助成研究成果報告書Vol33

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（d = 0.14 mmψ）で伸線加工した線材の断面組織写真．３．２ 伸線加工にともなう強度，導電率の変化 導電率に関しては，いずれの合金組成でも伸線加工前は30%IACSであり，ピーク時効材より高い．導電率は，加工度ε = 4.0 （d = 0.4 mmψ）までは僅かに増加する．それよりも伸線加工が進むと，導電率は徐々に低下するが，ピーク時効材の導電率（最大17% IACS）よりは高い値を示す．加工度が同じ線材ではTi組成が大きいほど導電率は低い傾向がある．Fig. 6に加工度ε = 6.8 （d = 0.1 mmψ）まで伸線加工したCu-2.7 at.% Ti，Cu-3.5 at.% TiおよびCu-4.3 at.% Ti合金線材Fig. 1 多段階時効により過時効処理した(a) Cu-2.7 at.% Ti, (b) Cu-3.5 at.% Ti, and (c) Cu-4.3 at.% Ti 合金棒（3.0 mmψ）の断面組織写真．(a’), (b’), (c’)は高倍像. 銅固溶体相（暗部）とβ-Cu4Ti（明部）Fig. 2 Cu-Ti合金のTi組成にともなう不連続析出物β-Cu4Tiの体積分率，Cu母相およびβ-Cu4Ti相中のTi含有量．図中点線はCu-TiFig. 3 Cu-3.6 at.% Ti合金過時効材を加工度（真ひずみ）ε = 0～6.2 Fig. 4 Cu-3.5 at.% Ti合金過時効材（ε = 0）(a)，および伸線加工材（ε= 4.6 （d = 0.30 mmψ））(b) から抽出分離により採取されたβ-Cu4Ti相のFESEM像．伸線加工前材では，試料全体を板状β-Cu4Ti相とCu相から構成されるラメラ組織が占有する（Fig. 3(a)）．ラメラ組織の配向はランダムで，β-Cu4Ti層の平均間隔は約200 nmであった．これを伸線加工していくと，加工度ε = 0.8（d = 2.0 mmψ）までにラメラ組織の積層方向が伸線方向に対して垂直に揃う（Fig. 3(b)）．更に伸線加工すると板状β-Cu4Tiの厚さや間隔が徐々に減少し，同時にβ-Cu4Tiが湾曲し始め（Fig. 3(c)），ε = 4.6（d= 0.30 mmψ）になるとβ-Cu4Tiは数10 nm間隔で分断される（Fig. 3(d)）．更に伸線加工すると，β-Cu4Tiは細径化し，体積分率が減少していく（Fig. 3(e)）．Fig. 4は過時効材（ε = 0）および伸線加工材（ε = 4.6 （d = 0.30 mmψ））を抽出分離することにより採取されたβ-Cu4Ti相のFESEM像である．過時効材ではβ-Cu4Tiは板状であったが，伸線加工によってナノファイバー状に形状変化することがわかる．以上のような伸線加工にともなうβ-Cu4Tiの形態変化はCu-(2.7～4.3) at.% Ti合金のいずれでも同様であるが，Ti組成が大きい試料ほどβ-Cu4Tiの体積分率が大きくなるため，ナノファイバーが高密度に形成される様相を呈していた．の積層セル組織がみられる．二元系状態図12)より予測されるβ-Cu4Ti相の体積分率．Fig. 5に多段階時効したCu-(2.7～4.3) at.% Ti合金を伸線加工したときの加工度にともなうビッカース硬さと導電率の変化を示す．ここで，導電率（% IACS: International annealed copper standard）は万国標準軟銅の導電性を100%とした相対割合で表す．いずれの合金組成でも，多段階時効棒材の硬さは伸線加工前は175 Hv以下であり，ピーク時効材と比べて著しく低い．加工度ε = 4.0（d = 0.4 mmψ）までは硬さは比較的緩やかに増加するが，それ以降では伸線加工にともなって硬さは顕著に増加し，ε = 6.8（d = 0.1 mmψ）以降ではピーク時効材と同等以上になる．加工度が同じ線材ではTi組成が大きいほどビッカース硬さが大きい傾向がある．− 114 −