成分としてＳｃ元素を用いてＣｕ−Ａｇ合金及びその製造方法はなく、Ｓｃ元素の融点が１５４１℃であり、Ｚｒ（１８５５℃）よりも低い。また、Ｓｃ元素は、Ａｇに一定の固溶性（９２６℃での固溶性が４．６ｗｔ％である）を有するため、本発明では、Ａｇ−Ｓｃ中間合金を利用してＳｃをＣｕ−Ａｇ合金に均一に添加し、さらに合理的な熱処理方法を介して、Ａｇを連続的な析出相の方式でＣｕ基体に分布することを実現している。また、Ｓｃは、ＣｕとＡｇとの中間化合物を形成できるため、合金の硬度を大幅に増大させることができる。それによって、Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｃ合金の硬度が同じ条件下で得られたＣｕ−Ａｇ合金よりも大幅に高くなった。
本発明の方法は、中間合金Ａｇ−Ｓｃを使用することにより、成分が均一に分布したＣｕ−Ａｇ−Ｓｃ合金を得て、ＳｃがＣｕ中で溶融しにくいという問題を解決した。
本発明の実施例は、マイクロ硬度計を使用して硬度を測定し、４点プローブ方を使用して複合材料の導電率を検出している。
本発明の実施例に使用された金属Ａｇは、９９．９９０〜９９．９９８％の純度を有する銀棒である。
本発明の実施例に使用された金属Ｓｃの純度が９９．７５〜９９．９９％である。
本発明の実施例に使用された電解銅の純度が９９．９５〜９９．９９％である。
以下、本発明の好ましい実施例を説明する。
本発明の実施例に使用された金属Ａｇは、９９．９９０〜９９．９９８％の純度を有する銀棒である。
本発明の実施例に使用された金属Ｓｃの純度が９９．７５〜９９．９９％である。
本発明の実施例に使用された電解銅の純度が９９．９５〜９９．９９％である。
以下、本発明の好ましい実施例を説明する。
金属Ａｇと金属Ｓｃとをアーク炉に入れ、真空条件下で熔解する。ここで、真空度が１０−２ＭＰａ以下である。その後、アーク炉で室温まで冷却し、Ａｇ−Ｓｃ中間合金（ｉｎｔｅｒｍｅｄｉａｔｅ ａｌｌｏｙ）を得る。Ａｇ−Ｓｃ中間合金のＳｃ含有量が５質量％である。
Ａｇ−Ｓｃ中間合金と、電解銅と、金属Ａｇとを誘導加熱炉に入れ、真空条件下で１３００℃に加熱する。ここで、真空度が１０−２ＭＰａ以下である。１５ｍｉｎ保温熔解して鋳造し、誘導加熱炉で室温まで冷却して合金鋳塊を形成する。合金鋳塊の成分は、Ａｇ１質量％、Ｓｃ０．１質量％、残成分がＣｕである。
不活性雰囲気下、合金鋳塊を８００℃に加熱し、４ｈ保温熱処理し、次に水で室温まで急冷して、熱処理された合金鋳塊を得る。
アルゴン雰囲気下で、熱処理された合金鋳塊を４７５℃に加熱し、４ｈ保温エージング処理し、常温まで空冷して、硬度８８ＨＶ、導電性８７．５％ＩＡＣＳの高硬度・高導電性Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｃ合金を得る。
Ａｇ−Ｓｃ中間合金と、電解銅と、金属Ａｇとを誘導加熱炉に入れ、真空条件下で１３００℃に加熱する。ここで、真空度が１０−２ＭＰａ以下である。１５ｍｉｎ保温熔解して鋳造し、誘導加熱炉で室温まで冷却して合金鋳塊を形成する。合金鋳塊の成分は、Ａｇ１質量％、Ｓｃ０．１質量％、残成分がＣｕである。
不活性雰囲気下、合金鋳塊を８００℃に加熱し、４ｈ保温熱処理し、次に水で室温まで急冷して、熱処理された合金鋳塊を得る。
アルゴン雰囲気下で、熱処理された合金鋳塊を４７５℃に加熱し、４ｈ保温エージング処理し、常温まで空冷して、硬度８８ＨＶ、導電性８７．５％ＩＡＣＳの高硬度・高導電性Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｃ合金を得る。
実施例１の方法と比較して、異なる点が以下のようである。
（１）Ａｇ−Ｓｃ中間合金のＳｃ含有量が３質量％である。
（２）誘導加熱炉にて、真空条件下で１２５０℃に加熱し、２０ｍｉｎ保温熔解して鋳造し、誘導加熱炉で室温まで冷却して合金鋳塊を形成する。合金鋳塊の成分は、Ａｇ２．８質量％、Ｓｃ０．２質量％、残成分がＣｕである。
（３）合金鋳塊を７６０℃に加熱し、２ｈ保温する。
（４）エージング処理温度が４５０℃であり、８ｈ保温する。硬度１０８ＨＶ、導電性８８％ＩＡＣＳの高硬度・高導電性Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｃ合金を得る。
従来のＳｃを添加しないＣｕ−２．８Ａｇ合金と比較して、Ｃｕ−２．８Ａｇ−０．２Ｓｃ合金の硬度が４４．６％増加した。また、Ｃｕ−２．８Ａｇ合金の電子顕微鏡写真が図１に示している。図２より、Ｃｕ−２．８Ａｇ−０．２Ｓｃ合金には、Ａｇの細かく均一な連続析出相が現れ、Ｃｕ−２．８Ａｇには、Ａｇの粗い不連続析出相が現れている。
（１）Ａｇ−Ｓｃ中間合金のＳｃ含有量が３質量％である。
（２）誘導加熱炉にて、真空条件下で１２５０℃に加熱し、２０ｍｉｎ保温熔解して鋳造し、誘導加熱炉で室温まで冷却して合金鋳塊を形成する。合金鋳塊の成分は、Ａｇ２．８質量％、Ｓｃ０．２質量％、残成分がＣｕである。
（３）合金鋳塊を７６０℃に加熱し、２ｈ保温する。
（４）エージング処理温度が４５０℃であり、８ｈ保温する。硬度１０８ＨＶ、導電性８８％ＩＡＣＳの高硬度・高導電性Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｃ合金を得る。
従来のＳｃを添加しないＣｕ−２．８Ａｇ合金と比較して、Ｃｕ−２．８Ａｇ−０．２Ｓｃ合金の硬度が４４．６％増加した。また、Ｃｕ−２．８Ａｇ合金の電子顕微鏡写真が図１に示している。図２より、Ｃｕ−２．８Ａｇ−０．２Ｓｃ合金には、Ａｇの細かく均一な連続析出相が現れ、Ｃｕ−２．８Ａｇには、Ａｇの粗い不連続析出相が現れている。
本実施例のＣｕ−２．８Ａｇ−０．２Ｓｃ合金の硬度は、Ｃｕ−２．８Ａｇよりも高くなっている。４５０℃エージング後のＣｕ−２．８Ａｇ−０．２Ｓｃ合金の硬度が１０８ＨＶであり、同条件下でのＣｕ−２．８Ａｇより４４．６％高くなっている。走査型電子顕微鏡では、Ｃｕ−２．８Ａｇ−０．２Ｓｃ合金は、Ａｇの微細で均一な連続性析出相しかなく、Ｃｕ−２．８Ａｇには、Ａｇの粗い不連続析出相しか現れていない（図１を参照）。
実施例１の方法と比較して、異なる点が以下のようである。
（１）Ａｇ−Ｓｃ中間合金のＳｃ含有量が５質量％である。
（２）誘導加熱炉にて、真空条件下で１２５０℃に加熱し、１５ｍｉｎ保温熔解して鋳造し、誘導加熱炉で室温まで冷却して合金鋳塊を形成する。合金鋳塊の成分は、Ａｇ３質量％、Ｓｃ０．４質量％、残成分がＣｕである。
（３）合金鋳塊を７６０℃に加熱し、１０ｈ保温する。
（４）エージング処理温度が４５０℃であり、４ｈ保温し、硬度１１５ＨＶ、導電性８４％ＩＡＣＳの高硬度・高導電性Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｃ合金を得る。
（１）Ａｇ−Ｓｃ中間合金のＳｃ含有量が５質量％である。
（２）誘導加熱炉にて、真空条件下で１２５０℃に加熱し、１５ｍｉｎ保温熔解して鋳造し、誘導加熱炉で室温まで冷却して合金鋳塊を形成する。合金鋳塊の成分は、Ａｇ３質量％、Ｓｃ０．４質量％、残成分がＣｕである。
（３）合金鋳塊を７６０℃に加熱し、１０ｈ保温する。
（４）エージング処理温度が４５０℃であり、４ｈ保温し、硬度１１５ＨＶ、導電性８４％ＩＡＣＳの高硬度・高導電性Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｃ合金を得る。
実施例１の方法と比較して、異なる点が以下のようである。
（１）Ａｇ−Ｓｃ中間合金のＳｃ含有量が２質量％である。
（２）誘導加熱炉にて、真空条件下で１３００℃に加熱し、２０ｍｉｎ保温熔解して鋳造し、誘導加熱炉で室温まで冷却して合金鋳塊を形成する。合金鋳塊の成分は、Ａｇ７質量％、Ｓｃ０．０７質量％、残成分がＣｕである。
（３）合金鋳塊を７６０℃に加熱し、６ｈ保温する。
（４）エージング処理温度が４５０℃であり、１６ｈ保温し、硬度１４８ＨＶ、導電性８３％ＩＡＣＳの高硬度・高導電性Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｃ合金を得る。
（１）Ａｇ−Ｓｃ中間合金のＳｃ含有量が２質量％である。
（２）誘導加熱炉にて、真空条件下で１３００℃に加熱し、２０ｍｉｎ保温熔解して鋳造し、誘導加熱炉で室温まで冷却して合金鋳塊を形成する。合金鋳塊の成分は、Ａｇ７質量％、Ｓｃ０．０７質量％、残成分がＣｕである。
（３）合金鋳塊を７６０℃に加熱し、６ｈ保温する。
（４）エージング処理温度が４５０℃であり、１６ｈ保温し、硬度１４８ＨＶ、導電性８３％ＩＡＣＳの高硬度・高導電性Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｃ合金を得る。
Claims (3)
- 高硬度・高導電性Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｃ合金の製造方法であって、
（１）金属Ａｇと金属Ｓｃとをアーク炉に入れ、真空条件下で熔解し、アーク炉で室温まで冷却して、Ｓｃの含有量が０．５〜５質量％であるＡｇ−Ｓｃ中間合金を得るステップと、
（２）Ａｇ−Ｓｃ中間合金と、電解銅と、金属Ａｇとを誘導加熱炉に入れ、真空条件下で１２００〜１３００℃に加熱し、１０〜６０ｍｉｎ保温熔解して鋳造し、誘導加熱炉で室温まで冷却して合金鋳塊であって、合金鋳塊の成分は、Ａｇ１〜１０質量％、Ｓｃ０．０５〜０．５質量％、残成分がＣｕである合金鋳塊を形成するステップと、
（３）不活性雰囲気下、合金鋳塊を７００〜８５０℃に加熱し、１〜１５ｈ保温熱処理して、水で室温まで急冷して熱処理された合金鋳塊を得るステップと、
（４）不活性雰囲気下、熱処理された合金鋳塊を４００〜５００℃に加熱し、２〜２０ｈ保温エージング処理し、常温まで空冷して、硬度８８〜１４８ＨＶ、導電性８３〜８８％ＩＡＣＳの高硬度・高導電性Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｃ合金を得るステップと、を含む高硬度・高導電性Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｃ合金の製造方法。 - ステップ（１）及び（２）の真空度が１０−２ＭＰａ以下である、ことを特徴とする請求項１に記載の高硬度・高導電性Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｃ合金の製造方法。
- ステップ（３）での不活性雰囲気がアルゴン雰囲気である、ことを特徴とする請求項１に記載の高硬度・高導電性Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｃ合金の製造方法。
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Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5770244A (en) * | 1980-10-15 | 1982-04-30 | Furukawa Electric Co Ltd:The | Heat-resistant and anticorrosive copper alloy for electric conduction |
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