JP2015034332A - 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
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 Download PDFInfo
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Abstract
【課題】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、せん断加工性に優れた電子・電気機器用銅合金を提供する。
【解決手段】Ｚｎを２．０ｍａｓｓ％超えて３６．５ｍａｓｓ％以下、Ｓｎを０．１０ｍａｓｓ％以上０．９０ｍａｓｓ％以下、Ｎｉを０．１５ｍａｓｓ％以上１．００ｍａｓｓ％未満、Ｐを０．００５ｍａｓｓ％以上０．１００ｍａｓｓ％以下含有し、さらに、Ｍｇ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｙ，Ｍｎ，Ｔｅ及び希土類元素から選択される少なくとも１種または２種以上を合計で０．００１ｍａｓｓ％以上０．０２０ｍａｓｓ％以下の範囲内で含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなり、Ｎｉの含有量とＰの含有量との比Ｎｉ／Ｐが、原子比で、３．００＜Ｎｉ／Ｐ＜１００．００を満たし、さらに、Ｓｎの含有量とＮｉの含有量との比Ｓｎ／Ｎｉが、原子比で、０．１０＜Ｓｎ／Ｎｉ＜５．００を満たす。
【選択図】なし
【解決手段】Ｚｎを２．０ｍａｓｓ％超えて３６．５ｍａｓｓ％以下、Ｓｎを０．１０ｍａｓｓ％以上０．９０ｍａｓｓ％以下、Ｎｉを０．１５ｍａｓｓ％以上１．００ｍａｓｓ％未満、Ｐを０．００５ｍａｓｓ％以上０．１００ｍａｓｓ％以下含有し、さらに、Ｍｇ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｙ，Ｍｎ，Ｔｅ及び希土類元素から選択される少なくとも１種または２種以上を合計で０．００１ｍａｓｓ％以上０．０２０ｍａｓｓ％以下の範囲内で含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなり、Ｎｉの含有量とＰの含有量との比Ｎｉ／Ｐが、原子比で、３．００＜Ｎｉ／Ｐ＜１００．００を満たし、さらに、Ｓｎの含有量とＮｉの含有量との比Ｓｎ／Ｎｉが、原子比で、０．１０＜Ｓｎ／Ｎｉ＜５．００を満たす。
【選択図】なし
Description
本発明は、半導体装置のコネクタや、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１〜４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。
また、特許文献４には、打ち抜き加工時において、プレス金型の摩耗やバリの発生を抑制できるように、せん断加工性を向上させたＣｕ−Ｚｎ―Ｓｎ系合金が提案されている。
また、特許文献４には、打ち抜き加工時において、プレス金型の摩耗やバリの発生を抑制できるように、せん断加工性を向上させたＣｕ−Ｚｎ―Ｓｎ系合金が提案されている。
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と考えられる。
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。
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と考えられる。
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。
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、この特許文献４には、Ｃｕ−Ｚｎ―Ｓｎ系合金に、銅の母相中に固溶しないＰｂ、Ｂｉ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｃａ、ＳｒおよびＭＭ（ミッシュメタル）といった元素を添加することにより、これらの元素がプレス加工時の破断点として機能し、打ち抜き加工性が向上する旨、記載されている。
さらに、この特許文献４には、Ｃｕ−Ｚｎ―Ｓｎ系合金に、銅の母相中に固溶しないＰｂ、Ｂｉ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｃａ、ＳｒおよびＭＭ（ミッシュメタル）といった元素を添加することにより、これらの元素がプレス加工時の破断点として機能し、打ち抜き加工性が向上する旨、記載されている。
ところで、最近、電子・電気機器のさらなる小型化及び軽量化が図られており、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、さらなる強度、曲げ加工性、耐応力緩和特性の向上が求められている。
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。
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。
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。
また、電子・電気機器のさらなる小型化及び軽量化にともない、プレス成型（打ち抜き加工）の高精度化が重要な課題となっている。このため、従来にも増して、せん断加工性に優れた電子・電気機器用銅合金が求められている。しかしながら、上述のＣｕ−Ｚｎ―Ｓｎ系合金は、プレス加工の際、せん断によるバリの発生などに起因する金型の摩耗、打抜き屑の発生が問題となっており、せん断加工性が不十分であった。
ここで、特許文献４には、Ｃｕ−Ｚｎ―Ｓｎ系合金に対してＰｂ、Ｂｉ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｃａ、ＳｒおよびＭＭといった元素を添加することでせん断加工性を向上させることが開示されているが、これらの元素を単に添加しただけでは、せん断加工性を十分に向上させることはできなかった。また、Ｐｂ，Ｂｉ，Ｔｅといった元素は、低融点金属であることから熱間加工性が大幅に劣化するおそれがあった。
ここで、特許文献４には、Ｃｕ−Ｚｎ―Ｓｎ系合金に対してＰｂ、Ｂｉ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｃａ、ＳｒおよびＭＭといった元素を添加することでせん断加工性を向上させることが開示されているが、これらの元素を単に添加しただけでは、せん断加工性を十分に向上させることはできなかった。また、Ｐｂ，Ｂｉ，Ｔｅといった元素は、低融点金属であることから熱間加工性が大幅に劣化するおそれがあった。
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るとともに、強度、曲げ加工性、せん断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を適量添加するとともに、Ｐを適量添加し、Ｎｉの含有量とＰの含有量との比Ｎｉ／Ｐと、Ｓｎの含有量とＮｉの含有量との比Ｓｎ／Ｎｉ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、ＮｉとＰとを含有する析出物を適切に析出させ、同時にＰやＳ等と化合物を形成するＭｇ，Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｃａ，Ｓｒ、Ｙ、Ｍｎ，Ｔｅ及び希土類元素といった元素を適量添加することにより、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、せん断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、Ｐと同時に適量のＦｅ及び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、Ｐと同時に適量のＦｅ及び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２．０ｍａｓｓ％超えて３６．５ｍａｓｓ％以下、Ｓｎを０．１０ｍａｓｓ％以上０．９０ｍａｓｓ％以下、Ｎｉを０．１５ｍａｓｓ％以上１．００ｍａｓｓ％未満、Ｐを０．００５ｍａｓｓ％以上０．１００ｍａｓｓ％以下含有し、さらに、Ｍｇ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｙ，Ｍｎ，Ｔｅ及び希土類元素から選択される少なくとも１種または２種以上を合計で０．００１ｍａｓｓ％以上０．０２０ｍａｓｓ％以下の範囲内で含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなり、Ｎｉの含有量とＰの含有量との比Ｎｉ／Ｐが、原子比で、３．００＜Ｎｉ／Ｐ＜１００．００を満たし、さらに、Ｓｎの含有量とＮｉの含有量との比Ｓｎ／Ｎｉが、原子比で、０．１０＜Ｓｎ／Ｎｉ＜５．００を満たすことを特徴としている。
上述の構成の電子・電気機器用銅合金によれば、ＮｉをＰとともに添加し、Ｓｎ、Ｎｉ、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ＮｉとＰとを含有するＮｉ−Ｐ系析出物を適切に存在させているので、耐応力緩和特性が確実かつ十分に優れ、しかも強度（耐力）も高い。なお、ここでＮｉ−Ｐ系析出物とは、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、Ｆｅ、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−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。
また、上述の構成の電子・電気機器用銅合金において、Ｍｇ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｙ，Ｍｎ，Ｔｅ及び希土類元素から選択される少なくとも１種または２種以上を合計で０．００１ｍａｓｓ％以上０．０２０ｍａｓｓ％以下の範囲内で含有しているので、これらの元素がＰと反応してリン化物を形成する。これらのリン化物は、一部が銅合金中に晶出物として存在しており、残りは析出物として存在している。この晶出物や析出物がせん断加工時に破壊の起点となり、せん断加工性が大幅に向上することになる。さらに、Ｍｇ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｙ，Ｍｎ，Ｔｅ及び希土類元素といった元素は、銅中に存在するＯ，Ｓと反応し、酸化物及び硫化物を形成する。これらの酸化物及び硫化物もせん断加工時に破壊の起点となり、せん断加工性の向上に寄与することになる。また、Ｏ，Ｓを無害化し、特性への悪影響を抑制することができる。
本発明の他の態様による電子・電気機器用銅合金は、Ｚｎを２．０ｍａｓｓ％超えて３６．５ｍａｓｓ％以下、Ｓｎを０．１０ｍａｓｓ％以上０．９０ｍａｓｓ％以下、Ｎｉを０．１５ｍａｓｓ％以上１．００ｍａｓｓ％未満、Ｐを０．００５ｍａｓｓ％以上０．１００ｍａｓｓ％以下含有するとともに、０．００１ｍａｓｓ％以上０．１００ｍａｓｓ％以下のＦｅ及び０．００１ｍａｓｓ％以上０．１００ｍａｓｓ％以下のＣｏのいずれか一方又は両方を含有し、さらに、Ｍｇ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｙ，Ｍｎ，Ｔｅ及び希土類元素から選択される少なくとも１種または２種以上を合計で０．００１ｍａｓｓ％以上０．０２０ｍａｓｓ％以下の範囲内で含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなり、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、３．００＜（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｐ＜１００．００を満たし、かつ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を満たし、さらに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＜１．５００を満たすことを特徴としている。
上述の構成の電子・電気機器用銅合金によれば、ＮｉをＰとともに添加し、さらにＦｅ、Ｃｏを添加し、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及びＣｏの一方又は両方とＮｉとＰとを含有する〔Ｎｉ，（Ｆｅ，Ｃｏ）〕−Ｐ系析出物を適切に存在させているので、耐応力緩和特性が確実かつ十分に優れ、しかも強度（耐力）も高い。なお、ここで〔Ｎｉ，（Ｆｅ，Ｃｏ）〕−Ｐ系析出物とは、Ｎｉ−Ｐ、Ｆｅ−ＰもしくはＣｏ−Ｐの２元系析出物、Ｎｉ−Ｆｅ−Ｐ、Ｎｉ−Ｃｏ−ＰもしくはＦｅ−Ｃｏ−Ｐの３元系析出物、あるいはＮｉ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｐの４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、（Ｆｅ）、（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，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。
また、上述の構成の電子・電気機器用銅合金において、Ｍｇ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｙ，Ｍｎ，Ｔｅ及び希土類元素から選択される少なくとも１種または２種以上を合計で０．００１ｍａｓｓ％以上０．０２０ｍａｓｓ％以下の範囲内で含有しているので、せん断加工性が大幅に向上することになる。また、Ｏ，Ｓを無害化し、特性への悪影響を抑制することができる。
ここで、本発明の電子・電気機器用銅合金においては、Ｓの含有量が、１ｍａｓｓｐｐｍ以上５０ｍａｓｓｐｐｍ以下とされていることが好ましい。
Ｓは、不可避的不純物として銅中に存在する元素である。Ｓは、Ｍｇ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｙ，Ｍｎ，Ｔｅ及び希土類元素といった元素と反応し、金属間化合物又は硫化物として晶出物や析出物を形成する。これらの晶出物や析出物は、せん断加工時に破壊の起点となるため、せん断加工性が大幅に向上することになる。ここで、Ｓの含有量が１ｍａｓｓｐｐｍ未満では、上述の作用効果を十分に奏功せしめることができないおそれがある。一方、Ｓの含有量が５０ｍａｓｓｐｐｍを超えると、冷間加工性が劣化するおそれがある。このため、Ｓの含有量は、１ｍａｓｓｐｐｍ以上５０ｍａｓｓｐｐｍ以下とすることが好ましい。
Ｓは、不可避的不純物として銅中に存在する元素である。Ｓは、Ｍｇ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｙ，Ｍｎ，Ｔｅ及び希土類元素といった元素と反応し、金属間化合物又は硫化物として晶出物や析出物を形成する。これらの晶出物や析出物は、せん断加工時に破壊の起点となるため、せん断加工性が大幅に向上することになる。ここで、Ｓの含有量が１ｍａｓｓｐｐｍ未満では、上述の作用効果を十分に奏功せしめることができないおそれがある。一方、Ｓの含有量が５０ｍａｓｓｐｐｍを超えると、冷間加工性が劣化するおそれがある。このため、Ｓの含有量は、１ｍａｓｓｐｐｍ以上５０ｍａｓｓｐｐｍ以下とすることが好ましい。
さらに、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。
また、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。
また、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。
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、特に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、信頼性に優れている。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。また、せん断加工性に優れた電子・電気機器用銅合金及び電子・電気機器用銅合金薄板で構成されているので、寸法精度に優れている。
また、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。
また、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。
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、特に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、信頼性に優れている。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。また、せん断加工性に優れた電子・電気機器用銅合金及び電子・電気機器用銅合金薄板で構成されているので、寸法精度に優れている。
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、せん断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２．０ｍａｓｓ％超えて３６．５ｍａｓｓ％以下、Ｓｎを０．１０ｍａｓｓ％以上０．９０ｍａｓｓ％以下、Ｎｉを０．１５ｍａｓｓ％以上１．００ｍａｓｓ％未満、Ｐを０．００５ｍａｓｓ％以上０．１００ｍａｓｓ％以下含有し、さらに、Ｍｇ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｙ，Ｍｎ，Ｔｅ及び希土類元素から選択される少なくとも１種または２種以上を合計で０．００１ｍａｓｓ％以上０．０２０ｍａｓｓ％以下の範囲内で含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなる組成を有する。また、本実施形態では、Ｓの含有量が１ｍａｓｓｐｐｍ以上５０ｍａｓｓｐｐｍ以下の範囲内とされている。さらに、本実施形態である電子・電気機器用銅合金においては、０．２％耐力が３００ＭＰａ以上の機械特性を有する。
本実施形態である電子・電気機器用銅合金は、Ｚｎを２．０ｍａｓｓ％超えて３６．５ｍａｓｓ％以下、Ｓｎを０．１０ｍａｓｓ％以上０．９０ｍａｓｓ％以下、Ｎｉを０．１５ｍａｓｓ％以上１．００ｍａｓｓ％未満、Ｐを０．００５ｍａｓｓ％以上０．１００ｍａｓｓ％以下含有し、さらに、Ｍｇ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｙ，Ｍｎ，Ｔｅ及び希土類元素から選択される少なくとも１種または２種以上を合計で０．００１ｍａｓｓ％以上０．０２０ｍａｓｓ％以下の範囲内で含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなる組成を有する。また、本実施形態では、Ｓの含有量が１ｍａｓｓｐｐｍ以上５０ｍａｓｓｐｐｍ以下の範囲内とされている。さらに、本実施形態である電子・電気機器用銅合金においては、０．２％耐力が３００ＭＰａ以上の機械特性を有する。
そして、各合金元素の相互間の含有量比率として、Ｎｉの含有量とＰの含有量との比Ｎｉ／Ｐが、原子比で、次の（１）式
３．００＜Ｎｉ／Ｐ＜１００．００ ・・・（１）を満たし、さらにＳｎの含有量とＮｉの含有量との比Ｓｎ／Ｎｉが、原子比で、次の（２）式
０．１０＜Ｓｎ／Ｎｉ＜５．００ ・・・（２）を満たすように定められている。
３．００＜Ｎｉ／Ｐ＜１００．００ ・・・（１）を満たし、さらにＳｎの含有量とＮｉの含有量との比Ｓｎ／Ｎｉが、原子比で、次の（２）式
０．１０＜Ｓｎ／Ｎｉ＜５．００ ・・・（２）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、Ｐ、並びに、Ｍｇ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｙ，Ｍｎ，Ｔｅ及び希土類元素から選択される少なくとも１種または２種以上のほかに、さらに０．００１ｍａｓｓ％以上０．１００ｍａｓｓ％以下のＦｅ及び０．００１ｍａｓｓ％以上０．１００ｍａｓｓ％以下のＣｏのいずれか一方又は両方を含有してもよい。
そして、各合金元素の相互間の含有量比率として、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（１´）式
３．００＜（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｐ＜１００．００ ・・・（１´）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（２´）式
０．１０＜Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）＜５．００ ・・・（２´）を満たし、さらに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（３´）式
０．００２≦（Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｎｉ＜１．５００ ・・・（３´）を満たすように定められている。
３．００＜（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｐ＜１００．００ ・・・（１´）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（２´）式
０．１０＜Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）＜５．００ ・・・（２´）を満たし、さらに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（３´）式
０．００２≦（Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｎｉ＜１．５００ ・・・（３´）を満たすように定められている。
ここで、上述のように成分組成を規定した理由について以下に説明する。
（Ｚｎ：２．０ｍａｓｓ％超えて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２．０ｍａｓｓ％以下では、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２．０ｍａｓｓ％超えて３６．５ｍａｓｓ％以下の範囲内とした。なお、Ｚｎの含有量は、上記の範囲内でも５．０ｍａｓｓ％以上３３．０ｍａｓｓ％以下の範囲内が好ましく、７．０ｍａｓｓ％以上２７．０ｍａｓｓ％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２．０ｍａｓｓ％以下では、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２．０ｍａｓｓ％超えて３６．５ｍａｓｓ％以下の範囲内とした。なお、Ｚｎの含有量は、上記の範囲内でも５．０ｍａｓｓ％以上３３．０ｍａｓｓ％以下の範囲内が好ましく、７．０ｍａｓｓ％以上２７．０ｍａｓｓ％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。
したがって、Ｓｎの含有量は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。
したがって、Ｓｎの含有量は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、Ｐとともに添加することにより、Ｎｉ−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及びＣｏの一方又は両方と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−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。
したがって、Ｎｉの含有量は０．１５ｍａｓｓ％以上１．００ｍａｓｓ％未満の範囲内とした。なお、Ｎｉの含有量は、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、Ｐとともに添加することにより、Ｎｉ−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及びＣｏの一方又は両方と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−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。
したがって、Ｎｉの含有量は０．１５ｍａｓｓ％以上１．００ｍａｓｓ％未満の範囲内とした。なお、Ｎｉの含有量は、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。
（Ｐ：０．００５ｍａｓｓ％以上０．１００ｍａｓｓ％以下）
Ｐは、Ｎｉとの結合性が高く、Ｎｉとともに適量のＰを含有させれば、Ｎｉ−Ｐ系析出物を析出させることができ、また、Ｆｅ及びＣｏの一方又は両方と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−Ｐ系析出物もしくは〔Ｎｉ，（Ｆｅ，Ｃｏ）〕−Ｐ系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−Ｐ系析出物もしくは〔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。
したがって、Ｐの含有量は、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ることから、Ｐの含有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、Ｎｉとの結合性が高く、Ｎｉとともに適量のＰを含有させれば、Ｎｉ−Ｐ系析出物を析出させることができ、また、Ｆｅ及びＣｏの一方又は両方と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−Ｐ系析出物もしくは〔Ｎｉ，（Ｆｅ，Ｃｏ）〕−Ｐ系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−Ｐ系析出物もしくは〔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。
したがって、Ｐの含有量は、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ることから、Ｐの含有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。
（Ｍｇ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｙ，Ｍｎ，Ｔｅ及び希土類元素：合計で０．００１ｍａｓｓ％以上０．０２０ｍａｓｓ％以下）
Ｍｇ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｙ，Ｍｎ，Ｔｅ，希土類元素といった元素は、Ｐと親和力が高く、リン化物を形成するリン化物形成元素である。これらのリン化物は、一部が晶出物として母相中に存在し、残りは析出物として存在する。これらの晶出物や析出物は、せん断加工時に破壊の起点となるため、せん断加工性が大幅に向上することになる。なお、希土類元素とは、Ｌａ，Ｃｅ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｐｍ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｔｂ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ，Ｌｕのことである。
また、Ｍｇ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｙ，Ｍｎ，Ｔｅ，希土類元素は、不可避的不純物として母相中に存在するＳと反応して硫化物を形成する硫化物形成元素である。
さらに、Ｍｇ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｙ，Ｍｎ，Ｔｅ，希土類元素は、不可避的不純物として母相中に存在するＯと反応して酸化物を形成する酸化物形成元素である。
これらの酸化物及び硫化物もせん断加工時に破壊の起点となるため、せん断加工性の向上に寄与することになる。また、Ｏ，Ｓを無害化し、特性への悪影響を抑制することができる。
ここで、Ｍｇ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｙ，Ｍｎ，Ｔｅ及び希土類元素から選択される少なくとも１種または２種以上の含有量が合計で０．００１ｍａｓｓ％未満だと、所望の効果が得られない。一方、Ｍｇ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｙ，Ｍｎ，Ｔｅ及び希土類元素から選択される少なくとも１種または２種以上の含有量が合計で０．０２０ｍａｓｓ％を超える場合には、導電率の低下に加え、晶出物や析出物の存在割合が多くなり、熱間加工性及び冷間加工性が劣化するおそれがある。
したがって、Ｍｇ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｙ，Ｍｎ，Ｔｅ及び希土類元素から選択される少なくとも１種または２種以上の含有量の合計を０．００１ｍａｓｓ％以上０．０２０ｍａｓｓ％以下の範囲内とした。なお、Ｍｇ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｙ，Ｍｎ，Ｔｅ及び希土類元素から選択される少なくとも１種または２種以上の含有量の合計は、上記の範囲内でも特に０．００１ｍａｓｓ％以上０．０１５ｍａｓｓ％以下の範囲内が好ましい。
Ｍｇ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｙ，Ｍｎ，Ｔｅ，希土類元素といった元素は、Ｐと親和力が高く、リン化物を形成するリン化物形成元素である。これらのリン化物は、一部が晶出物として母相中に存在し、残りは析出物として存在する。これらの晶出物や析出物は、せん断加工時に破壊の起点となるため、せん断加工性が大幅に向上することになる。なお、希土類元素とは、Ｌａ，Ｃｅ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｐｍ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｔｂ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ，Ｌｕのことである。
また、Ｍｇ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｙ，Ｍｎ，Ｔｅ，希土類元素は、不可避的不純物として母相中に存在するＳと反応して硫化物を形成する硫化物形成元素である。
さらに、Ｍｇ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｙ，Ｍｎ，Ｔｅ，希土類元素は、不可避的不純物として母相中に存在するＯと反応して酸化物を形成する酸化物形成元素である。
これらの酸化物及び硫化物もせん断加工時に破壊の起点となるため、せん断加工性の向上に寄与することになる。また、Ｏ，Ｓを無害化し、特性への悪影響を抑制することができる。
ここで、Ｍｇ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｙ，Ｍｎ，Ｔｅ及び希土類元素から選択される少なくとも１種または２種以上の含有量が合計で０．００１ｍａｓｓ％未満だと、所望の効果が得られない。一方、Ｍｇ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｙ，Ｍｎ，Ｔｅ及び希土類元素から選択される少なくとも１種または２種以上の含有量が合計で０．０２０ｍａｓｓ％を超える場合には、導電率の低下に加え、晶出物や析出物の存在割合が多くなり、熱間加工性及び冷間加工性が劣化するおそれがある。
したがって、Ｍｇ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｙ，Ｍｎ，Ｔｅ及び希土類元素から選択される少なくとも１種または２種以上の含有量の合計を０．００１ｍａｓｓ％以上０．０２０ｍａｓｓ％以下の範囲内とした。なお、Ｍｇ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｙ，Ｍｎ，Ｔｅ及び希土類元素から選択される少なくとも１種または２種以上の含有量の合計は、上記の範囲内でも特に０．００１ｍａｓｓ％以上０．０１５ｍａｓｓ％以下の範囲内が好ましい。
（Ｓ：１ｍａｓｓｐｐｍ以上５０ｍａｓｓｐｐｍ以下）
Ｓは、単体、金属間化合物及び複合硫化物などの形態で結晶粒界に存在する。母相中に存在するＳは、Ｍｇ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｙ，Ｍｎ，Ｔｅ及び希土類元素と反応し、金属間化合物又は硫化物として晶出物や析出物を形成する。これらの金属間化合物又は硫化物は、せん断加工時に破壊の起点となることから、せん断加工性が大幅に向上する。ここで、Ｓの含有量が１ｍａｓｓｐｐｍ未満では、上述の作用効果を十分に奏功せしめることができないおそれがある。一方、Ｓの含有量が５０ｍａｓｓｐｐｍを超えると、冷間加工性が劣化するおそれがある。
したがって、本実施形態では、Ｓの含有量を、１ｍａｓｓｐｐｍ以上５０ｍａｓｓｐｐｍ以下とした。なお、Ｓの含有量は、上記の範囲内でも特に２ｍａｓｓｐｐｍ以上４０ｍａｓｓｐｐｍ以下が好ましく、５ｍａｓｓｐｐｍ以上４０ｍａｓｓｐｐｍ以下がさらに好ましい。
Ｓは、単体、金属間化合物及び複合硫化物などの形態で結晶粒界に存在する。母相中に存在するＳは、Ｍｇ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｙ，Ｍｎ，Ｔｅ及び希土類元素と反応し、金属間化合物又は硫化物として晶出物や析出物を形成する。これらの金属間化合物又は硫化物は、せん断加工時に破壊の起点となることから、せん断加工性が大幅に向上する。ここで、Ｓの含有量が１ｍａｓｓｐｐｍ未満では、上述の作用効果を十分に奏功せしめることができないおそれがある。一方、Ｓの含有量が５０ｍａｓｓｐｐｍを超えると、冷間加工性が劣化するおそれがある。
したがって、本実施形態では、Ｓの含有量を、１ｍａｓｓｐｐｍ以上５０ｍａｓｓｐｐｍ以下とした。なお、Ｓの含有量は、上記の範囲内でも特に２ｍａｓｓｐｐｍ以上４０ｍａｓｓｐｐｍ以下が好ましく、５ｍａｓｓｐｐｍ以上４０ｍａｓｓｐｐｍ以下がさらに好ましい。
（Ｆｅ：０．００１ｍａｓｓ％以上０．１００ｍａｓｓ％未満）
Ｆｅは、必ずしも必須の添加元素ではないが、少量のＦｅをＮｉ、Ｐとともに添加すれば、〔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、さらに少量のＣｏを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、Ｆｅ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ない。一方、Ｆｅの添加量が０．１００ｍａｓｓ％以上となれば、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を添加する場合には、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。なお、Ｆｅ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Ｆｅが含有されることがある。
Ｆｅは、必ずしも必須の添加元素ではないが、少量のＦｅをＮｉ、Ｐとともに添加すれば、〔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、さらに少量のＣｏを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、Ｆｅ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ない。一方、Ｆｅの添加量が０．１００ｍａｓｓ％以上となれば、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を添加する場合には、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。なお、Ｆｅ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Ｆｅが含有されることがある。
（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、Ｐとともに添加すれば、〔Ｎｉ，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、さらに少量のＦｅを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を添加する場合には、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、Ｐとともに添加すれば、〔Ｎｉ，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、さらに少量のＦｅを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を添加する場合には、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。
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、（Ｆｅ），（Ｃｏ），Ａｌ，Ａｇ，Ｂ，Ｂａ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗ，Ｒｅ，Ｒｕ，Ｏｓ，Ｏ，（Ｓ），Ｓｅ，Ｒｈ，Ｉｒ，Ｐｄ，Ｐｔ，Ａｕ，Ｃｄ，Ｇａ，Ｉｎ，Ｌｉ，Ｇｅ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｔｌ，Ｐｂ，Ｂｉ，Ｃ，Ｂｅ，Ｎ，Ｈ，Ｈｇ、（Ｍｇ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｙ，Ｍｎ，Ｔｅ及び希土類元素等）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添加量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）、（２）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）、（２）式、（１´）〜（３´）式の限定理由を説明する。
（１）式： ３．００＜Ｎｉ／Ｐ＜１００．００
Ｎｉ／Ｐ比が３．００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／Ｐ比が１００．００以上となれば、固溶したＮｉ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／Ｐ比を上記の範囲内に規制することとした。なお、Ｎｉ／Ｐ比の上限値は、上記の範囲内でも、５０．００以下、好ましくは４０．００以下、さらに好ましくは２０．００以下、さらには１５．００未満、最適には１２．００以下とすることが望ましい。
Ｎｉ／Ｐ比が３．００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／Ｐ比が１００．００以上となれば、固溶したＮｉ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／Ｐ比を上記の範囲内に規制することとした。なお、Ｎｉ／Ｐ比の上限値は、上記の範囲内でも、５０．００以下、好ましくは４０．００以下、さらに好ましくは２０．００以下、さらには１５．００未満、最適には１２．００以下とすることが望ましい。
（２）式： ０．１０＜Ｓｎ／Ｎｉ＜５．００
Ｓｎ／Ｎｉ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比が５．００以上の場合、相対的にＮｉ量が少なくなって、Ｎｉ−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比を上記の範囲内に規制することとした。なお、Ｓｎ／Ｎｉ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比の上限は、上記の範囲内でも、３．００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比が５．００以上の場合、相対的にＮｉ量が少なくなって、Ｎｉ−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比を上記の範囲内に規制することとした。なお、Ｓｎ／Ｎｉ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比の上限は、上記の範囲内でも、３．００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： ３．００＜（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｐ＜１００．００
Ｆｅ及びＣｏの一方又は両方を添加した場合、Ｎｉの一部がＦｅ，Ｃｏで置き換えられたものを考えればよく、（１´）式も基本的には（１）式に準じている。ここで、（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｐ比が３．００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１００．００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、５０．００以下、好ましくは４０．００以下、さらに好ましくは２０．００以下、さらには１５．００未満、最適には１２．００以下とすることが望ましい。
Ｆｅ及びＣｏの一方又は両方を添加した場合、Ｎｉの一部がＦｅ，Ｃｏで置き換えられたものを考えればよく、（１´）式も基本的には（１）式に準じている。ここで、（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｐ比が３．００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１００．００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、５０．００以下、好ましくは４０．００以下、さらに好ましくは２０．００以下、さらには１５．００未満、最適には１２．００以下とすることが望ましい。
（２´）式： ０．１０＜Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）＜５．００
Ｆｅ及びＣｏの一方又は両方を添加した場合の（２´）式も、前記（２）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、３．００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。
Ｆｅ及びＣｏの一方又は両方を添加した場合の（２´）式も、前記（２）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、３．００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。
（３´）式： ０．００２≦（Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｎｉ＜１．５００
Ｆｅ及びＣｏの一方又は両方を添加した場合には、ＮｉとＦｅ及びＣｏの含有量の合計とＮｉの含有量との比も重要となる。（Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｎｉ比が１．５００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１．２００以下の範囲内が望ましい。さらに好ましくは０．００２以上０．７００以下の範囲内が望ましい。
Ｆｅ及びＣｏの一方又は両方を添加した場合には、ＮｉとＦｅ及びＣｏの含有量の合計とＮｉの含有量との比も重要となる。（Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｎｉ比が１．５００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１．２００以下の範囲内が望ましい。さらに好ましくは０．００２以上０．７００以下の範囲内が望ましい。
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）、（２）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−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。
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（例えばスラブ状鋳塊）を得る。
ここで、鋳造での凝固時の冷却速度は、Ｍｇ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｙ，Ｍｎ，Ｔｅ及び希土類元素から選択される少なくとも１種または２種以上を含む粒子を十分に晶出させるために、３０℃／ｓｅｃ未満が好ましい。さらに良好なせん断加工性を得るためには、凝固時の冷却速度を０．１℃／ｓｅｃ以上２５℃／ｓｅｃ未満とすることが望ましい。
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（例えばスラブ状鋳塊）を得る。
ここで、鋳造での凝固時の冷却速度は、Ｍｇ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｙ，Ｍｎ，Ｔｅ及び希土類元素から選択される少なくとも１種または２種以上を含む粒子を十分に晶出させるために、３０℃／ｓｅｃ未満が好ましい。さらに良好なせん断加工性を得るためには、凝固時の冷却速度を０．１℃／ｓｅｃ以上２５℃／ｓｅｃ未満とすることが望ましい。
〔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。この熱処理の条件は特に限定しないが、通常は６００℃以上９５０℃以下において５分以上２４時間以下加熱すればよい。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、十分な均質化効果が得られないおそれがある。一方、熱処理温度が９５０℃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。この熱処理の条件は特に限定しないが、通常は６００℃以上９５０℃以下において５分以上２４時間以下加熱すればよい。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、十分な均質化効果が得られないおそれがある。一方、熱処理温度が９５０℃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。
〔熱間加工工程：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℃以上９５０℃以下、終了温度３００℃以上８５０℃以下、加工率５０％以上９９％以下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して０．５ｍｍ以上５０ｍｍ以下程度の板厚まで圧延すればよい。また、最終形状が線や棒の場合には押出や溝圧延を、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℃以上９５０℃以下、終了温度３００℃以上８５０℃以下、加工率５０％以上９９％以下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して０．５ｍｍ以上５０ｍｍ以下程度の板厚まで圧延すればよい。また、最終形状が線や棒の場合には押出や溝圧延を、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。
〔中間塑性加工工程：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工程Ｓ０３を施した熱間加工材に対して、中間塑性加工を施す。この中間塑性加工工程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％以上９９％以下程度とする。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、圧延を適用して０．０５ｍｍ以上２５ｍｍ以下程度の板厚まで圧延すればよい。また、最終形状が線や棒の場合には押出や溝圧延、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ことができる。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工程Ｓ０３を施した熱間加工材に対して、中間塑性加工を施す。この中間塑性加工工程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％以上９９％以下程度とする。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、圧延を適用して０．０５ｍｍ以上２５ｍｍ以下程度の板厚まで圧延すればよい。また、最終形状が線や棒の場合には押出や溝圧延、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ことができる。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工程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−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℃以上８００℃以下で、１秒以上２４時間以下とすればよい。
ここで、中間熱処理においては、バッチ式の加熱炉を用いてもよいし、連続焼鈍ラインを用いてもよい。そして、バッチ式の加熱炉を用いて中間熱処理を実施する場合には、３００℃以上８００℃以下の温度で５分以上２４時間以下加熱することが好ましい。また、連続焼鈍ラインを用いて中間熱処理を実施する場合には、加熱到達温度を３５０℃以上８００℃以下とし、かつこの範囲内の温度で、保持なし、若しくは１秒以上５分以下程度保持することが好ましい。以上のように、中間熱処理工程Ｓ０５における熱処理条件は、熱処理を実施する具体的手段によって異なることになる。
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、あるいは還元性雰囲気）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工程Ｓ０４と中間熱処理工程Ｓ０５を、複数回繰り返してもよい。
冷間もしくは温間での中間塑性加工工程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−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℃以上８００℃以下で、１秒以上２４時間以下とすればよい。
ここで、中間熱処理においては、バッチ式の加熱炉を用いてもよいし、連続焼鈍ラインを用いてもよい。そして、バッチ式の加熱炉を用いて中間熱処理を実施する場合には、３００℃以上８００℃以下の温度で５分以上２４時間以下加熱することが好ましい。また、連続焼鈍ラインを用いて中間熱処理を実施する場合には、加熱到達温度を３５０℃以上８００℃以下とし、かつこの範囲内の温度で、保持なし、若しくは１秒以上５分以下程度保持することが好ましい。以上のように、中間熱処理工程Ｓ０５における熱処理条件は、熱処理を実施する具体的手段によって異なることになる。
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、あるいは還元性雰囲気）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工程Ｓ０４と中間熱処理工程Ｓ０５を、複数回繰り返してもよい。
〔仕上塑性加工工程：Ｓ０６〕
中間熱処理工程Ｓ０５の後には、最終寸法、最終形状まで仕上塑性加工を行う。仕上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）を適用して０．０５ｍｍ以上１．０ｍｍ以下程度の板厚に圧延すればよい。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％以上７０％以下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５％以上７０％以下、より好ましくは、１０％以上７０％以下とする。仕上塑性加工後は、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、最終形状まで仕上塑性加工を行う。仕上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）を適用して０．０５ｍｍ以上１．０ｍｍ以下程度の板厚に圧延すればよい。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％以上７０％以下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５％以上７０％以下、より好ましくは、１０％以上７０％以下とする。仕上塑性加工後は、これをそのまま製品として用いてもよいが、通常は、さらに仕上熱処理を施すことが好ましい。
〔仕上熱処理工程：Ｓ０７〕
仕上塑性加工後には、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、仕上熱処理工程Ｓ０７を行う。この仕上熱処理は、１５０℃以上８００℃以下の範囲内の温度で、０．１秒以上２４時間以下行うことが望ましい。熱処理温度が高温の場合は短時間の熱処理、熱処理温度が低温の場合は長時間の熱処理を実施すればよい。仕上熱処理の温度が１５０℃未満、または仕上熱処理の時間が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る。一方、仕上熱処理の温度が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、仕上塑性加工工程Ｓ０６を行わない場合には、仕上熱処理工程Ｓ０７は省略してもよい。
仕上塑性加工後には、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、仕上熱処理工程Ｓ０７を行う。この仕上熱処理は、１５０℃以上８００℃以下の範囲内の温度で、０．１秒以上２４時間以下行うことが望ましい。熱処理温度が高温の場合は短時間の熱処理、熱処理温度が低温の場合は長時間の熱処理を実施すればよい。仕上熱処理の温度が１５０℃未満、または仕上熱処理の時間が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る。一方、仕上熱処理の温度が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、仕上塑性加工工程Ｓ０６を行わない場合には、仕上熱処理工程Ｓ０７は省略してもよい。
以上のようにして、Ｍｇ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｙ，Ｍｎ，Ｔｅ及び希土類元素から選択される少なくとも１種または２種以上を含むリン化物、硫化物等の粒子、α相主体の母相からＮｉ−Ｐ系析出物、あるいは、〔Ｎｉ，（Ｆｅ，Ｃｏ）〕−Ｐ系析出物が分散析出した、最終製品形態のＣｕ−Ｚｎ―Ｓｎ系合金材を得ることができる。特に、加工方法として圧延を適用した場合、板厚０．０５ｍｍ以上１．０ｍｍ以下程度のＣｕ−Ｚｎ―Ｓｎ系合金薄板（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良いが、通常は板面の一方、もしくは両面に、膜厚０．１μｍ以上１０μｍ以下程度の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が、常法に従って電解めっきを適用したり、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たりしてもよい。
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、α相主体の母相からＮｉ−Ｐ系析出物もしくは〔Ｎｉ，（Ｆｅ，Ｃｏ）〕−Ｐ系析出物を適切に存在させているので、耐応力緩和特性が確実かつ十分に優れ、しかも強度（耐力）も高い。
そして、本実施形態では、Ｍｇ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｙ，Ｍｎ，Ｔｅ及び希土類元素から選択される少なくとも１種または２種以上を合計で０．００１ｍａｓｓ％以上０．０２０ｍａｓｓ％以下の範囲内で含有しているので、Ｍｇ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｙ，Ｍｎ，Ｔｅ及び希土類元素から選択される少なくとも１種または２種以上を含むリン化物等の晶出物粒子や析出物粒子が分散されることになり、せん断加工性を大幅に向上することが可能となる。
そして、本実施形態では、Ｍｇ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｙ，Ｍｎ，Ｔｅ及び希土類元素から選択される少なくとも１種または２種以上を合計で０．００１ｍａｓｓ％以上０．０２０ｍａｓｓ％以下の範囲内で含有しているので、Ｍｇ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｙ，Ｍｎ，Ｔｅ及び希土類元素から選択される少なくとも１種または２種以上を含むリン化物等の晶出物粒子や析出物粒子が分散されることになり、せん断加工性を大幅に向上することが可能となる。
また、本実施形態では、Ｓの含有量が、１ｍａｓｓｐｐｍ以上とされているので、Ｍｇ，Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｃａ，Ｓｒ、Ｙ、Ｍｎ，Ｔｅ，希土類元素といった元素と反応し、金属間化合物又は硫化物として晶出物や析出物を形成することができ、さらにせん断加工性を向上させることが可能となる。また、Ｓの含有量が５０ｍａｓｓｐｐｍ以下とされているので、冷間加工性の劣化を抑制することができる。
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。
本実施形態である電子・電気機器用導電部材及び端子は、上述の電子・電気機器用銅合金及び電子・電気機器用銅合金薄板で構成されているので、耐応力緩和特性に優れており、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、信頼性に優れている。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。さらに、せん断加工性に優れた電子・電気機器用銅合金及び電子・電気機器用銅合金薄板で構成されているので、寸法精度に優れている。
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、Ｍｇ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｙ，Ｍｎ，Ｔｅ及び希土類元素から選択される少なくとも１種または２種以上を含むリン化物等の粒子が分散されていればよい。
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、Ｍｇ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｙ，Ｍｎ，Ｔｅ及び希土類元素から選択される少なくとも１種または２種以上を含むリン化物等の粒子が分散されていればよい。
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。
まず、Ｃｕ−４０ｍａｓｓ％Ｚｎ母合金および純度９９．９９ｍａｓｓ％以上の無酸素銅（ＡＳＴＭ Ｂ１５２ Ｃ１０１００）からなる原料を準備し、これを高純度グラファイト坩堝内に装入して、Ｎ２ガス雰囲気において電気炉を用いて溶解した。銅合金溶湯内に、各種添加元素を添加して、表１〜８に示す成分組成の合金溶湯を溶製し、カーボン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３０ｍｍ×幅約５０ｍｍ×長さ約２００ｍｍとした。また、凝固時の冷却速度は２０℃／ｓｅｃ以下とした。
続いて各鋳塊について、均質化処理として、Ａｒガス雰囲気中において、表９〜１２に記載した温度で所定時間（１〜４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、均質化処理として、Ａｒガス雰囲気中において、表９〜１２に記載した温度で所定時間（１〜４時間）保持後、水焼き入れを実施した。
次に、熱間圧延を実施した。熱間圧延開始温度が表９〜１２に記載した温度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℃から水焼入れを行い、切断および表面研削実施後、厚さ約１４ｍｍ×幅約１８０ｍｍ×長さ約１００ｍｍの熱間圧延材を製出した。
その後、中間塑性加工および中間熱処理を、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７５％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℃以上８００℃以下で所定時間（１秒〜２４時間）保持後、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、後述する仕上塑性加工に供した。
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％以上の一次冷間圧延（一次中間塑性加工）を行った後、一次中間熱処理として、２００℃以上８００℃以下で所定時間（１秒〜２４時間）保持後、水焼入れした。次に、圧延率約５０％以上の二次冷間圧延（二次中間塑性加工）を行った後、二次中間熱処理として、２００℃以上８００℃以下で所定時間（１秒〜２４時間）保持後、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、後述する仕上塑性加工に供した。
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７５％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℃以上８００℃以下で所定時間（１秒〜２４時間）保持後、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、後述する仕上塑性加工に供した。
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％以上の一次冷間圧延（一次中間塑性加工）を行った後、一次中間熱処理として、２００℃以上８００℃以下で所定時間（１秒〜２４時間）保持後、水焼入れした。次に、圧延率約５０％以上の二次冷間圧延（二次中間塑性加工）を行った後、二次中間熱処理として、２００℃以上８００℃以下で所定時間（１秒〜２４時間）保持後、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、後述する仕上塑性加工に供した。
その後、仕上塑性加工として、表９〜１２に示す圧延率で冷間圧延を実施した。
最後に、仕上熱処理として、表９〜１２に示した温度で所定時間（１秒〜２４時間）保持後、水焼入れした。そして、切断および表面研磨を実施し、厚さ０．５ｍｍ×幅約１８０ｍｍの特性評価用条材を製出した。
最後に、仕上熱処理として、表９〜１２に示した温度で所定時間（１秒〜２４時間）保持後、水焼入れした。そして、切断および表面研磨を実施し、厚さ０．５ｍｍ×幅約１８０ｍｍ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、熱間加工性、冷間加工性、平均結晶粒径、導電率、機械的特性（耐力）、曲げ加工性、せん断加工性、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る。また、これらの評価結果を表１３〜１６に示す。
〔熱間加工性／冷間加工性〕
前述の熱間圧延、冷間圧延時における耳割れの有無を観察した。目視観察で耳割れが２ｍｍ未満のものを「○」、長さ２ｍｍ以上の大きな耳割れが発生したものを「×」と評価した。
なお、耳割れの長さとは、圧延材の幅方向端部から幅方向中央部に向かう耳割れの長さのことである。
前述の熱間圧延、冷間圧延時における耳割れの有無を観察した。目視観察で耳割れが２ｍｍ未満のものを「○」、長さ２ｍｍ以上の大きな耳割れが発生したものを「×」と評価した。
なお、耳割れの長さとは、圧延材の幅方向端部から幅方向中央部に向かう耳割れの長さのことである。
〔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結晶粒界とし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。
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結晶粒界とし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。
〔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。
〔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、ヤング率Ｅ、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、ヤング率Ｅ、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。
〔曲げ加工性〕
日本伸銅協会技術標準ＪＣＢＡ−Ｔ３０７：２００７の４試験方法に準拠して曲げ加工を行った。圧延方向と試験片の長手方向が直交するように、特性評価用条材から幅１０ｍｍ×長さ３０ｍｍの試験片を複数採取し、曲げ角度が９０度、曲げ半径が０．５ｍｍのＷ型の治具を用い、Ｗ曲げ試験を行った。
曲げ部の外周部を目視で観察して割れが観察された場合は「×」、破断や微細な割れが確認されなかった場合は「○」と判定した。
日本伸銅協会技術標準ＪＣＢＡ−Ｔ３０７：２００７の４試験方法に準拠して曲げ加工を行った。圧延方向と試験片の長手方向が直交するように、特性評価用条材から幅１０ｍｍ×長さ３０ｍｍの試験片を複数採取し、曲げ角度が９０度、曲げ半径が０．５ｍｍのＷ型の治具を用い、Ｗ曲げ試験を行った。
曲げ部の外周部を目視で観察して割れが観察された場合は「×」、破断や微細な割れが確認されなかった場合は「○」と判定した。
〔せん断加工性〕
特性評価用条材から金型で角孔（８ｍｍ×８ｍｍ）を多数打抜いて、図２に示される破断面割合（打ち抜きされた部分の板厚に対する破断面の割合）及びかえり高さの測定により評価を行った。打ち抜きの切口面においては、破断面とせん断面とが存在しており、せん断面の割合が少なく破断面の割合が多いほど、せん断加工性に優れることになる。
金型のクリアランスは０．０２ｍｍとし、５０ｓｐｍ（ｓｔｒｏｋｅ ｐｅｒ ｍｉｎｕｔｅ）の打ち抜き速度により打ち抜きを行った。破断面割合、かえり高さの測定は穴抜き側の切口面を観察し、各測定箇所１０点の平均を評価した。
なお、破断面の割合が４０％以上のものを「○」と評価し、４０％未満のものを「×」と評価した。また、かえり高さが６μｍ以下のものを「○」と評価し、６μｍを超えるものを「×」と評価した。
特性評価用条材から金型で角孔（８ｍｍ×８ｍｍ）を多数打抜いて、図２に示される破断面割合（打ち抜きされた部分の板厚に対する破断面の割合）及びかえり高さの測定により評価を行った。打ち抜きの切口面においては、破断面とせん断面とが存在しており、せん断面の割合が少なく破断面の割合が多いほど、せん断加工性に優れることになる。
金型のクリアランスは０．０２ｍｍとし、５０ｓｐｍ（ｓｔｒｏｋｅ ｐｅｒ ｍｉｎｕｔｅ）の打ち抜き速度により打ち抜きを行った。破断面割合、かえり高さの測定は穴抜き側の切口面を観察し、各測定箇所１０点の平均を評価した。
なお、破断面の割合が４０％以上のものを「○」と評価し、４０％未満のものを「×」と評価した。また、かえり高さが６μｍ以下のものを「○」と評価し、６μｍを超えるものを「×」と評価した。
〔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、Ｚｎ量が２．０ｍａｓｓ％を超えて１５．０ｍａｓｓ％未満の試料（表１３〜１６中の「２−１５Ｚｎ評価」の欄に記入したもの）については、１５０℃の温度で５００時間保持後、Ｚｎ量が１５．０ｍａｓｓ％以上３６．５ｍａｓｓ％以下の試料（表１３〜１６中の「１５−３６．５Ｚｎ評価」の欄に記入したもの）については、１２０℃の温度で５００時間保持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：ヤング率（ＭＰａ）
ｔ：試料の厚み(ｔ＝０．５ｍｍ)
δ０：初期たわみ変位（２ｍｍ）
Ｌｓ：スパン長さ（ｍｍ）である。
また、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、もしくは１５０℃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。
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、Ｚｎ量が２．０ｍａｓｓ％を超えて１５．０ｍａｓｓ％未満の試料（表１３〜１６中の「２−１５Ｚｎ評価」の欄に記入したもの）については、１５０℃の温度で５００時間保持後、Ｚｎ量が１５．０ｍａｓｓ％以上３６．５ｍａｓｓ％以下の試料（表１３〜１６中の「１５−３６．５Ｚｎ評価」の欄に記入したもの）については、１２０℃の温度で５００時間保持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：ヤング率（ＭＰａ）
ｔ：試料の厚み(ｔ＝０．５ｍｍ)
δ０：初期たわみ変位（２ｍｍ）
Ｌｓ：スパン長さ（ｍｍ）である。
また、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、もしくは１５０℃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。
上記の各組織観察結果、各評価結果について、表１３〜１６に示す。
比較例１０１においては、Ｍｇ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｙ，Ｍｎ，Ｔｅ及び希土類元素から選択される少なくとも１種または２種以上の含有量の合計が本発明の範囲を超えており、冷間加工時に割れが認められた。このため、その後の製造工程及び特性評価を実施しなかった。
比較例１０２においては、Ｍｇ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｙ，Ｍｎ，Ｔｅ及び希土類元素から選択される少なくとも１種または２種以上の含有量の合計が本発明の範囲を大きく超えており、熱間加工時に割れが認められた。このため、その後の製造工程及び特性評価を実施しなかった。
比較例１０２においては、Ｍｇ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｙ，Ｍｎ，Ｔｅ及び希土類元素から選択される少なくとも１種または２種以上の含有量の合計が本発明の範囲を大きく超えており、熱間加工時に割れが認められた。このため、その後の製造工程及び特性評価を実施しなかった。
比較例１０３においては、Ｓｎ，Ｎｉ，Ｐを添加しておらず本発明の範囲外であることから、耐応力緩和特性が「×」評価となった。
比較例１０４においては、Ｚｎの含有量が本発明の範囲を超えており、冷間加工時に割れが認められた。このため、その後の製造工程及び特性評価を実施しなかった。
比較例１０４においては、Ｚｎの含有量が本発明の範囲を超えており、冷間加工時に割れが認められた。このため、その後の製造工程及び特性評価を実施しなかった。
比較例１０５においては、Ｓｎを添加しておらず本発明の範囲外であることから、耐応力緩和特性が「×」評価となった。
比較例１０６においては、Ｎｉを添加しておらず本発明の範囲外であることから、耐応力緩和特性が「×」評価となった。
比較例１０７においては、Ｐを添加しておらず本発明の範囲外であることから、せん断加工性に劣っていた。また、耐応力緩和特性が「×」評価となった。
比較例１０６においては、Ｎｉを添加しておらず本発明の範囲外であることから、耐応力緩和特性が「×」評価となった。
比較例１０７においては、Ｐを添加しておらず本発明の範囲外であることから、せん断加工性に劣っていた。また、耐応力緩和特性が「×」評価となった。
比較例１０８においては、Ｍｇ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｙ，Ｍｎ，Ｔｅ，希土類元素といった元素を添加しておらず本発明の範囲外であることから、せん断加工性に劣っていた。このため、耐応力緩和特性については評価しなかった。
これに対して、表１３，１４，１５に示しているように、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とされた本発明例Ｎｏ．１〜４３は、いずれも耐応力緩和特性が優れており、さらに耐力、曲げ加工性にも優れており、コネクタやその他の端子に十分に適用可能であることが確認された。また、せん断加工性に特に優れており、プレス成型（打ち抜き加工）を高精度に実施することが可能であることが確認された。
Claims (10)
- Ｚｎを２．０ｍａｓｓ％超えて３６．５ｍａｓｓ％以下、Ｓｎを０．１０ｍａｓｓ％以上０．９０ｍａｓｓ％以下、Ｎｉを０．１５ｍａｓｓ％以上１．００ｍａｓｓ％未満、Ｐを０．００５ｍａｓｓ％以上０．１００ｍａｓｓ％以下含有し、
さらに、Ｍｇ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｙ，Ｍｎ，Ｔｅ及び希土類元素から選択される少なくとも１種または２種以上を合計で０．００１ｍａｓｓ％以上０．０２０ｍａｓｓ％以下の範囲内で含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなり、
Ｎｉの含有量とＰの含有量との比Ｎｉ／Ｐが、原子比で、
３．００＜Ｎｉ／Ｐ＜１００．００
を満たし、
さらに、Ｓｎの含有量とＮｉの含有量との比Ｓｎ／Ｎｉが、原子比で、
０．１０＜Ｓｎ／Ｎｉ＜５．００
を満たすことを特徴とする電子・電気機器用銅合金。 - Ｚｎを２．０ｍａｓｓ％超えて３６．５ｍａｓｓ％以下、Ｓｎを０．１０ｍａｓｓ％以上０．９０ｍａｓｓ％以下、Ｎｉを０．１５ｍａｓｓ％以上１．００ｍａｓｓ％未満、Ｐを０．００５ｍａｓｓ％以上０．１００ｍａｓｓ％以下含有するとともに、
０．００１ｍａｓｓ％以上０．１００ｍａｓｓ％以下のＦｅ及び０．００１ｍａｓｓ％以上０．１００ｍａｓｓ％以下のＣｏのいずれか一方又は両方を含有し、
さらに、Ｍｇ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｙ，Ｍｎ，Ｔｅ及び希土類元素から選択される少なくとも1種または２種以上を合計で０．００１ｍａｓｓ％以上０．０２０ｍａｓｓ％以下の範囲内で含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなり、
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、
３．００＜（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｐ＜１００．００
を満たし、
かつ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
を満たし、
さらに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＜１．５００
を満たすことを特徴とする電子・電気機器用銅合金。 - 請求項１または請求項２に記載の電子・電気機器用銅合金において、
Ｓの含有量が、１ｍａｓｓｐｐｍ以上５０ｍａｓｓｐｐｍ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・電気機器用銅合金において、
０．２％耐力が３００ＭＰａ以上であ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４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５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４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４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５または請求項６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５または請求項６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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|---|---|---|---|
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Applications Claiming Priority (3)
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|---|---|---|---|
| JP2013145006 | 2013-07-10 | ||
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Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN107923001A (zh) * | 2015-07-30 | 2018-04-17 | 三菱综合材料株式会社 | 电子电气设备用铜合金、电子电气设备用铜合金薄板、电子电气设备用导电部件及端子 |
| CN113462925A (zh) * | 2021-06-24 | 2021-10-01 | 宁波金田铜业(集团)股份有限公司 | 一种易切削黄铜及其制备方法 |
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- 2013-12-27 JP JP2013273408A patent/JP2015034332A/ja active Pending
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