JP2001288517A - 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 - Google Patents
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Info
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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
-
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- C22C—ALLOYS
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 成形物の形状寸法に制約がなく、簡単な製造
方法によって高強度高熱伝導性の合金成形物を安価に製
造することができるＣｕ基合金、およびこれを用いるＣ
ｕ基合金成形物の製造方法を得る。 【解決手段】 ３〜２０％（質量％、以下同じ）のＡｇ
と、０．５〜１．５％ののＣｒと、０．０５〜０．５％
のＺｒとを含む鋳造用Ｃｕ基合金の溶融物を鋳造により
急冷凝固させて成形し、４５０〜５００℃で析出時効処
理を施して析出強化させる。または３〜８．５％のＡｇ
と、０．５〜１．５％のＣｒと、０．０５〜０．５％の
Ｚｒとを含む鍛造用Ｃｕ基合金の溶融物を鋳造により凝
固させ、凝固物またはその熱間加工物に鍛造または圧延
による加工熱処理と析出時効処理とを併用して所定の形
状に成形すると共に析出強化させる。
方法によって高強度高熱伝導性の合金成形物を安価に製
造することができるＣｕ基合金、およびこれを用いるＣ
ｕ基合金成形物の製造方法を得る。 【解決手段】 ３〜２０％（質量％、以下同じ）のＡｇ
と、０．５〜１．５％ののＣｒと、０．０５〜０．５％
のＺｒとを含む鋳造用Ｃｕ基合金の溶融物を鋳造により
急冷凝固させて成形し、４５０〜５００℃で析出時効処
理を施して析出強化させる。または３〜８．５％のＡｇ
と、０．５〜１．５％のＣｒと、０．０５〜０．５％の
Ｚｒとを含む鍛造用Ｃｕ基合金の溶融物を鋳造により凝
固させ、凝固物またはその熱間加工物に鍛造または圧延
による加工熱処理と析出時効処理とを併用して所定の形
状に成形すると共に析出強化させる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、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
の製造方法に関する。
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など過酷な熱疲労を受け
る分野の部材に用いられる。
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。
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
になると共に、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共に熱疲労強度を
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。
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
になると共に、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共に熱疲労強度を
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。
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。
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】更に、鍛造や熱処理などの繰り返しは製造
コストを上昇させるので、強度レベルは従来と同等程度
でよいから鍛造工程が不要な鋳造によって高熱伝導性か
つ高強度の安価な金属材料が欲しいという要望もある。
しかし従来このような金属材料は知られていなかった。
コストを上昇させるので、強度レベルは従来と同等程度
でよいから鍛造工程が不要な鋳造によって高熱伝導性か
つ高強度の安価な金属材料が欲しいという要望もある。
しかし従来このような金属材料は知られていなかった。
【０００８】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、簡単な鋳造または鍛造・圧延によって
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
できる金属材料、およびこれを用いた金属成形物の製造
方法を提供することにある。
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、簡単な鋳造または鍛造・圧延によって
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
できる金属材料、およびこれを用いた金属成形物の製造
方法を提供することにある。
【０００９】
【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、３〜２０％（質量％、以下同じ）の範囲
内のＡｇと、０．５〜１．５％の範囲内のＣｒと、０．
０５〜０．５％の範囲内のＺｒとを含み、残部がＣｕで
ある鋳造用Ｃｕ基合金を提供する。本発明はまた、前記
鋳造用Ｃｕ基合金を溶融する第１工程と、第１工程で得
られた溶融物を鋳造により急冷凝固させて所定の形状に
成形する第２工程と、第２工程で得られた成形物に、４
５０〜５００℃の範囲内の温度で析出時効処理を施して
析出強化させる第３工程とを含む高強度高熱伝導性鋳造
物の製造方法を提供する。ここで「析出時効処理」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。
めに本発明は、３〜２０％（質量％、以下同じ）の範囲
内のＡｇと、０．５〜１．５％の範囲内のＣｒと、０．
０５〜０．５％の範囲内のＺｒとを含み、残部がＣｕで
ある鋳造用Ｃｕ基合金を提供する。本発明はまた、前記
鋳造用Ｃｕ基合金を溶融する第１工程と、第１工程で得
られた溶融物を鋳造により急冷凝固させて所定の形状に
成形する第２工程と、第２工程で得られた成形物に、４
５０〜５００℃の範囲内の温度で析出時効処理を施して
析出強化させる第３工程とを含む高強度高熱伝導性鋳造
物の製造方法を提供する。ここで「析出時効処理」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。
【００１０】本発明の前記鋳造用Ｃｕ基合金は、Ｃｒお
よび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、圧延や鍛造などを要しない鋳造によっ
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。従ってこの鋳造用Ｃｕ基合金を用いれ
ば、作業が簡易な鋳造によって大型製品など形状寸法に
制限なく高強度高熱伝導性の鋳造物を製造することがで
きる。
よび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、圧延や鍛造などを要しない鋳造によっ
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。従ってこの鋳造用Ｃｕ基合金を用いれ
ば、作業が簡易な鋳造によって大型製品など形状寸法に
制限なく高強度高熱伝導性の鋳造物を製造することがで
きる。
【００１１】前記成分のＣｕ基合金において、Ａｇが３
％未満では、得られる鋳造物の硬さが急激に低下し高強
度高熱伝導性鋳造物が得られない。またＡｇが２０％を
越えても格段の効果はなく、コスト面から不利となる。
前記において、Ｃｒが０．５％未満では、得られる鋳造
物の硬さが急激に低下し高強度高熱伝導性鋳造物が得ら
れない。Ｃｒの最大固溶量は０．７〜０．８％である。
これ以上にＣｒを添加すると共晶反応が起こるが、これ
を超える量例えば１．５％のＣｒを添加した合金では冷
却速度がかなり緩やかでない限り、完全な共晶反応が起
こる前に凝固が終了する。Ｃｒが１．５％を越えると第
２工程の冷却時に冷却速度によっては過大量のＣｒ初晶
が析出し、靱性や延性の点から好ましくない。また前記
において、Ｚｒが０．０５％未満では４００〜６００℃
での脆化を抑制する効果が不十分である。ＺｒはＣｒと
同様に析出強化に有効な元素であり、最大固溶量は０．
１５％である。Ｚｒを０．５％を越えて多量添加するこ
とは、前記Ｃｒの場合と同様の理由から不利益となる。
％未満では、得られる鋳造物の硬さが急激に低下し高強
度高熱伝導性鋳造物が得られない。またＡｇが２０％を
越えても格段の効果はなく、コスト面から不利となる。
前記において、Ｃｒが０．５％未満では、得られる鋳造
物の硬さが急激に低下し高強度高熱伝導性鋳造物が得ら
れない。Ｃｒの最大固溶量は０．７〜０．８％である。
これ以上にＣｒを添加すると共晶反応が起こるが、これ
を超える量例えば１．５％のＣｒを添加した合金では冷
却速度がかなり緩やかでない限り、完全な共晶反応が起
こる前に凝固が終了する。Ｃｒが１．５％を越えると第
２工程の冷却時に冷却速度によっては過大量のＣｒ初晶
が析出し、靱性や延性の点から好ましくない。また前記
において、Ｚｒが０．０５％未満では４００〜６００℃
での脆化を抑制する効果が不十分である。ＺｒはＣｒと
同様に析出強化に有効な元素であり、最大固溶量は０．
１５％である。Ｚｒを０．５％を越えて多量添加するこ
とは、前記Ｃｒの場合と同様の理由から不利益となる。
【００１２】前記本発明の高強度高熱伝導性鋳造物の製
造方法においては、第２工程で溶融物を遠心鋳造や金型
鋳造などにより急速凝固させ、ＡｇおよびＣｒを強制固
溶させた過飽和固溶体をまず形成する。この際、急冷凝
固によって、状態図におけるＡｇ−Ｃｕの共晶点である
８．５％を越える量のＡｇが添加されていても固溶度以
上のＡｇを固溶した組織が得られ、このことが強化に寄
与する。その後、第３工程で析出時効処理を施すと、得
られた鋳造物は強制固容量が多いので時効によって微細
析出物が大量に析出し、このため強度が高くなる。
造方法においては、第２工程で溶融物を遠心鋳造や金型
鋳造などにより急速凝固させ、ＡｇおよびＣｒを強制固
溶させた過飽和固溶体をまず形成する。この際、急冷凝
固によって、状態図におけるＡｇ−Ｃｕの共晶点である
８．５％を越える量のＡｇが添加されていても固溶度以
上のＡｇを固溶した組織が得られ、このことが強化に寄
与する。その後、第３工程で析出時効処理を施すと、得
られた鋳造物は強制固容量が多いので時効によって微細
析出物が大量に析出し、このため強度が高くなる。
【００１３】本発明はまた、３〜８．５％の範囲内のＡ
ｇと、０．５〜１．５％の範囲内のＣｒと、０．０５〜
０．５％の範囲内のＺｒとを含み、残部がＣｕである鍛
造用Ｃｕ基合金を提供する。本発明は更に、前記の鍛造
用Ｃｕ基合金を溶融する第１工程と、第１工程で得られ
た溶融物を鋳造により凝固させる第２工程と、第２工程
で得られた凝固物またはその熱間加工物に鍛造または圧
延による加工熱処理と析出時効処理とを併用して所定の
形状に成形すると共に析出強化させる第３工程とを含む
高強度高熱伝導性鍛造物の製造方法を提供する。前記第
３工程においては、加工熱処理と析出時効処理とを５５
０℃以下の温度で行うことが好ましい。
ｇと、０．５〜１．５％の範囲内のＣｒと、０．０５〜
０．５％の範囲内のＺｒとを含み、残部がＣｕである鍛
造用Ｃｕ基合金を提供する。本発明は更に、前記の鍛造
用Ｃｕ基合金を溶融する第１工程と、第１工程で得られ
た溶融物を鋳造により凝固させる第２工程と、第２工程
で得られた凝固物またはその熱間加工物に鍛造または圧
延による加工熱処理と析出時効処理とを併用して所定の
形状に成形すると共に析出強化させる第３工程とを含む
高強度高熱伝導性鍛造物の製造方法を提供する。前記第
３工程においては、加工熱処理と析出時効処理とを５５
０℃以下の温度で行うことが好ましい。
【００１４】本発明の前記鍛造用Ｃｕ基合金は、前記組
成を有することによって、安価なＣｕを基としながら、
前記高強度高熱伝導性鍛造物の製造方法に従うとき形状
寸法に制限なく簡単な操作によって強度と熱伝導性とが
共に優れた成形物を与えることがわかった。
成を有することによって、安価なＣｕを基としながら、
前記高強度高熱伝導性鍛造物の製造方法に従うとき形状
寸法に制限なく簡単な操作によって強度と熱伝導性とが
共に優れた成形物を与えることがわかった。
【００１５】前記成分のＣｕ基合金において、Ａｇが３
％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。またＡｇが２０％を越
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、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１．５％を越えると第２工程でＣ
ｒの粗大な初晶が生成し、熱間鍛造時の鍛造性を著しく
低下させる。前記において、Ｚｒが０．０５％未満では
脆化の抑制に不十分であり、Ｚｒが０．５％を越えると
Ｃｒと同様に過大析出により靱性や延性が低下する。
％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。またＡｇが２０％を越
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、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１．５％を越えると第２工程でＣ
ｒの粗大な初晶が生成し、熱間鍛造時の鍛造性を著しく
低下させる。前記において、Ｚｒが０．０５％未満では
脆化の抑制に不十分であり、Ｚｒが０．５％を越えると
Ｃｒと同様に過大析出により靱性や延性が低下する。
【００１６】前記高強度高熱伝導性鍛造物の製造方法
は、第２工程で得られた凝固物に鍛造または圧延による
加工熱処理を施すことにより、結晶粒を微細化し、転位
を導入して硬化する。このとき析出時効処理を併用する
ので、更に微細共晶相が均一に生成し、鍛造物の強度を
更に向上させることができる。前記加工熱処理や析出時
効処理は５５０℃以下のいわゆる温間または冷間で行う
ことが好ましい。５５０℃を越えると、加工硬化が小さ
いという理由だけでなく、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不都合である。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。
は、第２工程で得られた凝固物に鍛造または圧延による
加工熱処理を施すことにより、結晶粒を微細化し、転位
を導入して硬化する。このとき析出時効処理を併用する
ので、更に微細共晶相が均一に生成し、鍛造物の強度を
更に向上させることができる。前記加工熱処理や析出時
効処理は５５０℃以下のいわゆる温間または冷間で行う
ことが好ましい。５５０℃を越えると、加工硬化が小さ
いという理由だけでなく、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不都合である。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。
【００１７】
【発明の実施の形態】以下、本発明を実施の形態により
更に詳しく説明する。 （実施形態１）Ｃｕ基合金の調製 それぞれ０％、２％、４％、８％、１６％、３０％のＡ
ｇと、０．８％のＣｒと、０．２％のＺｒとを含み、残
部がＣｕである合金組成物を溶融し、表１に示す実施例
１〜４および比較例１，２のＣｕ基合金を調製した。４
％のＡｇと、それぞれ０％、０．２％、０．５％、１
％、１．５％、２．５％のＣｒと、０．２％のＺｒとを
含み、残部がＣｕである合金組成物を溶融し、表２に示
す実施例５〜７および比較例３〜５のＣｕ基合金を調製
した。それぞれ２％、８％のＡｇと、０．８％のＣｒと
を含み、ただしＺｒを含まず、残部がＣｕである合金組
成物を溶融し表３に示す比較例６，７のＣｕ基合金を調
製した。
更に詳しく説明する。 （実施形態１）Ｃｕ基合金の調製 それぞれ０％、２％、４％、８％、１６％、３０％のＡ
ｇと、０．８％のＣｒと、０．２％のＺｒとを含み、残
部がＣｕである合金組成物を溶融し、表１に示す実施例
１〜４および比較例１，２のＣｕ基合金を調製した。４
％のＡｇと、それぞれ０％、０．２％、０．５％、１
％、１．５％、２．５％のＣｒと、０．２％のＺｒとを
含み、残部がＣｕである合金組成物を溶融し、表２に示
す実施例５〜７および比較例３〜５のＣｕ基合金を調製
した。それぞれ２％、８％のＡｇと、０．８％のＣｒと
を含み、ただしＺｒを含まず、残部がＣｕである合金組
成物を溶融し表３に示す比較例６，７のＣｕ基合金を調
製した。
【００１８】
【表１】
【表２】
【表３】
【００１９】（実施形態２）鋳造物の製造−１（Ａｇの効果） 表１に記載した実施例１〜４および比較例１，２の各Ｃ
ｕ基合金の試料を溶融し、溶融物を銅製鋳型に流し込ん
で急冷凝固し、それぞれ約５０グラムのインゴットを得
た。次に前記各インゴットを４８０℃で１時間加熱して
析出時効処理を施し、室温まで放冷して鋳造物を製造し
た。それぞれの鋳造物についてビッカース硬さを測定し
た。測定結果を図１に示す。図１は縦軸がビッカース硬
さ、横軸がＡｇ添加量を示している。
ｕ基合金の試料を溶融し、溶融物を銅製鋳型に流し込ん
で急冷凝固し、それぞれ約５０グラムのインゴットを得
た。次に前記各インゴットを４８０℃で１時間加熱して
析出時効処理を施し、室温まで放冷して鋳造物を製造し
た。それぞれの鋳造物についてビッカース硬さを測定し
た。測定結果を図１に示す。図１は縦軸がビッカース硬
さ、横軸がＡｇ添加量を示している。
【００２０】図１の結果から、３〜２０％の範囲内のＡ
ｇと、０．８％のＣｒと、０．２％のＺｒとを含み、残
部がＣｕである実施例１〜４の鋳造用Ｃｕ基合金は、本
発明の鋳造物の製造方法に従うとき硬さの優れた鋳造物
を与えることがわかる。これに対してＡｇを全く含まな
いか含んでも３％未満である比較例１，２の試料は硬さ
が低下している。
ｇと、０．８％のＣｒと、０．２％のＺｒとを含み、残
部がＣｕである実施例１〜４の鋳造用Ｃｕ基合金は、本
発明の鋳造物の製造方法に従うとき硬さの優れた鋳造物
を与えることがわかる。これに対してＡｇを全く含まな
いか含んでも３％未満である比較例１，２の試料は硬さ
が低下している。
【００２１】（実施形態３）鋳造物の製造−２（Ｃｒの効果） 表２に記載した実施例５〜７および比較例３〜５の各Ｃ
ｕ基合金の試料を溶融し、溶融物を銅製鋳型に流し込ん
で急冷し、それぞれ約５０グラムのインゴットを得た。
次に前記各インゴットを４８０℃で１時間加熱して析出
時効処理を施し、室温まで放冷して鋳造物を製造した。
それぞれの鋳造物についてビッカース硬さを測定した。
測定結果を図２に示す。図２は縦軸がビッカース硬さ、
横軸がＣｒ添加量を示している。
ｕ基合金の試料を溶融し、溶融物を銅製鋳型に流し込ん
で急冷し、それぞれ約５０グラムのインゴットを得た。
次に前記各インゴットを４８０℃で１時間加熱して析出
時効処理を施し、室温まで放冷して鋳造物を製造した。
それぞれの鋳造物についてビッカース硬さを測定した。
測定結果を図２に示す。図２は縦軸がビッカース硬さ、
横軸がＣｒ添加量を示している。
【００２２】図２の結果から、４％のＡｇと、０．５〜
１．５％の範囲内のＣｒと、０．２％のＺｒとを含み、
残部がＣｕである実施例５〜７の鋳造用Ｃｕ基合金は、
本発明の鋳造物の製造方法に従うとき硬さの優れた鋳造
物を与えることがわかる。これに対してＣｒを全く含ま
ないか含んでも０．５％未満である比較例３，４の試料
は硬さが著しく低下している。また１．５％を越えるＣ
ｒを含む比較例５の試料は硬さに及ぼす効果が飽和して
いる。
１．５％の範囲内のＣｒと、０．２％のＺｒとを含み、
残部がＣｕである実施例５〜７の鋳造用Ｃｕ基合金は、
本発明の鋳造物の製造方法に従うとき硬さの優れた鋳造
物を与えることがわかる。これに対してＣｒを全く含ま
ないか含んでも０．５％未満である比較例３，４の試料
は硬さが著しく低下している。また１．５％を越えるＣ
ｒを含む比較例５の試料は硬さに及ぼす効果が飽和して
いる。
【００２３】（実施形態４）鋳造物の製造−３（引張強さ） 表１に記載した実施例１、２および比較例１，６，７の
各Ｃｕ基合金の試料を溶融し、溶融物を幅４０ｍｍ、深
さ４０ｍｍ、長さ１２０ｍｍのボード状の鋳鉄製鋳型で
急冷凝固し、それぞれ約２キログラムのインゴットを得
た。次に前記各インゴットを４８０℃で１時間加熱して
析出時効処理を施し、室温まで放冷してそれぞれの鋳造
物を製造した。
各Ｃｕ基合金の試料を溶融し、溶融物を幅４０ｍｍ、深
さ４０ｍｍ、長さ１２０ｍｍのボード状の鋳鉄製鋳型で
急冷凝固し、それぞれ約２キログラムのインゴットを得
た。次に前記各インゴットを４８０℃で１時間加熱して
析出時効処理を施し、室温まで放冷してそれぞれの鋳造
物を製造した。
【００２４】各鋳造物について引張試験を行った。引張
試験は、２５℃〜４５０℃の範囲内で行い、耐力と破断
伸びとについて測定した。ここで耐力とは、０．２％の
塑性ひずみを与えるための変形応力である。耐力の測定
結果を図３に示す。また破断伸びとは、引張試験したと
きの破断ひずみ（％）である。破断伸びの測定結果を図
４に示す。
試験は、２５℃〜４５０℃の範囲内で行い、耐力と破断
伸びとについて測定した。ここで耐力とは、０．２％の
塑性ひずみを与えるための変形応力である。耐力の測定
結果を図３に示す。また破断伸びとは、引張試験したと
きの破断ひずみ（％）である。破断伸びの測定結果を図
４に示す。
【００２５】図３、４の結果から、それぞれ４％，８％
のＡｇと、０．８％のＣｒと、０．２％のＺｒとを含み
残部がＣｕである実施例１および実施例２のＣｕ基合金
の鋳造物は、２５℃〜４５０℃の広い温度範囲内で耐
力、破断伸びが共に高い値を示し、特にＡｇを８％添加
した実施例２では、鋳造であるにもかかわらず高価な鍛
造加工を施した鍛造物に匹敵する高い引張り強度が得ら
れている。一方、Ａｇを添加しない比較例１の鋳造物は
中〜高温域において引張り強度が低下し、Ａｇが３％未
満でＺｒを含まない比較例６の試料は測定温度全域で耐
力が低く、高温域で破断伸びが急激に低下する。またＡ
ｇが８％でＺｒを含まない比較例７の鋳造物は、測定温
度全域で破断伸びが低い。
のＡｇと、０．８％のＣｒと、０．２％のＺｒとを含み
残部がＣｕである実施例１および実施例２のＣｕ基合金
の鋳造物は、２５℃〜４５０℃の広い温度範囲内で耐
力、破断伸びが共に高い値を示し、特にＡｇを８％添加
した実施例２では、鋳造であるにもかかわらず高価な鍛
造加工を施した鍛造物に匹敵する高い引張り強度が得ら
れている。一方、Ａｇを添加しない比較例１の鋳造物は
中〜高温域において引張り強度が低下し、Ａｇが３％未
満でＺｒを含まない比較例６の試料は測定温度全域で耐
力が低く、高温域で破断伸びが急激に低下する。またＡ
ｇが８％でＺｒを含まない比較例７の鋳造物は、測定温
度全域で破断伸びが低い。
【００２６】前記実施例１，２のＣｕ基合金を用いて鋳
造により製造した鋳造物について熱伝導度を測定したと
ころ、３００℃における熱伝導度はいずれも３３５〜３
５５Ｗ／ｍＫの範囲内という高い値の範囲に入ってお
り、従来の高熱伝導性合金に匹敵する十分高い熱伝導度
を有していた。
造により製造した鋳造物について熱伝導度を測定したと
ころ、３００℃における熱伝導度はいずれも３３５〜３
５５Ｗ／ｍＫの範囲内という高い値の範囲に入ってお
り、従来の高熱伝導性合金に匹敵する十分高い熱伝導度
を有していた。
【００２７】（実施形態５）鍛造物の製造−１（温間圧延） 実施例１のＣｕ基合金試料を溶融し、溶融物を鋳型に流
し込んで凝固し、得られたインゴットを、５５０℃で４
０ｍｍ厚から２０ｍｍ厚まで圧延し、５００℃で更に１
０ｍｍ厚まで圧延し、次に４８０℃に１時間保持して析
出強化を行い、室温まで放冷して実施例８の鍛造物を製
造した。比較のため、Ａｇを含まない比較例１の試料に
ついて前記と同様の鍛造を行い、比較例８の鍛造物を製
造した。
し込んで凝固し、得られたインゴットを、５５０℃で４
０ｍｍ厚から２０ｍｍ厚まで圧延し、５００℃で更に１
０ｍｍ厚まで圧延し、次に４８０℃に１時間保持して析
出強化を行い、室温まで放冷して実施例８の鍛造物を製
造した。比較のため、Ａｇを含まない比較例１の試料に
ついて前記と同様の鍛造を行い、比較例８の鍛造物を製
造した。
【００２８】前記各鍛造物について、実施形態４と同様
にして引張試験を行った。耐力の結果を図５に、破断伸
びの結果を図６に示す。実施例８の鍛造物は、測定した
全温度域で、Ａｇを含まない比較例８の鍛造物より高い
強度を示している。実施例８の鍛造物は、３００℃にお
ける熱伝導度が実施例１のＣｕ基合金を用いた鋳造物と
同様の高い値を示した。
にして引張試験を行った。耐力の結果を図５に、破断伸
びの結果を図６に示す。実施例８の鍛造物は、測定した
全温度域で、Ａｇを含まない比較例８の鍛造物より高い
強度を示している。実施例８の鍛造物は、３００℃にお
ける熱伝導度が実施例１のＣｕ基合金を用いた鋳造物と
同様の高い値を示した。
【００２９】（実施形態６）鍛造物の製造−２（熱間圧延） 実施例１のＣｕ基合金試料を溶融し、溶融物を鋳型に流
し込んで凝固し、得られたインゴットを、７５０℃で４
０ｍｍ厚から２０ｍｍ厚まで圧延し、更に５００℃で１
０ｍｍ厚まで圧延し、次いで４８０℃に１時間保持して
析出強化を行い、室温まで放冷して実施例９の鍛造物を
製造した。比較のため、Ａｇを含まない比較例１の試料
について前記と同様の鍛造を行い、比較例９の鍛造物を
製造した。
し込んで凝固し、得られたインゴットを、７５０℃で４
０ｍｍ厚から２０ｍｍ厚まで圧延し、更に５００℃で１
０ｍｍ厚まで圧延し、次いで４８０℃に１時間保持して
析出強化を行い、室温まで放冷して実施例９の鍛造物を
製造した。比較のため、Ａｇを含まない比較例１の試料
について前記と同様の鍛造を行い、比較例９の鍛造物を
製造した。
【００３０】前記各鍛造物について、実施形態４と同様
にして引張試験を行った。耐力の結果を図７に、破断伸
びの結果を図８に示す。実施例９の鍛造物は、測定した
全温度域で、Ａｇを含まない比較例９の鍛造物より高い
耐力を示し、比較例９の鍛造物と同等の破断伸びを示し
た。実施例９の鍛造物は、３００℃における熱伝導度が
実施例１のＣｕ基合金を用いた鋳造物と同様の高い値を
示した。
にして引張試験を行った。耐力の結果を図７に、破断伸
びの結果を図８に示す。実施例９の鍛造物は、測定した
全温度域で、Ａｇを含まない比較例９の鍛造物より高い
耐力を示し、比較例９の鍛造物と同等の破断伸びを示し
た。実施例９の鍛造物は、３００℃における熱伝導度が
実施例１のＣｕ基合金を用いた鋳造物と同様の高い値を
示した。
【００３１】次に、本発明の鋳造物および鍛造物が高強
度・高熱伝導性となる要因について詳しく説明する。本
発明の鋳造用Ｃｕ基合金を用いて鋳造物を製造するに際
しては、Ａｇを含むＣｕ基合金の溶融物を遠心鋳造や金
型鋳造などで急速に凝固させることにより、Ａｇおよび
Ｃｒが強制固溶した過飽和固溶体がまず生成する。次に
この過飽和固溶体に４５０〜５００℃の範囲内の温度で
析出時効処理を施すと固溶体組織内に微細な異相が析出
する。このとき、急冷凝固によって強制固容量が多くな
り、従って析出時効によって析出する微細析出物の量が
多くなるために鋳造物の強度が高くなる。
度・高熱伝導性となる要因について詳しく説明する。本
発明の鋳造用Ｃｕ基合金を用いて鋳造物を製造するに際
しては、Ａｇを含むＣｕ基合金の溶融物を遠心鋳造や金
型鋳造などで急速に凝固させることにより、Ａｇおよび
Ｃｒが強制固溶した過飽和固溶体がまず生成する。次に
この過飽和固溶体に４５０〜５００℃の範囲内の温度で
析出時効処理を施すと固溶体組織内に微細な異相が析出
する。このとき、急冷凝固によって強制固容量が多くな
り、従って析出時効によって析出する微細析出物の量が
多くなるために鋳造物の強度が高くなる。
【００３２】更に、急冷凝固した合金では、平衡状態の
組織を示す一般的な状態図とは異なり、予想以上のＡｇ
を固溶した組織が得られる。従ってＡｇの添加量は、状
態図の共晶点である８．５％を越えていても強化に有効
に作用する。ただし、２０％を越えるＡｇの添加は、強
化に必要な凝固速度が大きすぎるため現実的ではなく、
実際上の効果は減少する。
組織を示す一般的な状態図とは異なり、予想以上のＡｇ
を固溶した組織が得られる。従ってＡｇの添加量は、状
態図の共晶点である８．５％を越えていても強化に有効
に作用する。ただし、２０％を越えるＡｇの添加は、強
化に必要な凝固速度が大きすぎるため現実的ではなく、
実際上の効果は減少する。
【００３３】一方、鍛造または圧延による加工熱処理に
よって所望の形状に成形すると共に析出時効処理によっ
て析出強化させる本発明の鍛造物の製造方法において
は、Ａｇの添加量をＡｇの共晶やＣｒの初晶が著しく生
成しないように調整する必要がある。すなわち、Ａｇの
添加量が過大であるために最初の鋳造凝固時に粗大な共
晶や初晶Ｃｒが現れた組織は、その後の熱間鍛造におけ
る鍛造効率を低下させる。例えば、ＣｕとＡｇの２元素
だけの合金系では、一般的な状態図から、共晶温度７８
０℃で溶融が始まる。この部分溶融は鍛造または圧延の
工程での熱間加工割れの要因となり、鍛造温度の上限を
規制する必要も出てくる。
よって所望の形状に成形すると共に析出時効処理によっ
て析出強化させる本発明の鍛造物の製造方法において
は、Ａｇの添加量をＡｇの共晶やＣｒの初晶が著しく生
成しないように調整する必要がある。すなわち、Ａｇの
添加量が過大であるために最初の鋳造凝固時に粗大な共
晶や初晶Ｃｒが現れた組織は、その後の熱間鍛造におけ
る鍛造効率を低下させる。例えば、ＣｕとＡｇの２元素
だけの合金系では、一般的な状態図から、共晶温度７８
０℃で溶融が始まる。この部分溶融は鍛造または圧延の
工程での熱間加工割れの要因となり、鍛造温度の上限を
規制する必要も出てくる。
【００３４】そこで、本発明の鍛造用Ｃｕ基合金では、
第２工程において鋳造凝固時に過大量の粗大な共晶粒子
や初晶Ｃｒ粒子が発生しないようにＡｇの添加量を状態
図の共晶点である８．５％以下に規制した。これによっ
て本発明の鍛造物は、鍛造効率が大幅に改善される。
第２工程において鋳造凝固時に過大量の粗大な共晶粒子
や初晶Ｃｒ粒子が発生しないようにＡｇの添加量を状態
図の共晶点である８．５％以下に規制した。これによっ
て本発明の鍛造物は、鍛造効率が大幅に改善される。
【００３５】更に、本発明の鍛造物製造方法の一具体例
においては、温間（１００℃越え５５０℃以下、望まし
くは５００℃以下）または冷間（室温〜１００℃）での
加工熱処理および析出時効処理によって析出強化を行い
強度を向上している。析出強化により強度を高めるため
には、組織内析出物の粒径は一般に１／１００μｍオー
ダーとすることが理想的であるが、Ａｇの添加量を８．
５％以下に規制し、かつ加工熱処理および析出時効処理
を温間または冷間で行うことによって、望ましい粒径の
異相微粒子が分散した高強度の鍛造物が得られるように
なる。
においては、温間（１００℃越え５５０℃以下、望まし
くは５００℃以下）または冷間（室温〜１００℃）での
加工熱処理および析出時効処理によって析出強化を行い
強度を向上している。析出強化により強度を高めるため
には、組織内析出物の粒径は一般に１／１００μｍオー
ダーとすることが理想的であるが、Ａｇの添加量を８．
５％以下に規制し、かつ加工熱処理および析出時効処理
を温間または冷間で行うことによって、望ましい粒径の
異相微粒子が分散した高強度の鍛造物が得られるように
なる。
【００３６】上記のＡｇおよびＣｒの添加量の調整と加
工熱処理との二つの強化機構は相互に助長しあってい
る。すなわち加工熱処理で導入される転位は異相粒子析
出の核生成サイトとなって微細粒子の析出に寄与する。
また、転位上のＡｇやＣｒの析出物は転位が加熱により
消滅することを抑制し、高温強度の安定性を高めてい
る。これらの合金元素は多いほど効果が大きい。しか
し、これらの多くの元素は単体あるいは化合物の状態で
鋳造／凝固時に初晶として析出するため、過大量の使用
は後工程における鍛造性の劣化を招く。例えばＣｕ−Ｃ
ｒの２元素合金系では、Ｃｒ添加量が約０．７％を越え
ると、平衡状態を保った凝固の場合には初晶が析出す
る。従ってＣｒの適正な添加量は平衡状態では０．７％
以下ということになる、実際には凝固速度が速いので、
１．５％まで添加しても強度を上昇させることができ
る。本発明の鍛造用合金では、Ｃｒを適量添加すること
によって多量のＡｇを添加させたと同じ効果が得られ、
そのため、鍛造効率を向上させると共に、Ａｇの添加量
が少なくて済むのでコストも低くなる。
工熱処理との二つの強化機構は相互に助長しあってい
る。すなわち加工熱処理で導入される転位は異相粒子析
出の核生成サイトとなって微細粒子の析出に寄与する。
また、転位上のＡｇやＣｒの析出物は転位が加熱により
消滅することを抑制し、高温強度の安定性を高めてい
る。これらの合金元素は多いほど効果が大きい。しか
し、これらの多くの元素は単体あるいは化合物の状態で
鋳造／凝固時に初晶として析出するため、過大量の使用
は後工程における鍛造性の劣化を招く。例えばＣｕ−Ｃ
ｒの２元素合金系では、Ｃｒ添加量が約０．７％を越え
ると、平衡状態を保った凝固の場合には初晶が析出す
る。従ってＣｒの適正な添加量は平衡状態では０．７％
以下ということになる、実際には凝固速度が速いので、
１．５％まで添加しても強度を上昇させることができ
る。本発明の鍛造用合金では、Ｃｒを適量添加すること
によって多量のＡｇを添加させたと同じ効果が得られ、
そのため、鍛造効率を向上させると共に、Ａｇの添加量
が少なくて済むのでコストも低くなる。
【００３７】本発明の鋳造用または鍛造用Ｃｕ基合金を
調製するに際しては、ＣｕにＡｇとＣｒとＺｒを添加
し、通常の方法で溶融する。Ａｇの単独添加ではなく、
０．５〜１．５％の範囲内で適量のＣｒを添加すること
により、Ａｇの添加効果が相乗的に増大する。０．５％
未満のＣｒは強度を向上させる効果が小さい。
調製するに際しては、ＣｕにＡｇとＣｒとＺｒを添加
し、通常の方法で溶融する。Ａｇの単独添加ではなく、
０．５〜１．５％の範囲内で適量のＣｒを添加すること
により、Ａｇの添加効果が相乗的に増大する。０．５％
未満のＣｒは強度を向上させる効果が小さい。
【００３８】Ｃｕ基合金へのＺｒの添加については、従
来から、０．０５〜０．２％のＺｒの添加が脱酸効果や
粒界析出物の形状を抑制する効果があることは知られて
いた。しかし本発明では０．０５〜０．５％のＺｒの添
加が、４００℃以上での引張延性の向上にも寄与してい
る。
来から、０．０５〜０．２％のＺｒの添加が脱酸効果や
粒界析出物の形状を抑制する効果があることは知られて
いた。しかし本発明では０．０５〜０．５％のＺｒの添
加が、４００℃以上での引張延性の向上にも寄与してい
る。
【００３９】
【発明の効果】本発明の鋳造用Ｃｕ基合金はＡｇとＣｒ
とＺｒとをそれぞれ適量範囲で含んでいるので、本発明
の鋳造物の製造方法により鋳造するとき、高強度高熱伝
導性のＣｕ基合金鋳造物が容易に製造できるようにな
る。本発明の鍛造用Ｃｕ基合金はＡｇとＣｒとＺｒとを
それぞれ適量範囲で含んでいるので、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。
とＺｒとをそれぞれ適量範囲で含んでいるので、本発明
の鋳造物の製造方法により鋳造するとき、高強度高熱伝
導性のＣｕ基合金鋳造物が容易に製造できるようにな
る。本発明の鍛造用Ｃｕ基合金はＡｇとＣｒとＺｒとを
それぞれ適量範囲で含んでいるので、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１】 Ｃｕ基合金鋳造物のＡｇ添加量と硬さとの関
係を示すグラフ。
係を示すグラフ。
【図２】 Ｃｕ基合金鋳造物のＣｒ添加量と硬さとの関
係を示すグラフ。
係を示すグラフ。
【図３】 Ｃｕ基合金鋳造物の温度と耐力との関係を示
すグラフ。
すグラフ。
【図４】 Ｃｕ基合金鋳造物の温度と破断伸びとの関係
を示すグラフ。
を示すグラフ。
【図５】 Ｃｕ基合金鍛造物の温度と耐力との関係を示
すグラフ。
すグラフ。
【図６】 Ｃｕ基合金鍛造物の温度と破断伸びとの関係
を示すグラフ。
を示すグラフ。
【図７】 Ｃｕ基合金鍛造物の温度と耐力との関係を示
すグラフ。
すグラフ。
【図８】 Ｃｕ基合金鍛造物の温度と破断伸びとの関係
を示すグラフ。
を示すグラフ。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｆ 1/00 ６３０ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６３０Ａ ６５０ ６５０Ｆ ６５０Ｄ ６８２ ６８２ ６８３ ６８３ ６９１ ６９１Ｂ ６９２ ６９２Ａ
Claims (5)
- 【請求項１】 ３〜２０質量％の範囲内のＡｇと、０．
５〜１．５質量％の範囲内のＣｒと、０．０５〜０．５
質量％の範囲内のＺｒとを含み、残部がＣｕであること
を特徴とする鋳造用Ｃｕ基合金。 - 【請求項２】 請求項１記載の鋳造用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物を鋳造によ
り急冷凝固させて所定の形状に成形する第２工程と、第
２工程で得られた成形物に、４５０〜５００℃の範囲内
の温度で析出時効処理を施して析出強化させる第３工程
とを含むことを特徴とする高強度高熱伝導性鋳造物の製
造方法。 - 【請求項３】 ３〜８．５質量％の範囲内のＡｇと、
０．５〜１．５質量％の範囲内のＣｒと、０．０５〜
０．５質量％の範囲内のＺｒとを含み、残部がＣｕであ
ることを特徴とする鍛造用Ｃｕ基合金。 - 【請求項４】 請求項３記載の鍛造用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物を鋳造によ
り凝固させる第２工程と、第２工程で得られた凝固物ま
たはその熱間加工物に鍛造または圧延による加工熱処理
と析出時効処理とを併用して所定の形状に成形すると共
に析出強化させる第３工程とを含むことを特徴とする高
強度高熱伝導性鍛造物の製造方法。 - 【請求項５】 請求項４において、第３工程の加工熱処
理と析出時効処理とを５５０℃以下の温度で行うことを
特徴とする高強度高熱伝導性鍛造物の製造方法。
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