JP7202020B2 - 鉄－銅合金鋳塊及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は鉄（Ｆｅ）をベースとして適量の銅（Ｃｕ）を含む新規な鉄－銅（Ｆｅ－Ｃｕ）合金に関し、より詳しくは、高い熱伝導性を有しながら、優れた機械的な物性、電磁気波遮蔽性及び軟磁性などを有する鉄－銅合金及びその製造方法に関する。

金属関連製造産業において、鉄鋼材料はアルミニウム合金のような軽量材料に取り替えられている。アルミニウム合金は、軽量性のみならず、熱伝導性、耐食性及び軟性などが優れて各種の産業分野で様々な用途として幅広く用いられている。アルミニウム合金は高い熱伝導性で熱を迅速に冷却させて成形品の変形と撓みを最小化することができる。これにより、アルミニウム合金は射出形成やダイカスト（ｄｉｅ ｃａｓｔｉｎｇ）用の金型素材として有用に用いられている。

例えば、韓国公開特許公報第１０－２０１５－００４６０１４号及び韓国登録特許公報第１０－１６０６５２５号などにはダイカスト用のアルミニウム合金に関する技術が開示されている。アルミニウム合金はアルミニウム（Ａｌ）をベースとして、少量のシリコン（Ｓｉ）、鉄（Ｆｅ）、マンガン（Ｍｎ）、及びマグネシウム（Ｍｇ）などを含有しており、アルミニウム－シリコン－マグネシウム（Ａｌ－Ｓｉ－Ｍｇ）状の合金がダイカスト用の金型素材として多く用いられている。

しかしながら、アルミニウム合金は強度及び耐磨耗性などの機械的な物性が低い。これに対して、高い熱伝導性及び耐食性を有するのみならず、強度及び耐摩耗性などの機械的な物性の優れたベリリウム－銅（Ｂｅ－Ｃｕ）合金が金型素材としてスポットライトを浴びている。例えば、日本公開特許公報ＪＰ２００３－００３２４６号、韓国公開特許公報第１０－２０１２－００４８２８７号、韓国公開特許公報第１０－２０１５－００５３８１４号などには、ベリリウム－銅（Ｂｅ－Ｃｕ）合金に関する技術が開示されている。

ベリリウム－銅（Ｂｅ－Ｃｕ）合金は、高強度及び高熱伝導性などを有する実用合金であって、これはダイカスト用の金型素材などとして有用である。ベリリウム－銅（Ｂｅ－Ｃｕ）合金は、多くの場合、べリリウム（Ｂｅ）と銅（Ｃｕ）を溶解鋳造した後、熱間や零間による塑性加工と焼鈍処理を繰り返す方法により得られ、機械的な物性の向上のためのコバルト（Ｃｏ）が加えられている。しかしながら、ベリリウム－銅（Ｂｅ－Ｃｕ）合金は連続鋳造が困難であり、ベリリウム（Ｂｅ）と銅（Ｃｕ）の原料が高コストなので、経済性が良くない問題点がある。これにより、ベリリウム－銅（Ｂｅ－Ｃｕ）合金は高コストにより高級製品に制限的に用いられて汎用性が劣るという問題点がある。

本発明は、既存のベリリウム－銅（Ｂｅ－Ｃｕ）合金を取り替える新規な鉄系合金組成であって、改善された特性を有する鉄－銅（Ｆｅ－Ｃｕ）合金、その製造方法、及び用途を提供することをその目的とする。

詳しくは、本発明は、鉄（Ｆｅ）をベースとし適量の銅（Ｃｕ）を含んで高い熱伝導性及び機械的な物性を有すると共に、電磁気波遮蔽性及び軟磁性などを有する鉄－銅（Ｆｅ－Ｃｕ）合金及びその製造方法を提供することを目的とする。また、本発明は、前記鉄－銅（Ｆｅ－Ｃｕ）合金の用途として、前記鉄－銅（Ｆｅ－Ｃｕ）合金を含む素材を提供することを目的とする。

前記目的を達成するために本発明は、鉄５５～９５原子％と、銅５～４５原子％と、を含むことを特徴とする鉄－銅合金を提供する。

さらに、本発明は、鉄８０．５～９５原子％と、銅５～１９．５原子％と、を含み、下記（ａ）乃至（ｃ）の物性を有することを特徴とする鉄－銅合金を提供する。
（ａ） 熱伝導率７０Ｗ／ｍ・Ｋ以上
（ｂ） 引張強度３００Ｎ／ｍｍ^２以上
（ｃ） 硬度１００ＨＢ以上

例示的な実施形態に従って、本発明による鉄－銅合金は球形の粒子状であり、０．１～１５０μｍのサイズを有することができる。

さらに、本発明は、溶解炉を用意する第１工程と、鉄－銅合金に鉄５５～９５原子％と、銅５～４５原子％とを含むように、前記溶解炉に鉄と銅を投入、溶解して溶湯を形成する第２工程と、前記溶湯を安定化する第３工程と、前記安定化した溶湯を鋳造型に注入して鋳造する第４工程と、を含むことを特徴とする鉄－銅合金の製造方法を提供する。

一実施形態に従って、本発明による鉄－銅合金の製造方法は、前記第４工程を通じて得られた鋳造物を再溶解した後、噴射させて粉末状の鉄－銅合金粒子を得る第５工程をさらに含む。

好ましい実施形態に従って、前記第１工程は溶解炉の内面に多孔性の不純物吸収層を形成する表面処理段階を含む。この際、前記多孔性の不純物吸収層は、ケイ酸ジルコニウム（Ｚｉｒｃｏｎｉｕｍ Ｓｉｌｉｃａｔｅ）を含むことがよい。

本発明の実施形態によれば、既存のベリリウム－銅（Ｂｅ－Ｃｕ）合金を取り替える新規な鉄系合金を提供する。本発明は、鉄（Ｆｅ）に適量の銅（Ｃｕ）が溶融合金された非晶質の完全な合金であって、熱伝導性及び機械的な物性などが優れ、高い生産性及び経済性を有する鉄－銅合金を提供する効果がある。また、本発明は、高い熱伝導性と共に電磁気波遮蔽性及び軟磁性などを有し、金型素材のみならず、電子部品及び機械部品などとして汎用的に用いられる記鉄－銅合金を提供する効果がある。

図１は本発明の実施形態に従って製造されたＦｅ－Ｃｕ合金のＢ－Ｈ曲線である。 図２は本発明の実施形態に従って製造されたＦｅ－Ｃｕ合金粒子の倍率別のＳＥＭ写真である。 図３は本発明の実施形態に従って製造されたＦｅ－Ｃｕ合金粒子のＥＤＳ分析結果である。 図４は本発明の実施形態に従って製造されたＦｅ－Ｃｕ合金粒子のＥＤＳ分析結果である。 図５は本発明の実施形態に従って製造されたＦｅ－Ｃｕ合金粒子のＥＤＳ分析結果である。 図６は比較例による粒子試片のＳＥＭ写真である。

本発明において用いられる用語“及び／又は”はその前後に並べた構成要素のうち、少なくとも一つ以上を含むことをいう。本発明において用いられる用語“一つ以上”は一つまたは二つ以上の複数をいう。

本発明は、第１形態に従って、鉄（Ｆｅ）を主成分とする鉄系合金であって、新規な合金組成を有する鉄－銅合金を提供する。本発明は、第２形態に従って、前記鉄－銅合金の合金製造方法を提供する。また、本発明は、第３形態に従って、前記鉄－銅合金の用途として、前記鉄－銅合金を少なくとも含む素材を提供する。前記素材は、例えば、金型素材及び３Ｄプリンター用の素材などから選ばれることができる。

本発明による鉄－銅合金は、鉄（Ｆｅ）と銅（Ｃｕ）を含み、銅（Ｃｕ）より鉄（Ｆｅ）の含量が高い鉄系合金であって、鉄（Ｆｅ）と銅（Ｃｕ）の全体基準として鉄（Ｆｅ）５５～９５原子％（ａｔｏｍｉｃ ％）と銅（Ｃｕ）５～４５原子％（ａｔｏｍｉｃ ％）のとを含む。本発明において用いられる含量単位“原子％”は鉄（Ｆｅ）と銅（Ｃｕ）の原子（ａｔｏｍｓ）全体（ＦｅとＣｕとの和）を基準としたのであり、これは当該業界において周知されたように、“体積％”とも表現され得る。即ち、本発明によいて、原子％は体積％とも表現されることができる。

好ましい実施形態に従って、本発明による鉄－銅合金は鉄と銅以外の他の金属元素は含まない。また、本発明による鉄－銅合金は不可避な不純物として炭素（Ｃ）や酸素（Ｏ）などの不純物を含むことがあるが、このような不純物は極少量に過ぎない。不純物は、例えば、０．１原子％（０．１体積％）以下又は０．０１原子％以下であって、不可避に含まれる。

本発明による鉄－銅合金は鉄に適量の銅を含ませて鉄の利点と銅の利点を組み合わせて改善した特性を有する。本発明による鉄－銅合金は、少なくとも高い熱伝導性及び機械的な物性などを有する。具体的に、既存の鉄合金に比べて高い熱伝導性及び弾性などを有する。また、既存の銅合金に比べて、高い硬度及び耐磨耗性などを有する。さらに、低コストの鉄をベース（主成分）として高い経済性があり、鉄と銅の適定な組成（含量）により電磁気波遮蔽性及び軟磁性などをもち、様々な用途としても用いられることができる。例えば、ソレノイドなどの精密部品、電磁気波遮蔽材及び３Ｄプリンター用の素材としても使用が可能である。

以下、本発明による鉄－銅合金の製造方法を説明しながら、本発明による鉄－銅合金の実施形態を説明する。以下後述する製造方法は、本発明による鉄－銅合金の製造を容易に具現する。しかしながら、本発明による鉄－銅合金は、後述する製造方法により製造されるものに限定されない。

本発明による鉄－銅合金の製造方法（以下、“製造方法”と略称する）は、溶解炉を用意する第１工程、前記溶解炉に鉄と銅を投入、溶解して溶湯を形成する第２工程、前記溶湯を安定化させる第３工程、及び前記安定化した溶湯を鋳造型に注入して鋳造する第４工程と、を含む。また、本発明による製造方法は、選択的な工程として、前記第４工程を通じて得られた鋳造物から粉末状の鉄－銅合金粒子を得る第５工程をさらに含むことができる。各工程別の実施形態を説明すると、次の通りである。

［１］溶解炉の準備（第１工程）

上述したように、本発明による鉄－銅合金は鉄５５～９５原子％と銅５～４５原子％を含む。本発明において特定する前記合金組成は理論的な溶融合金組成ではない。すなわち、鉄の含量が理論的に合金されうる量を超える比率である。このような合金組成は焼結による母合金の製造時には具現が可能であるが、溶解（溶湯）による溶融方法では、非晶質の完全な合金を得ることは困難である。一般に、鉄と銅は、銅より鉄の含量が低い場合（例えば、Ｆｅ含量２．５体積％未満）、溶融合金を得ることができる。しかしながら、本発明において特定する前記合金組成の場合には、溶湯でＦｅ－ｒｉｃｈ相とＣｕ－ｒｉｃｈ相との二相分離が発生し、偏析（ある一金属が一箇所に偏る）が発生して均一な分布の完全な溶融合金を得ることが困難である。

本発明者は鉄の含量が高く完全な溶融合金を得るための各種の研究を繰り返した結果、銅の含量が適定で不純物の含量を最小化した場合及び／又は溶解過程を変化させた場合、偏析（偏重）無しに完全な溶融合金を得ることをわかった。本発明によれば、一つの実施形態に従って溶解炉の改善及び／又は溶解過程における原料投入方法を改善した場合、完全な溶融合金を得ることがわった。

第１工程においては、上述した課題を解決するための一つの実施形態を提供する。第１工程によって、鉄と銅の溶湯を形成するための溶解炉を用意し、、前記溶解炉は急激な昇温により速い溶解が可能な高周波誘導熱の溶解炉を用いる。また、前記溶解炉はマグネシウムを主成分とするセラミック溶解炉を用いることがよい。前記セラミック溶解炉としては、例えば、酸化マグネシウムを主成分とするセラミックを高温、焼成を通じて製造したものを用いることができる。

好ましい実施形態によって、前記溶解炉は内面に多孔性の不純物吸収層を形成させて用いる。詳しくは、第１工程は、高周波誘導熱のセラミック溶解炉を用意し、前記セラミック溶解炉の内面に多孔性の不純物吸収層を形成する表面処理段階を含む。この際、前記不純物吸収層は溶解炉の内面全体又は一部に形成され、具体的には、溶湯と当たる面である、溶解炉の少なくとも内部底面及び／又は壁体の内部面に形成されることができる。

また、前記不純物吸収層は少なくとも不純物吸収剤を含む。詳しくは、前記表面処理段階では、不純物吸収剤、樹脂及び溶媒を含む吸収層組成物を溶解炉の内面に塗布した後、焼成して多孔性の不純物吸収層を形成することができる。本発明によれば、前記多孔性の不純物吸収層により、鉄－銅の溶湯内に含まれた不純物（例えば、Ｃ、Ｏなど）が吸収、除去されて、前記非理論的な合金の組成時にも偏析（偏重）無しに完全な合金を得ることができる。このような多孔性の不純物吸収層は、例えば、０．５～２ｍｍの厚さを有することがあるが、これに限定されない。

前記不純物吸収剤は、鉄－銅の溶湯内に含まれる不純物（例えは、Ｃ、Ｏなど）が吸収、除去できるものなら、特に限定されない。前記不純物吸収剤は粉末状であって、例えば、５０～５００μｍの大きさを有するものが用いられる。前記不純物吸収剤は金属酸化物及び／又は金属から選ばれるが、好ましくは、ケイ酸ジルコニウム（Ｚｉｒｃｏｎｉｕｍ Ｓｉｌｉｃａｔｅ）及びアルミニウム（Ａｌ）のうち選ばれた少なくとも一つ以上を含むことがよい。前記不純物吸収剤は、より好ましくは、ケイ酸ジルコニウムとアルミニウム（Ａｌ）の両方を用いることがよい。この際、前記アルミニウム（Ａｌ）は９９．８重量％以上の高純度を有するものを用いることができる。前記不純物吸収剤としての前記ケイ酸ジルコニウムとアルミニウム（Ａｌ）は、他の金属酸化物や金属に比べて、溶湯内の不純物を完全に効果的に除去することができるので、本発明において好ましい。前記ケイ酸ジルコニウムとアルミニウム（Ａｌ）は、詳しくは、溶湯内の不純物を完全に除去して鉄と銅のみを含む高純度の合金溶湯を形成することができる。これは、以下の実施形態によっても確認が可能である。

さらに、前記樹脂は接着性を有するものなら、特に限定されず、粉末状の不純物吸収剤の相互間を結集させながら、溶解炉の内面と不純物吸収層との初期接着力を提供できるものなら、いずれもよい。さらに、前記樹脂は焼成による高温の熱により除去され、不純物吸収層に多孔性を与える。前記樹脂は合成樹脂及び／又は天然樹脂などから選ばれることができる。前記樹脂は固状及び／又は液状となり得、例えば、アクリル系、ビニル系、エポキシ系、ウレタン系、シリコン系、オレフィン系、エステル系及びゴム系などから選ばれたいずれか一つ以上の重合体及び／又はこれらの共重合体などから選ばれることができる。

前記樹脂は、好ましくは、ブタジエン－スチレン－アルキルメタクリレート共重合体（Ｂｕｔａｄｉｅｎｅ－Ｓｔｙｒｅｎｅ－Ａｌｋｙｌ Ｍｅｔｈａｃｒｙｌａｔｅ ｃｏｐｏｌｙｍｅｒ）を用いることができる。前記ブタジエン－スチレン－アルキルメタクリレート共重合体は、具体的な例として、ブタジエン－スチレン－メチルメタクリレート共重合体、ブタジエン－スチレン－エチルメタクリレート共重合体及び／又はブタジエン－スチレン－ブチルメタクリレート共重合体などから選ばれることができる。一例として、前記ブタジエン－スチレン－アルキルメタクリレート共重合体は５０ｎｍ～５００ｎｍの粒子サイズを有するものを用いることができる。このように樹脂として、ブタジエン－スチレン－アルキルメタクリレート共重合体を選び、ナノサイズを有するものを使用する場合、この樹脂が焼成により迅速に除去されることができ、粉末状の不純物吸収剤の間に均一に分散される。従って、不純物吸収剤間の結集力を改善するのみならず、不純物吸収層に均質かつ微細な多孔構造を形成させて不純物の吸収除去能が向上される。

前記溶媒は分散性と塗布性のためのものであって、炭化水素系から選ばれることができる。前記溶媒は、例えば、アルコール類及び／又はケトン類などから選ばれることができる。

さらに、前記吸収層組成物は一例として不純物吸収剤５０～８０重量％、樹脂５～２０重量％、及び溶媒１５～４０重量％を含むことができる。この際、不純物吸収剤の含量が５０重量％未満である場合、不純物の吸収除去能が減少することがあり、８０重量％を超える場合、多孔性と塗布性が低下することもある。また、前記樹脂の含量が５重量％未満である場合、多孔性と接着性が低下することがあり、２０重量％を超える場合、相対的に不純物吸収剤の含量が減って不純物の吸収除去能が減少することもある。また、溶媒は分散性と塗布性を考慮して上述した範囲がよい。

上述したように第１工程を通じて溶解炉の内面に多孔性の不純物吸収層を形成した場合、溶解過程で溶湯内に含まれれる不純物が吸収、除去されて均質状の完全な鉄－銅合金を生成することができると共に、不純物をほとんど含まない高純度の鉄－銅合金を効果的に得ることができる。

［２］溶解（第２工程）

前記溶解炉に鉄と銅の合金原料を投入する。この際、鉄は高純度の純鉄を用いることができ、前記銅は高純度の電解銅を用いることができる。溶解炉は電源の印加による高周波誘導熱により加温されうる。溶解炉は、鉄と銅の溶解可能温度で維持するとよい。例えば、高周波誘導熱を通じて溶解炉を迅速に昇温させて約１５２０～１６５０℃で維持して鉄と銅を溶解することがよい。このような溶解過程においては、攪拌が行われることができる。

さらに、第２工程においては、最終生成された鉄－銅合金の全体を基準として鉄５５～９５原子％ （又は体積％）と銅５～４５原子％（又は体積％）を含むように、前記溶解炉に鉄と銅を投入、溶解して溶湯を形成する。詳しくは、溶解炉に鉄と銅の総投入量を鉄５５～９５体積％と銅５～４５体積％（即ち、鉄：銅＝５５～９５：５～４５の体積比）とする場合、前記合成組成を有するようにすることができる。この際、銅の含量が５原子％（５体積％）未満の場合、例えば、熱伝導性、耐食性及び／又は電磁気波遮蔽性などがわずかになることがある。また、銅の含量が４５原子％（４５体積％）を超える場合、相対的に鉄の含量が減り、例えば、硬度及び／又は耐磨耗性などの機械的強度が低下することかある。

本発明の好ましい実施形態に従って、上述した点を考慮して、第２工程においては、最終生成された鉄－銅合金の全体を基準として鉄８０．５～９５原子％と銅５～１９．５原子％を含むように、前記溶解炉に鉄と銅を投入、溶解して溶湯を形成することがよい。即ち、溶解炉に鉄と銅の総投入量を鉄８０．５～９５体積％と銅５～１９．５体積％（即ち、鉄：銅＝８０．５～９５：５～１９．５の体積比）とする場合、前記合成組成を有するようにすることが好ましい。このような好ましい合金組成を有する場合、優れた熱伝導性、機械的な物性、電磁気波遮蔽性及び／又は軟磁性などを有する。

一実施形態に従って、前記溶解炉に鉄と銅を投入するときに、鉄と銅を初期に１：１の体積比で投入し、攪拌をしながら迅速に溶解させた後、鉄を追加に投入して前記合金組成を有するようにすることができる。即ち、一回の投入によって前記合成組成を有させることより、初期に鉄と銅を１：１の体積比で投入し、その後、鉄を追加に投入することにより、前記合金組成を有するようにすることが均質な鉄－銅の合金組成に好ましい。さらに、鉄の追加投入時には間欠的に少しずつ投入することがより好ましい。即ち、少量で数回にかけて鉄を追加投入することが均質な合金組成に有利である。

また、第２工程（溶解過程）においては、溶解炉に通常のように脱酸剤を添加して脱酸（酸化防止）させながら工程を行わせる。さらに、第２工程（溶解過程）においては、通常のようにフラックスをさらに添加することができる。この際、前記脱酸剤とフラックスは通常用いられるものを用いることができる。前記脱酸剤は、例えば、９９．８重量％以上の高純度Ａｌ及び／又は高純度Ｔｉなどを用いることができ、前記フラックスはＡｌ_２Ｏ_３、ＣａＯ及び／又はＳｉＯ_２などを用いることができる。

［３］安定化（第３工程）

前記溶解によって生成された溶湯を安定化させる。安定化は溶解炉の電源供給を遮断し、溶湯を溶解路に所定の時間放置する方法で行われることができる。この際、安定化は、溶湯の温度を、例えば、１４５０～１５２０℃で維持して放置する方法によって行われることができる。このような安定化によって、鉄と銅の均質化が行われることができる。

［４］鋳造（第４工程）

前記安定化された溶湯を鋳造型に注入して一定な形態の合金鋳造物を鋳造する。第４工程（鋳造）は通常の工程に従う。前記鋳造型は特に限定されず、鋳塊（ｉｎｇｏｔ）及び鋳造片の形状を有したり、場合によっては、実際の適用製品の形状を有することができる。さらに、前記鋳造型は通常のように冷却機能を有することができる。

また、第４工程から得られた鋳造物は通常の熱処理及び／又は冷却などの工程によって後処理されうる。前記鋳造物は、具体例として、焼鈍（ａｎｎｅａｌｉｎｇ）、焼ならし（ｎｏｒｍａｌｉｚｉｎｇ）、焼入れ（ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ）及び／又は焼戻し（ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）などの工程を通じて後処理されうる。このような後処理は適用用途及び製品によって適宜に選ばれることができる。例えば、機械的強度（引張強度及び硬度など）が求められる製品の場合、焼入れ及び焼戻しが行われる。さらに、前記鋳造物は再溶解及び／又は後加工を通じて様々な形状を有し、実際の適用製品や半製品などとして加工されうる。

［５］粒子化（第５工程）

第５工程は選択的な工程であって、これを通じて粉末状の鉄－銅合金を得ることができる。第５工程に従って、前記第４工程（鋳造）から得られた鋳造物を再溶解した後、噴射させて粉末状の鉄－銅合金粒子を得る。具体的に、第５工程は前記鋳造物を再溶解する再溶解段階と、前記再溶解された溶解物を噴射させて粉末状の鉄－銅粒子を得る粒子化段階と、を含むことができる。

この際、前記再溶解段階では第１工程でのような溶解炉を用いることができる。また、第５工程の再溶解段階では、鉄－銅合金の酸化を防止するために、真空の溶解炉で再溶解させることがよい。すなわち、溶解炉は真空炉を用いることができる。このような真空炉において、前記鋳造物を１６００～１７００℃で再溶解させ得る。前記粒子化段階は再溶解された溶解物を１４００～１５００℃で噴射して粉末状で粒子化することができる。この際、粒子化した粉末は、例えば、０．１～１５０μｍのサイズを有することができる。このように得られた粉末状の鉄－銅合金粒子は、好ましくは、球形の粒子状を有することができる。

上述した本発明の製造方法によれば、鉄５５～９５原子％と銅５～４５原子％を含む非理論的な合金組成であるが、偏析（偏重）なしに完全な合金を得ることができる。また、本発明によって製造された鉄－銅合金は鉄の利点と銅の利点とを適宜に合わせて、上述したような高い熱伝導性及び機械的な物性（引張強度、硬度及び耐摩耗性など）を有すると共に、電磁気波遮蔽性及び軟磁性などを有するので、各種の用途としても使用が可能である。

好ましい実施形態に従って、本発明による鉄－銅合金は鉄８０．５～９５原子％（又は体積％）と銅５～１９．５原子％（又は体積％）を含む。より詳しくは、鉄８２．５～９０．５原子％と銅９．５～１７．５原子％を含むことができる。このような合成組成を有する場合、熱伝導性、機械的な物性、電磁気波遮蔽性及び／又は軟磁性などの特性が効果的に改善される。

さらに、本発明による鉄銅合金は下記（ａ）乃至（ｃ）の物性を有することがよい。下記（ａ）乃至（ｃ）の物性を有する場合、射出成形及びダイカスト用などの金型素材のみならず、３Ｄプリンター用の素材として汎用的な使用が可能である。

（ａ） 熱伝導率７０Ｗ／ｍ・Ｋ以上
（ｂ） 引張強度３００Ｎ／ｍｍ^２以上
（ｃ） 硬度１００ＨＢ以上

前記熱伝導率、引張強度及び硬度は通常の測定方法に基づいて測定される。熱伝導率は、例えば、ＡＳＴＭ Ｅ１４６１（Ｌａｓｅｒ ｆｌａｓｈ： Ｔｈｒｕ－ｐｌａｎｅ）に準じて常温（２０～２５℃）で測定された値となり得る。また、引張強度はＫＳ Ｂ ０８０１に準じて測定され、硬度はＫＳ Ｂ ０８０５に準じて測定された値となり得る。

前記熱伝導率は、具体例として、７０～１５０Ｗ／ｍ・Ｋを有することができる。また、前記引張強度は、具体例として、３００～１３５０Ｎ／ｍｍ^２を有することができる。さらに、前記硬度は、ブリネル硬度（Ｂｒｉｎｅｌｌ Ｈａｒｄｎｅｓｓ）であって、その具体例としては、１００～４００ＨＢを有することができる。上述した各物性は適用用度に従って最適化され得る。例えば、引張強度及び硬度の場合、上述したような後処理（焼ならし、焼入れ及び焼戻しなど）を通じて増えることがあり、このような後処理によって引張強度は５００Ｎ／ｍｍ^２以上、硬度は２００ＨＢ以上を有することができる。

例示的な実施形態に従って、本発明による鉄－銅合金は、前記（ａ）乃至（ｃ）の物性ととも（ｄ）４５～６５０ｍ_ｍの透磁率（ｍａｇｎｅｔｉｃ ｐｅｒｍｅａｂｉｌｉｔｙ）を有することができる。前記透磁率は磁性体（金属など）に対する通常の測定方法に基づいて測定され、これは５０Ｈｚの低周波数で測定された値である。

さらに、本発明による鉄－銅合金は球形の粒子状を有することが好ましい。球形の粒子状は第５工程によって具現が可能である。この際、本発明による鉄－銅合金は球形の粒子状として、例えば、０．１～１５０μｍの大きさを有することができる。このように、球形の粒子状である場合、３Ｄプリンター用の素材として有用に用いられることができる。本発明において、“球形”とは、完全な球形のみをいうのではなく、完全な球形（ｓｐｈｅｒｉｃａｌ）のみならず、準－球形（ｑｕａｓｉ－ｓｐｈｅｒｉｃａｌ）を含む。

本発明において、“球形の粒子”は、鉄－銅の合金が非理論的な合金組成であっても、偏析（偏重）無しに鉄と銅が合金内に均一に分布し、完全な溶融合金がなされたことをいう。この点において、“球形の粒子”は技術的な意義を有する。即ち、完全な溶融合金がなされない場合、噴射を通じて球形の粒子状を有することが困難である。また、本発明において、“球形の粒子”は再溶解を通じて均一な組成の鉄－銅合金成形物が加工できるという点からも、技術的な意義を有する。

一方、本発明による鉄－銅合金は様々な分野及び用途として用いられることができ、適用分野及び用途は特に限定されない。本発明による鉄－銅合金は、上述したように、金型素材のみならず、電子部品、精密機械、高熱機械部品及び３Ｄプリンター用の素材などとしても用いられる。また、本発明による鉄－銅合金は、弾性材料、遮蔽材料、抗菌材料、センサ材料及び手術用の医療道具などのみならず、エネルギー分野や塗料分野などに広く適用されうる。

以下、本発明の実施例及び比較例を例示する。下記の実施例は本発明の理解のために例示的に提供されるが、これにより本発明の技術的な範囲が限定することではない。また、下記の比較例は従来の技術を意味することではなく、ただ実施例と比較するために提供される。

［実施例１］

＜溶解炉＞

高周波誘導熱溶解炉として、マグネシウムを主成分とするセラミック溶解炉を用意した。その後、用意した溶解炉の内部壁面と底に多孔性の不純物吸収層を形成した。前記多孔性の不純物吸収層は、組成物の全体重量を基準として不純物吸収剤６５重量％、樹脂１５重量％及び溶媒３０重量％を混合した吸収層組成物を約１ｍｍの厚さで塗布した後、約１１５０℃の温度で加熱、焼成して形成した。この際、前記不純物吸収剤としては、ケイ酸ジルコニウム（ＺｒＳｉＯ_４）とアルミニウム（Ａｌ）粉末を用い、前記樹脂としては、ブタジエン－スチレン－メチルメタクリレート共重合体を用い、前記溶媒としては、イソプロピルアルコールを用いた。

＜溶湯／安定化／鋳造＞

前記溶解炉に鉄（純度、約９９．９重量％の純鉄）と銅（純度、約９９．９重量％の電解銅）を初期に１：１の体積比で投入し攪拌をしながら、出力を高めて迅速に溶解させた。この際、溶解過程では脱酸剤（Ａｌ）を間欠的に添加して脱酸を行って進行させた。また、肉眼観察に通じて投入された鉄と銅の完全な溶解を確認した後、鉄の含量を高めるために溶解炉に鉄を少しずつ追加投入し、溶湯の温度約１５５０℃で完全に溶解させた。その後、溶解炉の電源を遮断し、溶湯の温度が約１５００℃になるまで放置して安定化させた。次に、安定化した溶湯を鋳造型に注入した後、冷却させてＦｅ－Ｃｕ合金鋳塊（ｉｎｇｏｔ）を得た。

［実施例２及び実施例３］

前記実施例１に比べて、最終合金組成（ＦｅとＣｕの原子％）を異にするために、溶解過程において鉄の追加投入量を異に設定したことを除いては、実施例１と同様に実施して各実施例によるＦｅ－Ｃｕ合金鋳塊（ｉｎｇｏｔ）を得た。

［比較例１］

溶解炉の内面に多孔性の不純物吸収層を形成するのにおいて、不純物吸収剤の種類を異にしたことを除いては、実施例１と同様に実施した。具体的に、不純物吸収剤として、ケイ酸ジルコニウム（ＺｒＳｉＯ_４）とアルミニウム（Ａｌ）の代わりに、酸化ジルコニウム（ＺｒＯ_２）を用いたことを除いては、実施例１と同様に実施した。

［比較例２］

前記実施例１に比べて、溶解炉に鉄と銅を投入するときに９：１の体積比で一回に投入し、また、溶解炉の内面には多孔性の不純物吸収層を形成せず溶解して製造されたものを比較例２による試片として用いた。

このように得られたＦｅ－Ｃｕ合金試片に対して、次のように成分を分析し、その結果を［表１］に示した。また、各合金試片に対して、熱伝導率、引張強度、硬度及び透磁率（ｍａｇｎｅｔｉｃ ｐｅｒｍｅａｂｉｌｉｔｙ）を評価し、その結果を次の［表１］に示した。熱伝導率は、金属試料の熱伝導度測定方法として、各合金試片の密度、比熱及び熱拡散係数を測定した後、ＡＳＴＭ Ｅ１４６１（Ｌａｓｅｒ ｆｌａｓｈ： Ｔｈｒｕ－ｐｌａｎｅ）に準じて評価した。この際、すべてのテストは２５℃の温度で行った。また、引張強度はＫＳ Ｂ ０８０１に準じて評価し、硬度はＫＳ Ｂ ０８０５に準じてブリネル硬度（Ｂｒｉｎｅｌｌ Ｈａｒｄｎｅｓｓ）として評価した。さらに、透磁率は透磁率測定器（日本、理研電子（株）の製品、モデル名ＢＨＵ－６０）を用いて周波数５０Ｈｚで評価した。

＜成分分析＞

重さを測定した合金試片をグラス（ｇｌａｓｓ）材質のビーカーに入れ、王水（塩酸＋硫酸水溶液）１０ｍＬを加えて溶解させた。下記の測定条件による高周波誘導結合プラズマ発光分光分析（ＩＣＰ－ＡＥＳ）を通じてＦｅとＣｕを定量して試料中の濃度に換算して分析した。

＊ＩＣＰ－ＡＥＳの測定条件
測定装置： ＰｅｒｋｉｎＥｌｍｅｒ Ｏｐｔｉｍａ ５３００ＤＶ
測定波長： ２３８．２０４ｎｍ（Ｆｅ）， ３２７．３９８ｎｍ（Ｃｕ）
定量方法： 内部標準法

前記［表１］に示したように、実施例によるＦｅ－Ｃｕ合金の場合、比較例に比べて、７０Ｗ／ｍ・Ｋ以上の高い熱伝導率を有することがわかる。また、実施例によるＦｅ－Ｃｕ合金は３２０Ｎ／ｍｍ^２以上の引張強度及び１４０ＨＢ以上の硬度を有することがわかる。この際、３２０Ｎ／ｍｍ^２以上の高い引張強度は、鉄と銅が偏析（偏重）無しに均一な分布で完全な合金がなされたことを意味する。さらに、約６００ｍ_ｍ程度の透磁率を示すことがわかり、これは電磁気波遮蔽能を有することを示す。添付した図１は実施例１による合金のＢ－Ｈ曲線（磁化曲線ｍａｇｎｅｔｉｚａｔｉｏｎ ｃｕｒｖｅ）を示し、これは軟磁性を有することをいう。

しかしながら、比較例１及び２の場合、完全な合金が行われなく、偏析が発生することがわかる。また、引張強度の測定時、偏析によりクラックが発生して引張強度の測定が不可能であった。さらに、比較例１及び２の場合、偏析により成分が不均一になるので、正確な評価が困難で［表１］に表記しなかった。硬度及び透磁率の場合にも同様な理由から表記しなかった。

下記の［表２］は後処理による物性評価結果であって、これは前記実施例２と同じ合金試片に対して処理前と処理後の結果を示したものである。後処理は通常的な方向に従って、焼鈍（ａｎｎｅａｌｉｎｇ）、焼ならし（ｎｏｒｍａｌｉｚｉｎｇ）、焼入れ（ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ）、及び焼戻し（ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）を行った。

前記［表２］に示したように、Ｆｅ－Ｃｕ合金は後処理により物性が変わることがわかる。例えば、温度１０５０℃で焼入れ（及び焼戻し）を行った場合、１３００Ｎ／ｍｍ^２以上の引張強度と３７０ＨＢ以上の硬度であって、処理前に比べて機械的な強度が向上したことがわかる。このように純粋単一金属（純鉄など）のように熱処理によって機械的強度が向上したことから、これは完全な合金がなされたことを意味する。

［実施例４～６］

上述した実施例１に比べて、最終合金組成（ＦｅとＣｕの原子％）を異に設定するために、溶解過程において鉄の追加投入量を異にしたことを除いては、実施例１と同様な方法で実施して各実施例（４～６）によるＦｅ－Ｃｕ合金鋳塊（ｉｎｇｏｔ）を得た。また、本実施例においては鋳造によって得られたＦｅ－Ｃｕ合金鋳塊を次のように粒子化させて粉末状のＦｅ－Ｃｕ合金粒子を製造した。

まず、鋳造によって得られた各実施例（４～６）によるＦｅ－Ｃｕ合金鋳塊を高周波誘導熱の溶解炉に入れ、最大出力を加えて約１６５０℃の温度で再溶解させた。この際、溶解炉は酸化防止のために真空状態を維持した。その後、噴射機を用いて前記再溶解された溶解物を噴射させて粒子化させた。この際、噴射チャンバーは酸化防止のためにアルゴン（Ａｒ）ガス雰囲気で維持し、前記溶解物を１４５０℃の温度で噴射させて製造した。

添付した図２乃至図５は、前記各実施例（４～６）に従って製造された粉末状のＦｅ－Ｃｕ合金粒子に対するＳＥＭ写真とＥＤＳ分析結果を示している。図２は実施例４によるＦｅ－Ｃｕ合金粒子の倍率別のＳＥＭ写真を示し、図３は実施例４によるＦｅ－Ｃｕ合金粒子のＥＤＳ分析結果を示し、図４は実施例５によるＦｅ－Ｃｕ合金粒子のＥＤＳ分析結果を示し、また、図５は実施例６によるＦｅ－Ｃｕ合金粒子のＥＤＳ分析結果を示している。

図２乃至図５に示したように、各実施例（４～６）に従って製造されたＦｅ－Ｃｕ合金粒子は３０ｍμ以下の微粒子であって、ほとんど完全な球形の形態を有することがわかる。また、図３の下段に示した三つの写真はＦｅとＣｕの分布を示しているが（Ｆｅは赤色、Ｃｕは緑色）、ＦｅとＣｕが偏析（偏重）無しに均一に分布していることがわかる。この際、図３の下段に示した三つの写真のうち、真ん中の写真は Ｆｅの分布（赤色）を示し、右側の写真はＣｕの分布（緑色）を示し、また、左側の写真はＦｅとＣｕの分布を示している。このように、Ｆｅ－Ｃｕ合金粒子が完全な球形の形態を有し均一な分布を示すということは、ＦｅとＣｕが完全な合金をなすということをいう。

一方、添付した図６は比較例２による焼塊（ｉｎｇｏｔ）を用いて噴射させた粒子試片のＳＥＭ写真である。図６に示したように、比較例２の場合には、偏析により粒子の形状が不均一な切れ形を示した。これは完全な合金がなされなかったことをいう。

Claims (6)

1. 鉄－銅合金鋳塊であって、
   銅を５～１３原子％含み、残部をＦｅ及び不可避的不純物とする成分組成を有し、
   （ａ）熱伝導率 ７０Ｗ／ｍ・Ｋ以上、
   （ｂ）引張強度 ３００Ｎ／ｍｍ^２以上、
   （ｃ）ブリネル硬度 １００ＨＢ以上
   を呈することを特徴とする鉄－銅合金鋳塊。
2. 前記不可避的不純物の総量は０．１原子％以下であることを特徴とする請求項１記載の鉄－銅合金鋳塊。
3. 銅を５～１３原子％含み、残部をＦｅ及び不可避的不純物とする成分組成を有し、
   （ａ）熱伝導率 ７０Ｗ／ｍ・Ｋ以上、
   （ｂ）引張強度 ３００Ｎ／ｍｍ^２以上、
   （ｃ）ブリネル硬さ １００ＨＢ以上
   を呈する鉄－銅合金鋳塊の製造方法であって、
   ケイ酸ジルコニウム及びアルミニウムからなる炭素及び酸素を吸収する多孔性の不純物吸収層を内面に与えられた高周波溶解炉に合金原料である鉄及び銅を投入し１５２０～１６５０℃で攪拌を行わせながら溶解させ、前記高周波溶解炉の電源を遮断し１４５０～１５２０℃に維持しつつ放置し安定化させてからインゴットに鋳造することを特徴とする鉄－銅合金鋳塊の製造方法。
4. Ａｌ及び／又はＴｉからなる脱酸剤を含むフラックスを与えて溶解させることを特徴とする請求項３記載の鉄－銅合金鋳塊の製造方法。
5. 前記不純物吸収層は粉末状のケイ酸ジルコニウム及びアルミニウムに樹脂を加えて前記内面に与えられて、焼成されて樹脂を除去し前記多孔性を与えられることを特徴とする請求項３又は４に記載の鉄－銅合金鋳塊の製造方法。
6. 体積比で同量の鉄及び銅を溶解後、鉄を追加投入して溶解させて前記成分組成を与えることを特徴とする請求項３乃至５のうちの１つに記載の鉄－銅合金鋳塊の製造方法。

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