JP2015063758A - 銅合金線材 - Google Patents
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Abstract
Description
銅母相と、
銅−Zr化合物相と銅相とからなる複合相と、
を備え、
合金組成におけるZrが3.0at%以上7.0at%以下であり、
前記銅母相と前記複合相とが母相−複合相繊維状組織を構成し、軸方向に対して平行で中心軸を含む断面を見たときに前記銅母相と前記複合相とが軸方向に平行に交互に配列しており、
さらに、前記複合相は、前記銅−Zr化合物相と前記銅相とが複合相内繊維状組織を構成し、前記断面を見たときに前記銅−Zr化合物相と前記銅相とが50nm以下の相間隔で軸方向に平行に交互に配列しているものである。
銅母相と、
銅−Zr化合物相と銅相とからなる複合相と、
を備え、
合金組成におけるZrが3.0at%以上7.0at%以下であり、
前記複合相は、軸方向に対して平行で中心軸を含む断面を見たときに面積率で5%以上25%以下のアモルファス相を含むものである。
(1)Zrを3.0at%以上7.0at%以下の範囲で含む銅合金となるように原料を溶解する溶解工程と、
(2)2次デンドライトアーム間隔(2次DAS)が10.0μm以下となるようにインゴットを鋳造する鋳造工程と、
(3)前記インゴットを断面減少率が99.00%以上となるように冷間で伸線する伸線工程と、
を含むものである。
(1)Zrを3.0at%以上7.0at%以下の範囲で含む銅合金となるように原料を溶解する溶解工程と、
(2)銅鋳型で直径が3mm以上10mm以下の棒状のインゴットを鋳造する鋳造工程と、
(3)前記インゴットを断面減少率が99.00%以上となるように冷間で伸線する伸線工程と、
を含むものである。
この溶解工程では、図5(a)に示すように、原料を溶解して溶湯50を得る処理を行う。原料としては、Zrを3.0at%以上7.0at%以下の範囲で含む銅合金を得ることができるものであればよく、合金を用いても、純金属を用いてもよい。Zrを3.0at%以上7.0at%以下の範囲で含む銅合金であれば、冷間での加工に適している。また、共晶に近い合金組成のため溶湯粘性が低くなり、湯流れが良好となる点でも好ましい。この原料は、銅とZr以外を含まないものであることが好ましい。こうすれば、適量な共晶相をより容易に得ることができる。溶解方法は特に限定されるものではなく、通常の高周波誘導溶解法、低周波誘導溶解法、アーク溶解法、電子ビーム溶解法などとしてもよいし、レビテーション溶解法などとしてもよい。このうち、高周波誘導溶解法およびレビテーション溶解法を用いることが好ましい。高周波誘導溶解法では、大きな量を一度に溶解できるので好ましく、レビテーション溶解法では、溶融金属を浮揚させて溶解するから、るつぼなどからの不純物の混入をより抑制することができ、好ましい。溶解雰囲気は真空雰囲気又は不活性雰囲気であることが好ましい。不活性雰囲気は、合金組成に影響を与えないガス雰囲気であればよく、例えば窒素雰囲気、He雰囲気、Ar雰囲気などとしてもよい。このうち、Ar雰囲気を用いることが好ましい。
この工程では、溶湯50を鋳型に注湯し、鋳造する処理を行う。図5(b)に示すように、インゴット60は、複数のデンドライト65を含むデンドライト組織を有している。デンドライト65は初晶銅単相からなるものであり、主幹である1次デンドライトアーム66と、1次デンドライトアーム66から伸びた側枝である複数の2次デンドライトアーム67を有している。この2次デンドライトアーム67は1次デンドライトアーム66からほぼ垂直な方向に伸びている。
この工程では、インゴット60を伸線処理して、図5(c)や図1に示す銅合金線材10を得るための処理を行う。この工程では、インゴット60を断面減少率が99.00%以上となるように冷間で伸線する。ここで、冷間とは、加熱しないことをいい、常温で加工することを示す。このように冷間で伸線加工するから、再結晶することを抑制することができ、母相−複合相繊維状組織と複合相内繊維状組織という二重の繊維状組織を有し、これらが緻密な繊維状となった銅合金線材10を容易に得られると考えられる。また、インゴット60から銅合金線材10へ加工する途中に焼き鈍したりあるいは加工後に時効処理したりする必要もなく、冷間伸線加工のみで製造することが可能となるので製造工程が簡略化され、生産性を高めることもできる。伸線方法は特に限定されるものではないが、穴ダイス引き抜きやローラーダイス引き抜きなどとすることができ、軸に平行な方向にせん断力が加わることによって素材にせん断すべり変形が生じるものであることがより好ましい。このような伸線加工を、本明細書では、せん断伸線加工とも称する。せん断伸線加工のように、せん断すべり変形が生じたものであれば、より均一な繊維状組織が得られ、より引張強さを高めることができると考えられるからである。せん断すべり変形は、ダイスとの接触面で摩擦を受けながらダイス中に材料を引き通す単純せん断変形をすることなどによって与えることができる。この伸線工程では、サイズの異なる複数のダイスを用いて、断面減少率が99.00%以上となるまで引き抜き加工するものとしてもよい。こうすれば、伸線途中で断線しにくいからである。伸線ダイスの孔は円形に限る必要はなく、角線用ダイス、異形用ダイス、チューブ用ダイスなどを用いてもよい。断面減少率は99.00%以上であればよいが、99.50%以上であることが好ましく、99.80%以上であることがより好ましい。断面減少率を大きくすると引張強さをより高めることができるからである。この理由は定かではないが、加工度が高まるにつれて、複合相20の結晶構造が変化し複合相20の断面から見た占有面積比が増加する、あるいは銅母相30が優先的に変形し銅母相30の断面から見た占有面積比が減るなどして結晶構造に歪みが生じ、それによって引張強さが大きくなることなどが考えられる。また、CuおよびCu9Zr2はそれぞれfcc構造および超格子であるといわれているが、強加工されたことによりその一部がアモルファス化することなどが一因と考えられる。本発明者らは、同一条件で作製したインゴットについて、伸線加工を行い、断面減少率(加工度)を変化させたところ、断面減少率が高いほど複合相20の体積が増加することを確認している。この断面減少率は、100.00%未満であればよいが、加工の観点から99.9999%以下であることが好ましい。なお、ここで、断面減少率は以下のようにして求めることができる。まず、伸線前のインゴット60について軸方向に対して垂直な断面の断面積を求める。伸線後、銅合金線材10について軸方向に対して垂直な断面の断面積を求める。そして、{(伸線前の断面積−伸線後の断面積)×100}÷(伸線前の断面積)を計算し、得られた値を断面減少率(%)とする。伸線速度は特に限定されるものではないが、10m/min以上200m/min以下であることが好ましく、20m/min以上100m/min以下であることがより好ましい。10m/min以上であれば効率よく伸線加工が行えるし、200m/min以下であれば伸線途中での断線等をより抑制することができるからである。
(実施例1)
まず、Zr3.0at%と残部CuとからなるCu−Zr二元系合金をArガス雰囲気下でレビテーション溶解した。次に、直径3mmの丸棒状のキャビティを彫り込んだ純銅鋳型に塗型をし、約1200℃の溶湯を注湯して丸棒インゴットを鋳造した。このインゴットについて、マイクロメーターで直径を測定して、直径が3mmであることを確認した。図6は、この丸棒インゴットの写真である。次に、室温まで冷却した丸棒インゴットを常温で、順次孔径が小さくなる20〜40個のダイスに通して伸線後の線材の直径が0.300mmとなるように伸線加工を行って実施例1の線材を得た。このとき、伸線速度は20m/minとした。この銅合金線材について、マイクロメーターで直径を測定して、直径が0.300mmであることを確認した。図7は、このときの伸線加工に用いたダイヤモンド・ダイスの写真である。このダイヤモンドダイスは、中央にダイス孔を設けてあり、孔径の異なる複数のダイスを順に通すことでせん断による伸線加工をするものである。
伸線後の線材の直径が0.100mmとなるように伸線加工を行った以外は実施例1と同様にして実施例2の線材を得た。また、伸線後の線材の直径が0.040mmとなるように伸線加工を行った以外は実施例1と同様にして実施例3の線材を得た。また、伸線後の線材の直径が0.010mmとなるように伸線加工を行った以外は実施例1と同様にして実施例4の線材を得た。
Zr4.0at%と残部CuとからなるCu−Zr二元系合金を用いたこと以外は実施例1と同様にして実施例5の線材を得た。また、伸線後の線材の直径が0.100mmとなるように伸線加工を行った以外は実施例5と同様にして実施例6の線材を得た。また、伸線後の線材の直径が0.040mmとなるように伸線加工を行った以外は実施例5と同様にして実施例7の線材を得た。また、伸線後の線材の直径が0.010mmとなるように伸線加工を行った以外は実施例5と同様にして実施例8の線材を得た。また、伸線後の線材の直径が0.008mmとなるように伸線加工を行った以外は実施例5と同様にして実施例9の線材を得た。
直径5mmの純銅鋳型を用いたこと、および、伸線後の線材の直径が0.100mmとなるように伸線加工を行った以外は実施例5と同様にして実施例10の線材を得た。また、伸線後の線材の直径が0.040mmとなるように伸線加工を行った以外は実施例10と同様にして実施例11の線材を得た。また、伸線後の線材の直径が0.010mmとなるように伸線加工を行った以外は実施例10と同様にして実施例12の線材を得た。また、伸線後の線材の直径が0.008mmとなるように伸線加工を行った以外は実施例10と同様にして実施例13の線材を得た。
直径7mmの純銅鋳型を用いたこと、および、伸線後の線材の直径が0.100mmとなるように伸線加工を行った以外は実施例5と同様にして実施例14の線材を得た。また、伸線後の線材の直径が0.040mmとなるように伸線加工を行った以外は実施例14と同様にして実施例15の線材を得た。また、伸線後の線材の直径が0.010mmとなるように伸線加工を行った以外は実施例14と同様にして実施例16の線材を得た。
直径10mmの純銅鋳型を用いたこと、および、伸線後の線材の直径が0.100mmとなるように伸線加工を行った以外は実施例5と同様にして実施例17の線材を得た。また、伸線後の線材の直径が0.040mmとなるように伸線加工を行った以外は、実施例17と同様にして実施例18の線材を得た。また、伸線後の線材の直径が0.010mmとなるように伸線加工を行った以外は実施例17と同様にして実施例19の線材を得た。
Zr5.0at%と残部CuとからなるCu−Zr二元系合金を用いたこと以外は実施例1と同様にして実施例20の線材を得た。また、伸線後の線材の直径が0.100mmとなるように伸線加工を行った以外は実施例20と同様にして実施例21の線材を得た。また、伸線後の線材の直径が0.040mmとなるように伸線加工を行った以外は実施例20と同様にして実施例22の線材を得た。また、伸線後の線材の直径が0.010mmとなるように伸線加工を行った以外は実施例23と同様にして実施例23の線材を得た。
Zr6.8at%と残部CuとからなるCu−Zr二元系合金を用いたこと以外は実施例1と同様にして実施例24の線材を得た。また、伸線後の線材の直径が0.100mmとなるように伸線加工を行った以外は実施例24と同様にして実施例25の線材を得た。また、伸線後の線材の直径が0.040mmとなるように伸線加工を行った以外は実施例24と同様にして実施例26の線材を得た。また、伸線後の線材の直径が0.010mmとなるように伸線加工を行った以外は実施例24と同様にして実施例27の線材を得た。
Zr2.5at%と残部CuとからなるCu−Zr二元系合金を用いたこと、および、伸線後の線材の直径が0.100mmとなるように伸線加工を行ったこと以外は実施例1と同様にして比較例1の線材を得た。
Zr7.4at%と残部CuとからなるCu−Zr二元系合金を用いたこと、および、伸線後の線材の直径が0.100mmとなるように伸線加工を行ったこと以外は実施例1と同様にして比較例2の伸線加工を行ったが、伸線途中に断線した。
Zr8.7at%と残部CuとからなるCu−Zr二元系合金をレビテーション溶解した後、直径7mmの純銅鋳型に注湯して丸棒インゴットを鋳造したが、鋳造割れを起こし、その後の伸線加工を行うことができなかった。
直径12mmの純銅鋳型を用いたこと、および、伸線後の線材の直径が0.600mmとなるように伸線加工を行ったこと以外は実施例5と同様にして比較例4の線材を得た。
直径7mmの純銅鋳型を用いたこと、および、伸線後の線材の直径が0.800mmとなるように伸線加工を行ったこと以外は実施例5と同様にして比較例5の線材を得た。
伸線加工前のインゴットについて、軸方向に対して垂直な円形断面で切断し、鏡面研磨した後、SEM観察(日立製作所製、SU−70)を行った。図8は、Zr4.0at%を含む、直径5mmのインゴットの鋳造組織のSEM写真である。白く見える部分はCuおよびCu9Zr2からなる共晶相であり、黒く見える部分は初晶の銅母相である。このSEM写真を用いて、2次DASを測定した。表1には、実施例1〜27、比較例1〜5の2次DASの値を示した。表1には2次DASや上述した合金組成,鋳造径,伸線径の他に、後述する断面減少率,共晶相比率,相間隔,アモルファス比率,引張強さ,導電率を示した。
まず、インゴットの直径から伸線前の断面積を求め、銅合金線材の直径から伸線後の断面積を求めた。次に、これらの値から伸線前の断面積と伸線後の断面積を求め、断面減少率を求めた。断面減少率(%)は{(伸線前の断面積−伸線後の断面積)×100}÷(伸線前の断面積)で表される値である。
伸線後の銅合金線材について、軸方向に対して垂直な円形断面で切断し、鏡面研磨したあと、SEM観察を行った。図9は、実施例6の銅合金線材の軸方向に対して垂直な断面でのSEM写真である。図9(b)は図9(a)の中央の四角で囲まれた領域を拡大したものである。白く見える部分が共晶相、黒く見える部分が銅母相である。共晶相比率はこのSEM写真の白黒コントラストを二値化して銅母相と共晶相とに二分し、その面積比率を求めた。図10は、実施例6の銅合金線材の軸方向に対して平行で中心軸を含む断面でのSEM写真である。図10(b)は図10(a)の中央の四角で囲まれた領域を拡大したものである。白く見える部分が共晶相、黒く見える部分が銅母相であり、互い違いに配列されて一方向へ延びる繊維状組織が構成されている。この点、図10の視野について、エネルギー分散型X線分光法(EDX)で分析すると、黒く見える部分はCuのみの母相、白く見える部分はCuとZrとを含む共晶相となっていることが確認できた。次にSTEMを用いてCuとCu9Zr2との相間隔を以下のように測定した。まず、STEM観察の試料として、Arイオン・ミリング法を用いて細くした線材を用意した。そして、代表的となる中心部分を50万倍で観察し、300nm×300nmの視野を3ヶ所撮影したSTEM−HAADF像(走査型電子顕微鏡の高角度環状暗視像)上でそれぞれの幅を測定して平均したものを相間隔の測定値とした。図11は、図9の白く見える部分(共晶相)内をSTEM(日本電子製、JEM−2300F)で観察したSTEM写真である。EDX分析により、白い部分がCuで黒い部分がCu9Zr2であると推定された。さらに、制限視野回折法を用いて回折像を解析し、複数の回折面の格子定数を測定することでCu9Zr2の存在を確認した。このように図11の共晶相内では、CuとCu9Zr2とが約20nmのほぼ等間隔で交互に配列する二重の繊維状組織を持つことがわかった。なお、相間隔は共晶相のSTEM観察により交互に配列したCuとCu9Zr2との間隔を測定したものである。ここで図11に示した共晶相の格子像を250万倍の倍率、50nm×50nmの視野でSTEM観察すると、視野内(共晶相内)の面積比で約15%のアモルファス相が観測された。図12は共晶相内のアモルファス相を模式的に示した図である。アモルファス相は主に銅母相とCu9Zr2化合物相との界面に形成され、これが機械強度を保持する役割の一端を担っていると推察された。このアモルファス比率は、格子像上でアモルファスと思われる原子の無配列な領域の面積率を測定して求めた。また図11の白く見えるCuの組織についてSTEM観察すると、隣り合う微結晶の方位差は1〜2°程度と極めて僅かであった。このことから、転位の集積も起こらず、Cuを中心とする大きなせん断すべり変形が伸線方向に起こっているものと推察された。このため、冷間で断線することなく高加工度の伸線が可能となるものと推察された。
引張強さは、万能試験機(島津製作所製、オートグラフAG−1kN)を用いてJISZ2201に準じて測定した。そして、最大荷重を銅合金線材の初期の断面積で除した値である引張強さを求めた。
導電率はJISH0505に準じて四端子法電気抵抗測定装置を用いて常温での線材の電気抵抗(体積抵抗)を測定し、焼き鈍した純銅(20℃で1.7241μΩcmの電気抵抗を持つ標準軟銅)の抵抗値(1.7241μΩcm)との比を計算して導電率(%IACS:International Annealed Copper Standard)に換算した。換算には、以下の式を用いた。導電率γ(%IACS)=1.7241÷体積抵抗ρ×100。
表1から分かるように、Zrが3.0at%を下回ると、引張強さが低下した(比較例1)。この理由は、Zrが少ないと、強度を確保するのに十分な共晶相が得られないためと推察された。また、Zrが7.0at%を超えると伸線加工中に断線したり(比較例2)、鋳造割れを起こしたり(比較例3)して所定の線材を得ることができなかった。また、Zrが3.0at%以上7.0at%以下の範囲内であっても鋳造組織の2次DASが大きすぎたり(比較例4)断面減少率が99.00%を下回る加工であったりすると(比較例5)、引張強さが低下した。これは、強度を確保するのに十分な共晶相が得られないためと推察された。これに対して、実施例1〜27においては、製造時に鋳造割れや断線することなく引張強さが1300MPaを超える引張強さと20%IACSを超える導電率とすることができた。このことから、本発明の製造方法では熱処理をしなくても、冷間加工で所望の銅合金線材を得られることがわかった。また、所定の組成で鋳造径と2次DASおよび断面減少率を適切なものとすることで、所望の共晶相比率、共晶相内におけるCuとCu9Zr2との相間隔、アモルファス比率とすることができ、その結果1300MPaあるいは1500MPaさらには1700MPaを超える引張強さと20%IACSを超える導電率を得ることができることがわかった。特に、Zrが多いほど引張強さが大きく、共晶相比率が大きいほど引張強さが大きく、アモルファス比率が大きいほど引張強さが大きいことがわかった。以上のことから、銅母相が自由電子の走路となって導電性を確保し、共晶相が引張強さを確保しているものと推察された。さらに、共晶相内において、Cuが自由電子の走路となって導電性を確保し、共晶相が引張強さを確保しているものと推察された。またこのような線材特性を有する0.100mmあるいは0.040mmさらには0.010mm以下の線径となる伸線加工したままの高強度銅合金線材を得られることがわかった。
まず、Zr3.0at%と残部Cuと、質量比で700ppm以上2000ppm以下の酸素とを含む合金を底面に出湯口を有する石英製ノズルに入れ、5×10-2Paまで真空引きした後、Arガスで大気圧近くまで置換し、アーク溶解炉で液体金属にして液面から0.5MPaの圧力を加え、溶解した。次に、直径3mm、長さ60mmの丸棒状のキャビティを彫り込んだ純銅鋳型に塗型をし、約1200℃の溶湯を注湯して丸棒インゴットを鋳造した。注湯は、Arガスによる圧力を加えたまま、石英製ノズルの底面に形成された出湯口を開口させて行った。次に、室温まで冷却した丸棒インゴットを常温で、超硬ダイスを用いて直径が0.5mmとなるように冷間引き抜きを行い、さらに、ダイヤモンドダイスを用いて直径が0.160mmとなるように冷間の連続伸線加工を行って、実施例28の線材を得た。連続伸線加工では、水溶性潤滑液を溜めた液槽内に線材とダイヤモンドダイスとを沈めて加工を行った。このとき、エチレングリコール液を冷媒とした冷却パイプで液槽内の潤滑液を冷却した。なお、3mmの丸棒インゴットを0.5mmとしたときの断面減少率は、97.2%であり、3mmから0.160mmとしたときの断面減少率は99.7%であった。
伸線後の線材の直径が0.040mmとなるように伸線加工を行った以外は実施例28と同様にして実施例29の線材を得た。
Zr4.0at%と残部Cuと、質量比で700ppm以上2000ppm以下の酸素とを含む合金を用いたこと、および、伸線後の線材の直径が0.200mmとなるように伸線加工を行った以外は実施例28と同様にして実施例30の線材を得た。また、伸線後の線材の直径が0.160mmとなるように伸線加工を行った以外は実施例30と同様にして実施例31の線材を得た。また、伸線後の線材の直径が0.070mmとなるように伸線加工を行った以外は実施例30と同様にして実施例32の線材を得た。また、伸線後の線材の直径が0.040mmとなるように伸線加工を行った以外は実施例30と同様にして実施例33の線材を得た。また、伸線後の線材の直径が0.027mmとなるように伸線加工を行った以外は実施例30と同様にして実施例34の線材を得た。
Zr5.0at%と残部Cuと、質量比で700ppm以上2000ppm以下の酸素とを含む合金を用いたこと、および、伸線後の線材の直径が0.160mmとなるように伸線加工を行ったこと以外は実施例28と同様にして実施例35の線材を得た。また、伸線後の線材の直径が0.040mmとなるように伸線加工を行った以外は実施例35と同様にして実施例36の線材を得た。
伸線後の線材の直径が0.500mmとなるように伸線加工を行ったこと以外は実施例30と同様にして比較例6の線材を得た。
まず、インゴットの直径から伸線前の断面積A0を求め、銅合金線材の直径から伸線後の断面積A1を求めた。次にこれらの値から、η=ln(A0/A1)の式で表される伸線加工度ηを求めた。
伸線加工前のインゴットについて、軸方向に対して垂直な円形断面(以下横断面とも称する)で切断し、鏡面研磨した後、光学顕微鏡観察を行った。図13はZr3.0〜5.0at%を含むインゴットの鋳造組織の光学顕微鏡写真である。図13(a)はZr3.0at%を含む実施例28,29のインゴット、図13(b)はZr4.0at%を含む実施例30〜34のインゴット、図13(c)はZr5.0at%を含む実施例35,36のインゴットについてのものである。明るい部分が初晶のα−Cu相(銅母相)、暗い部分が共晶相(複合相)である。図13より、Zr量が増加するに従って共晶相の量が増加することが分かった。この光学顕微鏡写真を用いて2次DASを測定した。図13(a)では、2次DASは2.7μmであった。しかし、Zr量が増加するに従ってα−Cu相の量が減少し、デンドライトアームが不均一となり、図13(b)(c)からは2次DASを求めることができなかった。
伸線後の銅合金線材について、軸方向に対して垂直な円形断面(以下横断面とも称する)または軸方向に対して平行で中心軸を含む断面(以下縦断面とも称する)で切断し、鏡面研磨したあとSEM観察を行った。図15は、実施例28(Cu−3at%Zr,η=5.9)の銅合金線材の断面のSEM写真(組成像)である。なお、横断面はほぼ真円で、側面には加工でできる擦り傷以外に割れなどの損傷は観察されなかった。このことから、熱処理なしで強歪み伸線加工ができることが分かった。図16は、実施例36(Cu−5at%Zr,η=8.6)の銅合金線材の表面のSEM写真である。線材表面は、若干の擦り傷があるものの滑らかであり、焼鈍しないで冷間での連続伸線加工が可能であることが分かった。また、例えば、表2に示すように、少なくとも、加工度η=8.6で、最小径40μmまで熱処理なしの伸線加工が可能であることが分かった。さらに、加工度η=9.4で、最小径27μmまで熱処理なしの伸線加工が可能であることが分かった。図15(a)に示す縦断面では、α−Cu相と共晶相とが互い違いに配列されて一方向へ延びる繊維状組織が構成されてることが分かった。また、図15(b)に示す横断面では、インゴットのα−Cu相と共晶相の鋳造組織が壊された組織になることが観察された。また、α−Cu相中には黒色斑点状に微細な粒子が散在することが観察された。この粒子をEDX分析するとCuやZrとともに共晶相中の量に比べて4.7倍多い酸素が検出され、酸化物の存在が示唆された。図15(b)の横断面の組織から、明るい部分(共晶相)と暗い部分(α−Cu相)を二値化してその面積率を求めると、共晶相の面積率は43%であった。なお、η=5.9としたものにおいて、実施例31(Cu−4at%Zr)では共晶相の面積率は49%であり、実施例35(Cu−5at%Zr)では共晶相の面積率は55%であった。このことから、共晶相の面積率はZr量とともに増加することが分かった。
図19は、加工度η=5.9の、実施例28(Cu−3at%Zr)と実施例31(Cu−4at%Zr)と実施例35(Cu−5at%Zr)について、共晶相の面積率(共晶相比率)と導電率(EC:Electrical Conductivity),引張強さ(UTS:Ultimate Tensile Strength),0.2%耐力(σ0.2)との関係を示すグラフである。ECは共晶相の面積率の増加とともに減少した。逆にUTSとσ0.2は、両者とも共晶層の面積率の増加とともに増加した。ECの減少は、共晶相の面積率増加によって相対的にα−Cu相が減少したこと、UTSとσ0.2の増加は共晶相の面積率増加によって共晶相内のCu9Zr2化合物相が増加したことに関連があると推察された。
銅母相と、
銅−Zr化合物相と銅相とからなる複合相と、
を備え、
合金組成におけるZrが3.0at%以上7.0at%以下であり、
前記銅母相と前記複合相とが母相−複合相繊維状組織を構成し、軸方向に対して平行で中心軸を含む断面を見たときに前記銅母相と前記複合相とが軸方向に平行に交互に配列しており、
さらに、前記複合相は、前記銅−Zr化合物相と前記銅相とが複合相内繊維状組織を構成し、前記断面を見たときに前記銅−Zr化合物相と前記銅相とが50nm以下の相間隔(相の厚さ)で軸方向に平行に交互に配列しており、
前記銅合金線材は、酸素を含んでいるものである。
Zr5.0at%と残部CuとからなるCu−Zr二元系合金を用いたこと以外は実施例1と同様にして実施例20の線材を得た。また、伸線後の線材の直径が0.100mmとなるように伸線加工を行った以外は実施例20と同様にして実施例21の線材を得た。また、伸線後の線材の直径が0.040mmとなるように伸線加工を行った以外は実施例20と同様にして実施例22の線材を得た。また、伸線後の線材の直径が0.010mmとなるように伸線加工を行った以外は実施例20と同様にして実施例23の線材を得た。
Claims (23)
- 銅母相と、
銅−Zr化合物相と銅相とからなる複合相と、
を備え、
合金組成におけるZrが3.0at%以上7.0at%以下であり、
前記銅母相と前記複合相とが母相−複合相繊維状組織を構成し、軸方向に対して平行で中心軸を含む断面を見たときに前記銅母相と前記複合相とが軸方向に平行に交互に配列しており、
さらに、前記複合相は、前記銅−Zr化合物相と前記銅相とが複合相内繊維状組織を構成し、前記断面を見たときに前記銅−Zr化合物相と前記銅相とが50nm以下の相間隔で軸方向に平行に交互に配列している、
銅合金線材。 - 前記複合相は、前記断面を見たときに面積率で5%以上25%以下のアモルファス相を含む、請求項1に記載の銅合金線材。
- 銅母相と、
銅−Zr化合物相と銅相とからなる複合相と、
を備え、
合金組成におけるZrが3.0at%以上7.0at%以下であり、
前記複合相は、軸方向に対して平行で中心軸を含む断面を見たときに面積率で5%以上25%以下のアモルファス相を含む、
銅合金線材。 - 前記銅合金線材は、軸方向に対して垂直な断面を観察したときに前記複合相が面積率で40%以上60%以下の範囲を占める、請求項1〜3のいずれか1項に記載の銅合金線材。
- 前記複合相は、軸方向に対して平行で中心軸を含む断面を見たときに、前記銅−Zr化合物相の幅の平均値が10nm以下である、請求項1〜4のいずれか1項に記載の銅合金線材。
- 前記銅母相は、複数の銅相が銅母相内繊維状組織を構成し、軸方向に対して平行で中心軸を含む断面を見たときに、前記複数の銅相の幅の平均値が100nm以下であり、隣り合う銅相の境界をまたがないように軸方向に対して20°以上40°以下の角度で存在する変形双晶を0.1%以上5%以下の範囲で有する、請求項1〜5のいずれか1項に記載の銅合金線材。
- 前記銅−Zr化合物相は一般式Cu9Zr2で表され、その一部又は全部がアモルファス相である、請求項1〜6のいずれか1項に記載の銅合金線材。
- 前記銅合金線材は、酸素を含んでいる、請求項1〜7のいずれか1項に記載の銅合金線材。
- 前記銅−Zr化合物相は、酸素及びSiを含んでおり、EDX分析によるZAF法でO−K線、Si−K線、Cu−K線、Zr−L線を定量測定して得られた存在割合から算出した平均原子番号Zが20以上29未満であり、
前記銅母相は、酸素を含まない、
請求項1〜8のいずれか1項に記載の銅合金線材。 - 軸方向の引張強さが1300MPa以上であり導電率が20%IACS以上である、請求項1〜9のいずれか1項に記載の銅合金線材。
- 軸方向の引張強さが2200MPa以上であり、導電率が15%IACS以上であり、ヤング率が60GPa以上90GPa以下である、請求項1〜9のいずれか1項に記載の銅合金線材。
- (1)Zrを3.0at%以上7.0at%以下の範囲で含む銅合金となるように原料を溶解する溶解工程と、
(2)2次デンドライトアーム間隔(2次DAS)が10.0μm以下となるようにインゴットを鋳造する鋳造工程と、
(3)前記インゴットを断面減少率が99.00%以上となるように冷間で伸線する伸線工程と、
を含む、銅合金線材の製造方法。 - 前記鋳造工程では、銅鋳型を使用して直径が3mm以上10mm以下の棒状インゴットを鋳造する、請求項12に記載の銅合金線材の製造方法。
- (1)Zrを3.0at%以上7.0at%以下の範囲で含む銅合金となるように原料を溶解する溶解工程と、
(2)銅鋳型で直径が3mm以上10mm以下の棒状のインゴットを鋳造する鋳造工程と、
(3)前記インゴットを断面減少率が99.00%以上となるように冷間で伸線する伸線工程と、
を含む、銅合金線材の製造方法。 - 前記伸線工程では、せん断伸線を行う、請求項12〜14のいずれか1項に記載の銅合金線材の製造方法。
- 前記溶解工程では、前記原料に質量比で700ppm以上2000ppm以下の酸素が含有されている、請求項12〜15のいずれか1項に記載の銅合金線材の製造方法。
- 前記溶解工程では、Si又はAlを含む容器を用いて前記原料を溶解する、請求項12〜16のいずれか1項に記載の銅合金線材の製造方法。
- 前記溶解工程では、前記原料を0.5MPa以上2.0MPa以下で加圧するように不活性ガスを吹き込みながら溶解する、
前記鋳造工程では、前記溶解工程に引き続いて、前記原料を0.5MPa以上2.0MPa以下で加圧するように不活性ガスを吹き込みながら注湯する、
請求項12〜17のいずれか1項に記載の銅合金線材の製造方法。 - 前記容器は、底面に出湯口を有するものである、請求項17又は18に記載の銅合金線材の製造方法。
- 前記鋳造工程では、銅鋳型又はカーボンダイスに前記溶解工程で溶解した金属を注湯する請求項12〜19のいずれか1項に記載の銅合金線材の製造方法。
- 前記鋳造工程では、凝固後常温での前記インゴットの銅母相に含まれるZr量がEDX−ZAF法による分析結果で0.3at%以上の過飽和となるように急冷凝固する、請求項12〜20のいずれか1項に記載の銅合金線材の製造方法。
- 前記伸線工程では、1又は2以上の加工パスを経て前記インゴットを断面減少率が99.00%以上となるように冷間で伸線し、前記加工パスの少なくとも1つは、断面減少率が15%以上である、請求項12〜21のいずれか1項に記載の銅合金線材の製造方法。
- 前記伸線工程では、材料および伸線加工を施す設備の少なくとも一方を、常温よりも低い温度となるように冷却して伸線加工を行う、請求項12〜22のいずれか1項に記載の銅合金線材の製造方法。
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