JP3861712B2 - Ｃｕ基合金、及びこれを用いた高強度高熱伝導性の鍛造物の製造方法 - Google Patents
Ｃｕ基合金、及びこれを用いた高強度高熱伝導性の鍛造物の製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP3861712B2 JP3861712B2 JP2002044889A JP2002044889A JP3861712B2 JP 3861712 B2 JP3861712 B2 JP 3861712B2 JP 2002044889 A JP2002044889 A JP 2002044889A JP 2002044889 A JP2002044889 A JP 2002044889A JP 3861712 B2 JP3861712 B2 JP 3861712B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- temperature
- forging
- treatment
- strength
- thermal conductivity
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 title claims description 49
- 239000000956 alloy Substances 0.000 title claims description 49
- 238000005242 forging Methods 0.000 title claims description 42
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 19
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 47
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 22
- 230000032683 aging Effects 0.000 claims description 19
- 238000000265 homogenisation Methods 0.000 claims description 14
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 14
- 230000008018 melting Effects 0.000 claims description 10
- 238000002844 melting Methods 0.000 claims description 10
- 238000005266 casting Methods 0.000 claims description 9
- 239000000047 product Substances 0.000 description 49
- 239000010949 copper Substances 0.000 description 28
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 17
- 229910052709 silver Inorganic materials 0.000 description 14
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 12
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 description 12
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 11
- 239000000463 material Substances 0.000 description 9
- 230000005496 eutectics Effects 0.000 description 8
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 8
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 7
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 6
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 description 5
- 230000002829 reductive effect Effects 0.000 description 5
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 5
- XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N Argon Chemical compound [Ar] XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 4
- 239000002994 raw material Substances 0.000 description 4
- 238000003483 aging Methods 0.000 description 3
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 description 3
- 239000007769 metal material Substances 0.000 description 3
- 238000000465 moulding Methods 0.000 description 3
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 3
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 3
- 230000008023 solidification Effects 0.000 description 3
- BQCADISMDOOEFD-UHFFFAOYSA-N Silver Chemical compound [Ag] BQCADISMDOOEFD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 2
- 229910052786 argon Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 2
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 2
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 2
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 2
- 230000036961 partial effect Effects 0.000 description 2
- 239000011148 porous material Substances 0.000 description 2
- 238000003672 processing method Methods 0.000 description 2
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 2
- 239000004332 silver Substances 0.000 description 2
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 2
- 238000002076 thermal analysis method Methods 0.000 description 2
- VZSRBBMJRBPUNF-UHFFFAOYSA-N 2-(2,3-dihydro-1H-inden-2-ylamino)-N-[3-oxo-3-(2,4,6,7-tetrahydrotriazolo[4,5-c]pyridin-5-yl)propyl]pyrimidine-5-carboxamide Chemical compound C1C(CC2=CC=CC=C12)NC1=NC=C(C=N1)C(=O)NCCC(N1CC2=C(CC1)NN=N2)=O VZSRBBMJRBPUNF-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910000881 Cu alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910017526 Cu-Cr-Zr Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910017810 Cu—Cr—Zr Inorganic materials 0.000 description 1
- UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N Hydrogen Chemical compound [H][H] UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- AFCARXCZXQIEQB-UHFFFAOYSA-N N-[3-oxo-3-(2,4,6,7-tetrahydrotriazolo[4,5-c]pyridin-5-yl)propyl]-2-[[3-(trifluoromethoxy)phenyl]methylamino]pyrimidine-5-carboxamide Chemical compound O=C(CCNC(=O)C=1C=NC(=NC=1)NCC1=CC(=CC=C1)OC(F)(F)F)N1CC2=C(CC1)NN=N2 AFCARXCZXQIEQB-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 1
- 238000004364 calculation method Methods 0.000 description 1
- 239000000567 combustion gas Substances 0.000 description 1
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000003247 decreasing effect Effects 0.000 description 1
- 239000000835 fiber Substances 0.000 description 1
- 230000004927 fusion Effects 0.000 description 1
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 1
- 239000001257 hydrogen Substances 0.000 description 1
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000002401 inhibitory effect Effects 0.000 description 1
- 239000007788 liquid Substances 0.000 description 1
- 239000000155 melt Substances 0.000 description 1
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 1
- 230000001376 precipitating effect Effects 0.000 description 1
- 238000002360 preparation method Methods 0.000 description 1
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 1
- 238000005482 strain hardening Methods 0.000 description 1
- 230000035882 stress Effects 0.000 description 1
- 230000001629 suppression Effects 0.000 description 1
- 230000008646 thermal stress Effects 0.000 description 1
- 230000000930 thermomechanical effect Effects 0.000 description 1
- 238000005491 wire drawing Methods 0.000 description 1
Images
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/08—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of copper or alloys based thereon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C9/00—Alloys based on copper
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、Ｃｕ基合金を用いた高強度高熱伝導性の鍛造物の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
高強度でしかも熱伝導性の高い金属材料は、例えば片面が３０００℃の燃焼ガスと接触し他方の面が液体水素と接触するロケットエンジンのスラストチャンバーや核融合炉内の構造物、あるいは鋳型など過酷な熱疲労を受ける分野の部材に用いられる。
【０００３】
これらの分野で使用される高強度高熱伝導性合金の例としては、例えば特開平４−１９８４６０号公報に記載されているような、Ｃｒを０．８％（以下、本明細書中「％」は全て質量％を表す）、Ｚｒを０．２％含有するＣｕ基合金を挙げることができる。このＣｕ基合金は一般に、鋳造した後、鍛造・圧延などにより所定の形状に成形すると共に所定の熱処理を加えることにより高強度高熱伝導性の鍛造物が得られる。このＣｕ基合金は、組成は同じでも加工熱処理の条件を調整することによって、熱伝導度を高いレベルに維持しながら引張強度を増大させることができる。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかし最近になると、装置部材の使用条件が熱応力の発生という観点から過酷になるとともに、既存材料ではクラック発生までの寿命が短いことが指摘され、より高い耐熱疲労性が要求されるようになってきている。金属材料の熱ひずみの発生を抑制するためには、熱伝導度を高めるとともに熱疲労強度を向上させることが必要であるが、前者の熱伝導度の向上についてはほとんど限界に近づいているので、従来の金属材料と比べて熱伝導度を低下させることなく熱疲労強度を向上させることが課題になっている。
【０００５】
熱疲労強度を高めるには、一般に、使用温度において熱伝導度を低下させずに引張強さおよび引張耐力を高めればよいことがわかっている。そこで前記の要求に対して、前述のＣｒ（０．８％）およびＺｒ（０．２％）を含むＣｕ基合金をベースとして、ＣｒやＺｒの比率を更に増大させて加工度を高めることにより強度を上昇させることが試みられた。ＣｒやＺｒの比率を高め、一方向に大きなひずみを与えるスウェージ加工や線引き加工によって繊維状の微細組織を生成させれば高強度が得られる。しかし、このものは延性が低下しているので熱疲労強度は期待するほど向上しないばかりでなく、成形物の形状に制限があるので十分な量の鍛造や圧延加工が施せず、任意形状の成形物として所望の強度を得ることが困難であった。従ってその用途は、高い強度と電気伝導性を利用した電気関係部材に限定されていた。
【０００６】
一方、新しい合金系として、例えば特開平６−２７９８９４号公報や「坂井ら：日本金属学会誌、第５５巻（１９９１年）１３８２〜１３９１頁」に記載されているように、多量のＡｇを添加したＣｕ基合金が開発されている。ＡｇはＣｒやＺｒと同様に室温近くではＣｕへの固溶度が小さく、合金化による熱伝導度の低下は小さい。８．５％以上のＡｇを添加した前記Ｃｕ基合金は凝固時に共晶が生成する。十分な量の共晶組織が得られるように例えば１５％のＡｇを添加したＣｕ基合金は、そのインゴットに、前述のＣｕ−Ｃｒ−Ｚｒ合金と同様、大きなひずみが一方向に加わるスウェージ加工や線引き加工を施すと、共晶組織が破壊されると共に繊維強化組織が生成するようになる。このとき得られる強度は極めて高いが、例えば鋳造丸棒から直径が１／１０以下の線材を得るような強加工が必要となるので、この技術ではある程度以上の肉厚を有する成形物を製造することはできなかった。
【０００７】
本発明は前記の課題を解決するためになされたものであって、従ってその目的は、成形物の形状寸法に制約がなく、簡単に高強度高熱伝導性の金属成形物を安価に製造することができる方法を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
前記の課題を解決するために本発明は、少なくとも２〜６（質量％、以下同じ）のＡｇと、０．５〜０．９質量％のＣｒとを含有した鍛造用Ｃｕ基合金を溶融する第１工程と、第１工程で得られた溶融合金を鋳造により凝固させる第２工程と、第２工程で得られた凝固物を７８０〜９５０℃の範囲内の温度で均質化熱処理する第３工程と、第３工程で得られた熱処理物を７５０〜９５０℃の範囲内の温度で鍛造または圧延による熱間加工する第４工程と、第４工程で得られた熱間加工物を７５０〜９８０℃の範囲内の温度で固溶化熱処理する第５工程と、第５工程で得られた熱処理物を冷間または５００℃以下の温間で５％以上の加工を鍛造または圧延により付与する第６工程と、第６工程で得られた成形物を３７０〜５００℃の範囲内の温度で０．１時間以上時効処理する第７工程とを含む高強度高熱伝導性の鍛造物を製造方法を提供する。
ここで「均一化熱処理」とは、鋳造により得られた凝固物をマクロ的な溶融を起こさない状態で高温に加熱することにより、合金元素の偏析を解消する処理を意味する。また「固溶化熱処理」とは、熱間加工物を高温に加熱することにより、熱間加工時に粗大に成長した析出物を分解する処理を意味する。また「時効処理」とは、固溶体を所定温度に所定時間保持することにより組織内部に異相を析出させる処理を意味する。
【０００９】
前記Ｃｕ基合金において、更に０．０５〜０．２％のＺｒを含有してもよい。
【００１１】
前記製造方法において、第３工程で得られた素材を熱間鍛造または圧延による熱間加工により素材と熱間加工後との断面積比或いは長さ比（以下「鍛造加工比」という）を１．５以上で行うのが好ましい。
また前記製造方法において、第５工程の固溶化熱処理を０．１〜１０時間行うのが好ましい。
また前記製造方法において、第７工程の時効処理の処理条件を、［絶対温度で示した処理温度」×「処理時間の常用対数＋２０］で表すパラメータの値が １３０００〜１５０００ の範囲にあるように処理温度及び処理時間を定めるのが好ましい。
【００１２】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について詳しく説明する。
本発明の鍛造用Ｃｕ基合金は、２〜６質量％の範囲内のＡｇと、０．５〜０．９質量％の範囲内のＣｒとを含み、残部がＣｕからなる。
【００１３】
前記本発明の前記鍛造用Ｃｕ基合金は、ＣｒあるいはＣｒ及びＺｒを少量添加したＣｕ基合金にＡｇを複合添加することによって、安価なＣｕを基としながら、簡単な鋳造または鍛造・圧延等の製造方法によって、高い熱伝導性と高い強度を有する成形物が得られることがわかった。したがって、この鍛造用Ｃｕ基合金を用いれば、大型製品など形状に制限なく高強度高熱伝導性の鍛造物を製造することができる。
【００１４】
前記成分のＣｕ基合金において、Ａｇが２％未満では得られる鍛造物の硬さが低下し高強度高熱伝導性鍛造物が得られない。またＡｇが６％を超えると熱間加工割れが発生しやすい。
前記において、Ｃｒが０．５％未満では得られる鍛造物の硬さが急激に低下し高強度高熱伝導性鍛造物が得られない。Ｃｒが０．９％を超える量を添加してもその効果は小さくコスト面から不利となる。
前記において、０．０５〜０．２％のＺｒをさらに添加することにより、脆化が抑制される。Ｚｒが０．０５％未満では脆化の抑制が不十分となりやすいが、本発明の高強度高熱伝導性鍛造物の製造方法に従うときＺｒを必ずしも添加する必要はない。また、Ｚｒが０．２％を超える量を添加してもＣｒと同様にその効果は小さくコスト面から不利となる。
【００１５】
本発明の高強度高熱伝導性の鍛造物の製造方法は、前記鍛造用Ｃｕ基合金を溶融する第１工程と、第１工程で得られた溶融合金を鋳造により凝固させる第２工程と、第２工程で得られた凝固物を７８０〜９５０℃の範囲内の温度で均質化熱処理する第３工程と、第３工程で得られた熱処理物を７５０〜９５０℃の範囲内の温度で鍛造または圧延による熱間加工する第４工程と、第４工程で得られた熱間加工物を７５０〜９８０℃の範囲内の温度で固溶化熱処理する第５工程と、第５工程で得られた熱処理物を冷間または５００℃以下の温間で５％以上の加工を鍛造または圧延により付与する第６工程と、第６工程で得られた成形物を３７０〜５００℃の範囲内の温度で０．１〜２０時間時効処理する第７工程とを含む。
【００１６】
前記本発明の前記高強度高熱伝導性鍛造物の製造方法は、第３工程において、第１及び第２工程を経て得られた凝固物を７８０〜９５０℃の範囲内の温度で均質化熱処理することにより、合金元素の偏析を解消する。すなわち、多種類の元素で構成される合金を溶融させ、鋳造により凝固させる過程においては、融点の高い組成の相がまず凝固し、最後に最も融点の低い相（一般に合金元素を多く含む相）が凝固することにより、添加した合金元素の偏析が起こり、合金元素がマクロ的に大きく変化する。そこで、凝固物を、均質化熱処理、すなわちマクロ的な溶融を起こさない状態で高温に再度加熱することにより、元素の拡散が起こり、偏析が解消される。
前記において、処理温度が７８０℃未満では共晶反応が起こり、処理温度が９５０℃を超えると母材の溶融が起こるので好ましくない。
【００１７】
また、前記本発明の製造方法は、第４工程において、第３工程で得られた熱処理物を７５０〜９５０℃の範囲内の温度で鍛造または圧延により熱間加工する。
前記において、処理温度が７５０℃未満では後の冷間または温間加工で割れが発生しやすく、９５０℃を超えると母材の溶融が起こるので好ましくない。
また前記において、第４工程の熱間加工を１．２以上の鍛造加工比で行うことにより、結晶粒が均一で微細な組織物（再結晶組織）が得られる。１．２未満の鍛造加工比では再結晶組織が部分的に不完全となる。また、大型鍛造物を製造する場合には、加工ひずみを均一に与えるために、１．５以上の鍛造加工比とするのが好ましい。さらに、板厚が２００ｍｍ以上の場合には、５〜１５の鍛造加工比とするのが好ましい。
【００１８】
また、前記本発明の製造方法は、第５工程において、第４工程で得られた熱間加工物を７５０〜９８０℃の範囲内の温度で固溶化熱処理することにより、粗大に成長した析出物を分解させる。そして、第６工程において、第５工程で得られた熱処理物を冷間または５００℃以下の温間で５％以上の加工を鍛造または圧延により付与し、第７工程において、第６工程で得られた成形物を３７０〜５００℃の範囲内の温度で０．１〜２０時間時効処理することにより組織内部に異相を析出させる。
すなわち、熱間加工などの高温状態を長時間保持する過程においては、析出物が粗大に成長しやすいことから、熱間加工物を固溶化熱処理によりいったん分解し、その後に時効処理することにより微細な異相が析出する。また、時効処理の前に加工（加工ひずみ）を付与することにより、その加工で生成した転位などの欠陥を核サイトとして析出現象が起こり、より微細な析出物が生成する。したがって、組織の微細化により、鍛造物の強度が向上する。
【００１９】
前記において、第５工程における固溶化熱処理の処理温度が９００℃未満ではクローム析出物の固溶化が不十分となり、９８０℃を超えると内部に空隙の発生などの欠陥（ポア）が顕著に発生するために好ましくない。熱処理温度が高いほど、結晶粒の成長が活性化し、疲労強度の阻害要因である粗大粒の生成が増加する。また、銀の析出物は７２０℃以上で固溶するため、７５０℃以上で加熱すれば銀による析出強化が得られる。
また前記において、第６工程における加工の付与が５％未満では強度向上への効果が小さい。
また前記において、第７工程における時効処理の処理温度が３７０℃未満では処理時間が長くなり、５００℃を超えると加工硬化が小さく、しかもＡｇやＣｒの析出物が一部固溶して析出物の粗大化を起こすために好ましくない。一旦粗大化した析出物は温度を下げても細かくならず、析出強化は著しく減少する。
また前記において、第７工程における時効処理の処理条件を、［絶対温度で示した処理温度」×「処理時間の常用対数＋２０］で表すパラメータの値が １３０００〜１５０００ の範囲にあるように処理温度及び処理時間を定めるとよい。これにより、高い硬さを有する鍛造物を確実に得ることができる。
【００２０】
実施例１−１：Ｃｕ基合金の調整（１）
０．７％のＣｒと、０．１３％のＺｒとを含み、残部がＣｕである母合金に、それぞれ２％、４％、６％、及び８％のＡｇを添加した総重量２キログラムの原料をアルゴン中で溶融し、溶融合金を冷えた金型（鋳型）に流し込んで凝固させた。凝固物から幅３０ｍｍ、高さ３５ｍｍ、長さ１２０ｍｍの大きさの角材を採取し、それを９００℃で熱間圧延して１８ｍｍの厚さにした。
Ａｇが２％、及び４％の圧延物にはクラック（耳割れ、熱間加工割れ）が認められなかったが、Ａｇが６％の圧延物には若干のクラックが認められた。Ａｇが８％の圧延物には端部から数ｍｍの深さまで進展したクラックが認められた。
したがって、熱間加工割れの少ない鍛造物を得るには、Ａｇの添加量を６％以下に制限するのが好ましい。
【００２１】
ここで、Ｃｒ、及びＺｒは析出強化元素として有効な元素であるが、溶融合金を凝固させた後の固体状態での固溶量は高温状態でもそれぞれ最大０．７３％、及び０．１５％と少ない。凝固時においてこれら元素の偏析は避けられずかつ消失しにくいものであることから、添加した総量のある程度の割合は析出強化に効果のない「粗大析出物」として無駄になる。この無駄になる割合は概ね総量の２０％と見積もるのが妥当である。したがって、Ｃｒの最大添加量は ０．７３×１．２＝０．９（％） に制限するのが好ましい。同様に、Ｚｒの最大添加量は ０．１５×１．２≒０．２（％） に制限するのが好ましい。
【００２２】
実施例１−２：Ｃｕ基合金の調整（２）
４％のＡｇと、０．７％のＣｒとを含み、残部がＣｕである母合金に、０．２％のＺｒを添加、及びＺｒを添加しない総重量２キログラムの各原料をアルゴン中で溶融し、溶融合金を冷えた鋳型に流し込んで凝固させた。凝固物から幅３０ｍｍ、高さ３５ｍｍ、長さ１２０ｍｍの大きさの角材を採取し、それを５００℃、及び７５０℃で熱間圧延して１８ｍｍの厚さにした。
０．２％のＺｒを添加した圧延物にはいずれもクラック（耳割れ、熱間加工割れ）が認められなかった。Ｚｒを添加しなかった圧延物のうち、５００℃で処理した圧延物には数ｍｍの深いクラックが認められ、７５０℃で処理した圧延物には浅いクラックが認められた。
ここで、Ｚｒを添加しない原料を凹形をした上下の金型（鋳型）を使って鍛造して拘束した状態で鍛造プレスを行ったところ、７５０℃で処理した圧延物にクラックの発生はなかった。
これらの結果から、加工方法を工夫することにより、熱間加工性に有効と言われるＺｒは必ずしも添加する必要がなくなることが分かった。このとき、引張応力ができるだけ生じない加工方法とするのがよい。
なお、析出強化元素であるＺｒを添加することは有効であるものの、特に大きなインゴット、例えば数１０キログラムから数トンの鍛造物を対象とする場合には、Ｚｒを多量に添加すると偏析が顕著になることから、Ｚｒを添加するとしてもその添加量は上述した最大０．２％に制限するのが好ましい。
【００２３】
実施例２：均質化熱処理
４％のＡｇと、０．７％のＣｒと、０．１３％のＺｒとを含み、残部がＣｕである母合金を溶融し、溶融合金を冷えた鋳型に流し込んで凝固させ、３５０キログラムの大型の鋳造インゴットを得た。
上記鋳造インゴットの中心部から０．２グラムの塊を採取し、その熱分析を行った。その結果、本合金は７８０℃でＣｕとＡｇの共晶反応が起こることがわかった。
次に、熱分析の前に、組織の均質化、すなわち合金元素の偏析の解消を目的として本合金を加熱処理した。本合金を７００℃で２０時間加熱処理した場合には、共晶反応が起こったが、７８０〜８００℃で２．５時間加熱処理した場合には、Ａｇの拡散が盛んになり、共晶反応ピークが見られなくなった。また、加熱温度が９５０℃を超えると、共晶反応は消えても部分的な母材溶融が起こり始めることがわかった。
したがって、本合金の均質化熱処理には７８０〜９５０℃の範囲内の温度が適していることがわかった。
【００２４】
次に、上記鋳造インゴットを９００℃でそれぞれ２．５時間、２０時間加熱処理（均質化熱処理）した熱処理物と、均質化熱処理を行わない上記鋳造インゴットとのそれぞれから引張試験片を採取し、８００℃に加熱して引張試験を行い、破断伸びを測定した。その結果、破断伸びは、９００℃で２．５時間均質化熱処理したものが６％、９００℃で２０時間均質化熱処理したものが５％、均質化熱処理を行わなかったものが０％であった。これにより、上記均質化熱処理は、熱間加工割れの抑制に効果があることがわかった。
なお、実際の熱間加工（熱間圧延）においても、均質化熱処理が熱間加工割れの抑制に効果的であることが認められた。
また、Ａｇが２〜６％の範囲内、Ｃｒが０．５〜０．９％の範囲内、及びＺｒが０〜０．２％の範囲内で、上記試料合金とは異なる組成比からなるいくつかの試料合金についても調べたところ均質化熱処理の効果に関して同様の結果が得られた。
なお、Ａｇが６％の場合、上記均質化熱処理の効果は小さくなり、クラック（熱間加工割れ）が発生することがわかった。ただし、この場合において、２キログラム程度の小型の鋳造インゴットではクラックの発生はわずかであることがわかった。数１００キログラム以上の大型の鋳造インゴットを用いる場合、材料の歩留まりの観点から、Ａｇの添加量を６％未満とするのが好ましい。
【００２５】
実施例３：熱間加工
実施例２で用いた鋳造インゴットを９００℃で均質化熱処理した後、７００℃で２０％圧延したところ、クラック（熱間加工割れ）は起こらなかった。しかし、その後、固溶化処理を９５０℃で行い、さらに２０％の冷間圧延を行ったところ、多数のクラックが発生した。
そこで、その要因を追求した結果、均質化熱処理では完全に解消できなかった偏析により、９５０℃の加熱で部分溶融が起こって小さな空隙（ポア）が発生し、それが冷間圧延中にひろがったものであることがわかった。
次に、実施例２で用いた鋳造インゴットを９００℃で均質化熱処理した後、７５０〜９５０℃で２０％圧延し、その後、固溶化処理を９５０℃で行い、２０％の冷間圧延を行ったところ、クラックの発生はなかった。
この場合において、９００℃で圧延すると、２０％以上の圧延によって再結晶が起こり、１０％程度の圧延では部分的に不完全な再結晶組織となることがわかった。
こうしたことにより、圧延などの均一な加工ひずみを加える場合には、２０％程度の加工、すなわち鍛造加工比は１．２程度以上とするのが好ましく、大型鍛造品では加工ひずみを均一に加えるのは難しいことから、鍛造加工比を１．５以上とするのが好ましい。
さらに、板厚が２００ｍｍ以上の場合には、鍛造加工比を５〜１５とするのが好ましい。このような鍛錬を加えた鍛造物は、固溶化熱処理を経ることにより、結晶粒が均一で１００μｍ前後の微細な組織物が得られることがわかった。
【００２６】
実施例４：固溶化熱処理、冷間・温間加工
実施例２で用いた鋳造インゴットを９００℃で均質化熱処理した後、９００℃の熱間鍛造により厚さ１００ｍｍ、幅１５０ｍｍのブロックを２５ｍｍの厚さにまでプレスして薄くした。その後、その熱間加工物を７５０〜９８０℃の範囲内の温度で固溶化熱処理を行い、水冷した。さらに、４００℃で２０％の圧延（冷間・温間加工）を行ってから、４２０℃で１．５時間の時効処理を行い、室温での硬さ（ビッカース硬さ）を測定した。その結果を以下に示す。
【００２７】
上記結果から、固溶化熱処理を７５０〜９８０℃で行うことにより、高い時効硬化性が得られることがわかった。
特に、９２０〜９８０℃では時効硬化が顕著であるが、結晶粒に粗大粒が多く認められた。なお、粗大粒は前述した通り疲労強度低下するため、粗大粒の生成を抑制するのに比較的高温領域では短時間とし、低温領域では長時間加熱を行い、例えば、０．１〜１時間程度にするのが好ましい。
なお、固溶化熱処理を１０００℃で行ったところ、内部に空隙（ポア）が顕著に発生した。
また、時効処理前の冷間または温間による加工度は、鍛造物の用途に応じて選択するのが好ましいが、４００℃で圧延加工度を１５％に下げても、時効処理後の硬さはほとんど変化しなかった。さらに、圧延加工度を５〜１０％に下げても、時効処理後の硬さが多少低下したものの、強度向上への効果は十分に得られることがわかった。
【００２８】
実施例５：時効処理
実施例２で用いた鋳造インゴットを９００℃で均質化熱処理した後、９００℃で４５％熱間圧延し、その熱間加工物を９５０℃で固溶化処理を行い、４００℃で２０％の圧延（冷間・温間加工）を行った。その後、処理温度４００〜５００℃、処理時間０．５〜３０時間の範囲内の様々な条件で時効処理を行い、その処理物の硬さ（ビッカース硬さ）を測定した。その結果を図１に示す。
【００２９】
図１においては、処理条件を Ｔ×（２０＋logｔ） で表すパラメータを用いて整理した。ここで、Ｔは絶対温度で示した処理温度（Ｋ）であり、ｔは処理時間（ｈ）である。
上記パラメータが １３４００〜１４７００ の範囲となる処理条件で時効処理すれば、Ｈｖ１８５以上の硬さが得られる。例えば、処理温度を高くすれば０．１時間程度の処理時間でよく、処理温度を３７０℃にすれば約１日の処理時間を必要とする。
また、Ｈｖ１８０以上の硬さを得るには、上記パラメータが １３０００〜１５０００ の範囲となる処理条件を選べばよい。
【００３０】
ここで、凝固中あるいは前の工程で析出した析出物を固溶化熱処理によって固溶するには加熱時間は実質５分もあればよい。さらに数キログラム、あるいは１０ｍｍ程度の薄板物では、本銅合金の熱伝導がよいために、表面から内部まで均一に加熱するには１０分もあればよい。したがって、固溶化熱処理は処理物の表面温度が所定の温度に達してから１５分でよい。このような処理ではパラメータの計算から４７０℃程度が最適である。これに対して大型物では全体の温度が均一になるのに要する時間はこれより長く、さらに通常３００℃程度から徐々に昇温するが炉の温度と処理物の温度にずれがあるため、処理時間は不確かで実質上１時間程度とせざるを得ない。この場合には４３０℃程度が最適になる。
このようにパラメータで時効硬化を管理するのが最適な硬さを得る上で好ましい。
【００３１】
【発明の効果】
本発明の鍛造用Ｃｕ基合金は、ＡｇとＣｒ、あるいはＡｇとＣｒとＺｒとをそれぞれ適量範囲含んでいるので、本発明の鍛造物の製造方法により鍛造するとき、高強度高熱伝導性のＣｕ基合金鍛造物が容易に製造できるようになる。
【図面の簡単な説明】
【図１】 Ｃｕ基合金鍛造物の時効処理条件と硬さとの関係を示すグラフ図である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、Ｃｕ基合金を用いた高強度高熱伝導性の鍛造物の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
高強度でしかも熱伝導性の高い金属材料は、例えば片面が３０００℃の燃焼ガスと接触し他方の面が液体水素と接触するロケットエンジンのスラストチャンバーや核融合炉内の構造物、あるいは鋳型など過酷な熱疲労を受ける分野の部材に用いられる。
【０００３】
これらの分野で使用される高強度高熱伝導性合金の例としては、例えば特開平４−１９８４６０号公報に記載されているような、Ｃｒを０．８％（以下、本明細書中「％」は全て質量％を表す）、Ｚｒを０．２％含有するＣｕ基合金を挙げることができる。このＣｕ基合金は一般に、鋳造した後、鍛造・圧延などにより所定の形状に成形すると共に所定の熱処理を加えることにより高強度高熱伝導性の鍛造物が得られる。このＣｕ基合金は、組成は同じでも加工熱処理の条件を調整することによって、熱伝導度を高いレベルに維持しながら引張強度を増大させることができる。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかし最近になると、装置部材の使用条件が熱応力の発生という観点から過酷になるとともに、既存材料ではクラック発生までの寿命が短いことが指摘され、より高い耐熱疲労性が要求されるようになってきている。金属材料の熱ひずみの発生を抑制するためには、熱伝導度を高めるとともに熱疲労強度を向上させることが必要であるが、前者の熱伝導度の向上についてはほとんど限界に近づいているので、従来の金属材料と比べて熱伝導度を低下させることなく熱疲労強度を向上させることが課題になっている。
【０００５】
熱疲労強度を高めるには、一般に、使用温度において熱伝導度を低下させずに引張強さおよび引張耐力を高めればよいことがわかっている。そこで前記の要求に対して、前述のＣｒ（０．８％）およびＺｒ（０．２％）を含むＣｕ基合金をベースとして、ＣｒやＺｒの比率を更に増大させて加工度を高めることにより強度を上昇させることが試みられた。ＣｒやＺｒの比率を高め、一方向に大きなひずみを与えるスウェージ加工や線引き加工によって繊維状の微細組織を生成させれば高強度が得られる。しかし、このものは延性が低下しているので熱疲労強度は期待するほど向上しないばかりでなく、成形物の形状に制限があるので十分な量の鍛造や圧延加工が施せず、任意形状の成形物として所望の強度を得ることが困難であった。従ってその用途は、高い強度と電気伝導性を利用した電気関係部材に限定されていた。
【０００６】
一方、新しい合金系として、例えば特開平６−２７９８９４号公報や「坂井ら：日本金属学会誌、第５５巻（１９９１年）１３８２〜１３９１頁」に記載されているように、多量のＡｇを添加したＣｕ基合金が開発されている。ＡｇはＣｒやＺｒと同様に室温近くではＣｕへの固溶度が小さく、合金化による熱伝導度の低下は小さい。８．５％以上のＡｇを添加した前記Ｃｕ基合金は凝固時に共晶が生成する。十分な量の共晶組織が得られるように例えば１５％のＡｇを添加したＣｕ基合金は、そのインゴットに、前述のＣｕ−Ｃｒ−Ｚｒ合金と同様、大きなひずみが一方向に加わるスウェージ加工や線引き加工を施すと、共晶組織が破壊されると共に繊維強化組織が生成するようになる。このとき得られる強度は極めて高いが、例えば鋳造丸棒から直径が１／１０以下の線材を得るような強加工が必要となるので、この技術ではある程度以上の肉厚を有する成形物を製造することはできなかった。
【０００７】
本発明は前記の課題を解決するためになされたものであって、従ってその目的は、成形物の形状寸法に制約がなく、簡単に高強度高熱伝導性の金属成形物を安価に製造することができる方法を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
前記の課題を解決するために本発明は、少なくとも２〜６（質量％、以下同じ）のＡｇと、０．５〜０．９質量％のＣｒとを含有した鍛造用Ｃｕ基合金を溶融する第１工程と、第１工程で得られた溶融合金を鋳造により凝固させる第２工程と、第２工程で得られた凝固物を７８０〜９５０℃の範囲内の温度で均質化熱処理する第３工程と、第３工程で得られた熱処理物を７５０〜９５０℃の範囲内の温度で鍛造または圧延による熱間加工する第４工程と、第４工程で得られた熱間加工物を７５０〜９８０℃の範囲内の温度で固溶化熱処理する第５工程と、第５工程で得られた熱処理物を冷間または５００℃以下の温間で５％以上の加工を鍛造または圧延により付与する第６工程と、第６工程で得られた成形物を３７０〜５００℃の範囲内の温度で０．１時間以上時効処理する第７工程とを含む高強度高熱伝導性の鍛造物を製造方法を提供する。
ここで「均一化熱処理」とは、鋳造により得られた凝固物をマクロ的な溶融を起こさない状態で高温に加熱することにより、合金元素の偏析を解消する処理を意味する。また「固溶化熱処理」とは、熱間加工物を高温に加熱することにより、熱間加工時に粗大に成長した析出物を分解する処理を意味する。また「時効処理」とは、固溶体を所定温度に所定時間保持することにより組織内部に異相を析出させる処理を意味する。
【０００９】
前記Ｃｕ基合金において、更に０．０５〜０．２％のＺｒを含有してもよい。
【００１１】
前記製造方法において、第３工程で得られた素材を熱間鍛造または圧延による熱間加工により素材と熱間加工後との断面積比或いは長さ比（以下「鍛造加工比」という）を１．５以上で行うのが好ましい。
また前記製造方法において、第５工程の固溶化熱処理を０．１〜１０時間行うのが好ましい。
また前記製造方法において、第７工程の時効処理の処理条件を、［絶対温度で示した処理温度」×「処理時間の常用対数＋２０］で表すパラメータの値が １３０００〜１５０００ の範囲にあるように処理温度及び処理時間を定めるのが好ましい。
【００１２】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について詳しく説明する。
本発明の鍛造用Ｃｕ基合金は、２〜６質量％の範囲内のＡｇと、０．５〜０．９質量％の範囲内のＣｒとを含み、残部がＣｕからなる。
【００１３】
前記本発明の前記鍛造用Ｃｕ基合金は、ＣｒあるいはＣｒ及びＺｒを少量添加したＣｕ基合金にＡｇを複合添加することによって、安価なＣｕを基としながら、簡単な鋳造または鍛造・圧延等の製造方法によって、高い熱伝導性と高い強度を有する成形物が得られることがわかった。したがって、この鍛造用Ｃｕ基合金を用いれば、大型製品など形状に制限なく高強度高熱伝導性の鍛造物を製造することができる。
【００１４】
前記成分のＣｕ基合金において、Ａｇが２％未満では得られる鍛造物の硬さが低下し高強度高熱伝導性鍛造物が得られない。またＡｇが６％を超えると熱間加工割れが発生しやすい。
前記において、Ｃｒが０．５％未満では得られる鍛造物の硬さが急激に低下し高強度高熱伝導性鍛造物が得られない。Ｃｒが０．９％を超える量を添加してもその効果は小さくコスト面から不利となる。
前記において、０．０５〜０．２％のＺｒをさらに添加することにより、脆化が抑制される。Ｚｒが０．０５％未満では脆化の抑制が不十分となりやすいが、本発明の高強度高熱伝導性鍛造物の製造方法に従うときＺｒを必ずしも添加する必要はない。また、Ｚｒが０．２％を超える量を添加してもＣｒと同様にその効果は小さくコスト面から不利となる。
【００１５】
本発明の高強度高熱伝導性の鍛造物の製造方法は、前記鍛造用Ｃｕ基合金を溶融する第１工程と、第１工程で得られた溶融合金を鋳造により凝固させる第２工程と、第２工程で得られた凝固物を７８０〜９５０℃の範囲内の温度で均質化熱処理する第３工程と、第３工程で得られた熱処理物を７５０〜９５０℃の範囲内の温度で鍛造または圧延による熱間加工する第４工程と、第４工程で得られた熱間加工物を７５０〜９８０℃の範囲内の温度で固溶化熱処理する第５工程と、第５工程で得られた熱処理物を冷間または５００℃以下の温間で５％以上の加工を鍛造または圧延により付与する第６工程と、第６工程で得られた成形物を３７０〜５００℃の範囲内の温度で０．１〜２０時間時効処理する第７工程とを含む。
【００１６】
前記本発明の前記高強度高熱伝導性鍛造物の製造方法は、第３工程において、第１及び第２工程を経て得られた凝固物を７８０〜９５０℃の範囲内の温度で均質化熱処理することにより、合金元素の偏析を解消する。すなわち、多種類の元素で構成される合金を溶融させ、鋳造により凝固させる過程においては、融点の高い組成の相がまず凝固し、最後に最も融点の低い相（一般に合金元素を多く含む相）が凝固することにより、添加した合金元素の偏析が起こり、合金元素がマクロ的に大きく変化する。そこで、凝固物を、均質化熱処理、すなわちマクロ的な溶融を起こさない状態で高温に再度加熱することにより、元素の拡散が起こり、偏析が解消される。
前記において、処理温度が７８０℃未満では共晶反応が起こり、処理温度が９５０℃を超えると母材の溶融が起こるので好ましくない。
【００１７】
また、前記本発明の製造方法は、第４工程において、第３工程で得られた熱処理物を７５０〜９５０℃の範囲内の温度で鍛造または圧延により熱間加工する。
前記において、処理温度が７５０℃未満では後の冷間または温間加工で割れが発生しやすく、９５０℃を超えると母材の溶融が起こるので好ましくない。
また前記において、第４工程の熱間加工を１．２以上の鍛造加工比で行うことにより、結晶粒が均一で微細な組織物（再結晶組織）が得られる。１．２未満の鍛造加工比では再結晶組織が部分的に不完全となる。また、大型鍛造物を製造する場合には、加工ひずみを均一に与えるために、１．５以上の鍛造加工比とするのが好ましい。さらに、板厚が２００ｍｍ以上の場合には、５〜１５の鍛造加工比とするのが好ましい。
【００１８】
また、前記本発明の製造方法は、第５工程において、第４工程で得られた熱間加工物を７５０〜９８０℃の範囲内の温度で固溶化熱処理することにより、粗大に成長した析出物を分解させる。そして、第６工程において、第５工程で得られた熱処理物を冷間または５００℃以下の温間で５％以上の加工を鍛造または圧延により付与し、第７工程において、第６工程で得られた成形物を３７０〜５００℃の範囲内の温度で０．１〜２０時間時効処理することにより組織内部に異相を析出させる。
すなわち、熱間加工などの高温状態を長時間保持する過程においては、析出物が粗大に成長しやすいことから、熱間加工物を固溶化熱処理によりいったん分解し、その後に時効処理することにより微細な異相が析出する。また、時効処理の前に加工（加工ひずみ）を付与することにより、その加工で生成した転位などの欠陥を核サイトとして析出現象が起こり、より微細な析出物が生成する。したがって、組織の微細化により、鍛造物の強度が向上する。
【００１９】
前記において、第５工程における固溶化熱処理の処理温度が９００℃未満ではクローム析出物の固溶化が不十分となり、９８０℃を超えると内部に空隙の発生などの欠陥（ポア）が顕著に発生するために好ましくない。熱処理温度が高いほど、結晶粒の成長が活性化し、疲労強度の阻害要因である粗大粒の生成が増加する。また、銀の析出物は７２０℃以上で固溶するため、７５０℃以上で加熱すれば銀による析出強化が得られる。
また前記において、第６工程における加工の付与が５％未満では強度向上への効果が小さい。
また前記において、第７工程における時効処理の処理温度が３７０℃未満では処理時間が長くなり、５００℃を超えると加工硬化が小さく、しかもＡｇやＣｒの析出物が一部固溶して析出物の粗大化を起こすために好ましくない。一旦粗大化した析出物は温度を下げても細かくならず、析出強化は著しく減少する。
また前記において、第７工程における時効処理の処理条件を、［絶対温度で示した処理温度」×「処理時間の常用対数＋２０］で表すパラメータの値が １３０００〜１５０００ の範囲にあるように処理温度及び処理時間を定めるとよい。これにより、高い硬さを有する鍛造物を確実に得ることができる。
【００２０】
実施例１−１：Ｃｕ基合金の調整（１）
０．７％のＣｒと、０．１３％のＺｒとを含み、残部がＣｕである母合金に、それぞれ２％、４％、６％、及び８％のＡｇを添加した総重量２キログラムの原料をアルゴン中で溶融し、溶融合金を冷えた金型（鋳型）に流し込んで凝固させた。凝固物から幅３０ｍｍ、高さ３５ｍｍ、長さ１２０ｍｍの大きさの角材を採取し、それを９００℃で熱間圧延して１８ｍｍの厚さにした。
Ａｇが２％、及び４％の圧延物にはクラック（耳割れ、熱間加工割れ）が認められなかったが、Ａｇが６％の圧延物には若干のクラックが認められた。Ａｇが８％の圧延物には端部から数ｍｍの深さまで進展したクラックが認められた。
したがって、熱間加工割れの少ない鍛造物を得るには、Ａｇの添加量を６％以下に制限するのが好ましい。
【００２１】
ここで、Ｃｒ、及びＺｒは析出強化元素として有効な元素であるが、溶融合金を凝固させた後の固体状態での固溶量は高温状態でもそれぞれ最大０．７３％、及び０．１５％と少ない。凝固時においてこれら元素の偏析は避けられずかつ消失しにくいものであることから、添加した総量のある程度の割合は析出強化に効果のない「粗大析出物」として無駄になる。この無駄になる割合は概ね総量の２０％と見積もるのが妥当である。したがって、Ｃｒの最大添加量は ０．７３×１．２＝０．９（％） に制限するのが好ましい。同様に、Ｚｒの最大添加量は ０．１５×１．２≒０．２（％） に制限するのが好ましい。
【００２２】
実施例１−２：Ｃｕ基合金の調整（２）
４％のＡｇと、０．７％のＣｒとを含み、残部がＣｕである母合金に、０．２％のＺｒを添加、及びＺｒを添加しない総重量２キログラムの各原料をアルゴン中で溶融し、溶融合金を冷えた鋳型に流し込んで凝固させた。凝固物から幅３０ｍｍ、高さ３５ｍｍ、長さ１２０ｍｍの大きさの角材を採取し、それを５００℃、及び７５０℃で熱間圧延して１８ｍｍの厚さにした。
０．２％のＺｒを添加した圧延物にはいずれもクラック（耳割れ、熱間加工割れ）が認められなかった。Ｚｒを添加しなかった圧延物のうち、５００℃で処理した圧延物には数ｍｍの深いクラックが認められ、７５０℃で処理した圧延物には浅いクラックが認められた。
ここで、Ｚｒを添加しない原料を凹形をした上下の金型（鋳型）を使って鍛造して拘束した状態で鍛造プレスを行ったところ、７５０℃で処理した圧延物にクラックの発生はなかった。
これらの結果から、加工方法を工夫することにより、熱間加工性に有効と言われるＺｒは必ずしも添加する必要がなくなることが分かった。このとき、引張応力ができるだけ生じない加工方法とするのがよい。
なお、析出強化元素であるＺｒを添加することは有効であるものの、特に大きなインゴット、例えば数１０キログラムから数トンの鍛造物を対象とする場合には、Ｚｒを多量に添加すると偏析が顕著になることから、Ｚｒを添加するとしてもその添加量は上述した最大０．２％に制限するのが好ましい。
【００２３】
実施例２：均質化熱処理
４％のＡｇと、０．７％のＣｒと、０．１３％のＺｒとを含み、残部がＣｕである母合金を溶融し、溶融合金を冷えた鋳型に流し込んで凝固させ、３５０キログラムの大型の鋳造インゴットを得た。
上記鋳造インゴットの中心部から０．２グラムの塊を採取し、その熱分析を行った。その結果、本合金は７８０℃でＣｕとＡｇの共晶反応が起こることがわかった。
次に、熱分析の前に、組織の均質化、すなわち合金元素の偏析の解消を目的として本合金を加熱処理した。本合金を７００℃で２０時間加熱処理した場合には、共晶反応が起こったが、７８０〜８００℃で２．５時間加熱処理した場合には、Ａｇの拡散が盛んになり、共晶反応ピークが見られなくなった。また、加熱温度が９５０℃を超えると、共晶反応は消えても部分的な母材溶融が起こり始めることがわかった。
したがって、本合金の均質化熱処理には７８０〜９５０℃の範囲内の温度が適していることがわかった。
【００２４】
次に、上記鋳造インゴットを９００℃でそれぞれ２．５時間、２０時間加熱処理（均質化熱処理）した熱処理物と、均質化熱処理を行わない上記鋳造インゴットとのそれぞれから引張試験片を採取し、８００℃に加熱して引張試験を行い、破断伸びを測定した。その結果、破断伸びは、９００℃で２．５時間均質化熱処理したものが６％、９００℃で２０時間均質化熱処理したものが５％、均質化熱処理を行わなかったものが０％であった。これにより、上記均質化熱処理は、熱間加工割れの抑制に効果があることがわかった。
なお、実際の熱間加工（熱間圧延）においても、均質化熱処理が熱間加工割れの抑制に効果的であることが認められた。
また、Ａｇが２〜６％の範囲内、Ｃｒが０．５〜０．９％の範囲内、及びＺｒが０〜０．２％の範囲内で、上記試料合金とは異なる組成比からなるいくつかの試料合金についても調べたところ均質化熱処理の効果に関して同様の結果が得られた。
なお、Ａｇが６％の場合、上記均質化熱処理の効果は小さくなり、クラック（熱間加工割れ）が発生することがわかった。ただし、この場合において、２キログラム程度の小型の鋳造インゴットではクラックの発生はわずかであることがわかった。数１００キログラム以上の大型の鋳造インゴットを用いる場合、材料の歩留まりの観点から、Ａｇの添加量を６％未満とするのが好ましい。
【００２５】
実施例３：熱間加工
実施例２で用いた鋳造インゴットを９００℃で均質化熱処理した後、７００℃で２０％圧延したところ、クラック（熱間加工割れ）は起こらなかった。しかし、その後、固溶化処理を９５０℃で行い、さらに２０％の冷間圧延を行ったところ、多数のクラックが発生した。
そこで、その要因を追求した結果、均質化熱処理では完全に解消できなかった偏析により、９５０℃の加熱で部分溶融が起こって小さな空隙（ポア）が発生し、それが冷間圧延中にひろがったものであることがわかった。
次に、実施例２で用いた鋳造インゴットを９００℃で均質化熱処理した後、７５０〜９５０℃で２０％圧延し、その後、固溶化処理を９５０℃で行い、２０％の冷間圧延を行ったところ、クラックの発生はなかった。
この場合において、９００℃で圧延すると、２０％以上の圧延によって再結晶が起こり、１０％程度の圧延では部分的に不完全な再結晶組織となることがわかった。
こうしたことにより、圧延などの均一な加工ひずみを加える場合には、２０％程度の加工、すなわち鍛造加工比は１．２程度以上とするのが好ましく、大型鍛造品では加工ひずみを均一に加えるのは難しいことから、鍛造加工比を１．５以上とするのが好ましい。
さらに、板厚が２００ｍｍ以上の場合には、鍛造加工比を５〜１５とするのが好ましい。このような鍛錬を加えた鍛造物は、固溶化熱処理を経ることにより、結晶粒が均一で１００μｍ前後の微細な組織物が得られることがわかった。
【００２６】
実施例４：固溶化熱処理、冷間・温間加工
実施例２で用いた鋳造インゴットを９００℃で均質化熱処理した後、９００℃の熱間鍛造により厚さ１００ｍｍ、幅１５０ｍｍのブロックを２５ｍｍの厚さにまでプレスして薄くした。その後、その熱間加工物を７５０〜９８０℃の範囲内の温度で固溶化熱処理を行い、水冷した。さらに、４００℃で２０％の圧延（冷間・温間加工）を行ってから、４２０℃で１．５時間の時効処理を行い、室温での硬さ（ビッカース硬さ）を測定した。その結果を以下に示す。
上記結果から、固溶化熱処理を７５０〜９８０℃で行うことにより、高い時効硬化性が得られることがわかった。
特に、９２０〜９８０℃では時効硬化が顕著であるが、結晶粒に粗大粒が多く認められた。なお、粗大粒は前述した通り疲労強度低下するため、粗大粒の生成を抑制するのに比較的高温領域では短時間とし、低温領域では長時間加熱を行い、例えば、０．１〜１時間程度にするのが好ましい。
なお、固溶化熱処理を１０００℃で行ったところ、内部に空隙（ポア）が顕著に発生した。
また、時効処理前の冷間または温間による加工度は、鍛造物の用途に応じて選択するのが好ましいが、４００℃で圧延加工度を１５％に下げても、時効処理後の硬さはほとんど変化しなかった。さらに、圧延加工度を５〜１０％に下げても、時効処理後の硬さが多少低下したものの、強度向上への効果は十分に得られることがわかった。
【００２８】
実施例５：時効処理
実施例２で用いた鋳造インゴットを９００℃で均質化熱処理した後、９００℃で４５％熱間圧延し、その熱間加工物を９５０℃で固溶化処理を行い、４００℃で２０％の圧延（冷間・温間加工）を行った。その後、処理温度４００〜５００℃、処理時間０．５〜３０時間の範囲内の様々な条件で時効処理を行い、その処理物の硬さ（ビッカース硬さ）を測定した。その結果を図１に示す。
【００２９】
図１においては、処理条件を Ｔ×（２０＋logｔ） で表すパラメータを用いて整理した。ここで、Ｔは絶対温度で示した処理温度（Ｋ）であり、ｔは処理時間（ｈ）である。
上記パラメータが １３４００〜１４７００ の範囲となる処理条件で時効処理すれば、Ｈｖ１８５以上の硬さが得られる。例えば、処理温度を高くすれば０．１時間程度の処理時間でよく、処理温度を３７０℃にすれば約１日の処理時間を必要とする。
また、Ｈｖ１８０以上の硬さを得るには、上記パラメータが １３０００〜１５０００ の範囲となる処理条件を選べばよい。
【００３０】
ここで、凝固中あるいは前の工程で析出した析出物を固溶化熱処理によって固溶するには加熱時間は実質５分もあればよい。さらに数キログラム、あるいは１０ｍｍ程度の薄板物では、本銅合金の熱伝導がよいために、表面から内部まで均一に加熱するには１０分もあればよい。したがって、固溶化熱処理は処理物の表面温度が所定の温度に達してから１５分でよい。このような処理ではパラメータの計算から４７０℃程度が最適である。これに対して大型物では全体の温度が均一になるのに要する時間はこれより長く、さらに通常３００℃程度から徐々に昇温するが炉の温度と処理物の温度にずれがあるため、処理時間は不確かで実質上１時間程度とせざるを得ない。この場合には４３０℃程度が最適になる。
このようにパラメータで時効硬化を管理するのが最適な硬さを得る上で好ましい。
【００３１】
【発明の効果】
本発明の鍛造用Ｃｕ基合金は、ＡｇとＣｒ、あるいはＡｇとＣｒとＺｒとをそれぞれ適量範囲含んでいるので、本発明の鍛造物の製造方法により鍛造するとき、高強度高熱伝導性のＣｕ基合金鍛造物が容易に製造できるようになる。
【図面の簡単な説明】
【図１】 Ｃｕ基合金鍛造物の時効処理条件と硬さとの関係を示すグラフ図である。
Claims (5)
- 少なくとも２〜６質量％のＡｇと、０．５〜０．９質量％のＣｒとを含有した鍛造用Ｃｕ基合金を溶融する第１工程と、
第１工程で得られた溶融合金を鋳造により凝固させる第２工程と、
第２工程で得られた凝固物を７８０〜９５０℃の範囲内の温度で均質化熱処理する第３工程と、
第３工程で得られた熱処理物を７５０〜９５０℃の範囲内の温度で鍛造または圧延による熱間加工する第４工程と、
第４工程で得られた熱間加工物を７５０〜９８０℃の範囲内の温度で固溶化熱処理する第５工程と、
第５工程で得られた熱処理物を冷間または５００℃以下の温間で５％以上の加工を鍛造または圧延により付与する第６工程と、
第６工程で得られた成形物を３７０〜５００℃の範囲内の温度で０．１時間以上時効処理する第７工程と、
を含むことを特徴とする高強度高熱伝導性の鍛造物の製造方法。 - 請求項１において、第１工程おける鍛造用Ｃｕ基合金が０．０５〜０．２質量％のＺｒを更に含有したことを特徴とする高強度高熱伝導性の鍛造物の製造方法。
- 請求項１または２において、第４工程の熱間加工を１．５以上の鍛造加工比で行うことを特徴とする高強度高熱伝導性の鍛造物の製造方法。
- 請求項１または２において、第５工程の固溶化熱処理を０．１〜１０時間行うことを特徴とする高強度高熱伝導性の鍛造物の製造方法。
- 請求項１または２において、第７工程の時効処理の処理条件を、［絶対温度で示した処理温度］×「処理時間の常用対数＋２０」で表すパラメータの値が １３０００〜１５０００の範囲にあるように処理温度及び処理時間を定めることを特徴とする高強度高熱伝導性の鍛造物の製造方法。
Priority Applications (13)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002044889A JP3861712B2 (ja) | 2002-02-21 | 2002-02-21 | Ｃｕ基合金、及びこれを用いた高強度高熱伝導性の鍛造物の製造方法 |
| US10/359,343 US7172665B2 (en) | 2002-02-21 | 2003-02-04 | Cu-based alloy and method of manufacturing high strength and high thermal conductive forged article using the same |
| CA002418492A CA2418492C (en) | 2002-02-21 | 2003-02-05 | Cu-based alloy and method of manufacturing high strength and high thermal conductive forged article using the same |
| MXPA03001213A MXPA03001213A (es) | 2002-02-21 | 2003-02-10 | Aleacion basada en cu y metodo para fabricar articulo forjado de alta resistencia y alta conduccion termica utilizando la misma. |
| TW092102721A TW591115B (en) | 2002-02-21 | 2003-02-11 | Cu-based alloy and method of manufacturing high strength and high thermal conductive forged article using the same |
| EP03250897A EP1338662B1 (en) | 2002-02-21 | 2003-02-13 | Cu-based alloy and method of manufacturing high strength and high thermal conductive forged article using the same |
| DE60320055T DE60320055T2 (de) | 2002-02-21 | 2003-02-13 | Legierung auf Kupferbasis und Verfahren zur Herstellung von hochfestem Schmiedestück mit hoher Wärmeleitfähigkeit, das diese Legierung verwendet |
| ES03250897T ES2302527T3 (es) | 2002-02-21 | 2003-02-13 | Aleacion de cu y metodo para la fabricacion de un articulo forjado de alta resistencia y alta conduccion termica utilizando dicha aleacion. |
| BRPI0300377-9A BR0300377B1 (pt) | 2002-02-21 | 2003-02-17 | mÉtodo de fabricaÇço de um artigo forjado de alta resistÊncia mecÂnica e alta condutividade tÉrmica. |
| KR10-2003-0010002A KR100510012B1 (ko) | 2002-02-21 | 2003-02-18 | 고강도 및 고열전도성 Cu계 합금 및 고강도 및 고열전도성 단조물의 제조방법 |
| AU2003200572A AU2003200572B2 (en) | 2002-02-21 | 2003-02-19 | Cu-based alloy and method of manufacturing high strength and high thermal conductive forged article using the same |
| CNB031061508A CN1252300C (zh) | 2002-02-21 | 2003-02-19 | 制造高强度和高导热性锻制件的方法 |
| US11/127,533 US20050207933A1 (en) | 2002-02-21 | 2005-05-11 | Cu-based alloy and method of manufacturing high strength and high thermal conductive forged article using the same |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002044889A JP3861712B2 (ja) | 2002-02-21 | 2002-02-21 | Ｃｕ基合金、及びこれを用いた高強度高熱伝導性の鍛造物の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2003247033A JP2003247033A (ja) | 2003-09-05 |
| JP3861712B2 true JP3861712B2 (ja) | 2006-12-20 |
Family
ID=27655315
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2002044889A Expired - Fee Related JP3861712B2 (ja) | 2002-02-21 | 2002-02-21 | Ｃｕ基合金、及びこれを用いた高強度高熱伝導性の鍛造物の製造方法 |
Country Status (12)
| Country | Link |
|---|---|
| US (2) | US7172665B2 (ja) |
| EP (1) | EP1338662B1 (ja) |
| JP (1) | JP3861712B2 (ja) |
| KR (1) | KR100510012B1 (ja) |
| CN (1) | CN1252300C (ja) |
| AU (1) | AU2003200572B2 (ja) |
| BR (1) | BR0300377B1 (ja) |
| CA (1) | CA2418492C (ja) |
| DE (1) | DE60320055T2 (ja) |
| ES (1) | ES2302527T3 (ja) |
| MX (1) | MXPA03001213A (ja) |
| TW (1) | TW591115B (ja) |
Families Citing this family (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN1293212C (zh) * | 2004-02-23 | 2007-01-03 | 西安交通大学 | 一种铜合金 |
| KR100823641B1 (ko) * | 2006-09-14 | 2008-04-21 | 고려대학교 산학협력단 | 고강도 및 고신율 구리 합금 및 그 제조방법 |
| CN101531149B (zh) * | 2009-04-09 | 2011-04-20 | 中铁电气化局集团有限公司 | 一种超长Cu-Cr-Zr合金接触线的制备方法 |
| JP5464352B2 (ja) * | 2010-03-05 | 2014-04-09 | 三菱マテリアル株式会社 | 均一かつ微細結晶組織を有する高純度銅加工材の製造方法 |
| JP6488951B2 (ja) * | 2014-09-25 | 2019-03-27 | 三菱マテリアル株式会社 | 鋳造用モールド材及びＣｕ−Ｃｒ−Ｚｒ合金素材 |
| JP6608675B2 (ja) * | 2015-11-02 | 2019-11-20 | Ｄｏｗａメタルテック株式会社 | 放熱板およびその製造方法 |
| CN106166591A (zh) * | 2016-06-30 | 2016-11-30 | 安徽省瑞杰锻造有限责任公司 | 铬锆铜合金锻造工艺 |
| CN106266765B (zh) * | 2016-08-31 | 2019-05-10 | 郑心 | 一种适用于痰湿质的抗肺癌药物及其制备方法 |
| CN106521231A (zh) * | 2016-12-07 | 2017-03-22 | 常州恒丰特导股份有限公司 | 一种高强银铜合金导体及其制备工艺 |
Family Cites Families (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US2026209A (en) * | 1934-12-14 | 1935-12-31 | Westinghouse Electric & Mfg Co | Copper alloy |
| US2033709A (en) * | 1935-02-08 | 1936-03-10 | Westinghouse Electric & Mfg Co | Copper alloys |
| DE2113682A1 (de) * | 1970-03-30 | 1971-10-21 | North American Rockwell | Raketen-Schubkammer |
| JPS5337992A (en) | 1976-09-20 | 1978-04-07 | Sumitomo Electric Ind Ltd | Sintered diamond |
| SU644613A1 (ru) | 1977-08-29 | 1979-01-30 | Предприятие П/Я А-1998 | Припой дл пайки керамики с металлами |
| JP2863627B2 (ja) | 1990-11-28 | 1999-03-03 | 中越合金鋳工株式会社 | 連続鋳造用鋳型材の製造方法 |
| JPH04221032A (ja) * | 1990-12-21 | 1992-08-11 | Nikko Kyodo Co Ltd | 高強度高熱伝導性プラスチック成形金型用銅合金およびその製造方法。 |
| JPH04221031A (ja) * | 1990-12-21 | 1992-08-11 | Nikko Kyodo Co Ltd | 高強度高熱伝導性プラスチック成形金型用銅合金およびその製造方法。 |
| JP3407054B2 (ja) | 1993-03-25 | 2003-05-19 | 三菱マテリアル株式会社 | 耐熱性、強度および導電性に優れた銅合金 |
| JP2898627B2 (ja) * | 1997-03-27 | 1999-06-02 | 日鉱金属株式会社 | 銅合金箔 |
| JP4287557B2 (ja) | 1999-11-02 | 2009-07-01 | Ｊｆｅミネラル株式会社 | 導電ペースト用銅合金粉 |
| JP2001288517A (ja) | 2000-04-05 | 2001-10-19 | Ishikawajima Harima Heavy Ind Co Ltd | Ｃｕ基合金、およびこれを用いた高強度高熱伝導性の鋳造物および鍛造物の製造方法 |
-
2002
- 2002-02-21 JP JP2002044889A patent/JP3861712B2/ja not_active Expired - Fee Related
-
2003
- 2003-02-04 US US10/359,343 patent/US7172665B2/en not_active Expired - Lifetime
- 2003-02-05 CA CA002418492A patent/CA2418492C/en not_active Expired - Fee Related
- 2003-02-10 MX MXPA03001213A patent/MXPA03001213A/es active IP Right Grant
- 2003-02-11 TW TW092102721A patent/TW591115B/zh not_active IP Right Cessation
- 2003-02-13 ES ES03250897T patent/ES2302527T3/es not_active Expired - Lifetime
- 2003-02-13 DE DE60320055T patent/DE60320055T2/de not_active Expired - Lifetime
- 2003-02-13 EP EP03250897A patent/EP1338662B1/en not_active Expired - Fee Related
- 2003-02-17 BR BRPI0300377-9A patent/BR0300377B1/pt not_active IP Right Cessation
- 2003-02-18 KR KR10-2003-0010002A patent/KR100510012B1/ko not_active IP Right Cessation
- 2003-02-19 AU AU2003200572A patent/AU2003200572B2/en not_active Ceased
- 2003-02-19 CN CNB031061508A patent/CN1252300C/zh not_active Expired - Fee Related
-
2005
- 2005-05-11 US US11/127,533 patent/US20050207933A1/en not_active Abandoned
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| ES2302527T3 (es) | 2008-07-16 |
| KR20030069831A (ko) | 2003-08-27 |
| EP1338662A1 (en) | 2003-08-27 |
| AU2003200572A1 (en) | 2003-09-04 |
| DE60320055T2 (de) | 2009-06-04 |
| US20050207933A1 (en) | 2005-09-22 |
| MXPA03001213A (es) | 2004-12-07 |
| EP1338662B1 (en) | 2008-04-02 |
| KR100510012B1 (ko) | 2005-08-26 |
| AU2003200572B2 (en) | 2004-12-23 |
| CA2418492C (en) | 2007-09-11 |
| BR0300377A (pt) | 2004-08-03 |
| US20030155051A1 (en) | 2003-08-21 |
| JP2003247033A (ja) | 2003-09-05 |
| BR0300377B1 (pt) | 2011-12-27 |
| CN1439734A (zh) | 2003-09-03 |
| CA2418492A1 (en) | 2003-08-21 |
| TW591115B (en) | 2004-06-11 |
| US7172665B2 (en) | 2007-02-06 |
| TW200303368A (en) | 2003-09-01 |
| DE60320055D1 (de) | 2008-05-15 |
| CN1252300C (zh) | 2006-04-19 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5652730B1 (ja) | Ｎｉ基超耐熱合金及びその製造方法 | |
| CN106065443B (zh) | 铜合金及其制造方法 | |
| JPH07145441A (ja) | 超塑性アルミニウム合金およびその製造方法 | |
| JPS58213840A (ja) | 半固体半液体状態の形成に適した金属組成物の製造方法 | |
| CN113122763B (zh) | 一种高强韧性高熵合金制备方法 | |
| CN106544540B (zh) | 一种高强度、高硬度、耐磨贵金属合金及制备方法 | |
| US20050207933A1 (en) | Cu-based alloy and method of manufacturing high strength and high thermal conductive forged article using the same | |
| Leng et al. | Effect of Sc and Zr on recrystallization behavior of 7075 aluminum alloy | |
| US10125410B2 (en) | Heat resistant aluminum base alloy and wrought semifinsihed product fabrication method | |
| EP1143021B1 (en) | Casting and forging employing copper base alloy | |
| JP2004292937A (ja) | 輸送機構造材用アルミニウム合金鍛造材およびその製造方法 | |
| KR20160136832A (ko) | 고강도 마그네슘 합금 가공재 및 이의 제조방법 | |
| JP2004315938A (ja) | 輸送機構造材用アルミニウム合金鍛造材およびその製造方法 | |
| KR101400140B1 (ko) | 마그네슘 합금 압출재의 제조방법 및 이에 따라 제조되는 마그네슘 합금 압출재 | |
| EP0411537A1 (en) | Process for preparing titanium and titanium alloy materials having a fine equiaxed microstructure | |
| CN107974632A (zh) | 一种奥氏体热作模具钢及其制备方法 | |
| JP5929251B2 (ja) | 鉄合金 | |
| JP3798676B2 (ja) | 輸送機器用アルミニウム合金の半溶融成型ビレットの製造方法 | |
| JPH07258784A (ja) | 鋳造性に優れた鍛造用Ａｌ合金材料および高強度Ａｌ合金鍛造品の製法 | |
| CN105671376A (zh) | 高强高塑重力铸造与室温冷轧亚共晶铝硅合金材料及其制造方法 | |
| JP4121266B2 (ja) | 輸送機器用アルミニウム合金の半溶融成型ビレットの製造方法 | |
| JPS60149751A (ja) | 金属組成物 | |
| JP4152095B2 (ja) | 輸送機器用アルミニウム合金の半溶融成型ビレットの製造方法 | |
| JP3802796B2 (ja) | 輸送機器用アルミニウム合金の半溶融成型ビレットの製造方法 | |
| JP2005288519A (ja) | 電極材料及びその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20041001 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20050722 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20050906 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20051017 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20060905 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20060918 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20091006 Year of fee payment: 3 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20091006 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20101006 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20101006 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20111006 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20121006 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20131006 Year of fee payment: 7 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |