JP6146695B2

JP6146695B2 - 銅合金材、及びコネクタ部品

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Publication number: JP6146695B2
Application number: JP2013098448A
Authority: JP
Inventors: 寛泉田; 西川　太一郎; 太一郎西川; 力俊岩本
Original assignee: Sumitomo Electric Industries Ltd
Current assignee: Sumitomo Electric Industries Ltd
Priority date: 2013-05-08
Filing date: 2013-05-08
Publication date: 2017-06-14
Anticipated expiration: 2033-05-08
Also published as: JP2014218698A

Description

本発明は、銅（Cu）を主体とするCu母相と、鉄（Fe）を主体とする第２相とを含む組織を有する銅合金材、及びコネクタ部品に関する。特に、製造し易く、耐応力緩和特性に優れる銅合金材に関する。

コネクタ、スイッチ、リレー、端子、ばね、リードフレームなどの電気・電子部品の材料として、銅合金材が使用されている。従来、このような用途には、Cu−Zn合金（黄銅）、Cu−Sn−P合金（りん青銅）、Cu−Zn−Ni合金（洋白）、Cu−Be合金（ベリリウム銅）などが使用されている。近年、電気・電子部品の小型化・高密度化に伴い、銅合金材には高強度と高導電率とを兼ね備える特性が要求されている。

このような要求特性を満たすために、Cuを主体とするCu母相と、Feを主体とする第２相とを有する組織からなり、Cu母相中に第２相粒子（Fe粒子）が分散した銅合金材（Cu−Fe合金）が開発されている（例えば、特許文献１〜３を参照）。このCu−Fe合金は、溶解したCu溶湯にFeを添加して鋳造することで、Cu母相中にFe粒子を分散した状態で晶出させると共に、この鋳塊を伸線加工や圧延加工などの強加工することで、Fe粒子を繊維状（針状や帯状）に延伸させる。そして、Cu−Fe合金は、Cu母相中に分散した繊維状のFe粒子によって高強度化を図りつつ、Cu母相によって高導電性を確保できる。

特開平５−２８７４１７号公報特開２００６−２８３１２９号公報特開２００７−２７０２４１号公報

コネクタ部品などに使用される銅合金材には、高い接触圧を付与するために高強度であることは勿論、一定荷重又は繰り返し荷重が長期に亘って負荷されても接触圧を維持するために、へたり（応力緩和率）が小さく、かつ、弾性復元力（残存応力）が高いことも要求される。特に、電気自動車やハイブリッド自動車などの車載用部品では、使用環境温度が高く、また近年の高電圧・高電流化に伴う発熱による温度上昇も大きいことから、150℃前後の高温下で長期間使用した場合であっても、接触圧を維持することが求められている。したがって、使用される銅合金材には、耐応力緩和特性に優れ、信頼性の高い材料が要求されている。

本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、本発明の目的の一つは、製造し易く、耐応力緩和特性に優れる銅合金材を提供することにある。

本発明の銅合金材は、Cuを主体とするCu母相と、Feを主体とする第２相とを含む組織を有する。本発明の銅合金材は、Feと、Mg及びSnから選択される少なくとも一種の強化元素と、P、Si、Al及びMnから選択される少なくとも一種の酸化物生成元素とを含み、残部がCu及び不可避不純物の組成を有する。また、Fe、強化元素及び酸化物生成元素の各含有量はそれぞれ、Feが5質量％以上30質量％以下、強化元素が0.2質量％以上2.0質量％以下、酸化物生成元素が0.01質量％以上0.5質量％以下である。そして、Cu母相中に第２相の粒子が分散し、第２相の平均粒子間距離が0.1μm以上2.0μm以下である。

本発明の銅合金材は、Cu母相中に第２相粒子（Fe粒子）が分散した、所謂２相合金であり、第２相の平均粒子間距離が0.1μm以上2.0μm以下であることで、耐応力緩和特性に優れる。以下、本発明の銅合金材における組成及び組織について、詳しく説明する。

［組成］
本発明の銅合金材は、Feと、Mg及びSnから選択される少なくとも一種の強化元素と、P、Si、Al及びMnから選択される少なくとも一種の酸化物生成元素とを含み、残部がCu及び不可避不純物の組成を有する。

（Fe）
Feは、Cu中に固溶し難く、溶解鋳造時又は熱処理（時効熱処理）により晶出又は析出して第２相を形成し、この第２相粒子が強加工によりCu母相中に繊維状に分散することで、強度及び耐応力緩和特性を向上させる。Feの含有量は、少な過ぎると、十分な強度や耐応力緩和特性が得られず、多過ぎると、導電率や加工性（絞り）が低下することから、5質量％以上30質量％以下とする。より好ましいFeの含有量は、10質量％以上25質量％以下、さらに好ましいFeの含有量は15質量％以上20質量％以下である。

（強化元素：Mg、Sn）
強化元素（Mg、Sn）は、Cu中に固溶し、強度及び耐応力緩和特性を向上させる。強化元素の含有量は、少な過ぎると、十分な強度や耐応力緩和特性が得られず、多過ぎると、導電率や加工性（絞り）が低下することから、0.2質量％以上2.0質量％以下とする。より好ましい強化元素の含有量は、0.4質量％以上1.2質量％以下である。

（酸化物生成元素：P、Si、Al、Mn）
酸化物生成元素（P、Si、Al、Mn）は、溶解鋳造時に酸素と反応して微細な酸化物粒子を生成し、この酸化物粒子を凝固核として第２相が晶出することで、第２相粒子を微細化する。つまり、酸化物生成元素は、第２相粒子を微細に分散させ、第２相の粒子間距離を制御する機能を有する。また、酸化物生成元素は、脱酸剤として機能することから、銅合金中の酸素含有量を低減し、導電率を向上させると共に、銅合金中に巣などの欠陥が発生することによる機械的特性の低下を抑制し、製造性を向上させる。酸化物生成元素の含有量は、少な過ぎると、製造性が悪化したり、多過ぎると、導電率が低下することから、0.01質量％以上0.5質量％以下とする。より好ましい酸化物生成元素の含有量は、0.03質量％以上0.2質量％以下である。

［組織］
本発明の銅合金材は、Cuを主体とするCu母相と、Feを主体とする第２相とを含み、Cu母相中に第２相粒子が分散した２相合金組織を有する。

（第２相粒子及び粒子間距離）
第２相粒子は、Cu母相中に晶出又は析出したFeを主体とする粒子であり、強加工により繊維状に分散する。第２相粒子は、Mg又はSnの強化元素やPなどの酸化物生成元素を含有してもよい。第２相の粒子間距離が小さい程、強度及び耐応力緩和特性を向上させる効果が大きいが、粒子間距離を小さくするには、鋳造時の冷却速度を著しく早める必要があるなど、製造上の制約が大きい。このような観点から、第２相の平均粒子間距離は、0.1μm以上2.0μm以下とする。より好ましい第２相の平均粒子間距離は、0.3μm以上1.0μm以下である。

本発明の銅合金材は、上記の組成及び組織を有することで、下記の特性を達成することができる。

（150℃での耐応力緩和特性）
本発明の銅合金材は、試験温度：150℃、初期応力：0.2％耐力の80％、試験時間：100時間の条件での応力緩和試験における残存応力率が90％以上、かつ、残存応力が400MPa以上を達成できる。したがって、150℃前後の高温下で長期間使用しても、残存応力率が大きい（応力緩和率が小さい）ため、へたり難く、また残存応力（弾性復元力）が高いことから、耐応力緩和特性に優れる。そのため、コネクタ部品などに使用した場合、高温下で長期に亘って高い接触圧を維持することができ、信頼性が高い。残存応力率は95％以上、残存応力は550MPa以上がより好ましい。

（導電率）
本発明の銅合金材は、導電率が20％IACS以上を達成できる。したがって、導電率がある程度高いため、コネクタ部品などに好適に使用することができる。銅合金材をコネクタ部品に使用する場合、万が一、コネクタ部品に接触不良などの理由により電気抵抗が上昇する不具合が起こった場合でもジュール熱による発熱を抑制する観点から、導電率は40％IACS以上がより好ましい。

（引張強さ、0.2％耐力及び絞り）
本発明の銅合金材は、引張強さが600MPa以上、0.2％耐力が500MPa以上、絞りが30％以上を達成できる。したがって、引張強さ及び0.2％耐力が高く、高強度であるため、コネクタ部品などにおいて高い接触圧を付与することができ、また、絞りがある程度高いため、加工性にも優れることから、機械的特性に優れる。引張強さは650MPa以上、さらに700MPa以上、0.2％耐力は550MPa以上、さらに600MPa以上、絞りは40％以上がより好ましい。

（加熱後の0.2％耐力）
本発明の銅合金材は、200℃で30分間の加熱後の0.2％耐力が500MPa以上を達成できる。加熱後の0.2％耐力は600MPa以上、さらに700MPaがより好ましい

本発明者らが鋭意研究した結果、第２相の平均粒子間距離が0.1μm〜2.0μmの範囲である本発明の銅合金材は、テンパー特性に変化が生じることを見出した。具体的には、200℃で30分間の加熱後における引張強さ及び0.2％耐力などの強度特性が飛躍的に向上し、加熱後の0.2％耐力が500MPa以上を達成することができる。これは、パーライト鋼などにおける歪時効現象（コットレル効果）と同様の現象が起こっていると考えられる。この現象は、加熱したときに、加工歪に起因する刃状転位が歪を回復させる方向に移動するが、転位同士が絡み合い、それ以上の回復が起こらず、引張強さ（硬度）が増加する現象である。本発明の銅合金材では、高温下において、転位がCuの結晶粒界やCuと第２相（Fe）との粒界（Cu／Fe粒界）に移動して回復（消滅）しようとするが、第２相の粒子間距離が小さいことから、特にCu／Fe粒界で回復が起こらず、転位が局所的に集中することで、上記した歪時効現象と同様の現象が発現するものと考えられる。

また、本発明者らは、200℃で30分間の加熱後の0.2％耐力が、上記した150℃での耐応力緩和特性の代用特性として用いることができるとの知見を得た。耐応力緩和特性は、へたり度合いを示す指標であり、その代用特性として、0.2％耐力（弾性限）を用いることが考えられる。しかしながら、本発明者らが、加熱前の0.2％耐力と150℃での耐応力緩和特性（残存応力率及び残存応力）との関係を調べたところ、特に0.2％耐力が低い範囲ではばらつきが大きく、両者の間に必ずしも明確な比例関係が得られないことが分かった。一方で、加熱後の0.2％耐力と150℃での耐応力緩和特性（残存応力率及び残存応力）とでは、ばらつきが小さく、両者の間に明確な比例関係が得られることが分かった。したがって、150℃での耐応力緩和特性の代用特性として、加熱後の0.2％耐力を好適に用いることができる。そして、加熱後の0.2％耐力が500MPa以上である本発明の銅合金材は、上記した150℃での耐応力緩和特性（残存応力率≧90％、残存応力400MPa以上）を満たすことができる。

本発明のコネクタ部品は、上記した本発明の銅合金材からなる。

本発明のコネクタ部品は、耐応力緩和特性に優れる本発明の銅合金材で形成されていることで、150℃前後の高温下で長期間使用しても、高い接触圧を維持することができ、信頼性が高い。

本発明の銅合金材は、特定の組成及び組織を有することで、製造し易く、耐応力緩和特性に優れる。

加熱前の0.2％耐力と150℃での耐応力緩和特性との関係を説明するための図であり、（A）は0.2％耐力と残存応力率との関係を示すグラフ、（B）は0.2％耐力と残存応力率との関係を示すグラフである。加熱後の0.2％耐力と150℃での耐応力緩和特性との関係を説明するための図であり、（A）は0.2％耐力と残存応力率との関係を示すグラフ、（B）は0.2％耐力と残存応力率との関係を示すグラフである。

本発明の銅合金材は、CuやFeなどの原料を用意する準備工程→原料を溶解して銅合金の溶湯を得る溶解工程→銅合金の溶湯を鋳造して銅合金の鋳塊を得る鋳造工程→銅合金の鋳塊を強加工して銅合金材を得る加工工程により製造することができる。以下、銅合金材の各製造工程について、詳しく説明する。

（準備工程）
準備工程では、主原料となるCuと、Feと、Mg及びSnから選択される少なくとも一種の強化元素と、P、Si、Al及びMnから選択される少なくとも一種の酸化物生成元素とを用意する。Fe、強化元素及び酸化物生成元素のそれぞれ割合は、Feを5質量％以上30質量％以下、強化元素を総量で0.2質量％以上2.0質量％以下、酸化物生成元素を総量で0.01質量％以上0.5質量％以下とする。

（溶解工程）
溶解工程では、原料を溶解して銅合金の溶湯を作製する。例えば、所定の組成となるように原料をルツボに入れ、真空又は不活性ガス雰囲気中で加熱する。加熱温度は、1300℃以上1500℃以下とすることが挙げられる。このとき、高周波誘導加熱装置を用いて加熱することが好ましく、これにより溶湯を撹拌して均質化することができ、溶湯中にFeなどの添加元素を均一に分散させ易い。よって、鋳造時に第２相粒子（Fe粒子）を微細に分散させる効果が期待できる。

（鋳造工程）
鋳造工程では、銅合金の溶湯を鋳造して銅合金の鋳塊を作製する。例えば、銅合金の溶湯を鋳型に移し、冷却する。このとき、冷却速度は、5℃/秒超とすることが挙げられる。冷却速度が速い程、晶出する第２相粒子（Fe粒子）を微細化すると共に、第２相粒子が均一に分散した状態で凝固させることができ、2℃/秒以上の急冷とすることで、第２相粒子を微細に分散させることができる。急冷は、空冷、水冷など種々の冷却方法を用いることができ、冷却方法としては、例えば、水や油、砂などの流動性のある冷媒を利用した直接冷却や、ウォータージャケットなどを利用した水冷間接冷却が挙げられる。冷却速度が5℃/秒以下の場合は、第２相粒子の偏析を招き、第２相粒子を均一に分散させることが難しく、最終的な銅合金材における第２相の平均粒子間距離を0.1μm以上2.0μm以下に制御することが困難である。

また、鋳造時、電磁撹拌装置を用いて鋳型内で溶湯を電磁撹拌することが好ましく、これにより溶湯を撹拌して均質化することができ、第２相粒子（Fe粒子）が均一に分散した状態で凝固させることができる。電磁撹拌は、鋳型内の側面より中心側に100mm以上離れた溶湯中において300ガウス[G]（0.03テスラ[T]）以上の磁束を生じさせると共に、交流電源を用いる場合は、3Hz以上5Hz以下の低周波で行うことが好ましく、これにより銅合金の凝固殻に起因する表皮効果による減衰を極力低減することができる。

（加工工程）
加工工程では、銅合金の鋳塊を強加工して銅合金材を作製する。例えば、銅合金の鋳塊を伸線加工又は圧延加工し、線状又は板状の銅合金材に加工する。これにより、Cu母相中に分散している第２相粒子（Fe粒子）を針状又は帯状に延伸させると共に、最終的な銅合金材における第２相の平均粒子間距離を0.1μm以上2.0μm以下にすることができる。強加工は冷間で行い、総減面率を90％以上99％以下とすることが挙げられる。第２相粒子の平均粒径は、例えば、0.2μm以上2.0μm以下である。ここで、第２相粒子の平均粒径は、厚さ方向に切断した断面を光学顕微鏡又はSEMにより観察し、その観察像において厚さ方向に直線を引いたとき、直線上における粒子の占める平均長さとして求めたものであり、一方、平均粒子間距離は、直線上における粒子間の平均長さとして求めたものである。

（溶体化処理）
銅合金の鋳塊を強加工する際、加工性を向上させるために溶体化処理を行うことが好ましい。溶体化処理は、加熱温度を750℃以上1000℃以下とし、保持時間を1分以上3時間以下とすることが挙げられる。溶体化処理は、強加工前に行うことが好ましく、銅合金の鋳塊に対して実施する他、強加工を複数回に分けて行う場合は、加工途中の銅合金材に対して実施してもよい。

（時効熱処理）
溶体化処理によりCu中にFeが固溶すると共に、強加工によってもCu中へのFeの固溶が促進される。そこで、強加工後の最終段階において、Feを析出させるために時効熱処理を行うことが好ましく、これにより導電率を向上させることができる。時効熱処理は、加熱温度を300℃以上500℃以下とし、保持時間を1分以上3時間以下とすることが挙げられる。この時効熱処理により、粒界反応型析出が生じ、Cu中に固溶しているFeがCuの粒界近傍に繊維状に析出して第２相粒子（Fe粒子）を形成する。強加工により加工歪が多く導入されている程、析出温度が低下することから、この粒界反応型析出は比較的低温で生じるため、第２相粒子は微細な分散析出となる。よって、第２相の粒子間距離を小さくする効果も期待できる。

上記した製造方法により本発明の銅合金材を作製し、その評価を行った。

［実施例１］
実施例１では、鋳造時の電磁撹拌の条件並びに冷却速度を変更して、第２相粒子（Fe粒子）の粒子間距離を変化させた試料No.1-1〜1-6及びNo.1-11，1-12を作製した。

各試料について、表１に示す組成となるようにCu、Fe及びMg（強化元素）をセラミックルツボに入れ、これを真空雰囲気中で加熱して溶解し、溶湯とした後、溶湯中にP（酸化物生成元素）を添加した。溶解は、高周波誘導加熱装置を用いて行った。次に、溶湯を鋳型に流し込み、冷却して鋳造し、直径約200mm、重量約50kgの鋳塊を得た。鋳造は、電磁撹拌装置を用いて鋳型内で溶湯を電磁撹拌しながら冷却した。電磁撹拌は交流電源を用いて行い、各試料における電磁撹拌の条件は、鋳型内の側面より中心側に100mm以上離れた溶湯中における磁束及び交流電源の周波数を表３に示すように設定した。また、試料No.1-1〜1-6については、ウォータージャケットによる間接冷却とし、ウォータージャケットに流れる冷却水の流量や温度によって冷却速度を表３に示すように設定した。一方、試料No.1-11，1-12については、ファンによる空冷とし、風量によって冷却速度を表３に示すように設定した。

得られた各試料の鋳塊を複数回に分けて圧延加工し、厚さ約0.25mmの板状の銅合金材を作製した。圧延加工は冷間で行い、総減面率（圧下率）を90％とした。また、圧延加工前の鋳塊に対して溶体化処理を実施すると共に、圧延加工後の銅合金材に対して時効熱処理を実施した。溶体化処理の条件は、加熱温度750℃×保持時間30分とし、時効熱処理の条件は、加熱温度350℃×保持時間30分とした。

（第２相の粒子間距離）
作製した各試料の銅合金材（圧延まま材）について、第２相の平均粒子間距離を調べた。粒子間距離は、銅合金材の圧延方向と直交する厚さ方向の断面をSEMにより観察し、その観察像において厚さ方向に直線を引いて、直線上における粒子間の長さを測定し、その平均値を求めた。ここでは、異なる３つの断面について、それぞれ３個所を測定し、計９個所の平均値とした。その結果を表１及び表３に併せて示す。

さらに、作製した各試料の銅合金材について、150℃での耐応力緩和特性（残存応力率及び残存応力）、導電率、機械的特性（引張強さ、0.2％耐力及び絞り）、並びに、加熱後の機械的特性を調べた。その結果を表１及び表２に示す。

（150℃での耐応力緩和特性）
日本伸銅協会技術標準JCBA T309：2004「薄板条の曲げによる応力緩和試験方法」に準拠した応力緩和試験を行い、試験温度：150℃、初期応力：0.2％耐力の80％、試験時間：100時間の条件での応力緩和試験における残存応力率及び残存応力を求めた。その他、試験片は銅合金材から圧延方向に平行に採取し、試験方式は片持ちはり式とした。残存応力は、試験後に試験片に残存している曲げ応力であり、初期応力から緩和応力を引いたものである。また、残存応力率は、緩和応力と初期応力の比であり、１から応力緩和率を引いたものである。

（導電率）
作製したままの銅合金材から試験片を採取し、導電率を測定した。測定は、日本工業規格JIS H 0505：1975「非鉄金属材料の体積抵抗率及び導電率測定方法」に準じて行った。

（引張強さ、0.2％耐力及び絞り）
作製したままの銅合金材から試験片を採取し、引張強さ、0.2％耐力及び絞りを測定した。測定は、日本工業規格JIS Z 2241：2011「金属材料引張試験方法」に準じて行った。

（加熱後の引張強さ、0.2％耐力及び絞り）
作製した銅合金材に対して200℃で30分間の加熱を行い、加熱後の銅合金材から試験片を採取して、引張強さ、0.2％耐力及び絞りを測定した。測定は、日本工業規格JIS Z 2241：2011「金属材料引張試験方法」に準じて行った。

実施例１の結果から、第２相の平均粒子間距離が0.1μm以上2.0μm以下の範囲内である試料No.1-1〜1-6は、150℃での応力緩和試験における残存応力率が90％以上、かつ、残存応力が400MPa以上であり、高温下での耐応力緩和特性に優れることが分かる。これに対し、第２相の平均粒子間距離が上記の範囲外である試料No.1-11，1-12は、高温下での耐応力緩和特性に劣る。

また、試料No.1-1〜1-6は、作製したままの状態で、導電率が20％IACS以上であり、引張強さが600MPa以上、0.2％耐力が500MPa以上、絞りが30％以上である。さらに、試料No.1-1〜1-6は、加熱後の0.2％耐力が500MPa以上である。

［実施例２］
実施例２では、銅合金における強化元素としてSnを用いると共に、表４に示す組成となるようにSnの割合を変更した以外は実施例１の試料No.1-5と同様にして、Snの含有量を変化させた試料No.2-1〜2-4及びNo.2-11，2-12を作製した。そして、作製した各試料の銅合金材について、実施例１と同様の評価を行った。その結果を表４及び表５に示す。

実施例２の結果から、Snの含有量が0.2質量％以上2.0質量％以下の範囲内である試料No.2-1〜2-4は、150℃での応力緩和試験における残存応力率が90％以上、かつ、残存応力が400MPa以上であり、高温下での耐応力緩和特性に優れることが分かる。これに対し、Snを含有しない試料No.2-11は、高温下での耐応力緩和特性に劣る。

また、試料No.2-1〜2-4は、作製したままの状態で、導電率が20％IACS以上であり、引張強さが600MPa以上、0.2％耐力が500MPa以上、絞りが30％以上である。一方、Snを2.5質量％含有する試料No.2-12は、絞りが30％未満であり、加工性に劣る。さらに、試料No.2-1〜2-4は、加熱後の0.2％耐力が500MPa以上である。

［実施例３］
実施例３では、表６に示す組成となるようにMgの割合を変更した以外は実施例１の試料No.1-5と同様にして、Mgの含有量を変化させた試料No.3-1〜3-4及びNo.3-11，3-12を作製した。そして、作製した各試料の銅合金材について、実施例１と同様の評価を行った。その結果を表６及び表７に示す。

実施例３の結果から、Mgの含有量が0.2質量％以上2.0質量％以下の範囲内である試料No.3-1〜3-4は、150℃での応力緩和試験における残存応力率が90％以上、かつ、残存応力が400MPa以上であり、高温下での耐応力緩和特性に優れることが分かる。これに対し、Mgを含有しない試料No.3-11は、高温下での耐応力緩和特性に劣る。

また、試料No.3-1〜3-4は、作製したままの状態で、導電率が20％IACS以上であり、引張強さが600MPa以上、0.2％耐力が500MPa以上、絞りが30％以上である。一方、Mgを2.5質量％含有する試料No.3-12は、絞りが30％未満であり、加工性に劣る。さらに、試料No.3-1〜3-4は、加熱後の0.2％耐力が500MPa以上である。

［実施例４］
実施例４では、銅合金における強化元素としてMg又はSnを用いると共に、表８に示す組成となるようにFeの割合を変更した以外は実施例１の試料No.1-5と同様にして、Feの含有量を変化させた試料No.4-1〜4-6及びNo.4-11〜4-14を作製した。そして、作製した各試料の銅合金材について、実施例１と同様の評価を行った。その結果を表８及び表９に示す。

実施例４の結果から、Feの含有量が5質量％以上30質量％以下の範囲内である試料No.4-1〜4-6は、150℃での応力緩和試験における残存応力率が90％以上、かつ、残存応力が400MPa以上であり、高温下での耐応力緩和特性に優れることが分かる。これに対し、Feを2質量％含有する試料No.4-11及び4-13は、高温下での耐応力緩和特性に劣る。

また、試料No.4-1〜4-6は、作製したままの状態で、導電率が20％IACS以上であり、引張強さが600MPa以上、0.2％耐力が500MPa以上、絞りが30％以上である。一方、Feを40質量％含有する試料No.4-12及び4-14は、導電率が20％IACS未満で、絞りが30％未満であり、導電率や加工性に劣る。さらに、試料No.4-1〜4-6は、加熱後の0.2％耐力が500MPa以上である。

［実施例５］
実施例５では、銅合金における強化元素としてMg及びSnを用いると共に、表１０に示す組成となるようにMg及びSnの割合を変更した以外は実施例１の試料No.1-5と同様にして、Mg及びSnの含有量を変化させた試料No.5-1〜5-3を作製した。そして、作製した各試料の銅合金材について、実施例１と同様の評価を行った。その結果を表１０及び表１１に示す。

実施例５の結果から、強化元素としてMg及びSnを含有し、強化元素の総含有量が0.2質量％以上2.0質量％以下の範囲内である試料No.5-1〜5-3は、150℃での応力緩和試験における残存応力率が90％以上、かつ、残存応力が400MPa以上であり、高温下での耐応力緩和特性に優れることが分かる。

また、試料No.5-1〜5-3は、作製したままの状態で、導電率が20％IACS以上であり、引張強さが600MPa以上、0.2％耐力が500MPa以上、絞りが30％以上である。さらに、試料No.5-1〜5-3は、加熱後の0.2％耐力が500MPa以上である。

［実施例６］
実施例６では、表１２に示す組成となるようにPの割合を変更した以外は実施例１の試料No.1-5と同様にして、Pの含有量を変化させた試料No.6-1〜6-6及びNo.6-11，6-12を作製した。そして、作製した各試料の銅合金材について、実施例１と同様の評価を行った。その結果を表１２及び表１３に示す。

実施例６の結果から、Pの含有量が0.01質量％以上0.5質量％以下の範囲内である試料No.6-1〜6-6は、150℃での応力緩和試験における残存応力率が90％以上、かつ、残存応力が400MPa以上であり、高温下での耐応力緩和特性に優れることが分かる。これに対し、Pを含有しない試料No.6-11は、第２相の平均粒子間距離が2.0μm超であり、高温下での耐応力緩和特性に劣る。

また、試料No.6-1〜6-6は、作製したままの状態で、導電率が20％IACS以上であり、引張強さが600MPa以上、0.2％耐力が500MPa以上、絞りが30％以上である。一方、Pを0.8質量％含有する試料No.6-12は、導電率が20％IACS未満であり、導電性に劣る。さらに、試料No.6-1〜6-6は、加熱後の0.2％耐力が500MPa以上である。

実施例１〜実施例６の結果から、本発明の要件を満たす銅合金材（試料No.1-1〜1-6，2-1〜2-4，3-1〜3-4，5-1〜5-3，6-1〜6-6）は、高温下での耐応力緩和特性に優れる他、導電性や機械的特性（強度及び加工性）にも優れることが分かる。したがって、本発明の銅合金材は、コネクタ、スイッチ、リレー、端子、ばね、リードフレームなどの電気・電子部品の材料として好適に使用できる。

ここで、実施例１〜実施例６の結果を用いて、0.2％耐力と耐応力緩和特性との関係を調べた。図１の（A）及び（B）は、加熱前（作製したまま）の0.2％耐力（PS₂₀）と150℃での応力緩和試験における残存応力率との関係、加熱前（作製したまま）の0.2％耐力（PS₂₀）と150℃の応力緩和試験における残存応力との関係をそれぞれ示すグラフである。図２の（A）及び（B）は、加熱後（200℃で30分間）の0.2％耐力（PS₂₀₀）と150℃での応力緩和試験における残存応力率との関係、加熱後の0.2％耐力（PS₂₀₀）と150℃の応力緩和試験における残存応力との関係をそれぞれ示すグラフである。図１及び図２に示すグラフからも明らかなように、一般に強度が高くなる程、耐応力緩和特性が高くなる。しかし、図１に示すグラフから、加熱前の状態では、特に0.2％耐力が低い範囲（図中の丸で囲む範囲）において、0.2％耐力と残存応力率及び残存応力との関係にばらつきが見られ、両者の間に必ずしも明確な比例関係が認められない。これに対し、図２に示すグラフから、200℃で30分間の加熱後では、0.2％耐力と残存応力率及び残存応力との関係がより直線的でばらつきが小さく、両者の間に明確な比例関係が認められる。したがって、150℃での耐応力緩和特性の代用特性として、加熱後の0.2％耐力を好適に用いることができることが分かる。なお、実施例における試験データはあくまで一例であり、付加応力、保持時間、応力方向、応力分布などにより数値は変動するが、いずれにせよ0.2％耐力と耐応力緩和特性との関係は同様の傾向があると考えられる。

なお、本発明は、上述した実施の形態に限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲で適宜変更することが可能である。

本発明の銅合金材は、コネクタ、スイッチ、リレー、端子、ばね、リードフレームなどの電気・電子部品の材料として好適に使用できる。特に、使用環境温度が高く、また高電圧・高電流化に伴う発熱による温度上昇も大きい、電気自動車やハイブリッド自動車などの車載用電気・電子部品（例、コネクタ部品）の材料に好適に使用できる。

Claims

Cuを主体とするCu母相と、Feを主体とする第２相とを含む組織を有する銅合金材であって、
Feと、Mg及びSnから選択される少なくとも一種の強化元素と、P、Si、Al及びMnから選択される少なくとも一種の酸化物生成元素とを含み、残部がCu及び不可避不純物の組成を有し、
前記Fe、前記強化元素及び前記酸化物生成元素の各含有量がそれぞれ、
Fe：10質量％以上25質量％以下、
強化元素：0.2質量％以上2.0質量％以下、
酸化物生成元素：0.01質量％以上0.5質量％以下であり、
前記Cu母相中に前記第２相の粒子が分散し、前記第２相の平均粒子間距離が0.1μm以上2.0μm以下である銅合金材。
前記酸化物生成元素の含有量が0.05質量％以上0.3質量％以下である請求項１に記載の銅合金材。
前記強化元素の含有量が0.4質量％以上1.2質量％以下である請求項１又は請求項２に記載の銅合金材。
前記第２相の平均粒子間距離が0.5μm以上である請求項１から請求項３のいずれか一項に記載の銅合金材。
試験温度：150℃、初期応力：0.2％耐力の80％、試験時間：100時間の条件での応力緩和試験における残存応力率が90％以上、かつ、残存応力が400MPa以上である請求項１から請求項４のいずれか一項に記載の銅合金材。
導電率が20％IACS以上である請求項５に記載の銅合金材。
引張強さが600MPa以上、0.2％耐力が500MPa以上、絞りが30％以上である請求項５又は請求項６のいずれか一項に記載の銅合金材。
200℃で30分間の加熱後の0.2％耐力が500MPa以上である請求項５から請求項７のいずれか一項に記載の銅合金材。
請求項１から請求項８のいずれか一項に記載の銅合金材からなるコネクタ部品。