JP2023147173A - Ｃｕ合金の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】導電性及び強度に優れたＣｕ合金の製造方法を提供する。【解決手段】球状に成形されたＣｕ粉末及び／又はＣｕＭ（ただし、Ｍは１種または２種以上の金属元素である）合金粉末からなる第１の金属粉末と、球状に成形されたＭ粉末からなる第２の金属粉末と、を混合して混合粉末を製造する第１ステップと、前記混合粉末を原料とした３Ｄ造形法により、母相がＣｕとＭからなる合金相、又は、Ｃｕ相からなり、分散相がＭの結晶粒からなる２相を有する母材Ｃｕ合金を製造する第２ステップと、前記第２ステップで製造された母材Ｃｕ合金に対して熱処理を行う第３ステップと、を有することを特徴とするＣｕ合金の製造方法【選択図】図４

Description

本発明は、Ｃｕ合金の製造方法に関する。

高電圧向け電気接点材、抵抗溶接用電極としてＣｕ製の部品が知られている。このＣｕ製の部品は、スパークに弱いため、合金化による強度の向上が求められている。また、合金化の手法として、Ｃｕ,Ｍを含む溶湯を鋳造した溶製材とする方法が考えられる。

特開２０１８－１７８２３９号公報

しかしながら、溶製材は、導電性に優れるものの、強度については改善の余地があった。溶製材に含まれるＭの濃度を上げることにより、強度は向上するが、Ｍの濃度を上げ過ぎると導電性が低下する。したがって、Ｃｕ,Ｍを含む溶製材では、導電性及び強度に優れたＣｕ合金が得られない。

本発明は、導電性及び強度に優れたＣｕ合金の製造方法を提供することを目的とする。

上記課題を解決するために、本発明に係るＣｕ合金の製造方法は、（１）球状に成形されたＣｕ粉末及び／又はＣｕＭ（ただし、Ｍは１種または２種以上の金属元素である）合金粉末からなる第１の金属粉末と、球状に成形されたＭ粉末からなる第２の金属粉末と、を混合して混合粉末を製造する第１ステップと、前記混合粉末を原料とした３Ｄ造形法により、母相がＣｕとＭからなる合金相、又は、Ｃｕ相からなり、分散相がＭの結晶粒からなる２相を有する母材Ｃｕ合金を製造する第２ステップと、前記第２ステップで製造された母材Ｃｕ合金に対して熱処理を行う第３ステップと、を有することを特徴とする。

（２）前記第３ステップにおける熱処理の温度は、５００℃以上１０００℃以下であることを特徴とする上記（１）に記載のＣｕ合金の製造方法。

（３）Ｍの融点が１７００℃以上であることを特徴とする上記（１）又は（２）に記載のＣｕ合金の製造方法。

（４）該Ｃｕ合金中のＭの濃度は１質量％以上であることを特徴とする上記（１）乃至（３）のうちいずれか一つに記載のＣｕ合金の製造方法。

（５）前記第２ステップで得られる母材Ｃｕ合金は、前記分散相の結晶粒のうち長径が最大である最大結晶粒の長径が１μｍ以下であることを特徴とする上記（１）乃至（４）のうちいずれか一つに記載のＣｕ合金の製造方法。

本発明の製造方法によれば、導電性及び強度に優れたＣｕ合金を製造することができる。

母材３Ｄ造形体における研磨面のＳＥＭ画像である。 ３Ｄ造形体（発明例２）における研磨面の光学顕微鏡画像である。 ３Ｄ造形体（発明例５）における研磨面の光学顕微鏡画像である。 実施例及び比較例の強度及び導電性を示したグラフである。

本発明のＣｕ合金の製造方法の一実施形態について説明する。Ｃｕ合金の製造方法は、混合粉末を製造する第１ステップと、母材Ｃｕ合金を製造する第２ステップと、第２ステップで製造された母材Ｃｕ合金に対して熱処理を行う第３ステップとを有する。

（第１ステップについて）
第１ステップは、球状に成形された純Ｃｕ粉末（以下、「純Ｃｕ粉末」を「Ｃｕ粉末」ともいう）及び／又はＣｕＭ合金粉末（以下、これらを特に区別する必要がない場合には、「ＣｕＭ合金粉末等」ともいう）と、球状に成形されたＭ粉末とを混合した混合粉末を製造するステップである。ＣｕＭ合金粉末等が「第１の金属粉末」に相当し、Ｍ粉末が「第２の金属粉末」に相当する
Ｍはメタルの意である。Ｍは、好ましくは、融点が１７００℃以上の元素である。Ｍには、例えばＶ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｗ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｔａのうち１種又は２種以上の金属元素を用いることができる。
球状を球形度で規定すると、好ましくは０．８０以上である。静的自動画像分析装置を用いて、二次投影像における円相当径が１０μｍ以上の粉末粒子１０００個に対し球形度を測定し、これらの算術平均値を球形度と定義することができる。なお、球形度が１に近づくほど真円に近くなる。

ＣｕＭ合金粉末等は、ガスアトマイズ法によって製造することができる。ガスアトマイズ法は、真空中で溶解した溶湯を、ノズルから鉛直下方に落下させ、周囲から不活性ガス（アルゴンガス、窒素ガス等）を吹き付けることで、小さな液滴に分断する方法であり、分断された溶融金属は、噴霧チャンバ内で落下する間に表面張力により球形化しながら凝固し、球状粉末が得られる。
なお、ＣｕＭ合金粉末等を、純Ｃｕ粉末とＣｕＭ合金粉末との混合粉末とする場合には、それぞれの粉末をガスアトマイズ法で製造し、これらを混合すればよい。
本実施形態では、ＣｕＭ合金粉末等の製造方法としてガスアトマイズ法を例示したが、本発明はこれに限るものではなく、ディスクアトマイズ法を用いることもできる。

原材料には、Ｃｕからなる溶湯及び／又はＣｕ,Ｍからなる溶湯が用いられる。原材料としてＣｕからなる溶湯を用いた場合、ガスアトマイズ法によって、球状に成形されたＣｕ粉末が製造される。原材料としてＣｕ,Ｍからなる溶湯を用いた場合、ガスアトマイズ法によって、球状に形成されたＣｕＭ合金粉末が製造される。

ガスアトマイズ法によってＣｕＭ合金粉末を製造する場合、Ｍ濃度が１５質量％を超過すると、Ｍが析出してノズル閉塞を起こすおそれがある。ノズル閉塞を起こすと、溶湯が流れなくなり、アトマイズできなくなる。したがって、ガスアトマイズ法によってＣｕＭ合金粉末を製造する場合には、Ｍ濃度を１５質量％以下に設定するのが望ましい。

球状のＭ粉末は、球形ではない不定形状のＭ粉末を原材料（以下、原料Ｍ粉末ともいう）とする球状化処理を行うことによって製造できる。原料Ｍ粉末の製造には、機械的粉砕法、噴霧法、還元法、電解法などを用いることができる。機械的粉砕法において、Ｍ塊が比較的大きい場合には、ジョークラッシャー、ハンマーミル、スタンプミル等を用いてＭ塊を粉砕することによって、原料Ｍ粉末を得ることができる。機械的粉砕法において、Ｍ塊が比較的小さい場合には、ボールミル、振動ミルなどを用いてＭ塊を粉砕することによって、原料Ｍ粉末を得ることができる。

球状化処理には、例えば、高周波誘導熱プラズマ法を用いることができる。高周波誘導熱プラズマ法は、高周波誘導コイルにより高周波磁場を励磁し、この高周波磁場内にプラズマガスを供給して、誘導的に高周波プラズマフレームを発生させるとともに、この高周波プラズマフレーム内に原料Ｍ粉末を供給することによって球状化粒子を製造する技術である。

ただし、球状化処理の方法は高周波誘導熱プラズマ法に限るものではない。例えば、高周波誘導熱プラズマ法に代えて、回転電極法（Rotating Electrode Process）を用いることもできる。回転電極法は、回転する電極を高温プラズマによって溶解させ、電極表面から遠心力によって吹き飛ばされた液滴を、電極周辺に配置したガスノズルから噴出するガスジェットによる空気力学的引張力によって球状化する技術である。なお、ガスアトマイズ法は、Ｍのような高融点金属を球状化するのに適さない。ＣｕＭ合金は前出したノズル閉塞の問題があるが、通常の純金属であるＭやＭの濃度が高い一般のＭ合金の場合でも、これらは高融点なので溶解温度では耐火物が溶損し溶解自体が困難なためである。

球状のＣｕＭ合金粉末等及び球状のＭ粉末を混合して、Ｍ粉末が均一に分散した３Ｄ造形用混合粉末を製造する。
混合方法は、混合粉末が入った混合容器を作業者が揺らす手混合方式、混合粉末が入った混合容器を機械的に回転させる回転混合方式、攪拌翼を備えた撹拌機により混合粉末を攪拌させる攪拌混合方式など公知の方法を用いることができる。粉末が球状に形成されているため、流動性が高まり３Ｄ造形を行うことができる。

混合粉末には、不可避的不純物が含まれ得る。不可避的不純物には意図的に含有させなくても原料に微量に含まれている金属元素や、合金を得るために溶解や精錬している最中に雰囲気ガスや耐火物煉瓦などの界面より混入する非金属元素がある。この内特に代表的な金属元素としてはＳｉやＦｅやＮｉなどがあげられる。また、非金属介在物を生成する代表的な元素としてはＣやＯやＮなどがあげられる。そして非金属介在物を生成する元素の含有率の上限は合計で０．１質量％以下とすることが好ましい。

（第２ステップについて）
母材Ｃｕ合金は、第１ステップで製造した混合粉末を原料とした３Ｄ造形法によって製造することができる。本明細書では、説明の便宜上、第２ステップ及び第３ステップで製造された製造物をそれぞれ、母材３Ｄ造形体及び３Ｄ造形体と定義する。

３Ｄ造形は、積層造形（Additive Manufacturing：ＡＭ）とも呼ばれており、ＥＢ（Electron Beam）、レーザを用いた積層法が良く知られている。これは、造形ステージ上に金属粉末層を形成して、この粉末層の所定部にビームを照射し、その後、上記粉末層の上に新たな粉末層を形成して、その所定部にビームを照射して焼結することで、下層の焼結部と一体となった焼結部を形成する。これを繰り返すことで、粉末から一層ずつ積層的に三次元形状を造形するものであり、従来の加工方法では困難であった複雑な形状を造形することが可能である。これらの手法によって、ＣＡＤ等の形状データから所望の３次元形状の造形体を成形することができる。

母材３Ｄ造形体は、母相、分散相とからなる。母相は、ＣｕＭ合金、又は、Ｃｕからなる。Ｍの詳細は、上述したので説明を省略する。Ｍの結晶粒からなる分散相によって、分散強化機構が形成され、造形体の強度を向上させることができる。以下この点を詳述する。

分散相はＭからなる結晶粒によって構成されており、この結晶粒は微細に形成されている。原料である混合粉末がＣｕＭ合金粉末及びＭ粉末の混合粉末である場合、分散相のＭは、３Ｄ造形時のレーザ照射によって、ＣｕＭ合金から分離して生成されたものである。ＣｕＭ合金からＭの一部が分離した場合には、ＣｕＭ合金からなる母相及びＭからなる分散相によって母材３Ｄ造形体が構成される。３Ｄ造形時のレーザ照射によって、ＣｕＭ合金からＭが全て分離した場合には、Ｃｕからなる母相及びＭからなる分散相によって母材３Ｄ造形体は構成される。原料である混合粉末がＣｕ粉末及びＭ粉末の混合粉末である場合には、３Ｄ造形時のレーザ照射によって、Ｃｕからなる母相及びＭからなる分散相によって母材３Ｄ造形体が構成される。

母材３Ｄ造形体には、Ｃｕ，Ｍ以外の不可避的不純物が含まれ得るが、不可避的不純物の詳細については説明を繰り返さない。

微細に形成された結晶粒を母相に分散させることにより、母材３Ｄ造形体の強度を高めることができる。結晶粒のうち長径が最大である最大結晶粒を特定し、この最大結晶粒の長径が１μｍ以下の場合には、結晶粒が微細に形成されているものと評価することができる。

最大結晶粒は、例えば、母材３Ｄ造形体を表面研磨し、この研磨面のＳＥＭ画像から特定することができる。例えば、母材３Ｄ造形体が、ＣｕＭ合金からなる母相及びＭからなる結晶粒によって構成されている場合、ＳＥＭ画像は白色の領域と灰色の領域とに色分けできる。この色分けは、目視によって行ってもよいし、画像処理（例えば、二値化処理）によって行ってもよい。互いに分断した白色の領域（つまり、互いに独立した多数の結晶粒）をＳＥＭ画像から特定し、これらの中から長径が最大の結晶粒を最大結晶粒として抽出することができる。

ＳＥＭ画像の撮像面積は、少なくとも１０００μｍ^２以上確保することが望ましい。撮像面積が過度に小さくなると、最大結晶粒を見落とすおそれがあるからである。

ここで、３Ｄ造形体に要求される強度に応じてＭの濃度は変化する。なお強度は３Ｄ造形体の用途に応じて変わる。Ｍの目標濃度（以下、目標Ｍ濃度という）は、好ましくは１質量％以上、より好ましくは１５質量％以上７５質量％以下、さらに好ましくは２５質量以上５０質量％以下である。Ｍ濃度が過度に低くなるとＭの結晶粒からなる分散相による分散強化機構が低下し、所望の強度が得られなくなる。Ｍ濃度が過度に高くなると導電性の低いＭの結晶粒からなる分散相の体積率が増加し、それに伴い導電性の高いＣｕで構成される母相の体積率が低下したり、あるいは母相がＣｕ相からＣｕより導電性の低いＣｕＭ合金相に置き換わることから、造形体全体としては導電性が低下し所望の導電性が得られなくなる。

ここで、本実施形態の母材３Ｄ造形体は、微細なＭ粒子が多数分散した構造となっているため、これに比べ粗大なＭ粒子が少数分散した構造となっているＣｕＭ溶製材と比較して、強度が高い。一方、母材３Ｄ造形体は、ＣｕＭ溶製材と比較して、導電性が低い。この導電性を高めるために、以下に説明する第３ステップの熱処理が実施される。

（第３ステップについて）
第２ステップで製造された母材３Ｄ造形体に対して熱処理を行い、３Ｄ造形体を製造する。
熱処理の温度は、好ましくは５００℃以上１０００℃以下であり、より好ましくは５５０℃以上９５０℃以下である。熱処理の温度を５００℃以上に設定することにより、分散相におけるＭの元素成分単相および／またはＣｕとＭの元素成分との化合物が、十分に析出するため、３Ｄ造形体の導電性を高めることができる。熱処理の温度を１０００℃以下に設定することにより、Ｍの母相への固溶が抑制される。

熱処理時間は、特に限定しないが、好ましくは１時間以上１０時間以内である。熱処理時間を１時間以上に設定することによって、時効により、Ｍの元素成分単相および／またはＣｕと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。もっとも、時効時間が長くなると結晶粒が粗大化して、強度が低下するので、時効時間は１０時間以下とすることが好ましい。また、時効時間が１０時間以下である時効では、エネルギーコストが抑制される。

他の熱処理の条件は、特に限定しないが、好ましくは、不活性ガス（例えば、アルゴンガス）雰囲気下での熱処理が可能な雰囲気炉を用いることができる。当該雰囲気炉中で、母材３Ｄ造形体を所定の熱処理温度にて一定時間保持し、その後、炉冷を行うことが好ましい。不活性雰囲気中で熱処理を行い、炉冷することによって、母材３Ｄ造形体表面の酸化を防ぐことができる。

本実施形態の３Ｄ造形体の製造方法によれば、組成を変更することなく、強度及び導電性に優れた３Ｄ造形体を得ることができる。すなわち、母材３Ｄ造形体に対して所定の熱処理を行うだけで、導電性が溶製材と同レベルで、かつ、強度が溶製材よりも高い３Ｄ造形体を製造することができる。

（実施例１）
以下、本発明の実施例について詳細に説明する。母材３Ｄ造形体（比較例１、２）、３Ｄ造形体（発明例１～８）及び溶製材（比較例３～５）について、導電性及び強度を比較した。なお、後述するように、溶製材（比較例３～５）の導電性及び強度については、文献値を引用した。

（比較例１、２について）
ガスアトマイズ法で製造したＣｕ１５Ｃｒ合金と、球状に形成されたＣｒ粉末とを混合した混合粉末を用いて、立方体形状の母材３Ｄ造形体（比較例１、２）を製造した。比較例１では、混合粉末におけるＣｒ濃度は２５質量％（つまり、Ｃｕ２５Ｃｒ）とし、比較例２では、混合粉末におけるＣｒ濃度は５０質量％（つまり、Ｃｕ５０Ｃｒ）とした。Ｃｒの球状化処理は、ニイミ産業製のプラズマ球状化処理装置（型番：Ｎ－Ｐｌａｓｍａ Ｍｅｌｔｉｎｇ）を用いて行った。３Ｄ造形は、ＥＯＳ社製の３次元積層造形装置（商品名：ＥＯＳ－Ｍ２９０）により行った。３Ｄ造形におけるエネルギー密度は、２９０Ｊ／ｍｍ^３とした。比較例１の３Ｄ造形体を表面研磨した後、研磨面のＳＥＭ画像（図１参照）を取得した。

ＳＥＭ画像から目視により最大結晶粒を特定した。最大結晶粒の長径は、約０．５μｍであり、１μｍよりも十分小さかった。なお、点線の内側に最大結晶粒が存在する。

（発明例１～５について）
比較例１の母材３Ｄ造形体に対してアルゴンガス雰囲気下で熱処理を行い、発明例１～５の３Ｄ造形体を製造した。熱処理温度は、発明例１が５００℃、発明例２が６００℃、発明例３が７００℃、発明例４が８００℃、発明例５が９００℃とした。加熱時間は５時間に統一した。発明例２及び５については、３Ｄ造形体を表面研磨した後、研磨面の光学顕微鏡画像（図２及び図３参照）を取得した。
なお、ＣｕＣｒ合金の３Ｄ造形体では、Ｃｒ濃度を増大させると強度が向上し、Ｃｒ濃度を低下させると強度が低下する。

（発明例６～８について）
比較例２の母材３Ｄ造形体に対してアルゴンガス雰囲気下で熱処理を行い、発明例６～８の３Ｄ造形体を製造した。熱処理温度は、発明例６が５００℃、発明例７が７００℃、発明例８が９００℃とした。加熱時間は５時間に統一した。

（導電性について）
母材３Ｄ造形体、３Ｄ造形体を切断して、板状の試験片（３×２×６０ｍｍ）を作製し、「ＪＩＳ Ｃ ２５２５」に準拠した４端子法により、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」を使用した。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 試験片の断面積（ｍ^２）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、５．９×１０ ７ （Ｓ／ｍ）を１００％ＩＡＣＳとして、各試験片の電気伝導度（％ＩＡＣＳ）を算出した。
比較例３の溶製材（Ｃｕ２５Ｃｒ）、比較例４の溶製材（Ｃｕ３０Ｃｒ）及び比較例５の溶製材（Ｃｕ４０Ｃｒ）の導電性は、S Xiu, Y Ren, X Jun, J Wang, J Wang, Microstructure and properties of CuCr contact materials withdifferent Cr content, Trans.Nonferrous Met. Soc. China 21(2011), s389-s393から引用した。強度についても、同様である。

（強度について）
母材３Ｄ造形体及び３Ｄ造形体の強度は、「ＪＩＳ Ｚ ２２４４」に定めるビッカース試験によって評価した。ビッカース試験は、ダイヤモンドからなる角錐形圧子を試験片に押し付けることによって圧痕を形成し、この形成された圧痕を顕微鏡で観察し対角線の長さを測定することによって、硬さを評価する試験である。詳細については、ＪＩＳ規格であるから省略する。

図４のグラフに、各発明例及び比較例の導電性及び強度を示した。比較例１および２と、発明例１～８とを比較して、母材３Ｄ造形体に対して所定の熱処理を施すだけで、導電性が飛躍的に向上した。比較例３～５と、発明例１～８とを比較して、母材３Ｄ造形体に対して所定の熱処理を施すだけで、導電性が溶製材と同レベルで、かつ、強度が溶製材よりも高くなることがわかった。

（実施例２）
実施例１とは異なる表１の金属粉末を用いて立方体状の母材３Ｄ造形体を製造し、アルゴンガス雰囲気下で、所定の熱処理を行った後、分散相の最大結晶粒の長径、電気伝導度、ビッカース硬さを測定した。３Ｄ造形体（母材３Ｄ造形体を含む）の製造方法、最大結晶粒の長径の測定方法、電気伝導度の測定方法、ビッカース硬さの測定方法は、実施例１と同様にした。
表１の「アトマイズ粉のＭ量」とは、第１の金属粉末であるアトマイズ粉に含まれるＭ（メタル）の含有量（質量％）のことであり、「合計Ｍ量」とは、混合粉末全体に含まれるＭの含有量（質量％）のことである。例えば、発明例９は、Ｖ：０．２質量％及び残部がＣｕからなる第１の金属粉末（アトマイズ粉）と、Ｖからなる第２の金属粉末とを混合した混合粉末であって、Ｖの総含有量が１７質量％の混合粉末を３Ｄ造形に用いる金属粉末とした。また、発明例１１は、Ｃｕのみからなる第１の金属粉末（純Ｃｕ粉末からなるアトマイズ粉）と、Ｔａからなる第２の金属粉末とを混合した混合粉末であって、Ｔａの総含有量が５質量％の混合粉末を３Ｄ造形に用いる金属粉末とした。
アトマイズ粉に添加する球状粉末は、ニイミ産業製のプラズマ球状化処理装置（型番：Ｎ－Ｐｌａｓｍａ Ｍｅｌｔｉｎｇ）を用いて解砕粉を球状化することにより製造した。
真空アーク溶解法によって製造された立方体状の溶製材（１００ｇ）について、アルゴンガス雰囲気下で、所定の熱処理を行った後、分散相の最大結晶粒の長径、電気伝導度、ビッカース硬さを測定した。これらの測定方法は、実施例１と同じにした。

表１及び表２を比較参照して、発明例９～１４の３Ｄ造形体は、熱処理された溶製材と比較しても、導電性及び強度が優れていることがわかった。

Claims (9)

1. 球状に成形されたＣｕ粉末及び／又はＣｕＭ（ただし、Ｍは１種または２種以上の金属元素である）合金粉末からなる第１の金属粉末と、球状に成形されたＭ粉末からなる第２の金属粉末と、を混合して混合粉末を製造する第１ステップと、
   前記混合粉末を原料とした３Ｄ造形法により、母相がＣｕとＭからなる合金相、又は、Ｃｕ相からなり、分散相がＭの結晶粒からなる２相を有する母材Ｃｕ合金を製造する第２ステップと、
   前記第２ステップで製造された母材Ｃｕ合金に対して熱処理を行う第３ステップと、
   を有することを特徴とするＣｕ合金の製造方法。
2. 前記第３ステップにおける熱処理の温度は、５００℃以上１０００℃以下であることを特徴とする請求項１に記載のＣｕ合金の製造方法。
3. Ｍの融点が１７００℃以上であることを特徴とする請求項１又は２に記載のＣｕ合金の製造方法。
4. 該Ｃｕ合金中のＭの濃度は１質量％以上であることを特徴とする請求項１又は２に記載のＣｕ合金の製造方法。
5. 該Ｃｕ合金中のＭの濃度は１質量％以上であることを特徴とする請求項３に記載のＣｕ合金の製造方法。
6. 前記第２ステップで得られる母材Ｃｕ合金は、前記分散相の結晶粒のうち長径が最大である最大結晶粒の長径が１μｍ以下であることを特徴とする請求項１又は２に記載のＣｕ合金の製造方法。
7. 前記第２ステップで得られる母材Ｃｕ合金は、前記分散相の結晶粒のうち長径が最大である最大結晶粒の長径が１μｍ以下であることを特徴とする請求項３に記載のＣｕ合金の製造方法。
8. 前記第２ステップで得られる母材Ｃｕ合金は、前記分散相の結晶粒のうち長径が最大である最大結晶粒の長径が１μｍ以下であることを特徴とする請求項４に記載のＣｕ合金の製造方法。
9. 前記第２ステップで得られる母材Ｃｕ合金は、前記分散相の結晶粒のうち長径が最大である最大結晶粒の長径が１μｍ以下であることを特徴とする請求項５に記載のＣｕ合金の製造方法。