JP2023057593A - 造形性および導電性に優れた三次元積層造形用の銅合金粉末 - Google Patents
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Abstract
【課題】 積層造形などの急速溶融急冷凝固を伴うプロセスに適しており、高密度な造形物の作製が可能であり、かつ高い導電率を有する造形物が得られる銅合金粉末の提供。【解決手段】 銅への平衡状態での固溶限Ａが０．０１≦Ａ≦１．００であって固溶限Ａ（原子％）と実際の固溶量Ｂ（原子％）の比（Ｂ／Ａ）がＢ／Ａ：１．２～５．０である添加元素Ｍを含有する、三次元積層造形用の銅合金粉末。【選択図】 なし
Description
本発明は、三次元積層造形法、溶射法、レーザーコーティング法、肉盛法等の、急速溶融急冷凝固を伴うプロセスに適した銅合金粉末に関する。とりわけ、パウダーベッド方式（粉末床溶融結合方式）による積層造形法に好適な銅合金粉末に関する。
三次元積層造形法においては、金属からなる造形物の製作に、３Ｄプリンターが使用されはじめている。この３Ｄプリンターとは、積層造形法によって造形物が製作するものである。この三次元積層造形法の代表的な方式にはパウダーベッド方式（粉末床溶融結合方式）やメタルデポジション方式（指向性エネルギー堆積方式）などがある。パウダーベッド方式では、レーザービームまたは電子ビームの照射によって、敷き詰められた粉末のうち照射された部位が溶融し凝固する。この溶融と凝固により、粉末粒子同士が結合する。照射は、金属粉末の一部に選択的になされ、照射がなされなかった部分は、溶融せず、照射がなされた部分のみにおいて、結合層が形成される。
形成された結合層の上に、さらに新しい金属粉末が敷き詰められ、それらの金属粉末にレーザービームまたは電子ビームの照射が行われる。すると、照射により、金属粒子が溶融、凝固し、新たな結合層が形成される。また、新たな結合層は、既存の結合層とも結合される。
照射による溶融・凝固が順次繰り返されていくことにより、結合層の集合体が徐々に成長する。この成長により、三次元形状を有する造形体が得られる。こうした積層造形法を用いると、複雑な形状の造形物が、容易に得られる。
パウダーベッド方式の積層造形法としては、「鉄系粉末」と、「ニッケル、ニッケル系合金、銅、銅系合金、及び黒鉛から成る群から選ばれる１種類以上の粉末」が混合されたものを金属光造形用金属粉末として用い、これらの金属粉末を敷く粉末層形成ステップと、粉末層にビームを照射して焼結層を形成する焼結層形成ステップと、造形物の表面を切削する除去ステップを繰り返して焼結層を形成して、三次元形状造形物を製造するといった手順が開示されている（特許文献１参照。）。
高周波誘導加熱装置やモーター冷却用ヒートシンク等の合金には、高伝導度が要求される。このような用途には、Ｃｕ基合金が適している。例えば、主成分が銅であり、銅に対する固溶量が０．２ａｔ％未満である銅合金が開示されている（特許文献２参照。）。
銅に対する固溶量が０．２ａｔ％未満である添加元素を含有する積層造形用銅合金粉末が提案されている（特許文献２参照。）。この提案は、銅に対する固溶量の低い添加元素を用いることで銅への固溶による導電率の低下を低減させつつ、機械強度を得ることを意図したものであって、二元状態図に基づき平衡条件下で銅に固溶しにくい元素を非固溶に添加するものである。
積層造形法は、電子ビームやレーザーを照射することで造形物を形成するプロセスであって、金属粉末に対するエネルギー吸収は、造形における重要な因子である。例えば、レーザー積層造形法の場合、照射するレーザー波長に対するレーザー光反射率が低いほど、エネルギー吸収がしやすくなり、高効率に造形を行うことができる。
しかしながら、銅はレーザー光反射率が高いため、エネルギーが吸収されづらく、効率を高めることが難しいので、高密度な造形が困難である。添加元素を添加すると、レーザー光を吸収しやすくなり高密度の造形が容易になるが、銅合金母相への固溶量が大きくなるため、導電性は低下する。
そこで、本発明者らは、銅に添加元素を添加し、レーザー光反射率を低くして造形を容易にするだけでなく、銅に対する固溶限が小さい添加元素を選択することで、造形後の熱処理により、析出物として排出しやすくし、導電性と強度に優れる銅合金を得ることとした。さらには、銅に対する添加元素の強制固溶量と固溶限の比に着目し、固溶限が０原子％より大きく１原子％以下の範囲において、高密度かつ導電性に優れる銅合金が得られる条件を見出した。
これまでに、銅への固溶量が小さい元素を添加し、高導電性を確保するといった文献はいくつかあるが、銅に対する添加元素の固溶量は、二元状態図に基づいて平衡状態を前提に推測しているにとどまっている。銅合金のバルクではなく銅合金粉末であり、アトマイズなどの製造過程も踏まえると、実際の銅合金粉末における添加元素の強制固溶量と、状態図における平衡条件での固溶限とが合致しないこととなる。もっとも、添加元素の強制固溶量と固溶限の相違に言及する文献は見当たらず、高密度かつ導電性に優れる銅合金が得られる条件の示唆もみあたらない。
本発明は、積層造形などの急速溶融急冷凝固を伴うプロセスに適しており、高密度な造形物の作製が可能であり、かつ高い導電率を有する造形物が得られる銅合金粉末の提供を目的としている。
本発明者らは、ガスアトマイズなどの急冷凝固プロセスで作製される場合、状態図で示されるような固溶限を超えて、添加元素が銅合金粉末へ強制的に固溶される現象が見られるとの知見に基づいて、実際の銅合金粉末への強制固溶量を測定し、固溶限との比の関係性に着目した。また、添加元素が固溶状態か析出状態かを明確に区別するために、単に粉末の含有量を評価するのではなく、組織観察を行いながら強制固溶量を捕捉して分析した。
そして、鋭意検討の結果、銅への添加元素Ｍの平衡状態図に基づく固溶限Ａ（原子％）と、実際の銅合金粉末への固溶量Ｂ（原子％）の比（Ｂ／Ａ）を規定すること、酸素量Ｘ（質量％）と波長１０６４ｎｍにおけるレーザー光吸収率Ｙ（％）の積（ＸＹ）を規定することで、高密度かつ高い導電率を有する造形物が得られる銅合金粉末を見出した。
そこで、本発明の課題を解決するための第１の手段は、銅への平衡状態での固溶限Ａが０．０１≦Ａ≦１．００であって固溶限Ａ（原子％）と実際の固溶量Ｂ（原子％）の比（Ｂ／Ａ）がＢ／Ａ：１．２～５．０である添加元素Ｍを含有する、三次元積層造形用の銅合金粉末である。
その第２の手段は、上記銅合金の添加元素Ｍとして、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｚｒを１種もしくは２種以上を合計で０．１０～１０．００原子％含有し、残部は銅および不可避的不純物である、第１の手段に記載の三次元積層造形用の銅合金粉末である。
その第３の手段は、不可避的不純物として含有される成分が、Ｓｉ：０．１０質量％以下、Ｐ：０．１０質量％以下、Ｓ：０．１０質量％以下のいずれかを満たすことを特徴とする、第１又は第２のいずれかの手段に記載の三次元積層造形用の銅合金粉末である。
その第４の手段は、銅合金中の酸素量Ｘ（質量％）と銅合金の波長１０６４ｎｍにおけるレーザー光吸収率Ｙ（％）との積であるＸＹの値が０．２～２．０である、第１～第３のいずれか１の手段に記載の三次元積層造形用の銅合金粉末である。
本発明の手段によると、銅への添加元素の平衡状態での固溶限Ａ（原子％）と、実際の銅合金粉末における固溶量Ｂ（原子％）の比および、酸素量Ｘと波長１０６４ｎｍにおける吸収率Ｙの積（ＸＹ）を規定することで、積層造形すると高密度な造形体が得られる銅合金粉末を提供しうる。さらに、本発明の銅合金粉末は、得られた造形体に適した熱処理を行うことで、強制固溶した元素が析出物として排出されるため、７０％ＩＡＣＳ以上の高い導電率を有する造形物を得ることが可能である。
本発明の実施の形態を説明するに先だって、まず、添加元素Ｍの固溶限を規定する理由、平衡状態における固溶限と実際の固溶量との比を規定する理由、添加元素Ｍおよびその含有量を規定する理由、不可避的不純物を規定する理由、酸素量Ｘとレーザー光吸収率Ｙの積を規定する理由を説明する。
［添加元素Ｍの固溶限：０．０１≦Ａ≦１．００（原子％）］
平衡状態図上の銅への固溶限が小さい添加元素Ｍを含有する銅合金粉末は、純銅と比較してレーザー光反射率が抑制されやすい。そこで、粉末が急速溶融急冷凝固を伴うプロセスに供されるとき、製造過程で照射されたエネルギーが熱となって大気へ放出されにくくなる。そこで、こうした元素を添加した銅合金粉末を用いた積層造形のプロセスでは、純銅のようにエネルギー密度を過剰に高めてレーザーを照射して溶解する必要がなくなるので、過剰なレーザー照射によって溶融金属を突沸させてしまうリスクが低減される。
また、レーザーを吸収しにくいことから溶融不足に起因する欠陥も抑制できるので、積層造形に用いると、相対密度が大きく、内部の空隙が少ない造形物を得ることができる。
固溶限が０．０１原子％以上の場合、熱処理により、Ｃｕ母相から添加元素を十分に析出できるため、電気伝導率が優れる造形体が得られる。一方で、固溶限が１．００原子％を上回る場合、熱処理を行っても析出が十分に行うことができず、電気伝導率が著しく低下する。そこで、銅への平衡状態での固溶限Ａは０．０１≦Ａ≦１．００（原子％）とする。
そして、固溶限は小さいほど、析出が有利となるので、この観点から、銅への平衡状態での固溶限Ａは好ましくは、０．０１≦Ａ≦０．５０（原子％）とすることが好ましい。
平衡状態図上の銅への固溶限が小さい添加元素Ｍを含有する銅合金粉末は、純銅と比較してレーザー光反射率が抑制されやすい。そこで、粉末が急速溶融急冷凝固を伴うプロセスに供されるとき、製造過程で照射されたエネルギーが熱となって大気へ放出されにくくなる。そこで、こうした元素を添加した銅合金粉末を用いた積層造形のプロセスでは、純銅のようにエネルギー密度を過剰に高めてレーザーを照射して溶解する必要がなくなるので、過剰なレーザー照射によって溶融金属を突沸させてしまうリスクが低減される。
また、レーザーを吸収しにくいことから溶融不足に起因する欠陥も抑制できるので、積層造形に用いると、相対密度が大きく、内部の空隙が少ない造形物を得ることができる。
固溶限が０．０１原子％以上の場合、熱処理により、Ｃｕ母相から添加元素を十分に析出できるため、電気伝導率が優れる造形体が得られる。一方で、固溶限が１．００原子％を上回る場合、熱処理を行っても析出が十分に行うことができず、電気伝導率が著しく低下する。そこで、銅への平衡状態での固溶限Ａは０．０１≦Ａ≦１．００（原子％）とする。
そして、固溶限は小さいほど、析出が有利となるので、この観点から、銅への平衡状態での固溶限Ａは好ましくは、０．０１≦Ａ≦０．５０（原子％）とすることが好ましい。
［固溶限Ａ（原子％）と実際の固溶量Ｂ（原子％）の比（Ｂ／Ａ）
Ｂ／Ａ：１．２～５．０］
もっとも本発明で銅に添加する元素は銅に比べてレーザー光反射率低い一方で導電率も低い。このため、固溶量が多すぎる元素を添加すると、銅合金粉末に固溶することによって、得られる造形物の導電率が低下してしまう。
ただし、固溶量が多い場合であっても、その添加元素の固溶限が小さいならば、析出が促進されるため、導電率の低下は抑制される。そのため、実際の固溶量Ｂと固溶限Ａの比を規定することが重要になる。
一方で、固溶量が少ないと、レーザー光が反射率しやすくなるため、造形物の相対密度は低くなってしまう。
Ｂ／Ａ：１．２～５．０］
もっとも本発明で銅に添加する元素は銅に比べてレーザー光反射率低い一方で導電率も低い。このため、固溶量が多すぎる元素を添加すると、銅合金粉末に固溶することによって、得られる造形物の導電率が低下してしまう。
ただし、固溶量が多い場合であっても、その添加元素の固溶限が小さいならば、析出が促進されるため、導電率の低下は抑制される。そのため、実際の固溶量Ｂと固溶限Ａの比を規定することが重要になる。
一方で、固溶量が少ないと、レーザー光が反射率しやすくなるため、造形物の相対密度は低くなってしまう。
銅合金粉末がアトマイズ法のような急冷凝固を伴う方法で得られると、元素Ｍは平衡状態図上の固溶限Ａよりも多く強制的に固溶される。造形物における実際の固溶量Ｂ（原子％）は平衡状態での固溶限Ａ（原子％）よりも多くなる。
たとえば、固溶限のみならず、実際の固溶量との比によっても析出量は決まってくるので、一見すると固溶限が０．８９ａｔ％と大きめなＣｒにおいても、高密度かつ導電性に優れる造形物を作製することができる。
たとえば、固溶限のみならず、実際の固溶量との比によっても析出量は決まってくるので、一見すると固溶限が０．８９ａｔ％と大きめなＣｒにおいても、高密度かつ導電性に優れる造形物を作製することができる。
そこで、この比（Ｂ／Ａ）は、１．２～５．０とする。
固溶限Ａ（原子％）と実際の固溶量Ｂ（原子％）の比（Ｂ／Ａ）が１．２以上である粉末であれば、高密度の造形物を得ることができる。この観点から、より好ましくは、比（Ｂ／Ａ）は１．５以上である。もっとも、比（Ｂ／Ａ）が５．０を超えると、造形物の導電性が低下する。そこで、この比（Ｂ／Ａ）は、１．２～５．０とする。導電性の低下の観点から、より好ましくは、比（Ｂ／Ａ）は４．５以下である。
固溶限Ａ（原子％）と実際の固溶量Ｂ（原子％）の比（Ｂ／Ａ）が１．２以上である粉末であれば、高密度の造形物を得ることができる。この観点から、より好ましくは、比（Ｂ／Ａ）は１．５以上である。もっとも、比（Ｂ／Ａ）が５．０を超えると、造形物の導電性が低下する。そこで、この比（Ｂ／Ａ）は、１．２～５．０とする。導電性の低下の観点から、より好ましくは、比（Ｂ／Ａ）は４．５以下である。
［添加元素Ｍ］
添加元素Ｍとして、Ｃｒ（クロム）、Ｍｏ（モリブデン）、Ｖ（バナジウム）、Ｚｒ（ジルコニウム）からなる群から１種以上を選択することができる。Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ及びＺｒのそれぞれの、平衡状態のＣｕへの固溶限は、それぞれ１原子％以下と小さいので、これら成分の添加は０．０１≦Ａ≦１．００を充足する。
すなわち、表１に示すように、Ｃｕへの固溶限はＣｒ：０．８９ａｔ％、Ｍｏ：０．０６７ａｔ％、Ｖ：０．１０ａｔ％、Ｚｒ：０．１２ａｔ％である。
固溶限Ａが０．０１≦Ａ≦１．００を満たす場合、実際の固溶量Ｂが合計で０．１～１０．０原子％の範囲内であれば、添加元素を２種以上添加しても構わない。
なお、粉末がアトマイズ法のような急冷凝固を伴う方法で得られると、添加元素ＭがＣｕに過飽和に固溶する。この過飽和固溶体は、レーザー光反射率を低減することができる。従って、これらの元素Ｍの添加は、相対密度が大きく、内部の空隙が少ない造形物を得ることに資する。
添加元素Ｍとして、Ｃｒ（クロム）、Ｍｏ（モリブデン）、Ｖ（バナジウム）、Ｚｒ（ジルコニウム）からなる群から１種以上を選択することができる。Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ及びＺｒのそれぞれの、平衡状態のＣｕへの固溶限は、それぞれ１原子％以下と小さいので、これら成分の添加は０．０１≦Ａ≦１．００を充足する。
すなわち、表１に示すように、Ｃｕへの固溶限はＣｒ：０．８９ａｔ％、Ｍｏ：０．０６７ａｔ％、Ｖ：０．１０ａｔ％、Ｚｒ：０．１２ａｔ％である。
固溶限Ａが０．０１≦Ａ≦１．００を満たす場合、実際の固溶量Ｂが合計で０．１～１０．０原子％の範囲内であれば、添加元素を２種以上添加しても構わない。
なお、粉末がアトマイズ法のような急冷凝固を伴う方法で得られると、添加元素ＭがＣｕに過飽和に固溶する。この過飽和固溶体は、レーザー光反射率を低減することができる。従って、これらの元素Ｍの添加は、相対密度が大きく、内部の空隙が少ない造形物を得ることに資する。
［添加元素Ｍの含有率：０．１～１０．０原子％］
添加元素Ｍの合計含有率は、０．１～１０．０原子％が好ましい。添加元素Ｍの合計含有率が０．１原子％以上である粉末であれば、相対密度が大きい造形物を得ることができる。この観点から、より好ましい添加元素Ｍの合計含有率は０．５原子％以上である。添加元素Ｍの合計含有率が多いと導電性が低下するので、１０．０原子％を超えることは導電性の観点からは好ましくない。そこで、添加元素Ｍの合計含有率は１０．０原子％以下とする。添加元素Ｍの合計含有率はより好ましくは５．０原子％以下であり、特に好ましくは３．０原子％以下である。
このとき、固溶されなかった添加元素は、析出物として析出されることになる。実際に固溶される量は、粉末作製時の急速冷却プロセスに起因して、固溶限以上の量を固溶した状態になり得ることから、この点も加味して、添加元素Ｍの含有率は、１０．０原子％までとしている。
添加元素Ｍの合計含有率は、０．１～１０．０原子％が好ましい。添加元素Ｍの合計含有率が０．１原子％以上である粉末であれば、相対密度が大きい造形物を得ることができる。この観点から、より好ましい添加元素Ｍの合計含有率は０．５原子％以上である。添加元素Ｍの合計含有率が多いと導電性が低下するので、１０．０原子％を超えることは導電性の観点からは好ましくない。そこで、添加元素Ｍの合計含有率は１０．０原子％以下とする。添加元素Ｍの合計含有率はより好ましくは５．０原子％以下であり、特に好ましくは３．０原子％以下である。
このとき、固溶されなかった添加元素は、析出物として析出されることになる。実際に固溶される量は、粉末作製時の急速冷却プロセスに起因して、固溶限以上の量を固溶した状態になり得ることから、この点も加味して、添加元素Ｍの含有率は、１０．０原子％までとしている。
［不可避的不純物について］
不可避的不純物の中でも、Ｓｉ（シリコン）、Ｐ（リン）、Ｓ（硫黄）は、銅合金の電気伝導及び熱伝導を阻害する成分である。これらの元素は、他元素と化合物を形成しやすく、特に造形時の割れ発生に敏感な元素であるから、ごく少量でも割れ発生に影響を与えやすい。そこで、Ｓｉ、Ｐ、Ｓは、多く含有しすぎないようにすることが好ましく、本発明は不可避的不純物としてのＳｉ、Ｐ、Ｓの含有を許容しているものの、さらに次に示す範囲に規制することが好ましい。
なお、不純物の多寡については原料の種類や原料の溶解や精錬等の方法及び条件によって変化するものであるが、本発明におけるＳｉ、Ｐ、Ｓを次の範囲に制御する場合であれば、その精錬等の手段を適宜に選定することによって、不可避不純物の含有量を所望の範囲に収めることが合理的に可能である。
不可避的不純物の中でも、Ｓｉ（シリコン）、Ｐ（リン）、Ｓ（硫黄）は、銅合金の電気伝導及び熱伝導を阻害する成分である。これらの元素は、他元素と化合物を形成しやすく、特に造形時の割れ発生に敏感な元素であるから、ごく少量でも割れ発生に影響を与えやすい。そこで、Ｓｉ、Ｐ、Ｓは、多く含有しすぎないようにすることが好ましく、本発明は不可避的不純物としてのＳｉ、Ｐ、Ｓの含有を許容しているものの、さらに次に示す範囲に規制することが好ましい。
なお、不純物の多寡については原料の種類や原料の溶解や精錬等の方法及び条件によって変化するものであるが、本発明におけるＳｉ、Ｐ、Ｓを次の範囲に制御する場合であれば、その精錬等の手段を適宜に選定することによって、不可避不純物の含有量を所望の範囲に収めることが合理的に可能である。
そこで、銅合金には、添加元素Ｍ以外に含有される不可避的不純物としては、
Ｓｉ：０．１０質量％以下、
Ｐ：０．１０質量％以下、
Ｓ：０．１０質量％以下、
の少なくともいずれかは充足していることが好ましい。
Ｓｉ：０．１０質量％以下、
Ｐ：０．１０質量％以下、
Ｓ：０．１０質量％以下、
の少なくともいずれかは充足していることが好ましい。
［Ｓｉ：０．１０質量％以下］
ＳｉはＣｕに固溶し、銅合金の電気伝導及び熱伝導を阻害する。この観点から、Ｓｉの含有率は０．１０質量％以下が好ましく、０．０５質量％以下がより好ましい。
ＳｉはＣｕに固溶し、銅合金の電気伝導及び熱伝導を阻害する。この観点から、Ｓｉの含有率は０．１０質量％以下が好ましく、０．０５質量％以下がより好ましい。
［Ｐ：０．１０質量％以下］
ＰはＣｕに固溶し、銅合金の電気伝導及び熱伝導を阻害する。この観点から、Ｐの含有率は０．１０質量％以下が好ましく、０．０５質量％以下がより好ましい。
ＰはＣｕに固溶し、銅合金の電気伝導及び熱伝導を阻害する。この観点から、Ｐの含有率は０．１０質量％以下が好ましく、０．０５質量％以下がより好ましい。
［Ｓ：０．１０質量％以下］
ＳはＣｕに固溶し、銅合金の電気伝導及び熱伝導を阻害する。この観点から、Ｓの含有率は０．１０質量％以下が好ましく、０．０５質量％以下がより好ましい。
ＳはＣｕに固溶し、銅合金の電気伝導及び熱伝導を阻害する。この観点から、Ｓの含有率は０．１０質量％以下が好ましく、０．０５質量％以下がより好ましい。
［銅合金中の酸素量Ｘ（質量％）］
銅合金粉末への酸素含有量が多くなると、酸化膜が形成されるため、レーザー光反射率が低減でき、造形し易くなる。しかし、作製された造形物の酸素濃度も高くなり、酸化物として残存するため、導電性は低くなる。また、酸化物が残存する場合は、強度が劣る。
銅合金粉末への酸素含有量が多くなると、酸化膜が形成されるため、レーザー光反射率が低減でき、造形し易くなる。しかし、作製された造形物の酸素濃度も高くなり、酸化物として残存するため、導電性は低くなる。また、酸化物が残存する場合は、強度が劣る。
［銅合金の波長１０６４ｎｍにおけるレーザー光吸収率（％）］
波長１０６４ｎｍにおけるレーザーの吸収率が高いと合金粉末は完全に溶融するが、吸収率が低いと部分的に溶融し未溶融な粉末が残る。この未溶融な粉末が造形物内部に取り残された場合、低密度かつ強度が劣る造形物が形成される。なお、波長１０６４ｎｍとは、レーザー積層造形装置の汎用的なエネルギー源であるＹｂファイバレーザー光の波長である。
波長１０６４ｎｍにおけるレーザーの吸収率が高いと合金粉末は完全に溶融するが、吸収率が低いと部分的に溶融し未溶融な粉末が残る。この未溶融な粉末が造形物内部に取り残された場合、低密度かつ強度が劣る造形物が形成される。なお、波長１０６４ｎｍとは、レーザー積層造形装置の汎用的なエネルギー源であるＹｂファイバレーザー光の波長である。
［ＸＹの値：０．２～２．０］
酸素量Ｘ（質量％）と波長１０６４ｎｍにおけるレーザー光吸収率Ｙ（％）の積ＸＹが０．２以上の場合、造形が容易になり、高密度の造形物が得られる。一方で、２．０を超える場合、造形物内部に酸化物が残存し、導電率および強度が劣る。そこで、酸素量Ｘ（質量％）と波長１０６４ｎｍにおけるレーザー光吸収率Ｙ（％）の積ＸＹの値は、０．２～２．０であることが望ましい。
酸素量Ｘ（質量％）と波長１０６４ｎｍにおけるレーザー光吸収率Ｙ（％）の積ＸＹが０．２以上の場合、造形が容易になり、高密度の造形物が得られる。一方で、２．０を超える場合、造形物内部に酸化物が残存し、導電率および強度が劣る。そこで、酸素量Ｘ（質量％）と波長１０６４ｎｍにおけるレーザー光吸収率Ｙ（％）の積ＸＹの値は、０．２～２．０であることが望ましい。
［組織］
本発明の銅合金粉末を三次元積層造形して得られた造形体の金属組織は、（１）Ｃｕを多く含むマトリクス相、（２）元素Ｍを多く含む粒界相、及び（３）マトリクス相に分散する化合物ＣｕmＭnを有する。この化合物の化学式において、ｍ及びｎはそれぞれ自然数を表す。
本発明の銅合金粉末を三次元積層造形して得られた造形体の金属組織は、（１）Ｃｕを多く含むマトリクス相、（２）元素Ｍを多く含む粒界相、及び（３）マトリクス相に分散する化合物ＣｕmＭnを有する。この化合物の化学式において、ｍ及びｎはそれぞれ自然数を表す。
マトリクス相（１）の主成分は、Ｃｕである。マトリクス相の材質が、Ｃｕのみであってもよい。マトリクス相の材質が、Ｃｕと固溶元素とであってもよい。
粒界相（２）の主成分は、Ｃｕと元素Ｍとの化合物であり、マトリクス相に比べて元素Ｍの含有量は多い。粒界相（２）は、Ｍ元素の単相を含んでもよい。
化合物 （３）の主成分は、ＣｕmＭnである。
化合物 （３）の主成分は、ＣｕmＭnである。
［銅合金粉末の粒子径］
本発明の銅合金粉末の平均粒子径Ｄ50は、１０μｍ～１００μｍが好ましい。微細な粒子は凝集しやすくなるため、積層造形のようにパウダーを敷き詰める際にスムーズに粉体を敷き詰めることができなくなる。そこで、本発明の銅合金粉末の平均粒子径が１０μｍ以上であれば、流動性に優れる。他方、１００μｍを超えると、得られる造形物の相対密度が下がってしまうこととなる。そこで、銅合金粉末の平均粒子径Ｄ50は、１０μｍ～１００μｍが好ましい。より好ましくは、平均粒子径Ｄ50の下限は２０μｍ以上であり、さらに好ましくは、３０μｍ以上である。また、平均粒子径Ｄ50の上限は、より好ましくは８０μｍ以下であり、さらに好ましくは、６０μｍ以下である。
本発明の銅合金粉末の平均粒子径Ｄ50は、１０μｍ～１００μｍが好ましい。微細な粒子は凝集しやすくなるため、積層造形のようにパウダーを敷き詰める際にスムーズに粉体を敷き詰めることができなくなる。そこで、本発明の銅合金粉末の平均粒子径が１０μｍ以上であれば、流動性に優れる。他方、１００μｍを超えると、得られる造形物の相対密度が下がってしまうこととなる。そこで、銅合金粉末の平均粒子径Ｄ50は、１０μｍ～１００μｍが好ましい。より好ましくは、平均粒子径Ｄ50の下限は２０μｍ以上であり、さらに好ましくは、３０μｍ以上である。また、平均粒子径Ｄ50の上限は、より好ましくは８０μｍ以下であり、さらに好ましくは、６０μｍ以下である。
平均粒子径Ｄ50の測定では、粉末の全体積が１００％とされて、累積カーブが求められる。このカーブ上の、累積体積が５０％である点の粒子径が、平均粒子Ｄ50である。平均粒子径Ｄ50は、レーザー回折散乱法によって測定することができる。たとえば、この測定に適した装置として、日機装社のレーザー回折・散乱式粒子径分布測定装置「マイクロトラックＭＴ３０００」が挙げられる。この装置のセル内に、粉末が純水と共に流し込まれ、粒子の光散乱情報に基づいて、粒子径が検出される。
［タップ密度］
造形物の製造容易の観点から、この粉末のタップ密度ＴＤは、０．１０～０．４０Ｍｇ／ｍ3が好ましく、０．１５Ｍｇ／ｍ3～０．３５Ｍｇ／ｍ3が特に好ましい。
造形物の製造容易の観点から、この粉末のタップ密度ＴＤは、０．１０～０．４０Ｍｇ／ｍ3が好ましく、０．１５Ｍｇ／ｍ3～０．３５Ｍｇ／ｍ3が特に好ましい。
タップ密度は、「ＪＩＳ（日本産業規格） Ｚ ２５１２」の規定に準拠して測定される。測定では、約５０ｇの粉末が容積１００ｃｍ3のシリンダーに充填され、密度が測定される。測定条件は、以下の通りである。
落下高さ ：１０ｍｍ
タップ回数：２００
落下高さ ：１０ｍｍ
タップ回数：２００
［銅合金粉末の製造について］
以下、本発明の銅合金粉末の製造について説明する。
銅合金粉末の製造方法としては、水アトマイズ法、単ロール急冷法、双ロール急冷法、ガスアトマイズ法、ディスクアトマイズ法及び遠心アトマイズ法が例示される。このうち、銅合金粉末の好ましい製造方法は、単ロール冷却法、ガスアトマイズ法及びディスクアトマイズ法である。
また、銅合金粉末の作製のために、メカニカルミリング等が施されて粉砕して粉体を得ることもできる。ミリング方法としては、ボールミル法、ビーズミル法、遊星ボールミル法、アトライタ法及び振動ボールミル法が例示される。
本発明における積層造形に用いる銅合金粉末は、添加成分の過飽和固溶および球状化の観点からは、とりわけガスアトマイズ法が好ましい。そこで、以下の実施の形態では、ガスアトマイズによる製造で得られた銅合金粉末を用いて説明する。
以下、本発明の銅合金粉末の製造について説明する。
銅合金粉末の製造方法としては、水アトマイズ法、単ロール急冷法、双ロール急冷法、ガスアトマイズ法、ディスクアトマイズ法及び遠心アトマイズ法が例示される。このうち、銅合金粉末の好ましい製造方法は、単ロール冷却法、ガスアトマイズ法及びディスクアトマイズ法である。
また、銅合金粉末の作製のために、メカニカルミリング等が施されて粉砕して粉体を得ることもできる。ミリング方法としては、ボールミル法、ビーズミル法、遊星ボールミル法、アトライタ法及び振動ボールミル法が例示される。
本発明における積層造形に用いる銅合金粉末は、添加成分の過飽和固溶および球状化の観点からは、とりわけガスアトマイズ法が好ましい。そこで、以下の実施の形態では、ガスアトマイズによる製造で得られた銅合金粉末を用いて説明する。
［球形度］
粉末の球形度は、０．８０～０．９５が好ましい。球形度が０．８０以上である粉末は、流動性に優れる。この観点から、球形度は０．８３以上がより好ましく、０．８５以上が特に好ましい。球形度が０．９５以下である粉末では、レーザーの反射が抑制されうる。この観点から、球形度は０．９３以下がより好ましく、０．９０以下が特に好ましい。
粉末の球形度は、０．８０～０．９５が好ましい。球形度が０．８０以上である粉末は、流動性に優れる。この観点から、球形度は０．８３以上がより好ましく、０．８５以上が特に好ましい。球形度が０．９５以下である粉末では、レーザーの反射が抑制されうる。この観点から、球形度は０．９３以下がより好ましく、０．９０以下が特に好ましい。
球形度の測定では、粉末が樹脂に埋め込まれた試験片が準備される。この試験片が鏡面研磨に供され、研磨面が光学顕微鏡で観察される。顕微鏡の倍率は、１００倍である。無作為に抽出された２０個の粒子について画像解析がなされ、この粒子の球形度が測定される。２０個の測定値の平均が、粉末の球形度である。球形度は、粉末１粒子の最大長と、最大長に対して垂直方向における長さの割合を意味している。
［造形物の作製について］
本発明の銅合金粉末を用いて造形物を作製する方法としては、銅合金粉末を溶融及び凝固する工程である急速溶融急冷凝固プロセスが挙げられる。このプロセスの具体例としては、三次元積層造形法、溶射法、レーザーコーティング法及び肉盛法が挙げられる。特に、本発明の銅合金粉末は、レーザー光を吸収して溶融凝固させることに好適であることから、パウダーベッド方式（粉末床溶融結合方式）の三次元積層造形法で造形物を積層しながら作製していくことに適している。
本発明の銅合金粉末を用いて造形物を作製する方法としては、銅合金粉末を溶融及び凝固する工程である急速溶融急冷凝固プロセスが挙げられる。このプロセスの具体例としては、三次元積層造形法、溶射法、レーザーコーティング法及び肉盛法が挙げられる。特に、本発明の銅合金粉末は、レーザー光を吸収して溶融凝固させることに好適であることから、パウダーベッド方式（粉末床溶融結合方式）の三次元積層造形法で造形物を積層しながら作製していくことに適している。
パウダーベッド方式では、レーザービームまたは電子ビームの照射によって、敷き詰められた粉末のうち照射された部位が溶融し凝固する。この溶融と凝固により、粉末粒子同士が結合する。照射は、銅合金粉末の一部に選択的になされ、照射がなされなかった部分は、溶融せず、照射がなされた部分のみにおいて、結合層が形成される。
形成された結合層の上に、さらに新しい銅合金粉末が敷き詰められ、それらの銅合金粉末にレーザービームまたは電子ビームの照射が行われる。すると、照射により、銅合金粒子が溶融、凝固し、新たな結合層が形成される。また、新たな結合層は、既存の結合層とも結合される。
照射による溶融・凝固が順次繰り返されていくことにより、結合層の集合体が徐々に成長する。この成長により、三次元形状を有する造形体が得られる。こうした積層造形法を用いると、複雑な形状の造形物が、容易に得られる。
なお、積層造形法などの急速溶融急冷凝固プロセスで焼結をおこなう時のエネルギー密度は、１２０～２５０Ｊ／ｍｍ3であることが好ましい。エネルギー密度が１２０Ｊ／ｍｍ3以上である場合、十分な熱が粉末に与えられるので、造形物内部における未溶融粉末の残存が抑制され、相対密度の大きな造形物が得られやすい。そこで、より好ましくは、エネルギー密度は１４０Ｊ／ｍｍ3以上である。
エネルギー密度が２５０Ｊ／ｍｍ3以下である場合、溶融に必要以上の過剰な熱を防ぐため、溶融金属の突沸が抑制され、造形物の内部における欠陥が抑制される。そこで、より好ましくは、エネルギー密度は２３０Ｊ／ｍｍ3以下である。
［熱処理］
銅合金造形物の熱処理では、未熱処理造形物に時効熱処理を施す工程を行う。時効熱処理により、元素群Ｍの元素成分単相および／またはＣｕと元素群Ｍの元素成分との化合物が、粒界に析出する。この析出により、母相におけるＣｕの純度を高めることができる。この母相は、造形物の導電性に寄与しうる。
銅合金造形物の熱処理では、未熱処理造形物に時効熱処理を施す工程を行う。時効熱処理により、元素群Ｍの元素成分単相および／またはＣｕと元素群Ｍの元素成分との化合物が、粒界に析出する。この析出により、母相におけるＣｕの純度を高めることができる。この母相は、造形物の導電性に寄与しうる。
時効熱処理の温度が、３５０℃以上である場合、元素群Ｍの元素成分単相および／またはＣｕと元素群Ｍの元素成分との化合物が、十分に析出した組織が得られる。そこで、時効熱処理の温度は、４００℃以上がより好ましい。時効熱処理の温度が、１０００℃以下である場合、元素群Ｍの母相への固溶が抑制される。そこで、時効熱処理の温度は、９００℃以下がより好ましい。
時効熱処理の時間が１時間以上である場合、元素群Ｍの元素成分単相および／またはＣｕと元素群Ｍの元素成分との化合物が、十分に析出した組織が得られる。一方で、時効熱処理の時間が１０時間以下である場合、過時効による析出物粗大化に起因した導電率低下および強度低下を抑制することができる。そこで、時効熱処理の時間は、１時間以上、１０時間以下が好ましい。
［相対密度］
急速溶融急冷凝固プロセスで得られた造形物（すなわち、後述される熱処理が施される前の造形物）の相対密度は、９５％以上が好ましい。この未熱処理の造形物は、寸法精度及び導電性に優れる。この観点から、相対密度は９８％以上がより好ましく、９９％以上がさらに好ましい。
急速溶融急冷凝固プロセスで得られた造形物（すなわち、後述される熱処理が施される前の造形物）の相対密度は、９５％以上が好ましい。この未熱処理の造形物は、寸法精度及び導電性に優れる。この観点から、相対密度は９８％以上がより好ましく、９９％以上がさらに好ましい。
相対密度は、積層造形法等で作製した１０ｍｍ角試験片の密度と、原料である粉末のかさ密度との比に基づいて算出される。１０ｍｍ角試験片の密度は、アルキメデス法によって測定される。粉末のかさ密度は、乾式密度測定器によって測定される。
［造形物の電気伝導度］
熱処理後の造形物の電気伝導度は、７０ＩＡＣＳ％以上が好ましい。電気伝導度が７０ＩＡＣＳ％以上である造形物は、導電性に優れる。より好ましくは、電気伝導度は７５ＩＡＣＳ％以上であり、さらに好ましくは、電気伝導度は８０ＩＡＣＳ％以上である。
熱処理後の造形物の電気伝導度は、７０ＩＡＣＳ％以上が好ましい。電気伝導度が７０ＩＡＣＳ％以上である造形物は、導電性に優れる。より好ましくは、電気伝導度は７５ＩＡＣＳ％以上であり、さらに好ましくは、電気伝導度は８０ＩＡＣＳ％以上である。
［電気伝導度の測定］
試験片（３×２×６０ｍｍ）を作製し、「ＪＩＳ Ｃ ２５２５」に準拠した４端子法で、電気抵抗値（Ω）を測定した。測定には、アルバック理工社の装置「ＴＥＲ－２０００ＲＨ型」を用いた。測定条件は、以下の通りである。
温度：２５℃
電流：４Ａ
電圧降下間距離：４０ｍｍ
下記数式に基づき、電気抵抗率ρ（Ωｍ）を算出した。
ρ ＝ Ｒ ／ Ｉ × Ｓ
この数式において、Ｒは試験片の電気抵抗値（Ω）であり、Ｉは電流（Ａ）であり、Ｓは試験片の料断面積（ｍ2）である。電気伝導度（Ｓ／ｍ）は、電気抵抗率ρの逆数から算出した。また、５．９×１０７（Ｓ／ｍ）を１００％ＩＡＣＳとして、各試験片の電気伝導度（％ＩＡＣＳ）を算出した。
試験片（３×２×６０ｍｍ）を作製し、「ＪＩＳ Ｃ ２５２５」に準拠した４端子法で、電気抵抗値（Ω）を測定した。測定には、アルバック理工社の装置「ＴＥＲ－２０００ＲＨ型」を用いた。測定条件は、以下の通りである。
温度：２５℃
電流：４Ａ
電圧降下間距離：４０ｍｍ
下記数式に基づき、電気抵抗率ρ（Ωｍ）を算出した。
ρ ＝ Ｒ ／ Ｉ × Ｓ
この数式において、Ｒは試験片の電気抵抗値（Ω）であり、Ｉは電流（Ａ）であり、Ｓは試験片の料断面積（ｍ2）である。電気伝導度（Ｓ／ｍ）は、電気抵抗率ρの逆数から算出した。また、５．９×１０７（Ｓ／ｍ）を１００％ＩＡＣＳとして、各試験片の電気伝導度（％ＩＡＣＳ）を算出した。
［実施例］
以下、実施例によって本発明の効果が確認されることを示すが、この実施例の記載に基づいて本発明が限定的に解釈されるものではない。
以下、実施例によって本発明の効果が確認されることを示すが、この実施例の記載に基づいて本発明が限定的に解釈されるものではない。
まず、表２に記載のＣｕに元素Ｍ成分を添加した材料をガスアトマイズすることによって、表２に記載の実施例１～１８の成分及び残部Ｃｕからなる銅合金粉末を得た。同様に、表５に記載の比較例１～１３の成分及び残部Ｃｕからなる銅合金粉末を得た。
具体的な手順としては、まず真空中にて、アルミナ製坩堝で、所定の組成を有する原料を高周波誘導加熱で加熱し、溶解した後、坩堝下にある直径が５ｍｍのノズルから、溶湯を落下させた。次いで、この溶湯に向けてアルゴンガスを噴霧し、多数の粒子を得た。これらの粒子に分級を施して直径が６３μｍを超える粒子を除去し、銅合金粉末を得た。
具体的な手順としては、まず真空中にて、アルミナ製坩堝で、所定の組成を有する原料を高周波誘導加熱で加熱し、溶解した後、坩堝下にある直径が５ｍｍのノズルから、溶湯を落下させた。次いで、この溶湯に向けてアルゴンガスを噴霧し、多数の粒子を得た。これらの粒子に分級を施して直径が６３μｍを超える粒子を除去し、銅合金粉末を得た。
［粉末の固溶量測定］
実施例１～１８に示す各銅合金粉末について、断面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）（日本電子株式会社、ＪＳＭ－ＩＴ５００ＨＲ／ＬＶ）を用いて、母相と析出物を明確にしたうえで、銅合金粉末に固溶される添加元素の量を測定した。測定には、ＳＥＭ装置に付属のエネルギー分散型Ｘ線分光器（ＥＤＳ）（オックスフォードインストゥルメンツ株式会社、ＡＺｔｅｃ Ｅｎｅｒｇｙ／Ａｕｔｏｍａｔｅｄ Ｘ－ＭａｘＮ１５０）を用いた。銅合金粉末について、銅への元素Ｍの実際の固溶量を測定した結果を、表１に示す。元素Ｍの添加量、その他元素の含有量は表２に示す。
実施例１～１８に示す各銅合金粉末について、断面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）（日本電子株式会社、ＪＳＭ－ＩＴ５００ＨＲ／ＬＶ）を用いて、母相と析出物を明確にしたうえで、銅合金粉末に固溶される添加元素の量を測定した。測定には、ＳＥＭ装置に付属のエネルギー分散型Ｘ線分光器（ＥＤＳ）（オックスフォードインストゥルメンツ株式会社、ＡＺｔｅｃ Ｅｎｅｒｇｙ／Ａｕｔｏｍａｔｅｄ Ｘ－ＭａｘＮ１５０）を用いた。銅合金粉末について、銅への元素Ｍの実際の固溶量を測定した結果を、表１に示す。元素Ｍの添加量、その他元素の含有量は表２に示す。
［レーザー光吸収率の測定］
各銅合金粉末について、分光光度計を用いて、レーザー波長１０６４ｎｍにおけるレーザー光反射率を測定した。レーザー光吸収率は、１００－「レーザー光反射率（％）」％として算出した。結果は、表２に示してある。
各銅合金粉末について、分光光度計を用いて、レーザー波長１０６４ｎｍにおけるレーザー光反射率を測定した。レーザー光吸収率は、１００－「レーザー光反射率（％）」％として算出した。結果は、表２に示してある。
［造形］
銅合金粉末を原料として、それぞれ、３次元積層造形装置（ＥＯＳ－Ｍ２８０）による積層造形法を実施し、造形物（未熱処理造形物）を得た。
銅合金粉末を原料として、それぞれ、３次元積層造形装置（ＥＯＳ－Ｍ２８０）による積層造形法を実施し、造形物（未熱処理造形物）を得た。
［熱処理］
未熱処理造形物に、３５０～１０００℃、１～１０時間の範囲内で熱処理（時効処理）を施した。これらの熱処理条件は各組成に応じて、適切と考えられる熱処理を施している。
未熱処理造形物に、３５０～１０００℃、１～１０時間の範囲内で熱処理（時効処理）を施した。これらの熱処理条件は各組成に応じて、適切と考えられる熱処理を施している。
［相対密度測定］
熱処理後の造形物について、それぞれ、試験片（１０×１０×１０ｍｍ）を作製し、相対密度（％）を測定した。結果を表３に示す。
熱処理後の造形物について、それぞれ、試験片（１０×１０×１０ｍｍ）を作製し、相対密度（％）を測定した。結果を表３に示す。
［電気伝導率測定］
熱処理後の造形物について、それぞれ、試験片（３×２×６０ｍｍ）を作製し、「ＪＩＳ Ｃ ２５２５」に準拠した４端子法で、電気伝導率（％ＩＡＣＳ）を測定した。結果を表３に示す。
熱処理後の造形物について、それぞれ、試験片（３×２×６０ｍｍ）を作製し、「ＪＩＳ Ｃ ２５２５」に準拠した４端子法で、電気伝導率（％ＩＡＣＳ）を測定した。結果を表３に示す。
［評価格付け］
造形物の特性に関する下記の基準に基づき、３段階の格付けを実施した結果を表３に示した。
評価◎：相対密度９８％以上かつ電気伝導率７５％ＩＡＣＳ以上。
評価○：相対密度９５％以上かつ電気伝導率７０％ＩＡＣＳ以上。
評価×：相対密度９５％未満または電気伝導率７０％ＩＡＣＳ未満。
造形物の特性に関する下記の基準に基づき、３段階の格付けを実施した結果を表３に示した。
評価◎：相対密度９８％以上かつ電気伝導率７５％ＩＡＣＳ以上。
評価○：相対密度９５％以上かつ電気伝導率７０％ＩＡＣＳ以上。
評価×：相対密度９５％未満または電気伝導率７０％ＩＡＣＳ未満。
表３より、添加元素Ｍの銅への固溶限Ａ（原子％）が０．０１≦Ａ≦１．００であって、固溶限Ａと実際の固溶量Ｂ（原子％）の比（Ｂ／Ａ）が、Ｂ／Ａ：１．２～５．０である粉末を用いて作製した造形体は、相対密度９５％以上かつ電気伝導率７０％ＩＡＣＳ以上を達成することが確認された。
［比較例］
表４～６に比較例１～１１について、示す。
比較例１は、固溶限に比してＣｒの実際の固溶量が少なく、相対密度が低いものとなった。
比較例２は、固溶限に比してＭｏの実際の固溶量が多く、電気伝導率が低いものとなった。
比較例３は、固溶限に比してＶの実際の固溶量が多く、電気伝導率が低いものとなった。
比較例４は、Ｚｒの添加量が少なく、固溶限に比してＺｒの実際の固溶量も少なく、相対密度が低いものとなった。
比較例５は、固溶限が大きいＡｌが添加されており、電気伝導率が低いものとなった。
比較例６は、固溶限が大きいＡｌが添加されており、電気伝導率が低いものとなった。
比較例７は、固溶限が大きいＳｎが添加されており、電気伝導率が低いものとなった。
比較例８は、Ｃｒの添加量が少なく、固溶限に比してＣｒの実際の固溶量も少なく、相対密度が低いものとなった。
比較例９は、Ｖの添加量が多く、固溶限に比してＶの実際の固溶量も多いので、電気伝導率が低いものとなった。
比較例１０は、固溶限が大きいＡｌが添加されており、ＸＹの積が大きすぎ、電気伝導率が低いものとなった。
比較例１１は、Ｚｒの添加量が多く、固溶限に比してＺｒの実際の固溶量も多く、ＸＹの積が大きく、電気伝導率が低いものとなった。
表４～６に比較例１～１１について、示す。
比較例１は、固溶限に比してＣｒの実際の固溶量が少なく、相対密度が低いものとなった。
比較例２は、固溶限に比してＭｏの実際の固溶量が多く、電気伝導率が低いものとなった。
比較例３は、固溶限に比してＶの実際の固溶量が多く、電気伝導率が低いものとなった。
比較例４は、Ｚｒの添加量が少なく、固溶限に比してＺｒの実際の固溶量も少なく、相対密度が低いものとなった。
比較例５は、固溶限が大きいＡｌが添加されており、電気伝導率が低いものとなった。
比較例６は、固溶限が大きいＡｌが添加されており、電気伝導率が低いものとなった。
比較例７は、固溶限が大きいＳｎが添加されており、電気伝導率が低いものとなった。
比較例８は、Ｃｒの添加量が少なく、固溶限に比してＣｒの実際の固溶量も少なく、相対密度が低いものとなった。
比較例９は、Ｖの添加量が多く、固溶限に比してＶの実際の固溶量も多いので、電気伝導率が低いものとなった。
比較例１０は、固溶限が大きいＡｌが添加されており、ＸＹの積が大きすぎ、電気伝導率が低いものとなった。
比較例１１は、Ｚｒの添加量が多く、固溶限に比してＺｒの実際の固溶量も多く、ＸＹの積が大きく、電気伝導率が低いものとなった。
Claims (4)
- 銅への平衡状態での固溶限Ａが０．０１≦Ａ≦１．００であって固溶限Ａ（原子％）と実際の固溶量Ｂ（原子％）の比（Ｂ／Ａ）がＢ／Ａ：１．２～５．０である添加元素Ｍを含有する、三次元積層造形用の銅合金粉末。
- 上記銅合金の添加元素Ｍとして、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｚｒを１種もしくは２種以上を合計０．１０～１０．００原子％含有し、残部は銅および不可避的不純物である、請求項１に記載の三次元積層造形用の銅合金粉末。
- 不可避的不純物として含有される成分が
Ｓｉ：０．１０質量％以下、
Ｐ：０．１０質量％以下、
Ｓ：０．１０質量％以下のいずれかを満たすことを特徴とする、
請求項１又は請求項２に記載の三次元積層造形用の銅合金粉末。 - 銅合金中の酸素量Ｘ（質量％）と銅合金の波長１０６４ｎｍにおけるレーザー光吸収率Ｙ（％）との積であるＸＹの値が０．２～２．０である、請求項１～３のいずれか１項に記載の三次元積層造形用の銅合金粉末。
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