JP6209986B2 - Ｃｕ−Ｆｅ合金 - Google Patents

Description

電気・電子機器から発生する電磁波や電気・電子機器の内部へ侵入する電磁波を遮蔽する電磁波シールドとして使用されるＣｕ−Ｆｅ合金に関するものである。

電磁波シールドとして使用される電磁遮蔽効果の高い素材として、Ｃｕ−Ｆｅ合金が知られている。このＣｕ−Ｆｅ合金は、例えば、鋳造−熱間加工−冷間加工−時効処理を経て製造される。Ｃｕ−Ｆｅ合金は、Ｃｕ母相中にＦｅ相が晶出又は析出して分散することによって、導電率を損なうことなく透磁率が上昇し、電磁遮蔽効果が向上している。また、このＣｕ−Ｆｅ合金の具体的な製品形状としては、例えば板、箔、棒、線およびこれらを加工した網などが挙げられる。

上述のＣｕ−Ｆｅ合金として、例えば特許文献１には、Ｆｅを１０．０ｍａｓｓ％以上５０．０ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ、Ｃｏを１種又は２種の合計で０．００１ｍａｓｓ％以上５．０ｍａｓｓ％以下、Ｃを１０ｐｐｍ以上含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなり、Ｃｕを主体とするＣｕ相とＦｅを主体とするＦｅ相からなる金属組織を有するＣｕ−Ｆｅ合金が開示されている。このＣｕ−Ｆｅ合金においては、溶融状態においてＣｕ相とＦｅ相とが二相分離（いわゆる、二液相分離）する現象を活用し、Ｆｅ相を晶出させている。

ところで、Ｃｕ−Ｆｅ合金において、上述したように、Ｆｅ相を二液相分離によって晶出させる場合、Ｆｅ相が粗大化してしまうことがある。このようにＦｅ相が粗大化すると、Ｃｕ母相中にＦｅ相が偏在することになり、電磁遮蔽効果が十分に発揮されない。また、Ｃｕ−Ｆｅ合金の加工性が低下し、薄板化や細線化が困難となる。
そこで、特許文献２には、上述の二液相分離を抑制したＣｕ−Ｆｅ合金として、Ｆｅを５〜９５重量％、Ｏを５０重量ｐｐｍ以下含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなるＣｕ−Ｆｅ合金が開示されている。

特開２０１２−２０７２７５号公報 特開平０５−３３１５７２号公報

ところで、特許文献２に記載されたＣｕ−Ｆｅ合金においては、Ｏを５０重量ｐｐｍ以下含有する構成にすることによって、Ｃｕ相とＦｅ相との二液相分離の抑制を図っている。しかしながら、このＣｕ−Ｆｅ合金について、本発明者らが検討した結果、Ｏの含有量を５０重量ｐｐｍ以下に制御してもＣｕ相とＦｅ相との二液相分離を抑制することができないことを確認した。このため、特許文献２に記載されたＣｕ−Ｆｅ合金においても、Ｆｅ相が粗大化する問題があった。

この発明は、前述した事情に鑑みてなされたものであって、電磁遮蔽性に優れ、かつ加工性が良好なＣｕ−Ｆｅ合金を提供することを目的とする。

本発明者らは、上述した課題を解決すべく検討した結果、Ｃｕ−Ｆｅ合金において、Ｃの含有量を所定の範囲以下に制御することによって、Ｃｕ相とＦｅ相との二液相分離を抑制し、晶出するＦｅ相を微細に分散させることができるとの知見を得た。
本発明は、上記の知見に基づき完成させたものであって、その要旨は以下の通りである。

すなわち、本発明のＣｕ−Ｆｅ合金は、Ｆｅを２．０ｍａｓｓ％以上１０．０ｍａｓｓ％以下、Ｃを１５ｍａｓｓｐｐｍ以下含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなり、Ｃｕ相とＦｅ相の２相からなる金属組織を有し、前記Ｆｅ相はデンドライト状に晶出しており、このデンドライト状に晶出したＦｅ相の短軸径が５０μｍ以下とされていることを特徴としている。

本発明のＣｕ−Ｆｅ合金によれば、Ｆｅを２．０ｍａｓｓ％以上含有する構成とされているので、Ｆｅ相が十分に晶出又は析出して透磁率が上昇し、十分な電磁遮蔽効果を確保することができる。また、Ｆｅを１０．０ｍａｓｓ％以下含有する構成とされているので、最終加工後の導電率を高く保つことができる。加えて、鋳造時においてＦｅ相の晶出量が過剰に多くなることを抑制し、鋳造後の加工性を損なうこともない。
さらに、本発明のＣｕ−Ｆｅ合金は、Ｃの含有量が１５ｍａｓｓｐｐｍ以下とされているので、溶融状態におけるＣｕ相とＦｅ相との二液相分離を抑制し、晶出したＦｅ相を微細に分散させることができる。したがって、Ｆｅ相が偏在しておらず、十分な電磁遮蔽効果を確保することができる。また、鋳造後のＣｕ−Ｆｅ合金の加工性をより向上させることができ、例えばＣｕ−Ｆｅ合金を細線化する際に、伸線加工時に断線の発生を抑制可能となる。

また、本発明のＣｕ−Ｆｅ合金は、Ｃｕ相とＦｅ相の２相からなる金属組織を有し、前記Ｆｅ相はデンドライト状に晶出しており、このデンドライト状に晶出したＦｅ相の短軸径が５０μｍ以下とされているので、Ｆｅ相が十分に微細に分散されていることになり、十分な電磁遮蔽効果を確保することができる。また、Ｃｕ−Ｆｅ合金の加工性をより良好にすることができる。

本発明によれば、電磁遮蔽性に優れ、かつ加工性が良好なＣｕ−Ｆｅ合金を提供することができる。

本発明の実施形態に係るＣｕ−Ｆｅ合金を製造するための連続鋳造装置の概略説明図である。 本発明の実施形態に係るＣｕ−Ｆｅ合金の製造方法のフロー図である。 実施例において、ミクロ組織観察を行う際のサンプリング箇所を説明するための概略図である。 実施例において、Ｆｅ相の短軸径を説明するための概略図である。 実施例において、デンドライト状に晶出したＦｅ相の一例を示す図である。 実施例において、二液相分離によって粗大に晶出したＦｅ相の一例を示す図である。 実施例において、伸線加工時に断線が生じた線材の破断面を示す図である。

以下に、本発明の実施形態に係るＣｕ−Ｆｅ合金について説明する。
本実施形態に係るＣｕ−Ｆｅ合金は、Ｆｅを２．０ｍａｓｓ％以上１０．０ｍａｓｓ％以下、Ｃを１５ｍａｓｓｐｐｍ以下含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなる組成を有している。

そして、本実施形態において、Ｃｕ−Ｆｅ合金は、Ｃｕ相とＦｅ相の２相からなる金属組織を有し、前述のＦｅ相はデンドライト状に晶出しており、このデンドライト状に晶出したＦｅ相の短軸径が５０μｍ以下とされている。ここで、Ｃｕ相とは、Ｃｕを主体とする相を意味し、Ｆｅ相とは、Ｆｅを主体とする相を意味している。また、デンドライト状に晶出したＦｅ相の短軸径Ｄとは、断面観察において観察されるデンドライトを円又は楕円の集合体とした時に、この円又は楕円内において最も長い線分である長軸径Ｌに対して直交する最長の線分の長さを意味している（図４参照）。
以下に、上述のようにＣｕ−Ｆｅ合金の組成を規定している理由、及び金属組織を規定している理由を説明する。

（Ｆｅ：２．０ｍａｓｓ％以上１０．０ｍａｓｓ％以下）
Ｆｅは、Ｃｕ母相中に、Ｆｅ相として晶出又は析出し、これにより透磁率が上昇し、電磁遮蔽効果が向上する作用効果を有する元素である。また、Ｃｕ−Ｆｅ合金において、鋳造後にＣｕ母相中に固溶しているＦｅを、時効処理で析出させることにより、母相の純度があがり、導電率が上昇する。導電率の上昇は、電磁遮蔽効果の向上につながる。
Ｆｅが２．０ｍａｓｓ％未満の場合、Ｆｅ相が十分に晶出又は析出しないため、透磁率が上昇せず、電磁遮蔽効果が不足してしまう。また、Ｆｅが１０．０ｍａｓｓ％超の場合、Ｆｅ相の晶出量が過剰に多くなり、鋳造後の加工性が低下するおそれがある。
このような理由により、Ｆｅの含有量は、２．０ｍａｓｓ％以上１０．０ｍａｓｓ％以下の範囲内とされている。

（Ｃ：１５ｍａｓｓｐｐｍ以下）
Ｃは、溶融状態におけるＣｕ相とＦｅ相の二液相分離現象に影響を及ぼす元素であり、Ｃの含有量が少ないほど、二液相分離を抑制することができる。
Ｃの含有量が１５ｍａｓｓｐｐｍ超の場合、Ｃｕ相とＦｅ相の二液相分離が促進され、Ｆｅ相が粗大化し、偏在することになり、十分な電磁遮蔽効果が確保されない。また、鋳造後の加工性が低下してしまう。したがって、Ｃの含有量は、１５ｍａｓｓｐｐｍ以下とされている。ここで、Ｃの含有量の好ましい範囲は、１０ｍａｓｓｐｐｍ以下とされている。

なお、不可避的不純物としては、例えば、Ａｇ、Ａｌ、Ａｓ、Ｂｉ、Ｃｄ、Ｃｒ、Ｈ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｏ、Ｐ、Ｐｂ、Ｓ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔｅ、Ｖ、Ｗ、Ｚｎが挙げられる。これらの不可避的不純物は、総量で０．１ｍａｓｓ％以下とすることが好ましい。

（Ｆｅ相：短軸径が５０μｍ以下）
鋳造時に晶出することによって形成されるＦｅ相は、本実施形態において、デンドライト状に形成されている。すなわち、本実施形態においては、晶出するＦｅ相は、溶融状態におけるＣｕ相とＦｅ相との二液相分離によって形成されているのではなく、デンドライトとして形成されているのである。
このデンドライト状に晶出したＦｅ相の短軸径が５０μｍ以下の場合、Ｆｅ相が十分に微細に分散しており、十分な電磁遮蔽効果を確保することができる。また、鋳造後の加工性を良好にすることができる。したがって、本実施形態において、デンドライト状に晶出したＦｅ相の短軸径は、５０μｍ以下とされている。

次に、本実施形態に係るＣｕ−Ｆｅ合金の製造方法について説明する。ここでは、Ｃｕ−Ｆｅ合金からなるビレットＢを鋳造し、熱間加工（熱間押出、熱間圧延など）を行った後に伸線加工することにより、Ｃｕ−Ｆｅ合金からなる線材を得る場合について説明する。

まず、本実施形態であるＣｕ−Ｆｅ合金の製造方法に用いられる連続鋳造装置１０について説明する。
連続鋳造装置１０は、図１に示すように、溶解炉１１と、移送樋１２と、タンディッシュ１３と、鋳型１４と、この鋳型１４から製出されるビレットＢを引き抜くピンチロール１５とを備えている。

溶解炉１１は、銅原料を加熱溶解して銅溶湯を生成するものである。この銅溶湯に添加元素としてＦｅが投入され、所定の組成に調製される。この溶解炉１１は、坩堝がＣ（炭素）フリーの材質で構成されている。坩堝の具体的な材質としては、例えばアルミナ、シリカ、マグネシア、ジルコニアおよびこれらの混合物などが挙げられる。
溶解炉１１は、誘導加熱式とされており、溶解炉１１内は、Ｃｕ、Ｆｅの酸化を防止するために、不活性ガス雰囲気とされている。

移送樋１２は、成分調整された銅合金溶湯を、タンディッシュ１３へと移送するためのものである。本実施形態では、移送樋１２の内部が不活性雰囲気とされている。
タンディッシュ１３は、溶解炉１１から移送された銅合金溶湯を貯留するものである。タンディッシュ１３には溶湯温度制御のために、加熱手段（ヒータなど）を有してもよい。このタンディッシュ１３には、蓋が設置されており、その内部には不活性ガスが流されて不活性雰囲気とされている。
鋳型１４の材質は、特に限定されるものではないが、本実施形態においては、Ｃｕによって構成されている。

次に、前述した連続鋳造装置１０を用いた本実施形態に係るＣｕ−Ｆｅ合金の製造方法について、図２のフロー図を参照して説明する。
このＣｕ−Ｆｅ合金の製造方法は、銅原料を溶解して得られた銅溶湯にＦｅ元素を添加して、所定の組成の銅合金溶湯を生成する銅合金溶湯生成工程Ｓ０１と、溶解炉１１からタンディッシュ１３へ銅合金溶湯を移送する溶湯移送工程Ｓ０２と、銅合金溶湯をタンディッシュ１３内に保持する溶湯保持工程Ｓ０３と、このタンディッシュ１３に接続された鋳型１４によってビレットＢを連続的に製出する鋳造工程Ｓ０４と、得られたビレットＢに対して熱間加工（熱間押出、熱間圧延など）を行う熱間加工工程Ｓ０５と、熱間加工材に対して伸線加工を行う伸線加工工程Ｓ０６を有している。

（銅合金溶湯生成工程Ｓ０１）
まず、銅原料として、純度が９９．９９ｍａｓｓ％以上の純銅を準備する。この純銅を、溶解炉１１内に投入し、溶解炉１１で加熱溶解して銅溶湯を製出する。次いで、この銅溶湯中に、Ｆｅ元素を添加し、銅溶湯の成分を調製し、銅合金溶湯を生成する。なお、Ｆｅ元素は、Ｃｕ−Ｆｅ合金を投入することによって添加されても良い。このとき、溶解炉１１内は不活性ガス雰囲気とされており、Ｃｕ、Ｆｅの元素の酸化が抑制されている。

（溶湯移送工程Ｓ０２）
溶解炉１１において生成された銅合金溶湯は、移送樋１２を介してタンディッシュ１３へと供給される。この移送樋１２の内部は、前述のように、不活性ガス雰囲気とされており、銅合金溶湯及びＣｕ、Ｆｅ元素の酸化が防止されている。

（溶湯保持工程Ｓ０３）
タンディッシュ１３では、銅合金溶湯を保持し、加熱手段によって、銅合金溶湯の温度を１１００〜１４００℃、好ましくは１２００〜１３００℃に制御する。なお、このタンディッシュ１３に貯留された銅合金溶湯の湯面位置が一定となるように、溶解炉１１からの銅合金溶湯の移送量が調整される。なお、タンディッシュ１３には蓋が設置されており、その内部は不活性ガス雰囲気とされている。

（鋳造工程Ｓ０４）
そして、タンディッシュ１３内に貯留された銅合金溶湯は、注湯孔を介して鋳型１４の鋳造孔内へと供給される。鋳型１４内に供給された銅合金溶湯は、鋳型１４内で冷却されて凝固し、鋳造孔の下端側からビレットＢとして製出されることになる。なお、ビレットＢの引抜速度は、ピンチロール１５によって制御されている。
ここで、鋳造工程Ｓ０４において得られるビレットＢは、断面円形とされており、その直径ｄが３０ｍｍ以上４５０ｍｍ以下とされ、本実施形態では、ビレットＢの直径ｄが１００ｍｍとされている。

（熱間加工工程Ｓ０５）
そして、常温まで冷却されたビレットＢは、熱間加工（熱間押出、熱間圧延など）によって、直径８ｍｍ以上１５ｍｍ以下の線材に加工される。

（冷間加工工程Ｓ０６）
そして、常温まで冷却された線材は、伸線加工と熱処理を繰り返しながら、０．０５ｍｍ以上３ｍｍ以下まで細線化される。
このようにして、本実施形態に係るＣｕ−Ｆｅ合金の線材が製造される。

以上のような構成とされた本実施形態に係るＣｕ−Ｆｅ合金によれば、Ｆｅを２．０ｍａｓｓ％以上含有する構成とされているので、Ｆｅ相が十分に晶出又は析出するため、最終加工後の透磁率が上昇し、十分な電磁遮蔽効果を確保することができる。また、Ｆｅを１０．０ｍａｓｓ％以下含有する構成とされているので、最終加工後の導電率を高く保つことができる。加えて、鋳造時においてＦｅ相の晶出量が過剰に多くなることを抑制し、加工性を損なうことはない。

さらに、本実施形態に係るＣｕ−Ｆｅ合金は、Ｃの含有量が１５ｍａｓｓｐｐｍ以下とされているので、Ｆｅ相とＣｕ相との二液相分離を抑制し、Ｆｅ相を微細に分散させることができる。したがって、Ｆｅ相が偏在しておらず、十分な電磁遮蔽効果を確保することができる。また、鋳造後のＣｕ−Ｆｅ合金の加工性を良好にすることができ、上述のようにＣｕ−Ｆｅ合金を細線化する場合、伸線加工時に断線の発生を抑制可能となる。

また、本実施形態に係るＣｕ−Ｆｅ合金は、Ｃｕ相とＦｅ相の２相からなる金属組織を有し、Ｆｅ相は、短軸径が５０μｍ以下のデンドライト状に晶出していることから、Ｆｅ相が十分に微細化されていることになり、Ｃｕ−Ｆｅ合金の加工性をより良好にすることができる。

また、本実施形態に係るＣｕ−Ｆｅ合金の製造方法によれば、溶解炉１１の坩堝がＣフリーとされているので、銅合金溶湯中に含有されるＣの量を低減することが可能となる。
また、従来のＣｕ−Ｆｅ合金の製造方法では、タンディッシュ１３にはＣを主成分とする溶湯被覆材が使用されていたが、本実施形態に係るＣｕ−Ｆｅ合金の製造方法においては、前述の溶湯被覆材を使用せず、タンディッシュ１３に蓋を設置して内部に不活性ガスを流通させる構成とされているので、銅合金溶湯に含まれるＣの含有量を低減することが可能である。
このようにして、銅合金溶湯に含まれるＣ量を低減することによって、Ｃｕ−Ｆｅ合金に含有されるＣ量を１５ｍａｓｓｐｐｍ以下に低減することができる。

さらに、本実施形態においては、連続鋳造装置１０の鋳型１４がＣｕで構成されており、Ｃｕは熱伝導性が良好であるため、鋳造時のビレットＢの冷却速度を速くすることができる。そして、本実施形態においては、鋳造時のビレットＢの冷却速度が、１℃／ｓ以上１０℃／ｓ以下とされているので、冷却速度が十分に速く、鋳造時において晶出するＦｅ相を微細に分散させることができる。

以上、本発明の実施形態について説明したが、本発明はこれに限定されることはなく、その発明の技術的思想を逸脱しない範囲で適宜変更可能である。

なお、上記実施の形態では、Ｃｕ−Ｆｅ合金において、Ｆｅ相は、短軸径が５０μｍ以下のデンドライト状に晶出している場合について説明したが、これに限定されるものではない。

また、上記実施の形態では、Ｃｕ−Ｆｅ合金からなるビレットを鋳造し、熱間加工を経て、伸線加工により線材を製造する場合について説明したが、断面形状が四角形のケークを鋳造し、熱間加工しても良い。また、加工される形状は、線材に限定されるものではなく、板、箔、棒などの形状に加工しても良い。

なお、上記実施の形態では、連続鋳造装置１０を用いてＣｕ−Ｆｅ合金を連続鋳造する場合について説明したが、バッチ式の鋳造法により鋳造を行っても良い。

以下に、本発明の有効性を確認するために行った確認実験の結果について説明する。本発明例１〜１３、及び、比較例１〜８のＣｕ−Ｆｅ合金の製造方法について以下に説明する。

（本発明例１〜１３）
まず、銅原料として、純度が９９．９９ｍａｓｓ％以上の純銅を準備する。この純銅を、溶解炉のアルミナ製の坩堝内に投入し、アルミナ製の坩堝内で加熱溶解して銅溶湯を製出した。次いで、この銅溶湯中に、Ｆｅを添加し、所定の銅溶湯の成分に調製し、銅合金溶湯を生成した。このとき、溶解炉内は不活性ガス雰囲気とされている。
次いで、溶解炉において生成された銅合金溶湯を、鋳型内へと供給し、冷却速度１℃／ｓで冷却し、表１に示す成分を有する本発明例１〜１３のビレット（直径１００ｍｍ）を製出した。なお、鋳型はＣｕ製とした。

（比較例１〜７）
まず、銅原料として、純度が９９．９９ｍａｓｓ％以上の純銅を準備する。この純銅を、溶解炉のカーボン製の坩堝内に投入し、カーボン製の坩堝内で加熱溶解して銅溶湯を製出した。次いで、この銅溶湯中に、Ｆｅを添加し、所定の銅溶湯の成分に調製し、銅合金溶湯を生成した。このとき、溶解炉内は不活性ガス雰囲気とされている。
次いで、溶解炉において生成された銅合金溶湯を、鋳型内へと供給し、冷却速度１℃／ｓで冷却し、表１に示す成分を有する比較例１〜７のビレット（直径１００ｍｍ）を製出した。なお、鋳型はＣｕ製とした。

（比較例８）
まず、銅原料として、純度が９９．９９ｍａｓｓ％以上の純銅を準備する。この純銅を、溶解炉のアルミナ製の坩堝内に投入し、アルミナ製の坩堝内で加熱溶解して銅溶湯を製出した。次いで、この銅溶湯中に、Ｆｅを添加し、所定の銅溶湯の成分に調製し、銅合金溶湯を生成した。このとき、溶解炉内は不活性ガス雰囲気とされている。
次いで、溶解炉において生成された銅合金溶湯を、鋳型内へと供給し、冷却速度０．０１℃／ｓで冷却し、表１に示す成分を有する比較例８のビレット（直径１００ｍｍ）を製出した。なお、鋳型は冷却速度制御のためのヒータを有するカーボン製とした。

上述のようにして製造されたＣｕ−Ｆｅ合金のビレットに対して、ミクロ組織観察及び加工性の評価を行った。
以下に、ミクロ組織観察方法と加工性の評価方法について説明する。

（ミクロ組織観察）
図３に示すように、ビレットの表層２１、中心２２、表層と中心との中間２３の、三箇所から１０ｍｍ×１０ｍｍのサンプリングを行い、光学顕微鏡を用いてＦｅ相のミクロ組織観察を行った。図４（ａ）に示すようにデンドライト状に晶出した場合、Ｆｅ相３０の形状を円又は楕円の集合体とした時に、この円又は楕円内において最も長い線分である長軸径Ｌに対して直交する最長の線分の長さ（短軸径Ｄ）、及び図４（ｂ），（ｃ）に示すように粒状若しくは塊状に晶出した場合には最も長い線分である長軸径Ｌに対して直交する最長の線分の長さ（短軸径Ｄ）が、観察されたすべてのＦｅ相３０において、５０μｍ以下の場合、Ｆｅ相３０が十分に微細であるとして「Ａ」とした。一方、Ｆｅ相３０の長軸径Ｌに対して直交する最長の線分の長さ（短軸径Ｄ）が５０μｍ超の場合、Ｆｅ相３０が粗大であるとして「Ｂ」とした。

（加工性の評価）
得られたビレットに対して、適宜焼鈍を施しながら直径０．２６ｍｍまで伸線加工を行い、伸線量（ｋｇ）を断線回数で除した値が１０以上の場合、加工性が良好として「○」とした。また、上述の伸線量（ｋｇ）を断線回数で除した値が１０未満、７以上の場合、加工性評価を「△」、７未満の場合、加工性が悪いとして「×」とした。
以上の評価の結果を表１に示す。

表１に示すように、本発明例１〜１３においては、Ｆｅ相が微細であり、加工性が良好であることが確認された。一例として、図５に、本発明例１１のＣｕ−Ｆｅ合金における鋳造後の金属組織を示す。図５に示されるように、本発明例１１のＣｕ−Ｆｅ合金においては、Ｆｅ相３０がデンドライト状に晶出し、このＦｅ相３０の短軸径は５０μｍ以下であり、微細であった。

一方、比較例１〜７は、Ｃの含有量が本発明の範囲外であり、Ｆｅ相が粗大化したため、加工性が本発明例１〜１３と比較して劣った。一例として、図６に、比較例２のＣｕ−Ｆｅ合金における鋳造後の金属組織を示す。図６に示されるように、比較例２のＣｕ−Ｆｅ合金においては、Ｆｅ相１３０が二液相分離によって粗大に晶出し、このＦｅ相１３０の短軸径は５０μｍ超であり、粗大であった。また、図７に、粗大なＦｅ相１３０に起因して伸線加工時に断線が生じたＣｕ−Ｆｅ合金の線材の破断面の写真を示す。Ｆｅ相１３０が粗大なＣｕ−Ｆｅ合金においては、図７に示されるように、伸線加工時にＦｅ相１３０に沿って断線が多発した。

また、比較例８はＣの含有量が本発明の範囲内であるものの、冷却速度制御のためのヒータを有する鋳型を用いて冷却速度０．０１℃／ｓでゆっくりと凝固させたことによりＦｅ相が粗大化したため、加工性が本発明例１〜１３と比較して劣った。

Ｄ 短軸径
３０ Ｆｅ相

Claims (1)

1. Ｆｅを２．０ｍａｓｓ％以上１０．０ｍａｓｓ％以下、Ｃを１５ｍａｓｓｐｐｍ以下含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなり、
   Ｃｕ相とＦｅ相の２相からなる金属組織を有し、前記Ｆｅ相はデンドライト状に晶出しており、このデンドライト状に晶出したＦｅ相の短軸径が５０μｍ以下とされていることを特徴とするＣｕ−Ｆｅ合金。