JP2014205903A - 電子・電気機器用銅合金、電子・電気機器用銅合金薄板、電子・電気機器用導電部品及び端子 - Google Patents
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Abstract
【課題】耐応力緩和特性に優れていているとともに、従来よりも部品素材の薄肉化を図ることができ、強度、曲げ加工性、導電率などの諸特性にも優れた電子・電気機器用銅合金を提供する。
【解決手段】Ｚｎを２３．０ｍａｓｓ％以上３６．５ｍａｓｓ％以下、Ｓｎを０．１０ｍａｓｓ％以上０．９０ｍａｓｓ％以下、Ｎｉを０．１５ｍａｓｓ％以上１．００ｍａｓｓ％未満、Ｆｅを０．００１ｍａｓｓ％以上０．１００ｍａｓｓ％未満、Ｐを０．００５ｍａｓｓ％以上０．１００ｍａｓｓ％以下含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなり、原子比で、０．００２≦Ｆｅ／Ｎｉ＜０．７００、３．０＜（Ｎｉ＋Ｆｅ）／Ｐ＜１００．０、０．１０＜Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ）＜５．００を満たし、Ｈの含有量が５．０ｍａｓｓｐｐｍ以下、Ｏの含有量が１００ｍａｓｓｐｐｍ以下、Ｓの含有量が５０ｍａｓｓｐｐｍ以下、Ｃの含有量が１０．０ｍａｓｓｐｐｍ以下とされている。
【選択図】なし
【解決手段】Ｚｎを２３．０ｍａｓｓ％以上３６．５ｍａｓｓ％以下、Ｓｎを０．１０ｍａｓｓ％以上０．９０ｍａｓｓ％以下、Ｎｉを０．１５ｍａｓｓ％以上１．００ｍａｓｓ％未満、Ｆｅを０．００１ｍａｓｓ％以上０．１００ｍａｓｓ％未満、Ｐを０．００５ｍａｓｓ％以上０．１００ｍａｓｓ％以下含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなり、原子比で、０．００２≦Ｆｅ／Ｎｉ＜０．７００、３．０＜（Ｎｉ＋Ｆｅ）／Ｐ＜１００．０、０．１０＜Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ）＜５．００を満たし、Ｈの含有量が５．０ｍａｓｓｐｐｍ以下、Ｏの含有量が１００ｍａｓｓｐｐｍ以下、Ｓの含有量が５０ｍａｓｓｐｐｍ以下、Ｃの含有量が１０．０ｍａｓｓｐｐｍ以下とされている。
【選択図】なし
Description
本発明は、半導体装置のコネクタ、その他の端子、あるいは電磁リレーの可動導電片や、リードフレームなどの電子・電気機器用導電部品として使用されるＣｕ−Ｚｎ―Ｓｎ系の電子・電気機器用銅合金と、それを用いた電子・電気機器用銅合金薄板、電子・電気機器用導電部品及び端子に関するものである。
上述の電子・電気用導電部品の素材として、強度、加工性、コストのバランスなどの観点から、Ｃｕ−Ｚｎ合金が従来から広く使用されている。
また、コネクタなどの端子の場合、相手側の導電部材との接触の信頼性を高めるため、Ｃｕ−Ｚｎ合金からなる基材（素板）の表面に錫（Ｓｎ）めっきを施して使用することがある。Ｃｕ−Ｚｎ合金を基材としてその表面にＳｎめっきを施したコネクタなどの導電部品においては、Ｓｎめっき材のリサイクル性を向上させるとともに、強度を向上させるため、Ｃｕ−Ｚｎ―Ｓｎ系合金を使用する場合がある。
また、コネクタなどの端子の場合、相手側の導電部材との接触の信頼性を高めるため、Ｃｕ−Ｚｎ合金からなる基材（素板）の表面に錫（Ｓｎ）めっきを施して使用することがある。Ｃｕ−Ｚｎ合金を基材としてその表面にＳｎめっきを施したコネクタなどの導電部品においては、Ｓｎめっき材のリサイクル性を向上させるとともに、強度を向上させるため、Ｃｕ−Ｚｎ―Ｓｎ系合金を使用する場合がある。
ここで、例えばコネクタ等の電子・電気機器用導電部品は、一般に、厚みが０．０５〜１．０ｍｍ程度の薄板（圧延板）に打ち抜き加工を施すことによって所定の形状とし、その少なくとも一部に曲げ加工を施すことによって製造される。この場合、曲げ部分付近で相手側導電部材と接触させて相手側導電部材との電気的接続を得るとともに、曲げ部分のバネ性により相手側導電材との接触状態を維持させるように使用される。
このような電子・電気機器用導電部品に用いられる電子・電気機器用銅合金においては、導電性、圧延性や打ち抜き加工性が優れていることが望まれる。さらに、前述のように、曲げ加工を施してその曲げ部分のバネ性により、曲げ部分付近で相手側導電部材との接触状態を維持するように使用されるコネクタなどの場合は、曲げ加工性、耐応力緩和特性が優れていることが要求される。
そこで、例えば特許文献１〜３には、Ｃｕ−Ｚｎ―Ｓｎ系合金の耐応力緩和特性を向上させるための方法が提案されている。
特許文献１には、Ｃｕ−Ｚｎ―Ｓｎ系合金にＮｉを含有させてＮｉ−Ｐ系化合物を生成させることによって耐応力緩和特性を向上させることができるとされ、またＦｅの添加も耐応力緩和特性の向上に有効であることが示されている。
特許文献２においては、Ｃｕ−Ｚｎ―Ｓｎ系合金に、Ｎｉ、ＦｅをＰとともに添加して化合物を生成させることにより、強度、弾性、耐熱性を向上させ得ることが記載されており、上記の強度、弾性、耐熱性の向上は、耐応力緩和特性の向上を意味している。
特許文献１には、Ｃｕ−Ｚｎ―Ｓｎ系合金にＮｉを含有させてＮｉ−Ｐ系化合物を生成させることによって耐応力緩和特性を向上させることができるとされ、またＦｅの添加も耐応力緩和特性の向上に有効であることが示されている。
特許文献２においては、Ｃｕ−Ｚｎ―Ｓｎ系合金に、Ｎｉ、ＦｅをＰとともに添加して化合物を生成させることにより、強度、弾性、耐熱性を向上させ得ることが記載されており、上記の強度、弾性、耐熱性の向上は、耐応力緩和特性の向上を意味している。
また、特許文献３においては、Ｃｕ−Ｚｎ―Ｓｎ系合金にＮｉを添加するとともに、Ｎｉ／Ｓｎ比を特定の範囲内に調整することにより耐応力緩和特性を向上させることができると記載され、またＦｅの微量添加も耐応力緩和特性の向上に有効である旨、記載されている。
さらに、リードフレーム材を対象とした特許文献４においては、Ｃｕ−Ｚｎ―Ｓｎ系合金に、Ｎｉ、ＦｅをＰとともに添加し、（Ｆｅ＋Ｎｉ）／Ｐの原子比を０．２〜３の範囲内に調整して、Ｆｅ―Ｐ系化合物、Ｎｉ―Ｐ系化合物、Ｆｅ―Ｎｉ―Ｐ系化合物を生成させることにより、耐応力緩和特性の向上が可能となる旨、記載されている。
さらに、リードフレーム材を対象とした特許文献４においては、Ｃｕ−Ｚｎ―Ｓｎ系合金に、Ｎｉ、ＦｅをＰとともに添加し、（Ｆｅ＋Ｎｉ）／Ｐの原子比を０．２〜３の範囲内に調整して、Ｆｅ―Ｐ系化合物、Ｎｉ―Ｐ系化合物、Ｆｅ―Ｎｉ―Ｐ系化合物を生成させることにより、耐応力緩和特性の向上が可能となる旨、記載されている。
しかしながら、特許文献１、２においては、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｐの個別の含有量が考慮されているだけであり、このような個別の含有量の調整だけでは、必ずしも耐応力緩和特性を確実かつ十分に向上させることができなかった。
また、特許文献３においては、Ｎｉ／Ｓｎ比を調整することが開示されているが、Ｐ化合物と耐応力緩和特性との関係については全く考慮されておらず、十分かつ確実な耐応力緩和特性の向上を図ることができなかった。
さらに、特許文献４においては、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｐの合計量と、（Ｆｅ＋Ｎｉ）／Ｐの原子比とを調整しただけであり、耐応力緩和特性の十分な向上を図ることができなかった。
また、特許文献３においては、Ｎｉ／Ｓｎ比を調整することが開示されているが、Ｐ化合物と耐応力緩和特性との関係については全く考慮されておらず、十分かつ確実な耐応力緩和特性の向上を図ることができなかった。
さらに、特許文献４においては、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｐの合計量と、（Ｆｅ＋Ｎｉ）／Ｐの原子比とを調整しただけであり、耐応力緩和特性の十分な向上を図ることができなかった。
以上のように、従来から提案されている方法では、Ｃｕ−Ｚｎ―Ｓｎ系合金の耐応力緩和特性を十分に向上させることができなかった。このため、上述した構造のコネクタ等においては、経時的に、もしくは高温環境で、残留応力が緩和されて相手側導電部材との接触圧が維持されず、接触不良などの不都合が早期に生じやすいという問題があった。このような問題を回避するために、従来は材料の肉厚を大きくせざるを得ず、材料コストの上昇、重量の増大を招いていた。
そこで、耐応力緩和特性のより一層の確実かつ十分な改善が強く望まれている。
そこで、耐応力緩和特性のより一層の確実かつ十分な改善が強く望まれている。
本発明は、以上のような事情を背景としてなされたものであって、耐応力緩和特性が確実かつ十分に優れていているとともに、従来よりも部品素材の薄肉化を図ることができ、強度、曲げ加工性、導電率などの諸特性にも優れた電子・電気機器用銅合金、それを用いた電子・電気機器用銅合金薄板、電子・電気機器用部品及び端子を提供することを課題としている。
本発明者らは、鋭意実験・研究を重ねたところ、Ｃｕ−Ｚｎ―Ｓｎ系合金に、ＮｉおよびＦｅを適量添加するとともに、Ｐを適量添加し、ＦｅおよびＮｉの含有量の比Ｆｅ／Ｎｉと、ＮｉおよびＦｅの合計含有量（Ｎｉ＋Ｆｅ）とＰの含有量との比（Ｎｉ＋Ｆｅ）／Ｐと、Ｓｎの含有量とＮｉおよびＦｅの合計含有量（Ｎｉ＋Ｆｅ）との比Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ）とを、それぞれ原子比で適切な範囲内に調整することにより、ＦｅとＮｉとＰとを含有する析出物を適切に析出させ、同時にガス不純物元素であるＨ，Ｏ，Ｓ，Ｃの含有量を適切に管理することにより、耐応力緩和特性を確実かつ十分に向上させると同時に強度、曲げ加工性に優れた銅合金が得られることを見い出して、本発明をなすに至った。
さらに、上記のＮｉ、Ｆｅ、Ｐと同時に適量のＣｏを添加することにより、耐応力緩和特性および強度をより一層向上させることができることを見い出した。
さらに、上記のＮｉ、Ｆｅ、Ｐと同時に適量のＣｏを添加することにより、耐応力緩和特性および強度をより一層向上させることができることを見い出した。
本発明に係る電子・電気機器用銅合金は、Ｚｎを２３．０ｍａｓｓ％以上３６．５ｍａｓｓ％以下、Ｓｎを０．１０ｍａｓｓ％以上０．９０ｍａｓｓ％以下、Ｎｉを０．１５ｍａｓｓ％以上１．００ｍａｓｓ％未満、Ｆｅを０．００１ｍａｓｓ％以上０．１００ｍａｓｓ％未満、Ｐを０．００５ｍａｓｓ％以上０．１００ｍａｓｓ％以下含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなり、Ｆｅの含有量とＮｉの含有量との比Ｆｅ／Ｎｉが、原子比で、０．００２≦Ｆｅ／Ｎｉ＜０．７００を満たし、かつ、ＮｉおよびＦｅの合計含有量（Ｎｉ＋Ｆｅ）とＰの含有量との比（Ｎｉ＋Ｆｅ）／Ｐが、原子比で、３．０＜（Ｎｉ＋Ｆｅ）／Ｐ＜１００．０を満たし、さらに、Ｓｎの含有量とＮｉおよびＦｅの合計量（Ｎｉ＋Ｆｅ）との比Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ）が、原子比で、０．１０＜Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ）＜５．００を満たすとともに、Ｈの含有量が５．０ｍａｓｓｐｐｍ以下、Ｏの含有量が１００ｍａｓｓｐｐｍ以下、Ｓの含有量が５０ｍａｓｓｐｐｍ以下、Ｃの含有量が１０．０ｍａｓｓｐｐｍ以下とされていることを特徴とする。
上述の構成の電子・電気機器用銅合金によれば、ＮｉおよびＦｅを、Ｐとともに添加し、Ｓｎ、Ｎｉ、Ｆｅ、およびＰの相互間の添加比率を規制することにより、母相（α相主体）から析出したＦｅとＮｉとＰとを含有する〔Ｎｉ，Ｆｅ〕−Ｐ系析出物を適切に存在させると同時に、ガス不純物元素であるＨ，Ｏ，Ｓ，Ｃの含有量を適量以下に抑制しているので、耐応力緩和特性に十分に優れ、しかも強度（耐力）も高く、曲げ加工性にも優れることになる。
なお、ここで〔Ｎｉ，Ｆｅ〕−Ｐ系析出物とは、Ｎｉ―Ｆｅ―Ｐの３元系析出物、あるいはＦｅ―ＰもしくはＮｉ―Ｐの２元系析出物であり、さらにこれらに他の元素、例えば主成分のＣｕ、Ｚｎ、Ｓｎ、不純物のＯ、Ｓ、Ｃ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｔｉなどを含有した多元系析出物を含むことがある。また、この〔Ｎｉ，Ｆｅ〕−Ｐ系析出物は、リン化物、もしくはリンを固溶した合金の形態で存在する。
なお、ここで〔Ｎｉ，Ｆｅ〕−Ｐ系析出物とは、Ｎｉ―Ｆｅ―Ｐの３元系析出物、あるいはＦｅ―ＰもしくはＮｉ―Ｐの２元系析出物であり、さらにこれらに他の元素、例えば主成分のＣｕ、Ｚｎ、Ｓｎ、不純物のＯ、Ｓ、Ｃ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｔｉなどを含有した多元系析出物を含むことがある。また、この〔Ｎｉ，Ｆｅ〕−Ｐ系析出物は、リン化物、もしくはリンを固溶した合金の形態で存在する。
本発明の他の態様による電子・電気機器用銅合金は、Ｚｎを２３．０ｍａｓｓ％以上３６．５ｍａｓｓ％以下、Ｓｎを０．１０ｍａｓｓ％以上０．９０ｍａｓｓ％以下、Ｎｉを０．１５ｍａｓｓ％以上１．００ｍａｓｓ％未満、Ｆｅを０．００１ｍａｓｓ％以上０．１００ｍａｓｓ％未満、Ｃｏを０．００１ｍａｓｓ％以上０．１００ｍａｓｓ％未満、Ｐを０．００５ｍａｓｓ％以上０．１００ｍａｓｓ％以下含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなり、ＦｅとＣｏの合計含有量とＮｉの含有量との比（Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｎｉが、原子比で、０．００２≦（Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｎｉ＜０．７００を満たし、かつＮｉ、ＦｅおよびＣｏの合計含有量（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）とＰの含有量との比（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｐが、原子比で、３．０＜（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｐ＜１００．０を満たし、さらにＳｎの含有量とＮｉ、ＦｅおよびＣｏの合計含有量（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）との比Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）が、原子比で、０．１０＜Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）＜５．００を満たすとともに、Ｈの含有量が５．０ｍａｓｓｐｐｍ以下、Ｏの含有量が１００ｍａｓｓｐｐｍ以下、Ｓの含有量が５０ｍａｓｓｐｐｍ以下、Ｃの含有量が１０．０ｍａｓｓｐｐｍ以下とされていることを特徴とする。
上述の構成の電子・電気機器用銅合金によれば、Ｎｉ、ＦｅおよびＣｏを、Ｐとともに添加し、Ｓｎ、Ｎｉ、Ｆｅ、ＣｏおよびＰの相互間の添加比率を適切に規制することにより、母相（α相主体）から析出したＦｅとＮｉとＣｏとＰとを含有する〔Ｎｉ，Ｆｅ，Ｃｏ〕−Ｐ系析出物を適切に存在させると同時に、ガス不純物元素であるＨ，Ｏ，Ｓ，Ｃの含有量を適量以下に抑制しているので、耐応力緩和特性に十分に優れ、しかも強度（耐力）も高く、曲げ加工性にも優れることになる。
なお、ここで〔Ｎｉ，Ｆｅ，Ｃｏ〕−Ｐ系析出物とは、Ｎｉ―Ｆｅ―Ｃｏ―Ｐの4元系析出物、あるいはＮｉ−Ｆｅ―Ｐ、Ｎｉ―Ｃｏ―Ｐ、もしくはＦｅ−Ｃｏ―Ｐの３元系析出物、あるいはＦｅ―Ｐ、Ｎｉ−Ｐ、もしくはＣｏ―Ｐの２元系析出物であり、さらにこれらに他の元素、例えば主成分のＣｕ、Ｚｎ、Ｓｎ、不純物のＯ、Ｓ、Ｃ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｔｉなどを含有した多元系析出物を含むことがある。また、この〔Ｎｉ，Ｆｅ，Ｃｏ〕−Ｐ系析出物は、リン化物、もしくはリンを固溶した合金の形態で存在する。
なお、ここで〔Ｎｉ，Ｆｅ，Ｃｏ〕−Ｐ系析出物とは、Ｎｉ―Ｆｅ―Ｃｏ―Ｐの4元系析出物、あるいはＮｉ−Ｆｅ―Ｐ、Ｎｉ―Ｃｏ―Ｐ、もしくはＦｅ−Ｃｏ―Ｐの３元系析出物、あるいはＦｅ―Ｐ、Ｎｉ−Ｐ、もしくはＣｏ―Ｐの２元系析出物であり、さらにこれらに他の元素、例えば主成分のＣｕ、Ｚｎ、Ｓｎ、不純物のＯ、Ｓ、Ｃ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｔｉなどを含有した多元系析出物を含むことがある。また、この〔Ｎｉ，Ｆｅ，Ｃｏ〕−Ｐ系析出物は、リン化物、もしくはリンを固溶した合金の形態で存在する。
ここで、本発明の電子・電気機器用銅合金においては、０．２％耐力が３００ＭＰａ以上の機械特性を有することが好ましい。
このような０．２％耐力が３００ＭＰａ以上の機械特性を有する電子・電気機器用銅合金は、例えば電磁リレーの可動導電片あるいは端子のバネ部のごとく、特に高強度が要求される導電部品に適している。
このような０．２％耐力が３００ＭＰａ以上の機械特性を有する電子・電気機器用銅合金は、例えば電磁リレーの可動導電片あるいは端子のバネ部のごとく、特に高強度が要求される導電部品に適している。
本発明の電子・電気機器用銅合金薄板は、上述の電子・電気機器用銅合金の圧延材からなり、厚みが０．０５ｍｍ以上１．０ｍｍ以下の範囲内にあることを特徴とする。
このような構成の電子・電気機器用銅合金薄板は、コネクタ、その他の端子、電磁リレーの可動導電片、リードフレームなどに好適に使用することができる。
このような構成の電子・電気機器用銅合金薄板は、コネクタ、その他の端子、電磁リレーの可動導電片、リードフレームなどに好適に使用することができる。
ここで、本発明の電子・電気機器用銅合金薄板においては、表面にＳｎめっきが施されていてもよい。
この場合、Ｓｎめっきの下地の基材は０．１０ｍａｓｓ％以上０．９０ｍａｓｓ％以下のＳｎを含有するＣｕ−Ｚｎ―Ｓｎ系合金で構成されているため、使用済みのコネクタなどの部品をＳｎめっきＣｕ−Ｚｎ系合金のスクラップとして回収して良好なリサイクル性を確保することができる。
この場合、Ｓｎめっきの下地の基材は０．１０ｍａｓｓ％以上０．９０ｍａｓｓ％以下のＳｎを含有するＣｕ−Ｚｎ―Ｓｎ系合金で構成されているため、使用済みのコネクタなどの部品をＳｎめっきＣｕ−Ｚｎ系合金のスクラップとして回収して良好なリサイクル性を確保することができる。
本発明の電子・電気機器用導電部品は、上述の電子・電気機器用銅合金からなることを特徴とする。
さらに、本発明の電子・電気機器用導電部品は、上述の電子・電気機器用銅合金薄板からなることを特徴とする。
なお、本発明における電子・電気機器用導電部品とは、端子、コネクタ、リレー、リードフレーム等を含むものである。
さらに、本発明の電子・電気機器用導電部品は、上述の電子・電気機器用銅合金薄板からなることを特徴とする。
なお、本発明における電子・電気機器用導電部品とは、端子、コネクタ、リレー、リードフレーム等を含むものである。
本発明の端子は、上述の電子・電気機器用銅合金からなることを特徴とする。
さらに、本発明の端子は、上述の電子・電気機器用銅合金薄板からなることを特徴とする。
なお、本発明における端子は、コネクタ等を含むものである。
さらに、本発明の端子は、上述の電子・電気機器用銅合金薄板からなることを特徴とする。
なお、本発明における端子は、コネクタ等を含むものである。
これらの構成の電子・電気機器用導電部品及び端子によれば、耐応力緩和特性に優れているので、経時的に、もしくは高温環境で、残留応力が緩和されにくく、例えば曲げ部分のバネ性により相手側導電材に圧接させる構造とした場合に、相手側導電部材との接触圧を保つことができる。また、電子・電気機器用導電部品及び端子の薄肉化を図ることができる。
本発明によれば、耐応力緩和特性が確実かつ十分に優れているとともに強度、曲げ加工性に優れた電子・電気機器用銅合金、それを用いた電子・電気機器用銅合金薄板、電子・電気機器用導電部品及び端子を提供することができる。
以下に、本発明の一実施形態である電子・電気機器用銅合金について説明する。
本実施形態である電子・電気機器用銅合金は、Ｚｎを２３．０ｍａｓｓ％以上３６．５ｍａｓｓ％以下、Ｓｎを０．１０ｍａｓｓ％以上０．９０ｍａｓｓ％以下、Ｎｉを０．１５ｍａｓｓ％以上１．００ｍａｓｓ％未満、Ｆｅを０．００１ｍａｓｓ％以上０．１００ｍａｓｓ％未満、Ｐを０．００５ｍａｓｓ％以上０．１００ｍａｓｓ％以下含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなる組成を有する。
本実施形態である電子・電気機器用銅合金は、Ｚｎを２３．０ｍａｓｓ％以上３６．５ｍａｓｓ％以下、Ｓｎを０．１０ｍａｓｓ％以上０．９０ｍａｓｓ％以下、Ｎｉを０．１５ｍａｓｓ％以上１．００ｍａｓｓ％未満、Ｆｅを０．００１ｍａｓｓ％以上０．１００ｍａｓｓ％未満、Ｐを０．００５ｍａｓｓ％以上０．１００ｍａｓｓ％以下含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなる組成を有する。
そして、各合金元素の相互間の含有量比率として、Ｆｅの含有量とＮｉの含有量との比Ｆｅ／Ｎｉが、原子比で、次の（１）式
０．００２≦Ｆｅ／Ｎｉ＜０．７００ ・・・（１）
を満たし、かつＮｉの含有量およびＦｅの含有量の合計量（Ｎｉ＋Ｆｅ）とＰの含有量との比（Ｎｉ＋Ｆｅ）／Ｐが、原子比で、次の（２）式
３．０＜（Ｎｉ＋Ｆｅ）／Ｐ＜１００．０ ・・・（２）
を満たし、さらにＳｎの含有量とＮｉの含有量およびＦｅの含有量の合計量（Ｎｉ＋Ｆｅ）との比Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ）が、原子比で、次の（３）式
０．１０＜Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ）＜５．００ ・・・（３）
を満たすように定められている。
０．００２≦Ｆｅ／Ｎｉ＜０．７００ ・・・（１）
を満たし、かつＮｉの含有量およびＦｅの含有量の合計量（Ｎｉ＋Ｆｅ）とＰの含有量との比（Ｎｉ＋Ｆｅ）／Ｐが、原子比で、次の（２）式
３．０＜（Ｎｉ＋Ｆｅ）／Ｐ＜１００．０ ・・・（２）
を満たし、さらにＳｎの含有量とＮｉの含有量およびＦｅの含有量の合計量（Ｎｉ＋Ｆｅ）との比Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ）が、原子比で、次の（３）式
０．１０＜Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ）＜５．００ ・・・（３）
を満たすように定められている。
さらに、本実施形態である電子・電気機器用銅合金は、上記のＺｎ、Ｓｎ、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｐのほか、さらにＣｏを０．００１ｍａｓｓ％以上０．１００ｍａｓｓ％未満含有してもよい。
そして、各合金元素の相互間の含有量比率として、ＦｅおよびＣｏの合計含有量とＮｉの含有量との比（Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｎｉが、原子比で、次の（１´）式
０．００２≦（Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｎｉ＜０．７００ ・・・（１´）
を満たし、さらにＮｉ、ＦｅおよびＣｏの合計含有量（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）とＰの含有量との比（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｐが、原子比で、次の（２´）式
３．０＜（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｐ＜１００．０ ・・・（２´）
を満たし、さらにＳｎの含有量とＮｉ、ＦｅおよびＣｏの合計含有量（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）との比Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）が、原子比で、次の（３´）式
０．１０＜Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）＜５．００ ・・・（３´）
を満たすように定められている。
そして、各合金元素の相互間の含有量比率として、ＦｅおよびＣｏの合計含有量とＮｉの含有量との比（Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｎｉが、原子比で、次の（１´）式
０．００２≦（Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｎｉ＜０．７００ ・・・（１´）
を満たし、さらにＮｉ、ＦｅおよびＣｏの合計含有量（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）とＰの含有量との比（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｐが、原子比で、次の（２´）式
３．０＜（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｐ＜１００．０ ・・・（２´）
を満たし、さらにＳｎの含有量とＮｉ、ＦｅおよびＣｏの合計含有量（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）との比Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）が、原子比で、次の（３´）式
０．１０＜Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）＜５．００ ・・・（３´）
を満たすように定められている。
そして、本実施形態である電子・電気機器用銅合金においては、ガス不純物元素であるＨ，Ｏ，Ｓ，Ｃの含有量が以下のように定められている。
Ｈ：５．０ｍａｓｓｐｐｍ以下
Ｏ：１００ｍａｓｓｐｐｍ以下
Ｓ：５０ｍａｓｓｐｐｍ以下
Ｃ：１０．０ｍａｓｓｐｐｍ以下
Ｈ：５．０ｍａｓｓｐｐｍ以下
Ｏ：１００ｍａｓｓｐｐｍ以下
Ｓ：５０ｍａｓｓｐｐｍ以下
Ｃ：１０．０ｍａｓｓｐｐｍ以下
ここで、上述のように成分組成を規定した理由について説明する。
（Ｚｎ：２３．０ｍａｓｓ％以上３６．５ｍａｓｓ％以下）
Ｚｎは、本実施形態で対象としている銅合金において基本的な合金元素であり、強度およびばね性の向上に有効な元素である。また、ＺｎはＣｕより安価であるため、銅合金の材料コストの低減にも効果がある。Ｚｎが２３．０ｍａｓｓ％未満では、材料コストの低減効果が十分に得られない。一方、Ｚｎが３６．５ｍａｓｓ％を超えれば、耐食性が低下するとともに、冷間圧延性も低下してしまう。
したがって、Ｚｎの含有量は２３．０ｍａｓｓ％以上３６．５ｍａｓｓ％以下の範囲内とした。なお、Ｚｎ量は、上記の範囲内でも２３．０ｍａｓｓ％以上３３．０ｍａｓｓ％以下の範囲内が好ましく、２３．０ｍａｓｓ％以上３０．０ｍａｓｓ％以下の範囲内がさらに好ましい。
Ｚｎは、本実施形態で対象としている銅合金において基本的な合金元素であり、強度およびばね性の向上に有効な元素である。また、ＺｎはＣｕより安価であるため、銅合金の材料コストの低減にも効果がある。Ｚｎが２３．０ｍａｓｓ％未満では、材料コストの低減効果が十分に得られない。一方、Ｚｎが３６．５ｍａｓｓ％を超えれば、耐食性が低下するとともに、冷間圧延性も低下してしまう。
したがって、Ｚｎの含有量は２３．０ｍａｓｓ％以上３６．５ｍａｓｓ％以下の範囲内とした。なお、Ｚｎ量は、上記の範囲内でも２３．０ｍａｓｓ％以上３３．０ｍａｓｓ％以下の範囲内が好ましく、２３．０ｍａｓｓ％以上３０．０ｍａｓｓ％以下の範囲内がさらに好ましい。
（Ｓｎ：０．１０ｍａｓｓ％以上０．９０ｍａｓｓ％以下）
Ｓｎの添加は強度向上に効果があり、Ｓｎめっき付きＣｕ−Ｚｎ合金材のリサイクル性の向上に有利となる。さらに、ＳｎがＮｉおよびＦｅと共存すれば、耐応力緩和特性の向上にも寄与することが本発明者等の研究により判明している。Ｓｎが０．１０ｍａｓｓ％未満ではこれらの効果が十分に得られず、一方、Ｓｎが０．９０ｍａｓｓ％を超えれば、熱間加工性および冷間圧延性が低下し、熱間圧延や冷間圧延で割れが発生してしまうおそれがあり、導電率も低下してしまう。
そこで、本実施形態では、Ｓｎの含有量を０．１０ｍａｓｓ％以上０．９０ｍａｓｓ％以下の範囲内とした。なお、Ｓｎの含有量は、上記の範囲内でも特に０．２０ｍａｓｓ％以上０．８０ｍａｓｓ％以下の範囲内が好ましい。
Ｓｎの添加は強度向上に効果があり、Ｓｎめっき付きＣｕ−Ｚｎ合金材のリサイクル性の向上に有利となる。さらに、ＳｎがＮｉおよびＦｅと共存すれば、耐応力緩和特性の向上にも寄与することが本発明者等の研究により判明している。Ｓｎが０．１０ｍａｓｓ％未満ではこれらの効果が十分に得られず、一方、Ｓｎが０．９０ｍａｓｓ％を超えれば、熱間加工性および冷間圧延性が低下し、熱間圧延や冷間圧延で割れが発生してしまうおそれがあり、導電率も低下してしまう。
そこで、本実施形態では、Ｓｎの含有量を０．１０ｍａｓｓ％以上０．９０ｍａｓｓ％以下の範囲内とした。なお、Ｓｎの含有量は、上記の範囲内でも特に０．２０ｍａｓｓ％以上０．８０ｍａｓｓ％以下の範囲内が好ましい。
（Ｎｉ：０．１５ｍａｓｓ％以上１．００ｍａｓｓ％未満）
Ｎｉは、Ｆｅ、Ｐとともに添加することにより、〔Ｎｉ，Ｆｅ〕−Ｐ系析出物を母相（α相主体）から析出させることができ、また、Ｆｅ、Ｃｏ，Ｐとともに添加することにより、〔Ｎｉ，Ｆｅ，Ｃｏ〕−Ｐ系析出物を母相（α相主体）から析出させることができる。これら〔Ｎｉ，Ｆｅ〕−Ｐ系析出物もしくは〔Ｎｉ，Ｆｅ，Ｃｏ〕−Ｐ系析出物によって再結晶の際に結晶粒界をピン止めする効果により、平均結晶粒径を小さくすることができ、強度、曲げ加工性、耐応力腐食割れ性を向上させることができる。さらに、これらの析出物の存在により、耐応力緩和特性を大幅に向上させることができる。加えて、ＮｉをＳｎ、Ｆｅ、Ｃｏ，Ｐと共存させることで、固溶強化によっても向上させることができる。ここで、Ｎｉの添加量が０．１５ｍａｓｓ％未満では、耐応力緩和特性を十分に向上させることができない。一方、Ｎｉの添加量が１．００ｍａｓｓ％以上となれば、固溶Ｎｉが多くなって導電率が低下し、また高価なＮｉ原材料の使用量の増大によりコスト上昇を招く。そこでＮｉの添加量は０．１５ｍａｓｓ％以上１．００ｍａｓｓ％未満の範囲内とした。なお、Ｎｉの添加量は、上記の範囲内でも特に０．２０ｍａｓｓ％以上０．８０ｍａｓｓ％未満の範囲内とすることが好ましい。
Ｎｉは、Ｆｅ、Ｐとともに添加することにより、〔Ｎｉ，Ｆｅ〕−Ｐ系析出物を母相（α相主体）から析出させることができ、また、Ｆｅ、Ｃｏ，Ｐとともに添加することにより、〔Ｎｉ，Ｆｅ，Ｃｏ〕−Ｐ系析出物を母相（α相主体）から析出させることができる。これら〔Ｎｉ，Ｆｅ〕−Ｐ系析出物もしくは〔Ｎｉ，Ｆｅ，Ｃｏ〕−Ｐ系析出物によって再結晶の際に結晶粒界をピン止めする効果により、平均結晶粒径を小さくすることができ、強度、曲げ加工性、耐応力腐食割れ性を向上させることができる。さらに、これらの析出物の存在により、耐応力緩和特性を大幅に向上させることができる。加えて、ＮｉをＳｎ、Ｆｅ、Ｃｏ，Ｐと共存させることで、固溶強化によっても向上させることができる。ここで、Ｎｉの添加量が０．１５ｍａｓｓ％未満では、耐応力緩和特性を十分に向上させることができない。一方、Ｎｉの添加量が１．００ｍａｓｓ％以上となれば、固溶Ｎｉが多くなって導電率が低下し、また高価なＮｉ原材料の使用量の増大によりコスト上昇を招く。そこでＮｉの添加量は０．１５ｍａｓｓ％以上１．００ｍａｓｓ％未満の範囲内とした。なお、Ｎｉの添加量は、上記の範囲内でも特に０．２０ｍａｓｓ％以上０．８０ｍａｓｓ％未満の範囲内とすることが好ましい。
（Ｆｅ：０．００１ｍａｓｓ％以上０．１００ｍａｓｓ％未満）
Ｆｅは、Ｎｉ、Ｐとともに添加することにより、〔Ｎｉ，Ｆｅ〕−Ｐ系析出物を母相（α相主体）から析出させることができ、また、Ｎｉ、Ｃｏ，Ｐとともに添加することにより、〔Ｎｉ，Ｆｅ，Ｃｏ〕−Ｐ系析出物を母相（α相主体）から析出させることができる。これら〔Ｎｉ，Ｆｅ〕−Ｐ系析出物もしくは〔Ｎｉ，Ｆｅ，Ｃｏ〕−Ｐ系析出物によって再結晶の際に結晶粒界をピン止めする効果により、平均結晶粒径を小さくすることができ、強度、曲げ加工性、耐応力腐食割れ性を向上させることができる。さらに、これらの析出物の存在により、耐応力緩和特性を大幅に向上させることができる。ここで、Ｆｅの添加量が０．００１ｍａｓｓ％未満では、結晶粒界をピン止めする効果が十分に得られず、十分な強度が得られない。一方、Ｆｅの添加量が０．１００ｍａｓｓ％以上となれば、一層の強度向上は認められず、固溶Ｆｅが多くなって導電率が低下し、また冷間圧延性も低下してしまう。
そこで、本実施形態では、Ｆｅの含有量を０．００１ｍａｓｓ％以上０．１００ｍａｓｓ％未満の範囲内とした。なお、Ｆｅの含有量は、上記の範囲内でも特に０．００２ｍａｓｓ％以上０．０８０ｍａｓｓ％以下の範囲内とすることが好ましい。
Ｆｅは、Ｎｉ、Ｐとともに添加することにより、〔Ｎｉ，Ｆｅ〕−Ｐ系析出物を母相（α相主体）から析出させることができ、また、Ｎｉ、Ｃｏ，Ｐとともに添加することにより、〔Ｎｉ，Ｆｅ，Ｃｏ〕−Ｐ系析出物を母相（α相主体）から析出させることができる。これら〔Ｎｉ，Ｆｅ〕−Ｐ系析出物もしくは〔Ｎｉ，Ｆｅ，Ｃｏ〕−Ｐ系析出物によって再結晶の際に結晶粒界をピン止めする効果により、平均結晶粒径を小さくすることができ、強度、曲げ加工性、耐応力腐食割れ性を向上させることができる。さらに、これらの析出物の存在により、耐応力緩和特性を大幅に向上させることができる。ここで、Ｆｅの添加量が０．００１ｍａｓｓ％未満では、結晶粒界をピン止めする効果が十分に得られず、十分な強度が得られない。一方、Ｆｅの添加量が０．１００ｍａｓｓ％以上となれば、一層の強度向上は認められず、固溶Ｆｅが多くなって導電率が低下し、また冷間圧延性も低下してしまう。
そこで、本実施形態では、Ｆｅの含有量を０．００１ｍａｓｓ％以上０．１００ｍａｓｓ％未満の範囲内とした。なお、Ｆｅの含有量は、上記の範囲内でも特に０．００２ｍａｓｓ％以上０．０８０ｍａｓｓ％以下の範囲内とすることが好ましい。
（Ｃｏ：０．００１ｍａｓｓ％以上０．１００ｍａｓｓ％未満）
Ｃｏは、必ずしも必須の添加元素ではないが、少量のＣｏをＮｉ、Ｆｅ、Ｐとともに添加すれば、〔Ｎｉ，Ｆｅ，Ｃｏ〕−Ｐ系析出物が生成され、耐応力緩和特性をより一層向上させることができる。ここで、Ｃｏ添加量が０．００１ｍａｓｓ％未満では、Ｃｏ添加による耐応力緩和特性のより一層の向上効果が得られず、一方、Ｃｏ添加量が０．１００ｍａｓｓ％以上となれば、固溶Ｃｏが多くなって導電率が低下し、また高価なＣｏ原材料の使用量の増大によりコスト上昇を招く。
そこで、本実施形態では、Ｃｏを添加する場合に、Ｃｏの含有量を０．００１ｍａｓｓ％以上０．１００ｍａｓｓ％未満の範囲内とした。Ｃｏの含有量は、上記の範囲内でも特に０．００２ｍａｓｓ％以上０．０８０ｍａｓｓ％以下の範囲内とすることが好ましい。なお、Ｃｏを積極的に添加しない場合でも、不純物として０．００１ｍａｓｓ％未満のＣｏが含有されることがある。
Ｃｏは、必ずしも必須の添加元素ではないが、少量のＣｏをＮｉ、Ｆｅ、Ｐとともに添加すれば、〔Ｎｉ，Ｆｅ，Ｃｏ〕−Ｐ系析出物が生成され、耐応力緩和特性をより一層向上させることができる。ここで、Ｃｏ添加量が０．００１ｍａｓｓ％未満では、Ｃｏ添加による耐応力緩和特性のより一層の向上効果が得られず、一方、Ｃｏ添加量が０．１００ｍａｓｓ％以上となれば、固溶Ｃｏが多くなって導電率が低下し、また高価なＣｏ原材料の使用量の増大によりコスト上昇を招く。
そこで、本実施形態では、Ｃｏを添加する場合に、Ｃｏの含有量を０．００１ｍａｓｓ％以上０．１００ｍａｓｓ％未満の範囲内とした。Ｃｏの含有量は、上記の範囲内でも特に０．００２ｍａｓｓ％以上０．０８０ｍａｓｓ％以下の範囲内とすることが好ましい。なお、Ｃｏを積極的に添加しない場合でも、不純物として０．００１ｍａｓｓ％未満のＣｏが含有されることがある。
（Ｐ：０．００５ｍａｓｓ％以上０．１００ｍａｓｓ％以下）
Ｐは、Ｆｅ、Ｎｉ、さらにはＣｏとの結合性が高く、Ｆｅ、Ｎｉとともに適量のＰを含有させれば、〔Ｎｉ，Ｆｅ〕−Ｐ系析出物を析出させることができ、またＦｅ、Ｎｉ、Ｃｏとともに適量のＰを含有させれば、〔Ｎｉ，Ｆｅ，Ｃｏ〕−Ｐ系析出物を析出させることができ、そしてこれらの析出物の存在によって耐応力緩和特性を向上させることができる。ここで、Ｐ量が０．００５ｍａｓｓ％未満では、十分に〔Ｎｉ，Ｆｅ〕−Ｐ系析出物または〔Ｎｉ，Ｆｅ，Ｃｏ〕−Ｐ系析出物を析出させることが困難となり、十分に耐応力緩和特性を向上させることができなくなる。一方、Ｐ量が０．１００ｍａｓｓ％を超えれば、Ｐ固溶量が多くなって、導電率が低下するとともに圧延性が低下して冷間圧延割れが生じやすくなってしまう。
そこで、本実施形態では、Ｐの含有量を０．００５ｍａｓｓ％以上０．１００ｍａｓｓ％以下の範囲内とした。Ｐの含有量は、上記の範囲内でも特に０．０１０ｍａｓｓ％以上０．０８０ｍａｓｓ％以下の範囲内が好ましい。
なお、Ｐは、銅合金の溶解原料から不可避的に混入することが多い元素であり、従ってＰ量を上述のように規制するためには、溶解原料を適切に選定することが望ましい。
Ｐは、Ｆｅ、Ｎｉ、さらにはＣｏとの結合性が高く、Ｆｅ、Ｎｉとともに適量のＰを含有させれば、〔Ｎｉ，Ｆｅ〕−Ｐ系析出物を析出させることができ、またＦｅ、Ｎｉ、Ｃｏとともに適量のＰを含有させれば、〔Ｎｉ，Ｆｅ，Ｃｏ〕−Ｐ系析出物を析出させることができ、そしてこれらの析出物の存在によって耐応力緩和特性を向上させることができる。ここで、Ｐ量が０．００５ｍａｓｓ％未満では、十分に〔Ｎｉ，Ｆｅ〕−Ｐ系析出物または〔Ｎｉ，Ｆｅ，Ｃｏ〕−Ｐ系析出物を析出させることが困難となり、十分に耐応力緩和特性を向上させることができなくなる。一方、Ｐ量が０．１００ｍａｓｓ％を超えれば、Ｐ固溶量が多くなって、導電率が低下するとともに圧延性が低下して冷間圧延割れが生じやすくなってしまう。
そこで、本実施形態では、Ｐの含有量を０．００５ｍａｓｓ％以上０．１００ｍａｓｓ％以下の範囲内とした。Ｐの含有量は、上記の範囲内でも特に０．０１０ｍａｓｓ％以上０．０８０ｍａｓｓ％以下の範囲内が好ましい。
なお、Ｐは、銅合金の溶解原料から不可避的に混入することが多い元素であり、従ってＰ量を上述のように規制するためには、溶解原料を適切に選定することが望ましい。
（Ｈ：５．０ｍａｓｓｐｐｍ以下）
Ｈは、鋳造時においてＯと結びついて水蒸気となり、鋳塊中にブローホール欠陥を生じさせる。このブローホール欠陥は、鋳造時には割れ、圧延時にはふくれ及び剥がれ等の欠陥の原因となる。これらの割れ、ふくれ及び剥がれ等の欠陥は、応力集中して破壊と起点となるため、強度、耐応力腐食割れ特性を劣化させることが知られている。ここで、Ｈの含有量が５．０ｍａｓｓｐｐｍを超えると、上述したブローホール欠陥が発生しやすくなる。
そこで、本実施形態では、Ｈの含有量を５．０ｍａｓｓｐｐｍ以下に規定している。なお、ブローホール欠陥の発生をさらに抑制するためには、Ｈの含有量を４．０ｍａｓｓｐｐｍ以下とすることが好ましく、１．０ｍａｓｓｐｐｍ以下とすることがさらに好ましい。
Ｈは、鋳造時においてＯと結びついて水蒸気となり、鋳塊中にブローホール欠陥を生じさせる。このブローホール欠陥は、鋳造時には割れ、圧延時にはふくれ及び剥がれ等の欠陥の原因となる。これらの割れ、ふくれ及び剥がれ等の欠陥は、応力集中して破壊と起点となるため、強度、耐応力腐食割れ特性を劣化させることが知られている。ここで、Ｈの含有量が５．０ｍａｓｓｐｐｍを超えると、上述したブローホール欠陥が発生しやすくなる。
そこで、本実施形態では、Ｈの含有量を５．０ｍａｓｓｐｐｍ以下に規定している。なお、ブローホール欠陥の発生をさらに抑制するためには、Ｈの含有量を４．０ｍａｓｓｐｐｍ以下とすることが好ましく、１．０ｍａｓｓｐｐｍ以下とすることがさらに好ましい。
（Ｏ：１００ｍａｓｓｐｐｍ以下）
Ｏは、銅合金中の各成分元素と反応して酸化物を形成する。この酸化物は、破壊の起点となるため、冷間圧延性が低下し、さらに曲げ加工性も悪くなる。また、Ｏが１００ｍａｓｓｐｐｍを超えた場合には、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｃｏ等と反応し、結果として〔Ｎｉ，Ｆｅ〕−Ｐ系析出物もしくは〔Ｎｉ，Ｆｅ，Ｃｏ〕−Ｐ系析出物を十分に確保できなくなり、耐応力緩和特性および機械的特性が劣化するおそれがある。
そこで、本実施形態では、Ｏの含有量を１００ｍａｓｓｐｐｍ以下に規定している。なお、Ｏの含有量は、上記の範囲内でも特に５０ｍａｓｓｐｐｍ以下が好ましく、２０ｍａｓｓｐｐｍ以下がさらに好ましい。
Ｏは、銅合金中の各成分元素と反応して酸化物を形成する。この酸化物は、破壊の起点となるため、冷間圧延性が低下し、さらに曲げ加工性も悪くなる。また、Ｏが１００ｍａｓｓｐｐｍを超えた場合には、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｃｏ等と反応し、結果として〔Ｎｉ，Ｆｅ〕−Ｐ系析出物もしくは〔Ｎｉ，Ｆｅ，Ｃｏ〕−Ｐ系析出物を十分に確保できなくなり、耐応力緩和特性および機械的特性が劣化するおそれがある。
そこで、本実施形態では、Ｏの含有量を１００ｍａｓｓｐｐｍ以下に規定している。なお、Ｏの含有量は、上記の範囲内でも特に５０ｍａｓｓｐｐｍ以下が好ましく、２０ｍａｓｓｐｐｍ以下がさらに好ましい。
（Ｓ：５０ｍａｓｓｐｐｍ以下）
Ｓは、単体、低融点の金属間化合物又は複合硫化物などの形態で結晶粒界に存在する。これらの粒界に存在するＳおよび低融点の金属間化合物又は複合硫化物は、熱間加工時に溶融して粒界割れを起こし、加工割れの原因となる。また、複合硫化物は、破壊の起点となるため、冷間圧延性や曲げ加工性が劣化する。さらに、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｃｏ等と反応し、結果として〔Ｎｉ，Ｆｅ〕−Ｐ系析出物もしくは〔Ｎｉ，Ｆｅ，Ｃｏ〕−Ｐ系析出物を十分に確保できなくなり、耐応力緩和特性および機械的特性が劣化するおそれがある。
そこで、本実施形態では、Ｓの含有量を５０ｍａｓｓｐｐｍ以下に規定している。なお、Ｓの含有量は、上記の範囲内でも特に４０ｍａｓｓｐｐｍ以下が好ましく、３０ｍａｓｓｐｐｍ以下がさらに好ましい。
Ｓは、単体、低融点の金属間化合物又は複合硫化物などの形態で結晶粒界に存在する。これらの粒界に存在するＳおよび低融点の金属間化合物又は複合硫化物は、熱間加工時に溶融して粒界割れを起こし、加工割れの原因となる。また、複合硫化物は、破壊の起点となるため、冷間圧延性や曲げ加工性が劣化する。さらに、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｃｏ等と反応し、結果として〔Ｎｉ，Ｆｅ〕−Ｐ系析出物もしくは〔Ｎｉ，Ｆｅ，Ｃｏ〕−Ｐ系析出物を十分に確保できなくなり、耐応力緩和特性および機械的特性が劣化するおそれがある。
そこで、本実施形態では、Ｓの含有量を５０ｍａｓｓｐｐｍ以下に規定している。なお、Ｓの含有量は、上記の範囲内でも特に４０ｍａｓｓｐｐｍ以下が好ましく、３０ｍａｓｓｐｐｍ以下がさらに好ましい。
（Ｃ：１０．０ｍａｓｓｐｐｍ以下）
Ｃは、溶湯の脱酸作用を目的として、溶解、鋳造において溶湯表面を被覆するように使用される。本銅合金において１０．０ｍａｓｓｐｐｍを超えて含まれると、鋳造時のＣの巻き込みやＮｉ、Ｆｅ、Ｃｏ等との複合炭化物、またはＣの固溶体の偏析が相対的に多くなる。これらのＣや複合炭化物、Ｃの固溶体の偏析は鋳造時の割れを生じやすく、さらに冷間圧延性を劣化させる。また、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｃｏ等と反応し、結果として〔Ｎｉ，Ｆｅ〕−Ｐ系析出物もしくは〔Ｎｉ，Ｆｅ，Ｃｏ〕−Ｐ系析出物を十分に確保できなくなり、耐応力緩和特性および機械的特性が劣化するおそれがある。
そこで、本実施形態では、Ｃの含有量を１０．０ｍａｓｓｐｐｍ以下に規定している。なお、Ｃの含有量は、上記の範囲内でも５．０ｍａｓｓｐｐｍ以下が好ましく、１．０ｍａｓｓｐｐｍ以下がさらに好ましい。
Ｃは、溶湯の脱酸作用を目的として、溶解、鋳造において溶湯表面を被覆するように使用される。本銅合金において１０．０ｍａｓｓｐｐｍを超えて含まれると、鋳造時のＣの巻き込みやＮｉ、Ｆｅ、Ｃｏ等との複合炭化物、またはＣの固溶体の偏析が相対的に多くなる。これらのＣや複合炭化物、Ｃの固溶体の偏析は鋳造時の割れを生じやすく、さらに冷間圧延性を劣化させる。また、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｃｏ等と反応し、結果として〔Ｎｉ，Ｆｅ〕−Ｐ系析出物もしくは〔Ｎｉ，Ｆｅ，Ｃｏ〕−Ｐ系析出物を十分に確保できなくなり、耐応力緩和特性および機械的特性が劣化するおそれがある。
そこで、本実施形態では、Ｃの含有量を１０．０ｍａｓｓｐｐｍ以下に規定している。なお、Ｃの含有量は、上記の範囲内でも５．０ｍａｓｓｐｐｍ以下が好ましく、１．０ｍａｓｓｐｐｍ以下がさらに好ましい。
以上の各元素の残部は、基本的にはＣｕおよび不可避的不純物とすればよい。ここで、不可避的不純物としては、Ｍｇ，Ａｌ，Ｍｎ，Ｓｉ，（Ｃｏ），Ｃｒ，Ａｇ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｂａ，Ｓｃ，Ｙ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗ，Ｒｅ，Ｒｕ，Ｏｓ，Ｓｅ，Ｔｅ，Ｒｈ，Ｉｒ，Ｐｄ，Ｐｔ，Ａｕ，Ｃｄ，Ｇａ，Ｉｎ，Ｌｉ，Ｇｅ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｔｉ，Ｔｌ，Ｐｂ，Ｂｉ，Ｂｅ，Ｎ，Ｈｇ，Ｂ，Ｚｒ，希土類等が挙げられる。これらの不可避不純物は、総量で０．３ｍａｓｓ％以下であることが望ましい。
さらに、本実施形態である電子・電気機器用銅合金においては、各合金元素の個別の含有量の範囲を上述のように調整するばかりではなく、それぞれの元素の含有量の相互の比率が、原子比で、前記（１）〜（３）式、あるいは（１´）〜（３´）式を満たすように規制することが重要である。そこで、以下に（１）〜（３）式、（１´）〜（３´）式の限定理由を説明する。
（１）式： ０．００２≦Ｆｅ／Ｎｉ＜０．７００
本発明者等らは、詳細な実験の結果、Ｆｅ、Ｎｉのそれぞれの含有量を前述のように調整するだけではなく、それらの比Ｆｅ／Ｎｉを、原子比で、０．００２以上、０．７００未満の範囲内とした場合に、十分な耐応力緩和特性の向上を図り得ることを見い出した。ここで、Ｆｅ／Ｎｉ比が０．７００以上の場合、耐応力緩和特性が低下する。Ｆｅ／Ｎｉ比が０．００２未満の場合、強度が低下するとともに高価なＮｉの原材料使用量が相対的に多くなってコスト上昇を招く。そこで、Ｆｅ／Ｎｉ比は、上記の範囲内に規制することとした。なお、Ｆｅ／Ｎｉ比は、上記の範囲内でも、特に０．００２以上０．５００以下の範囲内が望しい。さらに好ましくは０．００５以上０．２００以下の範囲内が望ましい。
本発明者等らは、詳細な実験の結果、Ｆｅ、Ｎｉのそれぞれの含有量を前述のように調整するだけではなく、それらの比Ｆｅ／Ｎｉを、原子比で、０．００２以上、０．７００未満の範囲内とした場合に、十分な耐応力緩和特性の向上を図り得ることを見い出した。ここで、Ｆｅ／Ｎｉ比が０．７００以上の場合、耐応力緩和特性が低下する。Ｆｅ／Ｎｉ比が０．００２未満の場合、強度が低下するとともに高価なＮｉの原材料使用量が相対的に多くなってコスト上昇を招く。そこで、Ｆｅ／Ｎｉ比は、上記の範囲内に規制することとした。なお、Ｆｅ／Ｎｉ比は、上記の範囲内でも、特に０．００２以上０．５００以下の範囲内が望しい。さらに好ましくは０．００５以上０．２００以下の範囲内が望ましい。
（２）式： ３．０＜（Ｎｉ＋Ｆｅ）／Ｐ＜１００．０
（Ｎｉ＋Ｆｅ）／Ｐ比が３．０以下では、固溶Ｐの割合の増大に伴って耐応力緩和特性が低下し、また同時に固溶Ｐにより導電率が低下するとともに、圧延性が低下して冷間圧延割れが生じやすくなり、さらに曲げ加工性も低下する。一方、（Ｎｉ＋Ｆｅ）／Ｐ比が１００．０以上となれば、固溶したＮｉ、Ｆｅの割合の増大により導電率が低下するとともに高価なＮｉの原材料使用量が相対的に多くなってコスト上昇を招く。そこで、（Ｎｉ＋Ｆｅ）／Ｐ比を上記の範囲内に規制することとした。なお、（Ｎｉ＋Ｆｅ）／Ｐ比の上限値は、上記の範囲内でも、５０．０以下、好ましくは４０．０以下、さらに好ましくは２０．０以下、さらには１５．０未満、最適には１２．０以下とすることが望ましい。
（Ｎｉ＋Ｆｅ）／Ｐ比が３．０以下では、固溶Ｐの割合の増大に伴って耐応力緩和特性が低下し、また同時に固溶Ｐにより導電率が低下するとともに、圧延性が低下して冷間圧延割れが生じやすくなり、さらに曲げ加工性も低下する。一方、（Ｎｉ＋Ｆｅ）／Ｐ比が１００．０以上となれば、固溶したＮｉ、Ｆｅの割合の増大により導電率が低下するとともに高価なＮｉの原材料使用量が相対的に多くなってコスト上昇を招く。そこで、（Ｎｉ＋Ｆｅ）／Ｐ比を上記の範囲内に規制することとした。なお、（Ｎｉ＋Ｆｅ）／Ｐ比の上限値は、上記の範囲内でも、５０．０以下、好ましくは４０．０以下、さらに好ましくは２０．０以下、さらには１５．０未満、最適には１２．０以下とすることが望ましい。
（３）式： ０．１０＜Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ）＜５．００
Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ）比が０．１０以下では、十分な耐応力緩和特性向上効果が発揮されず、一方、Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ）比が５．００以上の場合、相対的に（Ｎｉ＋Ｆｅ）量が少なくなって、〔Ｎｉ，Ｆｅ〕−Ｐ系析出物の量が少なくなり、耐応力緩和特性が低下してしまう。そこで、Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ）比を上記の範囲内に規制することとした。なお、Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ）比の下限は、上記の範囲内でも、特に０．２０以上、好ましくは０．２５以上、最適には０．３０超えとすることが望ましい。また、Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ）比の上限は、上記の範囲内でも、２．９０以下、好ましくは２．５０以下、さらに好ましくは１．５０以下とすることが望ましい。
Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ）比が０．１０以下では、十分な耐応力緩和特性向上効果が発揮されず、一方、Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ）比が５．００以上の場合、相対的に（Ｎｉ＋Ｆｅ）量が少なくなって、〔Ｎｉ，Ｆｅ〕−Ｐ系析出物の量が少なくなり、耐応力緩和特性が低下してしまう。そこで、Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ）比を上記の範囲内に規制することとした。なお、Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ）比の下限は、上記の範囲内でも、特に０．２０以上、好ましくは０．２５以上、最適には０．３０超えとすることが望ましい。また、Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ）比の上限は、上記の範囲内でも、２．９０以下、好ましくは２．５０以下、さらに好ましくは１．５０以下とすることが望ましい。
（１´）式： ０．００２≦（Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｎｉ＜０．７００
Ｃｏを添加した場合、Ｆｅの一部をＣｏで置き換えたと考えればよく、（１´）式も基本的には（１）式に準じている。ここで、（Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｎｉ比が０．７００以上の場合には、耐応力緩和特性が低下するとともに高価なＣｏ原材料の使用量の増大によりコスト上昇を招く。（Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｎｉ比が０．００２未満の場合には、強度が低下するとともに高価なＮｉの原材料使用量が相対的に多くなってコスト上昇を招く。そこで、（Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｎｉ比は、上記の範囲内に規制することとした。なお、（Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｎｉ比は、上記の範囲内でも、特に０．００２以上０．５００以下の範囲内が望ましい。さらに好ましくは０．００５以上０．２００以下の範囲内が望ましい。
Ｃｏを添加した場合、Ｆｅの一部をＣｏで置き換えたと考えればよく、（１´）式も基本的には（１）式に準じている。ここで、（Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｎｉ比が０．７００以上の場合には、耐応力緩和特性が低下するとともに高価なＣｏ原材料の使用量の増大によりコスト上昇を招く。（Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｎｉ比が０．００２未満の場合には、強度が低下するとともに高価なＮｉの原材料使用量が相対的に多くなってコスト上昇を招く。そこで、（Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｎｉ比は、上記の範囲内に規制することとした。なお、（Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｎｉ比は、上記の範囲内でも、特に０．００２以上０．５００以下の範囲内が望ましい。さらに好ましくは０．００５以上０．２００以下の範囲内が望ましい。
（２´）式： ３．０＜（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｐ＜１００．０
Ｃｏを添加する場合の（２´）式も、前記（２）式に準じている。（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｐ比が３．０以下では、固溶Ｐの割合の増大に伴って耐応力緩和特性が低下し、また同時に固溶Ｐにより導電率が低下するとともに、圧延性が低下して冷間圧延割れが生じやすくなり、さらに曲げ加工性も低下する。一方、（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｐ比が１００．０以上となれば、固溶したＮｉ、Ｆｅ、Ｃｏの割合の増大により導電率が低下するとともに高価なＣｏやＮｉの原材料使用量が相対的に多くなってコスト上昇を招く。そこで、（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｐ比を上記の範囲内に規制することとした。なお、（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｐ比の上限値は、上記の範囲内でも、５０．０以下、好ましくは４０．０以下、さらに好ましくは２０．０以下、さらには１５．０未満、最適には１２．０以下とすることが望ましい。
Ｃｏを添加する場合の（２´）式も、前記（２）式に準じている。（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｐ比が３．０以下では、固溶Ｐの割合の増大に伴って耐応力緩和特性が低下し、また同時に固溶Ｐにより導電率が低下するとともに、圧延性が低下して冷間圧延割れが生じやすくなり、さらに曲げ加工性も低下する。一方、（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｐ比が１００．０以上となれば、固溶したＮｉ、Ｆｅ、Ｃｏの割合の増大により導電率が低下するとともに高価なＣｏやＮｉの原材料使用量が相対的に多くなってコスト上昇を招く。そこで、（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｐ比を上記の範囲内に規制することとした。なお、（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｐ比の上限値は、上記の範囲内でも、５０．０以下、好ましくは４０．０以下、さらに好ましくは２０．０以下、さらには１５．０未満、最適には１２．０以下とすることが望ましい。
（３´）式： ０．１０＜Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）＜５．００
Ｃｏを添加する場合の（３´）式も、前記（３）式に準じている。Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）比が０．１０以下では、十分な耐応力緩和特性向上効果が発揮されず、一方、Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）比が５．００以上となれば、相対的に（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）量が少なくなって、〔Ｎｉ，Ｆｅ，Ｃｏ〕−Ｐ系析出物の量が少なくなり、耐応力緩和特性が低下してしまう。そこで、Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）比を上記の範囲内に規制することとした。なお、Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）比の下限は、上記の範囲内でも、特に０．２０以上、好ましくは０．２５以上、最適には０．３０超えとすることが望ましい。また、Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）比の上限は、上記の範囲内でも、２．９０以下、好ましくは２．５０以下、さらに好ましくは１．５０以下とすることが望ましい。
Ｃｏを添加する場合の（３´）式も、前記（３）式に準じている。Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）比が０．１０以下では、十分な耐応力緩和特性向上効果が発揮されず、一方、Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）比が５．００以上となれば、相対的に（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）量が少なくなって、〔Ｎｉ，Ｆｅ，Ｃｏ〕−Ｐ系析出物の量が少なくなり、耐応力緩和特性が低下してしまう。そこで、Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）比を上記の範囲内に規制することとした。なお、Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）比の下限は、上記の範囲内でも、特に０．２０以上、好ましくは０．２５以上、最適には０．３０超えとすることが望ましい。また、Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）比の上限は、上記の範囲内でも、２．９０以下、好ましくは２．５０以下、さらに好ましくは１．５０以下とすることが望ましい。
以上のように各合金元素を、個別の含有量だけではなく、各元素相互の比率として、（１）〜（３）式もしくは（１´）〜（３´）式を満たすように調整した電子・電気機器用銅合金においては、〔Ｎｉ，Ｆｅ〕−Ｐ系析出物もしくは〔Ｎｉ，Ｆｅ，Ｃｏ〕−Ｐ系析出物が、母相（α相主体）から分散析出したものとなり、このような析出物の分散析出によって、耐応力緩和特性が向上するものと考えられる。
さらに本実施形態である電子・電気機器用銅合金においては、〔Ｎｉ，Ｆｅ〕−Ｐ系析出物もしくは〔Ｎｉ，Ｆｅ，Ｃｏ〕−Ｐ系析出物が存在していることが重要である。これらの析出物は、本発明者等の研究により、Ｆｅ２Ｐ系またはＮｉ２Ｐ系の結晶構造を持つ六方晶（ｓｐａｃｅ ｇｒｏｕｐ：Ｐ−６２ｍ（１８９））もしくはＦｅ２Ｐ系の斜方晶（ｓｐａｃｅ ｇｒｏｕｐ：Ｐ−ｎｍａ（６２））であることが判明している。そして、これらの析出物は、その平均粒径が１００ｎｍ以下と微細であることが望ましい。このように微細な析出物が存在することによって、優れた耐応力緩和特性を確保することができると同時に、結晶粒微細化を通じて、強度と曲げ加工性を向上させることができる。ここで、このような析出物の平均粒径が１００ｎｍを超えれば、強度や耐応力緩和特性の向上に対する寄与が小さくなる。
次に、前述のような実施形態の電子・電気機器用銅合金の製造方法の好ましい例について、図１に示すフローチャートを参照して説明する。
〔溶解・鋳造工程：Ｓ０１〕
まず、前述した成分組成の銅合金溶湯を溶製する。銅原料としては、純度が９９．９９ｍａｓｓ％以上の４ＮＣｕ（無酸素銅等）を使用することが望ましいが、スクラップを原料として用いてもよい。また、溶解には、大気雰囲気炉を用いてもよいが、添加元素の酸化を抑制するために、真空炉、不活性ガス雰囲気又は還元性雰囲気とされた雰囲気炉を用いてもよい。
次いで、成分調整された銅合金溶湯を、適宜の鋳造法、例えば金型鋳造などのバッチ式鋳造法、あるいは連続鋳造法、半連続鋳造法などによって鋳造して鋳塊を得る。
まず、前述した成分組成の銅合金溶湯を溶製する。銅原料としては、純度が９９．９９ｍａｓｓ％以上の４ＮＣｕ（無酸素銅等）を使用することが望ましいが、スクラップを原料として用いてもよい。また、溶解には、大気雰囲気炉を用いてもよいが、添加元素の酸化を抑制するために、真空炉、不活性ガス雰囲気又は還元性雰囲気とされた雰囲気炉を用いてもよい。
次いで、成分調整された銅合金溶湯を、適宜の鋳造法、例えば金型鋳造などのバッチ式鋳造法、あるいは連続鋳造法、半連続鋳造法などによって鋳造して鋳塊を得る。
〔加熱工程：Ｓ０２〕
その後、必要に応じて、鋳塊の偏析を解消して鋳塊組織を均一化するために均質化熱処理を行う。または晶出物、析出物を固溶させるために溶体化熱処理を行う。この熱処理の条件は特に限定しないが、通常は６００〜１０００℃において１秒〜２４時間加熱すればよい。熱処理温度が６００℃未満、あるいは熱処理時間が５分未満では、十分な均質化効果または溶体化効果が得られないおそれがある。一方、熱処理温度が１０００℃を超えれば、偏析部位が一部溶解してしまうおそれがあり、さらに熱処理時間が２４時間を超えることはコスト上昇を招くだけである。熱処理後の冷却条件は、適宜定めればよいが、通常は水焼入れすればよい。なお、熱処理後には、必要に応じて面削を行う。
その後、必要に応じて、鋳塊の偏析を解消して鋳塊組織を均一化するために均質化熱処理を行う。または晶出物、析出物を固溶させるために溶体化熱処理を行う。この熱処理の条件は特に限定しないが、通常は６００〜１０００℃において１秒〜２４時間加熱すればよい。熱処理温度が６００℃未満、あるいは熱処理時間が５分未満では、十分な均質化効果または溶体化効果が得られないおそれがある。一方、熱処理温度が１０００℃を超えれば、偏析部位が一部溶解してしまうおそれがあり、さらに熱処理時間が２４時間を超えることはコスト上昇を招くだけである。熱処理後の冷却条件は、適宜定めればよいが、通常は水焼入れすればよい。なお、熱処理後には、必要に応じて面削を行う。
〔熱間加工：Ｓ０３〕
次いで、粗加工の効率化と組織の均一化のために、鋳塊に対して熱間加工を行ってもよい。この熱間加工の条件は特に限定されないが、通常は、開始温度６００〜１０００℃、終了温度３００〜８５０℃、加工率１０〜９９％程度とすることが好ましい。なお、熱間加工開始温度までの鋳塊加熱は、前述の加熱工程Ｓ０２と兼ねてもよい。熱間加工後の冷却条件は、適宜定めればよいが、通常は水焼入れすればよい。なお、熱間加工後には、必要に応じて面削を行う。熱間加工の加工方法については、特に限定されないが、最終形状が板や条の場合は熱間圧延を適用すればよい。また最終形状が線や棒の場合には、押出や溝圧延を、また最終形状がバルク形状の場合には、鍛造やプレスを適用すればよい。
次いで、粗加工の効率化と組織の均一化のために、鋳塊に対して熱間加工を行ってもよい。この熱間加工の条件は特に限定されないが、通常は、開始温度６００〜１０００℃、終了温度３００〜８５０℃、加工率１０〜９９％程度とすることが好ましい。なお、熱間加工開始温度までの鋳塊加熱は、前述の加熱工程Ｓ０２と兼ねてもよい。熱間加工後の冷却条件は、適宜定めればよいが、通常は水焼入れすればよい。なお、熱間加工後には、必要に応じて面削を行う。熱間加工の加工方法については、特に限定されないが、最終形状が板や条の場合は熱間圧延を適用すればよい。また最終形状が線や棒の場合には、押出や溝圧延を、また最終形状がバルク形状の場合には、鍛造やプレスを適用すればよい。
〔中間塑性加工：Ｓ０４〕
次に、加熱工程Ｓ０２で均質化処理を施した鋳塊、あるいは熱間圧延などの熱間加工Ｓ０３を施した熱間加工材に対して、中間塑性加工を施す。この中間塑性加工Ｓ０４における温度条件は特に限定はないが、冷間又は温間加工となる−２００℃から＋２００℃の範囲内とすることが好ましい。中間塑性加工の加工率も特に限定されないが、通常は１０〜９９％程度とする。加工方法は特に限定されないが、最終形状が板、条の場合は、圧延を適用すればよい。また最終形状が線や棒の場合には、押出や溝圧延、さらに最終形状がバルク形状の場合には、鍛造やプレスを適用する事ができる。なお、溶体化の徹底のために、Ｓ０２〜Ｓ０４を繰り返してもよい。
次に、加熱工程Ｓ０２で均質化処理を施した鋳塊、あるいは熱間圧延などの熱間加工Ｓ０３を施した熱間加工材に対して、中間塑性加工を施す。この中間塑性加工Ｓ０４における温度条件は特に限定はないが、冷間又は温間加工となる−２００℃から＋２００℃の範囲内とすることが好ましい。中間塑性加工の加工率も特に限定されないが、通常は１０〜９９％程度とする。加工方法は特に限定されないが、最終形状が板、条の場合は、圧延を適用すればよい。また最終形状が線や棒の場合には、押出や溝圧延、さらに最終形状がバルク形状の場合には、鍛造やプレスを適用する事ができる。なお、溶体化の徹底のために、Ｓ０２〜Ｓ０４を繰り返してもよい。
〔中間熱処理工程：Ｓ０５〕
冷間もしくは温間での中間塑性加工Ｓ０４の後に、再結晶処理と析出処理を兼ねた中間熱処理を施す。この中間熱処理は、組織を再結晶させると同時に、〔Ｎｉ，Ｆｅ〕−Ｐ系析出物もしくは〔Ｎｉ，Ｆｅ，Ｃｏ〕−Ｐ系析出物を分散析出させるために実施される工程であり、これらの析出物が生成される加熱温度、加熱時間の条件を適用すればよく、通常は、２００〜８００℃で、１秒〜２４時間とすればよい。但し、結晶粒径は、耐応力緩和特性にある程度の影響を与えるから、中間熱処理による再結晶粒を測定して、加熱温度、加熱時間の条件を適切に選択することが望ましい。なお、中間熱処理およびその後の冷却は、最終的な平均結晶粒径に影響を与えるから、これらの条件は、α相の平均結晶粒径が０．１〜５０μｍの範囲内となるように選定することが望ましい。
冷間もしくは温間での中間塑性加工Ｓ０４の後に、再結晶処理と析出処理を兼ねた中間熱処理を施す。この中間熱処理は、組織を再結晶させると同時に、〔Ｎｉ，Ｆｅ〕−Ｐ系析出物もしくは〔Ｎｉ，Ｆｅ，Ｃｏ〕−Ｐ系析出物を分散析出させるために実施される工程であり、これらの析出物が生成される加熱温度、加熱時間の条件を適用すればよく、通常は、２００〜８００℃で、１秒〜２４時間とすればよい。但し、結晶粒径は、耐応力緩和特性にある程度の影響を与えるから、中間熱処理による再結晶粒を測定して、加熱温度、加熱時間の条件を適切に選択することが望ましい。なお、中間熱処理およびその後の冷却は、最終的な平均結晶粒径に影響を与えるから、これらの条件は、α相の平均結晶粒径が０．１〜５０μｍの範囲内となるように選定することが望ましい。
中間熱処理の具体的手法としては、バッチ式の加熱炉を用いても、あるいは連続焼鈍ラインを用いて連続的に加熱してもよい。バッチ式の加熱炉を使用する場合は、３００〜８００℃の温度で、５分〜２４時間加熱することが望ましく、また連続焼鈍ラインを用いる場合は、加熱到達温度２５０〜８００℃とし、かつその範囲内の温度で、保持なし、もしくは１秒〜５分程度保持することが好ましい。また、中間熱処理の雰囲気は、非酸化性雰囲気（窒素ガス雰囲気、不活性ガス雰囲気、還元性雰囲気）とすることが好ましい。
中間熱処理後の冷却条件は、特に限定しないが、通常は２０００℃／秒〜１００℃／時間程度の冷却速度で冷却すればよい。
なお、必要に応じて、上記の中間塑性加工Ｓ０４と中間熱処理工程Ｓ０５を、複数回繰り返してもよい。
中間熱処理後の冷却条件は、特に限定しないが、通常は２０００℃／秒〜１００℃／時間程度の冷却速度で冷却すればよい。
なお、必要に応じて、上記の中間塑性加工Ｓ０４と中間熱処理工程Ｓ０５を、複数回繰り返してもよい。
〔仕上げ塑性加工：Ｓ０６〕
中間熱処理工程Ｓ０５の後には、最終寸法、最終形状まで仕上げ加工を行う。仕上げ塑性加工における加工方法は特に限定されないが、最終製品形態が板や条である場合には、圧延（冷間圧延）を適用すればよい。その他、最終製品形態に応じて、鍛造やプレス、溝圧延などを適用してもよい。加工率は最終板厚や最終形状に応じて適宜選択すればよいが、１〜９９％、特に１〜７０％の範囲内が好ましい。加工率が１％未満では、耐力を向上させる効果が十分に得られず、一方７０％を超えれば、実質的に再結晶組織が失われて加工組織となり、曲げ加工性が低下してしまうおそれがある。なお、加工率は、好ましくは１〜７０％、より好ましくは、５〜７０％とする。仕上げ塑性加工後は、これをそのまま製品として用いてもよいが、通常は、さらに仕上げ熱処理を施すことが好ましい。
中間熱処理工程Ｓ０５の後には、最終寸法、最終形状まで仕上げ加工を行う。仕上げ塑性加工における加工方法は特に限定されないが、最終製品形態が板や条である場合には、圧延（冷間圧延）を適用すればよい。その他、最終製品形態に応じて、鍛造やプレス、溝圧延などを適用してもよい。加工率は最終板厚や最終形状に応じて適宜選択すればよいが、１〜９９％、特に１〜７０％の範囲内が好ましい。加工率が１％未満では、耐力を向上させる効果が十分に得られず、一方７０％を超えれば、実質的に再結晶組織が失われて加工組織となり、曲げ加工性が低下してしまうおそれがある。なお、加工率は、好ましくは１〜７０％、より好ましくは、５〜７０％とする。仕上げ塑性加工後は、これをそのまま製品として用いてもよいが、通常は、さらに仕上げ熱処理を施すことが好ましい。
〔仕上げ熱処理工程：Ｓ０７〕
仕上げ塑性加工後には、必要に応じて、耐応力緩和特性の向上および低温焼鈍硬化のために、または残留ひずみの除去のために、仕上げ熱処理工程Ｓ０７を行う。この仕上げ熱処理は、５０〜８００℃の範囲内の温度で、０．１秒〜２４時間行うことが望ましい。仕上げ熱処理の温度が５０℃未満、または仕上げ熱処理の時間が０．１秒未満では、十分な歪み取りの効果が得られなくなるおそれがあり、一方、仕上げ熱処理の温度が８００℃を超える場合は再結晶のおそれがあり、さらに仕上げ熱処理の時間が２４時間を超えることは、コスト上昇を招くだけである。なお、仕上げ塑性加工Ｓ０６を行わない場合には、仕上げ熱処理工程Ｓ０７は省略してもよい。
仕上げ塑性加工後には、必要に応じて、耐応力緩和特性の向上および低温焼鈍硬化のために、または残留ひずみの除去のために、仕上げ熱処理工程Ｓ０７を行う。この仕上げ熱処理は、５０〜８００℃の範囲内の温度で、０．１秒〜２４時間行うことが望ましい。仕上げ熱処理の温度が５０℃未満、または仕上げ熱処理の時間が０．１秒未満では、十分な歪み取りの効果が得られなくなるおそれがあり、一方、仕上げ熱処理の温度が８００℃を超える場合は再結晶のおそれがあり、さらに仕上げ熱処理の時間が２４時間を超えることは、コスト上昇を招くだけである。なお、仕上げ塑性加工Ｓ０６を行わない場合には、仕上げ熱処理工程Ｓ０７は省略してもよい。
以上のようにして、本実施形態である電子・電気機器用銅合金を得ることができる。この電子・電気機器用銅合金においては、０．２％耐力が３００ＭＰａ以上とされている。
また、加工方法として圧延を適用した場合、板厚０．０５〜１．０ｍｍ程度の電子・電気機器用銅合金薄板（条材）を得ることができる。このような薄板は、これをそのまま電子・電気機器用導電部品に使用してもよいが、板面の一方、もしくは両面に、膜厚０．１〜１０μｍ程度のＳｎめっきを施し、Ｓｎめっき付き銅合金条として、コネクタその他の端子などの電子・電気機器用導電部品に使用するのが通常である。この場合のＳｎめっきの方法は特に限定されない。また、場合によっては電解めっき後にリフロー処理を施してもよい。
また、加工方法として圧延を適用した場合、板厚０．０５〜１．０ｍｍ程度の電子・電気機器用銅合金薄板（条材）を得ることができる。このような薄板は、これをそのまま電子・電気機器用導電部品に使用してもよいが、板面の一方、もしくは両面に、膜厚０．１〜１０μｍ程度のＳｎめっきを施し、Ｓｎめっき付き銅合金条として、コネクタその他の端子などの電子・電気機器用導電部品に使用するのが通常である。この場合のＳｎめっきの方法は特に限定されない。また、場合によっては電解めっき後にリフロー処理を施してもよい。
以上のような構成とされた本実施形態である電子・電気機器用銅合金においては、母相（α相主体）から析出したＦｅとＮｉとＰとを含有する〔Ｎｉ，Ｆｅ〕−Ｐ系析出物、あるいは、〔Ｎｉ，Ｆｅ，Ｃｏ〕−Ｐ系析出物を適切に存在させると同時に、ガス不純物元素であるＨの含有量を５．０ｍａｓｓｐｐｍ以下、Ｏの含有量を１００ｍａｓｓｐｐｍ以下、Ｓの含有量を５０ｍａｓｓｐｐｍ以下、Ｃの含有量を１０．０ｍａｓｓｐｐｍ以下に規定しているので、これらのガス不純物元素に起因した特性の劣化を抑制でき、耐応力緩和特性に十分に優れ、しかも強度（耐力）も高く、曲げ加工性にも優れることになる。
さらに、本実施形態である電子・電気機器用銅合金においては、０．２％耐力が３００ＭＰａ以上の機械特性を有するので、例えば電磁リレーの可動導電片あるいは端子のバネ部のごとく、特に高強度が要求される導電部品に適している。
本実施形態である電子・電気機器用銅合金薄板は、上述の電子・電気機器用銅合金の圧延材からなることから、耐応力緩和特性に優れており、コネクタ、その他の端子、電磁リレーの可動導電片、リードフレームなどに好適に使用することができる。
また、表面にＳｎめっきを施した場合には、使用済みのコネクタなどの部品をＳｎめっきＣｕ−Ｚｎ系合金のスクラップとして回収して良好なリサイクル性を確保することができる。
また、表面にＳｎめっきを施した場合には、使用済みのコネクタなどの部品をＳｎめっきＣｕ−Ｚｎ系合金のスクラップとして回収して良好なリサイクル性を確保することができる。
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。
例えば、製造方法の一例を挙げて説明したが、これに限定されることはなく、最終的に得られた電子・電気機器用銅合金が、本発明の範囲内の組成であり、かつ、ガス不純物元素であるＨ，Ｏ，Ｓ，Ｃの含有量が本発明の範囲内に設定されていればよい。
例えば、製造方法の一例を挙げて説明したが、これに限定されることはなく、最終的に得られた電子・電気機器用銅合金が、本発明の範囲内の組成であり、かつ、ガス不純物元素であるＨ，Ｏ，Ｓ，Ｃの含有量が本発明の範囲内に設定されていればよい。
以下、本発明の効果を確認すべく行った確認実験の結果を本発明の実施例として、比較例とともに示す。なお、以下の実施例は、本発明の効果を説明するためのものであって、実施例に記載された構成、プロセス、条件が本発明の技術的範囲を限定するものでない。
Ｈ含有量が０．５ｐｐｍ以下、Ｏ含有量が５ｐｐｍ以下、Ｓ含有量が５ｐｐｍ以下、Ｃ含有量が１ｐｐｍ以下のＣｕ−４０ｍａｓｓ％Ｚｎ母合金、Ｈ含有量が１ｐｐｍ以下、Ｏ含有量が１．５ｐｐｍ以下、Ｓ含有量が５ｐｐｍ以下、Ｃ含有量が１ｐｐｍ以下の純度９９．９９ｍａｓｓ％以上の無酸素銅（ＡＳＴＭ Ｂ１５２ Ｃ１０１００）を原料として準備し、これを高純度アルミナ坩堝内に装入して、高純度Ａｒガス（露点−８０℃以下）雰囲気において高周波溶解炉を用いて溶解した。銅合金溶湯内に、各種元素を添加するとともに、Ｈ，Ｏを導入する場合には、溶解時の雰囲気を高純度Ａｒガス（露点−８０℃以下）、高純度Ｈ２ガス（露点−８０℃以下）、高純度Ｎ２ガス（露点−８０℃以下）、高純度Ｏ２ガス（露点−８０℃以下）を用いて、Ａｒ−Ｎ２―Ｈ２およびＡｒ−Ｏ２混合ガス雰囲気とした。Ｃを導入する場合には、溶解において溶湯表面にＣ粒子を被覆させ、溶湯と接触させた。また、Ｓを導入する場合には、直接、Ｓを添加した。これにより、表１，２，３に示す成分組成の合金溶湯を溶製し、鋳型に注湯して鋳塊を製出した。なお、鋳塊の大きさは、厚さ約４０ｍｍ×幅約５０ｍｍ×長さ約２００ｍｍとした。
続いて各鋳塊について、切断・表面研削を実施後、ガス成分分析を実施した。均質化処理（加熱工程Ｓ０２）として、高純度Ａｒガス雰囲気中において、８００℃で所定時間保持後、水焼き入れを実施した。
続いて各鋳塊について、切断・表面研削を実施後、ガス成分分析を実施した。均質化処理（加熱工程Ｓ０２）として、高純度Ａｒガス雰囲気中において、８００℃で所定時間保持後、水焼き入れを実施した。
次に、熱間加工Ｓ０３として熱間圧延を実施した。熱間圧延開始温度が８００℃となるように再加熱して、鋳塊の幅方向が圧延方向となるようにして、圧延率約５０％の熱間圧延を行い、圧延終了温度３００〜７００℃から水焼入れを行った。その後、切断および表面研削を行い、厚さ約１５ｍｍ×幅約１６０ｍｍ×長さ約１００ｍｍの熱間圧延材を製出した。
その後、中間塑性加工Ｓ０４および中間熱処理工程Ｓ０５を、それぞれ１回行うか、又は２回繰り返して実施した。
具体的には、中間塑性加工および中間熱処理をそれぞれ１回実施する場合には、圧延率約９０％以上の冷間圧延（中間塑性加工）を行った後、再結晶と析出処理のための中間熱処理として、２００〜８００℃で、所定時間の熱処理を実施し、水焼入れした。その後、圧延材を切断し、酸化被膜を除去するために表面研削を実施した。
一方、中間塑性加工および中間熱処理をそれぞれ２回実施する場合には、圧延率約５０〜９０％の一次冷間圧延（一次中間塑性加工）を行った後、一次中間熱処理として、２００〜８００℃で所定時間の熱処理を実施して水焼入れした後、圧延率約５０〜９０％の二次冷間圧延（二次中間塑性加工）を施し、２００〜８００℃の間で所定の時間の二次中間熱処理を実施し、水焼入れした。その後、圧延材を切断し、酸化被膜を除去するために表面研削を実施した。
具体的には、中間塑性加工および中間熱処理をそれぞれ１回実施する場合には、圧延率約９０％以上の冷間圧延（中間塑性加工）を行った後、再結晶と析出処理のための中間熱処理として、２００〜８００℃で、所定時間の熱処理を実施し、水焼入れした。その後、圧延材を切断し、酸化被膜を除去するために表面研削を実施した。
一方、中間塑性加工および中間熱処理をそれぞれ２回実施する場合には、圧延率約５０〜９０％の一次冷間圧延（一次中間塑性加工）を行った後、一次中間熱処理として、２００〜８００℃で所定時間の熱処理を実施して水焼入れした後、圧延率約５０〜９０％の二次冷間圧延（二次中間塑性加工）を施し、２００〜８００℃の間で所定の時間の二次中間熱処理を実施し、水焼入れした。その後、圧延材を切断し、酸化被膜を除去するために表面研削を実施した。
その後、表４，５，６に示す圧延率で仕上げ圧延を実施した。
最後に、３００〜４００℃で仕上げ熱処理を実施した後、水焼入れし、切断および表面研磨を実施した後、厚さ０．２５ｍｍ×幅約１６０ｍｍの特性評価用条材を製出した。
最後に、３００〜４００℃で仕上げ熱処理を実施した後、水焼入れし、切断および表面研磨を実施した後、厚さ０．２５ｍｍ×幅約１６０ｍｍの特性評価用条材を製出した。
これらの特性評価用条材について、平均結晶粒径、機械的特性、導電率、耐応力緩和特性を評価した。各評価項目についての試験方法、測定方法は次の通りであり、また、その結果を表４，５，６に示す。
〔結晶粒径観察〕
圧延の幅方向に対して垂直な面、すなわちＴＤ面(Ｔｒａｎｓｖｅｒｓｅ ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）を観察面として、ＥＢＳＤ測定装置及びＯＩＭ解析ソフトによって、次のように結晶粒界および結晶方位差分布を測定した。
耐水研磨紙、ダイヤモンド砥粒を用いて機械研磨を行った後、コロイダルシリカ溶液を用いて仕上げ研磨を行った。そして、ＥＢＳＤ測定装置（ＦＥＩ社製Ｑｕａｎｔａ ＦＥＧ ４５０，ＥＤＡＸ／ＴＳＬ社製（現 ＡＭＥＴＥＫ社） ＯＩＭ Ｄａｔａ Ｃｏｌｌｅｃｔｉｏｎ）と、解析ソフト（ＥＤＡＸ／ＴＳＬ社製（現 ＡＭＥＴＥＫ社）ＯＩＭ Ｄａｔａ Ａｎａｌｙｓｉｓ ｖｅｒ．５．３）によって、電子線の加速電圧２０ｋV、測定間隔０．１μｍステップで１０００μｍ２以上の測定面積で、各結晶粒の方位差の解析を行った。解析ソフトＯＩＭにより各測定点のＣＩ値を計算し、結晶粒径の解析からはＣＩ値が０．１以下のものは除外した。結晶粒界は、二次元断面観察の結果、隣り合う２つの結晶間の配向方位差が１５°以上となる測定点間を粒界とた。粒界を用いて、結晶粒界マップを作成し、ＪＩＳ Ｈ ０５０１の切断法に準拠し、結晶粒界マップに対して、縦、横の所定長さの線分を５本ずつ引き、完全に切られる結晶粒数を数え、その切断長さの平均値を平均結晶粒径とした。
なお、本実施例では、平均結晶粒径は、α相の結晶粒について規定している。上記の平均結晶粒径測定にあたっては、α相以外のβ相などの結晶はほとんど存在しなかったが、存在した場合は除外して平均粒径を算出している。
圧延の幅方向に対して垂直な面、すなわちＴＤ面(Ｔｒａｎｓｖｅｒｓｅ ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）を観察面として、ＥＢＳＤ測定装置及びＯＩＭ解析ソフトによって、次のように結晶粒界および結晶方位差分布を測定した。
耐水研磨紙、ダイヤモンド砥粒を用いて機械研磨を行った後、コロイダルシリカ溶液を用いて仕上げ研磨を行った。そして、ＥＢＳＤ測定装置（ＦＥＩ社製Ｑｕａｎｔａ ＦＥＧ ４５０，ＥＤＡＸ／ＴＳＬ社製（現 ＡＭＥＴＥＫ社） ＯＩＭ Ｄａｔａ Ｃｏｌｌｅｃｔｉｏｎ）と、解析ソフト（ＥＤＡＸ／ＴＳＬ社製（現 ＡＭＥＴＥＫ社）ＯＩＭ Ｄａｔａ Ａｎａｌｙｓｉｓ ｖｅｒ．５．３）によって、電子線の加速電圧２０ｋV、測定間隔０．１μｍステップで１０００μｍ２以上の測定面積で、各結晶粒の方位差の解析を行った。解析ソフトＯＩＭにより各測定点のＣＩ値を計算し、結晶粒径の解析からはＣＩ値が０．１以下のものは除外した。結晶粒界は、二次元断面観察の結果、隣り合う２つの結晶間の配向方位差が１５°以上となる測定点間を粒界とた。粒界を用いて、結晶粒界マップを作成し、ＪＩＳ Ｈ ０５０１の切断法に準拠し、結晶粒界マップに対して、縦、横の所定長さの線分を５本ずつ引き、完全に切られる結晶粒数を数え、その切断長さの平均値を平均結晶粒径とした。
なお、本実施例では、平均結晶粒径は、α相の結晶粒について規定している。上記の平均結晶粒径測定にあたっては、α相以外のβ相などの結晶はほとんど存在しなかったが、存在した場合は除外して平均粒径を算出している。
〔機械的特性〕
特性評価用条材からＪＩＳ Ｚ ２２０１に規定される１３Ｂ号試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１のオフセット法により、０．２％耐力σ０．２を測定した。なお、試験片は、引張試験の引張方向が特性評価用条材の圧延方向に対して直交する方向となるように採取した。
特性評価用条材からＪＩＳ Ｚ ２２０１に規定される１３Ｂ号試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１のオフセット法により、０．２％耐力σ０．２を測定した。なお、試験片は、引張試験の引張方向が特性評価用条材の圧延方向に対して直交する方向となるように採取した。
〔導電率〕
特性評価用条材から幅１０ｍｍ×長さ６０ｍｍの試験片を採取し、４端子法によって電気抵抗を求めた。また、マイクロメータを用いて試験片の寸法測定を行い、試験片の体積を算出した。そして、測定した電気抵抗値と体積とから、導電率を算出した。なお、試験片は、その長手方向が特性評価用条材の圧延方向に対して平行になるように採取した。
特性評価用条材から幅１０ｍｍ×長さ６０ｍｍの試験片を採取し、４端子法によって電気抵抗を求めた。また、マイクロメータを用いて試験片の寸法測定を行い、試験片の体積を算出した。そして、測定した電気抵抗値と体積とから、導電率を算出した。なお、試験片は、その長手方向が特性評価用条材の圧延方向に対して平行になるように採取した。
〔曲げ加工性〕
ＪＣＢＡ（日本伸銅協会技術標準）Ｔ３０７−２００７の４試験方法に準拠して曲げ加工を行った。曲げの軸が圧延方向に平行になるようにＷ曲げした。特性評価用条材から幅１０ｍｍ×長さ３０ｍｍ×厚さ０．２５ｍｍの試験片を複数採取し、曲げ角度が９０度、曲げ半径が０．２５ｍｍのＷ型の治具を用い、Ｗ曲げ試験を行った。それぞれ３つのサンプルで割れ試験を実施し、各サンプルの４つの視野においてクラックが観察されなかったものを○で、１つの視野以上でクラックが観察されたものを×で示した。
ＪＣＢＡ（日本伸銅協会技術標準）Ｔ３０７−２００７の４試験方法に準拠して曲げ加工を行った。曲げの軸が圧延方向に平行になるようにＷ曲げした。特性評価用条材から幅１０ｍｍ×長さ３０ｍｍ×厚さ０．２５ｍｍの試験片を複数採取し、曲げ角度が９０度、曲げ半径が０．２５ｍｍのＷ型の治具を用い、Ｗ曲げ試験を行った。それぞれ３つのサンプルで割れ試験を実施し、各サンプルの４つの視野においてクラックが観察されなかったものを○で、１つの視野以上でクラックが観察されたものを×で示した。
〔耐応力緩和特性〕
耐応力緩和特性試験は、日本伸銅協会技術標準ＪＣＢＡ−Ｔ３０９：２００４の片持はりねじ式に準じた方法によって応力を負荷し、下記に示す条件（温度、時間）で保持した後の残留応力率を測定した。
試験方法としては、各特性評価用条材から圧延方向に対して直交する方向に試験片（幅１０ｍｍ）を採取し、試験片の表面最大応力が耐力の８０％となるよう、初期たわみ変位を２ｍｍと設定し、スパン長さを調整した。上記表面最大応力は次式で定められる。
表面最大応力（ＭＰａ)＝１．５Ｅｔδ0/Ｌs 2
ただし、
Ｅ：たわみ係数（ＭＰａ）
ｔ：試料の厚み(ｔ＝０．２５ｍｍ)
δ０：初期たわみ変位（２ｍｍ）
Ｌｓ：スパン長さ（ｍｍ）
である。
耐応力緩和特性試験は、日本伸銅協会技術標準ＪＣＢＡ−Ｔ３０９：２００４の片持はりねじ式に準じた方法によって応力を負荷し、下記に示す条件（温度、時間）で保持した後の残留応力率を測定した。
試験方法としては、各特性評価用条材から圧延方向に対して直交する方向に試験片（幅１０ｍｍ）を採取し、試験片の表面最大応力が耐力の８０％となるよう、初期たわみ変位を２ｍｍと設定し、スパン長さを調整した。上記表面最大応力は次式で定められる。
表面最大応力（ＭＰａ)＝１．５Ｅｔδ0/Ｌs 2
ただし、
Ｅ：たわみ係数（ＭＰａ）
ｔ：試料の厚み(ｔ＝０．２５ｍｍ)
δ０：初期たわみ変位（２ｍｍ）
Ｌｓ：スパン長さ（ｍｍ）
である。
耐応力緩和特性の評価は、１２０℃の温度で、５００ｈ保持後の曲げ癖から、残留応力率を測定し、耐応力緩和特性を評価した。なお、残留応力率は次式を用いて算出した。
残留応力率（％）＝（１−δt/δ0）×１００
ただし、
δｔ：１２０℃で５００ｈ保持後の永久たわみ変位（ｍｍ）−常温で２４ｈ保持後の永久たわみ変位(ｍｍ)
δ０：初期たわみ変位（ｍｍ）
である。
残留応力率が、７０％以上のものを○、７０％未満ものを×と評価した。
残留応力率（％）＝（１−δt/δ0）×１００
ただし、
δｔ：１２０℃で５００ｈ保持後の永久たわみ変位（ｍｍ）−常温で２４ｈ保持後の永久たわみ変位(ｍｍ)
δ０：初期たわみ変位（ｍｍ）
である。
残留応力率が、７０％以上のものを○、７０％未満ものを×と評価した。
なお、Ｎｏ．１，Ｎｏ．３１は、３５ｍａｓｓ％程度のＺｎを含有するＣｕ−３５Ｚｎ合金をベースとする本発明例、Ｎｏ．２〜１５，Ｎｏ．３４〜３６，Ｎｏ．４０は、３０ｍａｓｓ％程度のＺｎを含有するＣｕ−３０Ｚｎ合金をベースとする本発明例、Ｎｏ．１６〜３０，Ｎｏ．３２，Ｎｏ．３３，Ｎｏ．３７〜３９は、２５ｍａｓｓ％程度のＺｎを含有するＣｕ−２５Ｚｎ合金をベースとする本発明例である。
また、Ｎｏ．５１〜５３は、３０ｍａｓｓ％程度のＺｎを含有するＣｕ−３０Ｚｎ合金をベースとする比較例である。Ｎｏ．５４〜５９は、２５ｍａｓｓ％程度のＺｎを含有するＣｕ−２５Ｚｎ合金をベースとする比較例である。
また、Ｎｏ．５１〜５３は、３０ｍａｓｓ％程度のＺｎを含有するＣｕ−３０Ｚｎ合金をベースとする比較例である。Ｎｏ．５４〜５９は、２５ｍａｓｓ％程度のＺｎを含有するＣｕ−２５Ｚｎ合金をベースとする比較例である。
比較例Ｎｏ．５１は、Ｃｕ−３０Ｚｎ合金であって、耐応力緩和特性が劣っていた。
比較例Ｎｏ．５２は、Ｎｉ，Ｆｅ，Ｐを添加しなかったＣｕ−３０Ｚｎベースの合金であり、本発明例のＣｕ−３０Ｚｎベースの合金よりも耐応力緩和特性が劣っていた。
比較例Ｎｏ．５３は、Ｓｎ，Ｆｅ，Ｐを添加しなかったＣｕ−３０Ｚｎベースの合金であり、本発明例のＣｕ−３０Ｚｎベースの合金よりも耐応力緩和特性が劣っていた。
比較例Ｎｏ．５４は、Ｓｎ，Ｎｉ，Ｆｅを添加しなかったＣｕ−２５Ｚｎベースの合金であり、本発明例のＣｕ−２５Ｚｎベースの合金よりも耐応力緩和特性が劣っていた。
比較例Ｎｏ．５５は、Ｓｎ，Ｎｉ，Ｐを添加しなかったＣｕ−２５Ｚｎベースの合金であり、本発明例のＣｕ−２５Ｚｎベースの合金よりも耐応力緩和特性が劣っていた。
比較例Ｎｏ．５２は、Ｎｉ，Ｆｅ，Ｐを添加しなかったＣｕ−３０Ｚｎベースの合金であり、本発明例のＣｕ−３０Ｚｎベースの合金よりも耐応力緩和特性が劣っていた。
比較例Ｎｏ．５３は、Ｓｎ，Ｆｅ，Ｐを添加しなかったＣｕ−３０Ｚｎベースの合金であり、本発明例のＣｕ−３０Ｚｎベースの合金よりも耐応力緩和特性が劣っていた。
比較例Ｎｏ．５４は、Ｓｎ，Ｎｉ，Ｆｅを添加しなかったＣｕ−２５Ｚｎベースの合金であり、本発明例のＣｕ−２５Ｚｎベースの合金よりも耐応力緩和特性が劣っていた。
比較例Ｎｏ．５５は、Ｓｎ，Ｎｉ，Ｐを添加しなかったＣｕ−２５Ｚｎベースの合金であり、本発明例のＣｕ−２５Ｚｎベースの合金よりも耐応力緩和特性が劣っていた。
比較例Ｎｏ．５６は、Ｈの含有量が本発明の範囲を超えたＣｕ−２５Ｚｎベースの合金であり、鋳塊を切断した結果、内部にブローホールが多量に存在していたため、その後の加工を中断した。
比較例Ｎｏ．５７は、Ｏの含有量が本発明の範囲を超えたＣｕ−２５Ｚｎベースの合金であり、引張試験時に弾性域で破断が生じたため、評価を中断した。
比較例Ｎｏ．５８は、Ｓの含有量が本発明の範囲を超えたＣｕ−２５Ｚｎベースの合金であり、熱間圧延時に割れが生じたため、その後の加工を中断した。
比較例Ｎｏ．５９は、Ｃの含有量が本発明の範囲を超えたＣｕ−２５Ｚｎベースの合金であり、熱間圧延時に割れが生じたため、その後の加工を中断した。
比較例Ｎｏ．５７は、Ｏの含有量が本発明の範囲を超えたＣｕ−２５Ｚｎベースの合金であり、引張試験時に弾性域で破断が生じたため、評価を中断した。
比較例Ｎｏ．５８は、Ｓの含有量が本発明の範囲を超えたＣｕ−２５Ｚｎベースの合金であり、熱間圧延時に割れが生じたため、その後の加工を中断した。
比較例Ｎｏ．５９は、Ｃの含有量が本発明の範囲を超えたＣｕ−２５Ｚｎベースの合金であり、熱間圧延時に割れが生じたため、その後の加工を中断した。
これに対して、各合金元素の個別の含有量が本発明で規定する範囲内であるばかりでなく、各合金成分の相互間の比率が本発明で規定する範囲内であり、ガス不純物元素の含有量が本発明の範囲内とされた本発明例Ｎｏ．１〜４０は、いずれも耐応力緩和特性が優れており、さらに導電率、耐力、曲げ加工性にも優れており、コネクタやその他の端子部材に十分に適用可能であることが確認された。
Claims (9)
- Ｚｎを２３．０ｍａｓｓ％以上３６．５ｍａｓｓ％以下、Ｓｎを０．１０ｍａｓｓ％以上０．９０ｍａｓｓ％以下、Ｎｉを０．１５ｍａｓｓ％以上１．００ｍａｓｓ％未満、Ｆｅを０．００１ｍａｓｓ％以上０．１００ｍａｓｓ％未満、Ｐを０．００５ｍａｓｓ％以上０．１００ｍａｓｓ％以下含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなり、
Ｆｅの含有量とＮｉの含有量との比Ｆｅ／Ｎｉが、原子比で、
０．００２≦Ｆｅ／Ｎｉ＜０．７００
を満たし、
かつ、ＮｉおよびＦｅの合計含有量（Ｎｉ＋Ｆｅ）とＰの含有量との比（Ｎｉ＋Ｆｅ）／Ｐが、原子比で、
３．０＜（Ｎｉ＋Ｆｅ）／Ｐ＜１００．０
を満たし、
さらに、Ｓｎの含有量とＮｉおよびＦｅの合計量（Ｎｉ＋Ｆｅ）との比Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ）が、原子比で、
０．１０＜Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ）＜５．００
を満たすとともに、
Ｈの含有量が５．０ｍａｓｓｐｐｍ以下、Ｏの含有量が１００ｍａｓｓｐｐｍ以下、Ｓの含有量が５０ｍａｓｓｐｐｍ以下、Ｃの含有量が１０．０ｍａｓｓｐｐｍ以下とされていることを特徴とする電子・電気機器用銅合金。 - Ｚｎを２３．０ｍａｓｓ％以上３６．５ｍａｓｓ％以下、Ｓｎを０．１０ｍａｓｓ％以上０．９０ｍａｓｓ％以下、Ｎｉを０．１５ｍａｓｓ％以上１．００ｍａｓｓ％未満、Ｆｅを０．００１ｍａｓｓ％以上０．１００ｍａｓｓ％未満、Ｃｏを０．００１ｍａｓｓ％以上０．１００ｍａｓｓ％未満、Ｐを０．００５ｍａｓｓ％以上０．１００ｍａｓｓ％以下含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなり、
ＦｅとＣｏの合計含有量とＮｉの含有量との比（Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｎｉが、原子比で、
０．００２≦（Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｎｉ＜０．７００
を満たし、
かつＮｉ、ＦｅおよびＣｏの合計含有量（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）とＰの含有量との比（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｐが、原子比で、
３．０＜（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｐ＜１００．０
を満たし、
さらにＳｎの含有量とＮｉ、ＦｅおよびＣｏの合計含有量（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）との比Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）が、原子比で、
０．１０＜Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）＜５．００
を満たすとともに、
Ｈの含有量が５．０ｍａｓｓｐｐｍ以下、Ｏの含有量が１００ｍａｓｓｐｐｍ以下、Ｓの含有量が５０ｍａｓｓｐｐｍ以下、Ｃの含有量が１０．０ｍａｓｓｐｐｍ以下とされていることを特徴とする電子・電気機器用銅合金。 - 請求項１又は請求項２に記載の電子・電気機器用銅合金において、
０．２％耐力が３００ＭＰａ以上の機械特性を有することを特徴とする電子・電気機器用銅合金。 - 請求項１から請求項３のいずれか一項に記載の電子・電気機器用銅合金の圧延材からなり、厚みが０．０５ｍｍ以上１．０ｍｍ以下の範囲内にあることを特徴とする電子・電気機器用銅合金薄板。
- 請求項４に記載の電子・電気機器用銅合金薄板において、
表面にＳｎめっきが施されていることを特徴とする電子・電気機器用銅合金薄板。 - 請求項１から請求項３のいずれか一項に記載の電子・電気機器用銅合金からなることを特徴とする電子・電気機器用導電部品。
- 請求項１から請求項３のいずれか一項に記載の電子・電気機器用銅合金からなることを特徴とする端子。
- 請求項４または請求項５に記載の電子・電気機器用銅合金薄板からなることを特徴とする電子・電気機器用導電部品。
- 請求項４または請求項５に記載の電子・電気機器用銅合金薄板からなることを特徴とする端子。
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