JP6248387B2 - 電子・電気機器用銅合金、電子・電気機器用部品及び端子 - Google Patents
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本発明は、半導体装置のコネクタ等の端子、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・電気機器用部品として使用される電子・電気機器用銅合金と、それを用いた電子・電気機器用部品及び端子に関するものである。
従来、電子機器や電気機器等に使用されるコネクタ等の端子、リレー、リードフレーム等の電子・電気機器用部品として、強度、曲げ加工性、コストのバランスなどの観点から、例えば特許文献１に示すようなＣｕ−Ｚｎ系合金が広く使用されている。
ここで、コネクタ等の電子・電気機器用部品は、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。特に、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、高い曲げ加工性が要求される。
ところで、リレーや大型端子等比較的大きなサイズの電子・電気機器用部品を製造する場合には、電子・電気機器用部品の長手方向が、銅合金圧延板の圧延方向に対して平行方向を向くように打ち抜き加工されることが多い。すると、大型端子等においては、銅合金圧延板の圧延方向に対して平行方向に曲げ加工が施されることになる。
最近では、電子・電気機器の軽量化にともない、これら電子機器や電気機器等に使用されるコネクタ等の端子、リレー、リードフレーム等の電子・電気機器用部品の薄肉化が図られている。このため、コネクタ等の端子においては、接圧を確保するために、厳しい曲げ加工を行う必要があり、従来にも増して、曲げ加工性が要求されている。また、コネクタ等の電子・電気機器用部品では、相手側導電部材との接触状態を維持するため、高い接圧が必要となる。そこで、電子・電気機器用銅合金においては、高い耐力が必要となるが、一般的に、耐力を高めると強度が高くなってしまい曲げ加工性が低下しまうことになる。そのため、高耐力を維持させつつ、曲げ加工性を向上させること、すなわち、耐力―曲げバランスを向上させることが重要となってきている。
ここで、特許文献１に記載されたＣｕ−Ｚｎ系合金においては、耐力−曲げバランスが低いため、接圧を得るように曲げ加工しようとするとクラックが発生してしまうため、使用することができなかった。
最近では、電子・電気機器の軽量化にともない、これら電子機器や電気機器等に使用されるコネクタ等の端子、リレー、リードフレーム等の電子・電気機器用部品の薄肉化が図られている。このため、コネクタ等の端子においては、接圧を確保するために、厳しい曲げ加工を行う必要があり、従来にも増して、曲げ加工性が要求されている。また、コネクタ等の電子・電気機器用部品では、相手側導電部材との接触状態を維持するため、高い接圧が必要となる。そこで、電子・電気機器用銅合金においては、高い耐力が必要となるが、一般的に、耐力を高めると強度が高くなってしまい曲げ加工性が低下しまうことになる。そのため、高耐力を維持させつつ、曲げ加工性を向上させること、すなわち、耐力―曲げバランスを向上させることが重要となってきている。
ここで、特許文献１に記載されたＣｕ−Ｚｎ系合金においては、耐力−曲げバランスが低いため、接圧を得るように曲げ加工しようとするとクラックが発生してしまうため、使用することができなかった。
この発明は、前述した事情に鑑みてなされたものであって、耐力−曲げバランスに優れ、圧延方向に対して平行方向においても優れた曲げ加工性を有し、コネクタ等の端子、リレー、リードフレーム等の電子・電気機器用部品に適した電子・電気機器用銅合金、電子・電気機器用部品及び端子を提供することを目的とする。
この課題を解決するために、本発明の電子・電気機器用銅合金は、Ｍｇを３．３原子％以上６．９原子％以下の範囲で含み、残部がＣｕ及び不可避不純物とされ、圧延方向に対して平行方向に引張試験を行った際の強度ＴＳと、０．２％耐力ＹＳと、から算出される降伏比ＹＳ／ＴＳが９０％を超えるとともに、平均結晶粒径が３０μｍ以下とされていることを特徴としている。
上述の構成とされた電子・電気機器用銅合金においては、圧延方向に対して平行方向に引張試験を行った際の強度ＴＳと０．２％耐力ＹＳとから算出される降伏比ＹＳ／ＴＳが９０％超えとなっていることから、０．２％耐力ＹＳが強度ＴＳに対して相対的に高くなっている。よって、耐力―曲げバランスが向上し、圧延方向に対して平行方向における曲げ加工性が優れることになる。そのため、リレーや大型端子のように、銅合金圧延板の圧延方向に対して平行方向に曲げ加工し、複雑な形状に成形した場合であっても、割れ等の発生を抑制することができる。
また、本発明の電子・電気機器用銅合金においては、走査型電子顕微鏡観察において、粒径０．１μｍ以上の金属間化合物の平均個数が、１個／μｍ２以下とされていることが好ましい。
この場合、図１の状態図に示すように、Ｍｇを固溶限度以上の３．３原子％以上６．９原子％以下の範囲で含有しており、かつ、走査型電子顕微鏡観察において、粒径０．１μｍ以上のＣｕとＭｇを主成分とする金属間化合物の平均個数が、１個／μｍ２以下とされていることから、ＣｕとＭｇを主成分とする金属間化合物の析出が抑制されており、Ｍｇが母相中に過飽和に固溶したＣｕ−Ｍｇ過飽和固溶体とされている。
この場合、図１の状態図に示すように、Ｍｇを固溶限度以上の３．３原子％以上６．９原子％以下の範囲で含有しており、かつ、走査型電子顕微鏡観察において、粒径０．１μｍ以上のＣｕとＭｇを主成分とする金属間化合物の平均個数が、１個／μｍ２以下とされていることから、ＣｕとＭｇを主成分とする金属間化合物の析出が抑制されており、Ｍｇが母相中に過飽和に固溶したＣｕ−Ｍｇ過飽和固溶体とされている。
なお、粒径０．１μｍ以上のＣｕとＭｇを主成分とする金属間化合物の平均個数は、電界放出型走査電子顕微鏡を用いて、倍率：５万倍、視野：約４．８μｍ２で１０視野の観察を行って算出する。
また、ＣｕとＭｇを主成分とする金属間化合物の粒径は、金属間化合物の長径（途中で粒界に接しない条件で粒内に最も長く引ける直線の長さ）と短径（長径と直角に交わる方向で、途中で粒界に接しない条件で最も長く引ける直線の長さ）の平均値とする。
また、ＣｕとＭｇを主成分とする金属間化合物の粒径は、金属間化合物の長径（途中で粒界に接しない条件で粒内に最も長く引ける直線の長さ）と短径（長径と直角に交わる方向で、途中で粒界に接しない条件で最も長く引ける直線の長さ）の平均値とする。
このようなＣｕ−Ｍｇ過飽和固溶体からなる銅合金においては、母相中には、割れの起点となる粗大なＣｕとＭｇを主成分とする金属間化合物が多く分散されておらず、曲げ加工性が向上することになる。よって、複雑な形状のコネクタ等の端子、リレー、リードフレーム等の電子・電気機器用部品等を成形することが可能となる。
さらに、Ｍｇを過飽和に固溶させていることから、加工硬化によって強度を向上させることが可能となる。
さらに、Ｍｇを過飽和に固溶させていることから、加工硬化によって強度を向上させることが可能となる。
また、本発明の電子・電気機器用銅合金においては、導電率σ（％ＩＡＣＳ）が、Ｍｇの含有量をＡ原子％としたときに、
σ≦１．７２４１／（−０．０３４７×Ａ２＋０．６５６９×Ａ＋１．７）×１００の範囲内とされているこが好ましい。
この場合、図１の状態図に示すように、Ｍｇを固溶限度以上の３．３原子％以上６．９原子％以下の範囲で含有しており、かつ、Ｍｇが母相中に過飽和に固溶したＣｕ−Ｍｇ過飽和固溶体とされている。
よって、上述のように、母相中には、割れの起点となる粗大なＣｕとＭｇを主成分とする金属間化合物が多く分散されておらず、曲げ加工性が向上することになる。また、Ｍｇを過飽和に固溶させていることから、加工硬化によって強度を向上させることが可能となる。
σ≦１．７２４１／（−０．０３４７×Ａ２＋０．６５６９×Ａ＋１．７）×１００の範囲内とされているこが好ましい。
この場合、図１の状態図に示すように、Ｍｇを固溶限度以上の３．３原子％以上６．９原子％以下の範囲で含有しており、かつ、Ｍｇが母相中に過飽和に固溶したＣｕ−Ｍｇ過飽和固溶体とされている。
よって、上述のように、母相中には、割れの起点となる粗大なＣｕとＭｇを主成分とする金属間化合物が多く分散されておらず、曲げ加工性が向上することになる。また、Ｍｇを過飽和に固溶させていることから、加工硬化によって強度を向上させることが可能となる。
また、本発明の電子・電気機器用銅合金においては、さらに、Ｓｎ、Ｚｎ、Ａｌ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｐのうち１種または２種以上を合計で０．０１原子％以上０．３８原子％以下の範囲内で含んでいてもよい。
これらの元素は、Ｃｕ−Ｍｇ合金の強度等の特性を向上させる作用効果を有することから、要求特性に応じて適宜添加することが好ましい。ここで、上述の元素の添加量の合計が０．０１原子％未満では、上述した強度向上の作用効果を十分に得ることができない。
一方、上述の元素の添加量の合計が０．３８原子％を超えると導電率が大きく低下することになる。そこで、本発明では、上述の元素の添加量の合計を０．０１原子％以上０．３８原子％以下の範囲内に設定している。
これらの元素は、Ｃｕ−Ｍｇ合金の強度等の特性を向上させる作用効果を有することから、要求特性に応じて適宜添加することが好ましい。ここで、上述の元素の添加量の合計が０．０１原子％未満では、上述した強度向上の作用効果を十分に得ることができない。
一方、上述の元素の添加量の合計が０．３８原子％を超えると導電率が大きく低下することになる。そこで、本発明では、上述の元素の添加量の合計を０．０１原子％以上０．３８原子％以下の範囲内に設定している。
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４００ＭＰａ以上の機械的特性を有することが好ましい。
０．２％耐力が４００ＭＰａ以上である場合には、容易に塑性変形しなくなるため、コネクタ等の端子、リレー、リードフレーム等の電子機器用部品に特に適している。
０．２％耐力が４００ＭＰａ以上である場合には、容易に塑性変形しなくなるため、コネクタ等の端子、リレー、リードフレーム等の電子機器用部品に特に適している。
本発明の電子・電気機器用部品は、上述の電子・電気機器用銅合金からなることを特徴としている。なお、本発明における電子・電気機器用部品とは、コネクタ等の端子、リレー、リードフレーム等を含むものである。
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している。
この構成の電子・電気機器用部品及び端子は、曲げ加工性に優れた電子・電気機器用銅合金塑性加工材を用いて製造されているので、複雑な形状であっても割れ等が発生せず、信頼性が向上することになる。
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している。
この構成の電子・電気機器用部品及び端子は、曲げ加工性に優れた電子・電気機器用銅合金塑性加工材を用いて製造されているので、複雑な形状であっても割れ等が発生せず、信頼性が向上することになる。
本発明によれば、耐力−曲げバランスに優れ、圧延方向に対して平行方向においても優れた曲げ加工性を有し、コネクタ等の端子、リレー、リードフレーム等の電子・電気機器用部品に適した電子・電気機器用銅合金、電子・電気機器用部品及び端子を提供することができる。
以下に、本発明の実施形態について図面を参照して説明する。
本実施形態である電子・電気機器用銅合金の成分組成は、Ｍｇを３．３原子％以上６．９原子％以下の範囲で含み、残部が実質的にＣｕ及び不可避不純物とされており、いわゆるＣｕ−Ｍｇの２元系合金とされている。
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、圧延方向に対して平行方向に引張試験を行った際の強度ＴＳと０．２％耐力ＹＳとから算出される降伏比ＹＳ／ＴＳが９０％を超えるように構成されている。
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、平均結晶粒径が１００μｍ以下とされている。
本実施形態である電子・電気機器用銅合金の成分組成は、Ｍｇを３．３原子％以上６．９原子％以下の範囲で含み、残部が実質的にＣｕ及び不可避不純物とされており、いわゆるＣｕ−Ｍｇの２元系合金とされている。
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、圧延方向に対して平行方向に引張試験を行った際の強度ＴＳと０．２％耐力ＹＳとから算出される降伏比ＹＳ／ＴＳが９０％を超えるように構成されている。
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、平均結晶粒径が１００μｍ以下とされている。
ここで、導電率σ（％ＩＡＣＳ）が、Ｍｇの含有量をＡ原子％としたときに、
σ≦１．７２４１／（−０．０３４７×Ａ２＋０．６５６９×Ａ＋１．７）×１００の範囲内とされている。
また、走査型電子顕微鏡観察において、粒径０．１μｍ以上のＣｕとＭｇを主成分とする金属間化合物の平均個数が、１個／μｍ２以下とされている。
すなわち、本実施形態である電子・電気機器用銅合金は、ＣｕとＭｇを主成分とする金属間化合物がほとんど析出しておらず、Ｍｇが母相中に固溶限度以上に固溶したＣｕ−Ｍｇ過飽和固溶体とされているのである。
σ≦１．７２４１／（−０．０３４７×Ａ２＋０．６５６９×Ａ＋１．７）×１００の範囲内とされている。
また、走査型電子顕微鏡観察において、粒径０．１μｍ以上のＣｕとＭｇを主成分とする金属間化合物の平均個数が、１個／μｍ２以下とされている。
すなわち、本実施形態である電子・電気機器用銅合金は、ＣｕとＭｇを主成分とする金属間化合物がほとんど析出しておらず、Ｍｇが母相中に固溶限度以上に固溶したＣｕ−Ｍｇ過飽和固溶体とされているのである。
（組成）
Ｍｇは、導電率を大きく低下させることなく、強度を向上させるとともに再結晶温度を上昇させる作用効果を有する元素である。また、Ｍｇを母相中に固溶させることにより、優れた曲げ加工性が得られる。
ここで、Ｍｇの含有量が３．３原子％未満では、その作用効果を奏功せしめることはできない。一方、Ｍｇの含有量が６．９原子％を超えると、溶体化のために熱処理を行った際に、ＣｕとＭｇを主成分とする金属間化合物が残存してしまい、その後の加工等で割れが発生してしまうおそれがある。このような理由から、Ｍｇの含有量を、３．３原子％以上６．９原子％以下に設定している。
なお、Ｍｇの含有量が少ないと、強度が十分に向上しない。また、Ｍｇは活性元素であることから、過剰に添加されることによって、溶解鋳造時に、酸素と反応して生成されたＭｇ酸化物を巻きこむおそれがある。したがって、Ｍｇの含有量を、３．７原子％以上６．３原子％以下の範囲とすることが、さらに好ましい。
Ｍｇは、導電率を大きく低下させることなく、強度を向上させるとともに再結晶温度を上昇させる作用効果を有する元素である。また、Ｍｇを母相中に固溶させることにより、優れた曲げ加工性が得られる。
ここで、Ｍｇの含有量が３．３原子％未満では、その作用効果を奏功せしめることはできない。一方、Ｍｇの含有量が６．９原子％を超えると、溶体化のために熱処理を行った際に、ＣｕとＭｇを主成分とする金属間化合物が残存してしまい、その後の加工等で割れが発生してしまうおそれがある。このような理由から、Ｍｇの含有量を、３．３原子％以上６．９原子％以下に設定している。
なお、Ｍｇの含有量が少ないと、強度が十分に向上しない。また、Ｍｇは活性元素であることから、過剰に添加されることによって、溶解鋳造時に、酸素と反応して生成されたＭｇ酸化物を巻きこむおそれがある。したがって、Ｍｇの含有量を、３．７原子％以上６．３原子％以下の範囲とすることが、さらに好ましい。
なお、不可避不純物としては、Ａｇ，Ｂ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｂａ，Ｓｃ，Ｙ，希土類元素，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗ，Ｒｅ，Ｒｕ，Ｏｓ，Ｓｅ，Ｔｅ，Ｒｈ，Ｉｒ，Ｐｄ，Ｐｔ，Ａｕ，Ｃｄ，Ｇａ，Ｉｎ，Ｇｅ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｔｌ，Ｐｂ，Ｂｉ，Ｓ，Ｏ，Ｃ，Ｂｅ，Ｎ，Ｈ，Ｈｇ等が挙げられる。これらの不可避不純物は、総量で０．３質量％以下であることが望ましい。
（降伏比）
圧延方向に対して平行方向に引張試験を行った際の強度ＴＳと０．２％耐力ＹＳとから算出される降伏比ＹＳ／ＴＳが９０％を超えていると、強度ＴＳに対して相対的に０．２％耐力が高くなる。曲げ性は、破壊の問題であり、強度と強い相関がある。このため、強度に対して相対的に０．２％耐力が高い場合には、耐力―曲げバランスが高くなり、曲げ加工性に優れることになる。
ここで、上述の作用効果を確実に奏功せしめるためには、降伏比を９１％以上、さらには９２％以上とすることが好ましい。
圧延方向に対して平行方向に引張試験を行った際の強度ＴＳと０．２％耐力ＹＳとから算出される降伏比ＹＳ／ＴＳが９０％を超えていると、強度ＴＳに対して相対的に０．２％耐力が高くなる。曲げ性は、破壊の問題であり、強度と強い相関がある。このため、強度に対して相対的に０．２％耐力が高い場合には、耐力―曲げバランスが高くなり、曲げ加工性に優れることになる。
ここで、上述の作用効果を確実に奏功せしめるためには、降伏比を９１％以上、さらには９２％以上とすることが好ましい。
（平均結晶粒径）
本実施形態である電子・電気機器用銅合金においては、平均結晶粒径が１００μｍ以下とされている。結晶粒径が小さくなると降伏比ＹＳ／ＴＳが向上することから、平均結晶粒径を１００μｍ以下に設定することで、圧延方向に対して平行方向における降伏比ＹＳ／ＴＳを確実に９０％超えとすることが可能となる。
なお、平均結晶粒径は、５０μｍ以下とすることが好ましく、３０μｍ以下とすることがさらに好ましい。
本実施形態である電子・電気機器用銅合金においては、平均結晶粒径が１００μｍ以下とされている。結晶粒径が小さくなると降伏比ＹＳ／ＴＳが向上することから、平均結晶粒径を１００μｍ以下に設定することで、圧延方向に対して平行方向における降伏比ＹＳ／ＴＳを確実に９０％超えとすることが可能となる。
なお、平均結晶粒径は、５０μｍ以下とすることが好ましく、３０μｍ以下とすることがさらに好ましい。
（導電率σ）
ＣｕとＭｇとの２元系合金において、導電率σが、Ｍｇの含有量をＡ原子％としたときに、σ≦１．７２４１／（−０．０３４７×Ａ２＋０．６５６９×Ａ＋１．７）×１００の範囲内である場合には、金属間化合物がほとんど存在しないことになる。
すなわち、導電率σが上記式を超える場合には、金属間化合物が多量に存在し、サイズも比較的大きいことから、曲げ加工性が大幅に劣化することになる。よって、導電率σが、上記式の範囲内となるように、製造条件を調整する。
なお、上述の作用効果を確実に奏功せしめるためには、導電率σ（％ＩＡＣＳ）を、
σ≦１．７２４１／（−０．０２９２×Ａ２＋０．６７９７×Ａ＋１．７）×１００の範囲内とすることが好ましい。この場合、ＣｕとＭｇを主成分とする金属間化合物がより少量であるために、曲げ加工性がさらに向上することになる。
ＣｕとＭｇとの２元系合金において、導電率σが、Ｍｇの含有量をＡ原子％としたときに、σ≦１．７２４１／（−０．０３４７×Ａ２＋０．６５６９×Ａ＋１．７）×１００の範囲内である場合には、金属間化合物がほとんど存在しないことになる。
すなわち、導電率σが上記式を超える場合には、金属間化合物が多量に存在し、サイズも比較的大きいことから、曲げ加工性が大幅に劣化することになる。よって、導電率σが、上記式の範囲内となるように、製造条件を調整する。
なお、上述の作用効果を確実に奏功せしめるためには、導電率σ（％ＩＡＣＳ）を、
σ≦１．７２４１／（−０．０２９２×Ａ２＋０．６７９７×Ａ＋１．７）×１００の範囲内とすることが好ましい。この場合、ＣｕとＭｇを主成分とする金属間化合物がより少量であるために、曲げ加工性がさらに向上することになる。
（組織）
本実施形態である電子・電気機器用銅合金においては、走査型電子顕微鏡で観察した結果、粒径０．１μｍ以上のＣｕとＭｇを主成分とする金属間化合物の平均個数が、１個／μｍ２以下とされている。すなわち、ＣｕとＭｇを主成分とする金属間化合物がほとんど析出しておらず、Ｍｇが母相中に固溶しているのである。
ここで、溶体化が不完全であったり、溶体化後にＣｕとＭｇを主成分とする金属間化合物が析出することにより、サイズの大きい金属間化合物が多量に存在すると、これらの金属間化合物が割れの起点となり、加工時に割れが発生したり、曲げ加工性が大幅に劣化することになる。
本実施形態である電子・電気機器用銅合金においては、走査型電子顕微鏡で観察した結果、粒径０．１μｍ以上のＣｕとＭｇを主成分とする金属間化合物の平均個数が、１個／μｍ２以下とされている。すなわち、ＣｕとＭｇを主成分とする金属間化合物がほとんど析出しておらず、Ｍｇが母相中に固溶しているのである。
ここで、溶体化が不完全であったり、溶体化後にＣｕとＭｇを主成分とする金属間化合物が析出することにより、サイズの大きい金属間化合物が多量に存在すると、これらの金属間化合物が割れの起点となり、加工時に割れが発生したり、曲げ加工性が大幅に劣化することになる。
組織を調査した結果、粒径０．１μｍ以上のＣｕとＭｇを主成分とする金属間化合物が合金中に１個／μｍ２以下の場合、すなわち、ＣｕとＭｇを主成分とする金属間化合物が存在しないあるいは少量である場合、良好な曲げ加工性が得られることになる。
さらに、上述の作用効果を確実に奏功せしめるためには、粒径０．０５μｍ以上のＣｕとＭｇを主成分とする金属間化合物の個数が合金中に１個／μｍ２以下であることが、より好ましい。
さらに、上述の作用効果を確実に奏功せしめるためには、粒径０．０５μｍ以上のＣｕとＭｇを主成分とする金属間化合物の個数が合金中に１個／μｍ２以下であることが、より好ましい。
なお、ＣｕとＭｇを主成分とする金属間化合物の平均個数は、電界放出型走査電子顕微鏡を用いて、倍率：５万倍、視野：約４．８μｍ２で１０視野の観察を行い、その平均値を算出する。
また、ＣｕとＭｇを主成分とする金属間化合物の粒径は、金属間化合物の長径（途中で粒界に接しない条件で粒内に最も長く引ける直線の長さ）と短径（長径と直角に交わる方向で、途中で粒界に接しない条件で最も長く引ける直線の長さ）の平均値とする。
ここで、ＣｕとＭｇを主成分とする金属間化合物は、化学式ＭｇＣｕ２、プロトタイプＭｇＣｕ２、ピアソン記号ｃＦ２４、空間群番号Ｆｄ−３ｍで表される結晶構造を有するものである。
また、ＣｕとＭｇを主成分とする金属間化合物の粒径は、金属間化合物の長径（途中で粒界に接しない条件で粒内に最も長く引ける直線の長さ）と短径（長径と直角に交わる方向で、途中で粒界に接しない条件で最も長く引ける直線の長さ）の平均値とする。
ここで、ＣｕとＭｇを主成分とする金属間化合物は、化学式ＭｇＣｕ２、プロトタイプＭｇＣｕ２、ピアソン記号ｃＦ２４、空間群番号Ｆｄ−３ｍで表される結晶構造を有するものである。
次に、このような構成とされた本実施形態である電子・電気機器用銅合金の製造方法及び電子・電気機器用銅合金塑性加工材の製造方法について、図２に示すフロー図を参照して説明する。
（溶解・鋳造工程Ｓ０１）
まず、銅原料を溶解して得られた銅溶湯に、前述の元素を添加して成分調整を行い、銅合金溶湯を製出する。なお、Ｍｇの添加には、Ｍｇ単体やＣｕ−Ｍｇ母合金等を用いることができる。また、Ｍｇを含む原料を銅原料とともに溶解してもよい。また、本合金のリサイクル材およびスクラップ材を用いてもよい。
ここで、銅溶湯は、純度が９９．９９質量％以上とされたいわゆる４ＮＣｕとすることが好ましい。また、溶解工程では、Ｍｇの酸化を抑制するために、真空炉、あるいは、不活性ガス雰囲気または還元性雰囲気とされた雰囲気炉を用いることが好ましい。
そして、成分調整された銅合金溶湯を鋳型に注入して鋳塊を製出する。なお、量産を考慮した場合には、連続鋳造法または半連続鋳造法を用いることが好ましい。
まず、銅原料を溶解して得られた銅溶湯に、前述の元素を添加して成分調整を行い、銅合金溶湯を製出する。なお、Ｍｇの添加には、Ｍｇ単体やＣｕ−Ｍｇ母合金等を用いることができる。また、Ｍｇを含む原料を銅原料とともに溶解してもよい。また、本合金のリサイクル材およびスクラップ材を用いてもよい。
ここで、銅溶湯は、純度が９９．９９質量％以上とされたいわゆる４ＮＣｕとすることが好ましい。また、溶解工程では、Ｍｇの酸化を抑制するために、真空炉、あるいは、不活性ガス雰囲気または還元性雰囲気とされた雰囲気炉を用いることが好ましい。
そして、成分調整された銅合金溶湯を鋳型に注入して鋳塊を製出する。なお、量産を考慮した場合には、連続鋳造法または半連続鋳造法を用いることが好ましい。
（加熱工程Ｓ０２）
次に、得られた鋳塊の均質化および溶体化のために加熱処理を行う。鋳塊の内部には、凝固の過程においてＭｇが偏析で濃縮することにより発生したＣｕとＭｇを主成分とする金属間化合物等が存在することになる。そこで、これらの偏析および金属間化合物等を消失または低減させるために、鋳塊を４００℃以上９００℃以下にまで加熱する加熱処理を行うことで、鋳塊内において、Ｍｇを均質に拡散させたり、Ｍｇを母相中に固溶させたりするのである。なお、この加熱工程Ｓ０２は、非酸化性または還元性雰囲気中で実施することが好ましい。
ここで、加熱温度が４００℃未満では、溶体化が不完全となり、母相中にＣｕとＭｇを主成分とする金属間化合物が多く残存するおそれがある。一方、加熱温度が９００℃を超えると、銅素材の一部が液相となり、組織や表面状態が不均一となるおそれがある。よって、加熱温度を４００℃以上９００℃以下の範囲に設定している。より好ましくは４００℃以上８５０℃以下、更に好ましくは４２０℃以上８００℃以下とする。
次に、得られた鋳塊の均質化および溶体化のために加熱処理を行う。鋳塊の内部には、凝固の過程においてＭｇが偏析で濃縮することにより発生したＣｕとＭｇを主成分とする金属間化合物等が存在することになる。そこで、これらの偏析および金属間化合物等を消失または低減させるために、鋳塊を４００℃以上９００℃以下にまで加熱する加熱処理を行うことで、鋳塊内において、Ｍｇを均質に拡散させたり、Ｍｇを母相中に固溶させたりするのである。なお、この加熱工程Ｓ０２は、非酸化性または還元性雰囲気中で実施することが好ましい。
ここで、加熱温度が４００℃未満では、溶体化が不完全となり、母相中にＣｕとＭｇを主成分とする金属間化合物が多く残存するおそれがある。一方、加熱温度が９００℃を超えると、銅素材の一部が液相となり、組織や表面状態が不均一となるおそれがある。よって、加熱温度を４００℃以上９００℃以下の範囲に設定している。より好ましくは４００℃以上８５０℃以下、更に好ましくは４２０℃以上８００℃以下とする。
（急冷工程Ｓ０３）
そして、加熱工程Ｓ０２において４００℃以上９００℃以下にまで加熱された銅素材を、２００℃以下の温度にまで、６０℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で冷却する。この急冷工程Ｓ０３により、母相中に固溶したＭｇが、ＣｕとＭｇを主成分とする金属間化合物として析出することを抑制し、走査型電子顕微鏡観察において、粒径０．１μｍ以上のＣｕとＭｇを主成分とする金属間化合物の平均個数を１個／μｍ２以下とすることができる。すなわち、銅素材をＣｕ−Ｍｇ過飽和固溶体とすることができるのである。
なお、粗加工の効率化と組織の均一化のために、前述の加熱工程Ｓ０２の後に熱間加工を実施し、この熱間加工の後に上述の急冷工程Ｓ０３を実施する構成としてもよい。この場合、加工方法に特に限定はなく、加工方法に特に限定はなく、例えば圧延、線引き、押出、溝圧延、鍛造、プレス等を採用することができる。
そして、加熱工程Ｓ０２において４００℃以上９００℃以下にまで加熱された銅素材を、２００℃以下の温度にまで、６０℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で冷却する。この急冷工程Ｓ０３により、母相中に固溶したＭｇが、ＣｕとＭｇを主成分とする金属間化合物として析出することを抑制し、走査型電子顕微鏡観察において、粒径０．１μｍ以上のＣｕとＭｇを主成分とする金属間化合物の平均個数を１個／μｍ２以下とすることができる。すなわち、銅素材をＣｕ−Ｍｇ過飽和固溶体とすることができるのである。
なお、粗加工の効率化と組織の均一化のために、前述の加熱工程Ｓ０２の後に熱間加工を実施し、この熱間加工の後に上述の急冷工程Ｓ０３を実施する構成としてもよい。この場合、加工方法に特に限定はなく、加工方法に特に限定はなく、例えば圧延、線引き、押出、溝圧延、鍛造、プレス等を採用することができる。
（中間加工工程Ｓ０４）
加熱工程Ｓ０２および急冷工程Ｓ０３を経た銅素材を必要に応じて切断するとともに、加熱工程Ｓ０２および急冷工程Ｓ０３等で生成された酸化膜等を除去するために必要に応じて表面研削を行う。そして、所定の形状へと塑性加工を行う。
なお、この中間加工工程Ｓ０４における温度条件は特に限定はないが、冷間または温間加工となる−２００℃から２００℃の範囲内とすることが好ましい。また、加工率は、最終形状に近似するように適宜選択されることになるが、最終形状を得るまでの中間熱処理工程Ｓ０５の回数を減らすためには、２０％以上とすることが好ましい。また、加工率を３０％以上とすることがより好ましい。塑性加工方法は特に限定されないが、例えば圧延、線引き、押出、溝圧延、鍛造、プレス等を採用することができる。さらに、溶体化の徹底のために、Ｓ０２〜Ｓ０４を繰り返しても良い。
加熱工程Ｓ０２および急冷工程Ｓ０３を経た銅素材を必要に応じて切断するとともに、加熱工程Ｓ０２および急冷工程Ｓ０３等で生成された酸化膜等を除去するために必要に応じて表面研削を行う。そして、所定の形状へと塑性加工を行う。
なお、この中間加工工程Ｓ０４における温度条件は特に限定はないが、冷間または温間加工となる−２００℃から２００℃の範囲内とすることが好ましい。また、加工率は、最終形状に近似するように適宜選択されることになるが、最終形状を得るまでの中間熱処理工程Ｓ０５の回数を減らすためには、２０％以上とすることが好ましい。また、加工率を３０％以上とすることがより好ましい。塑性加工方法は特に限定されないが、例えば圧延、線引き、押出、溝圧延、鍛造、プレス等を採用することができる。さらに、溶体化の徹底のために、Ｓ０２〜Ｓ０４を繰り返しても良い。
（中間熱処理工程Ｓ０５）
中間加工工程Ｓ０４後に、溶体化の徹底、再結晶組織化または加工性向上のための軟化を目的として熱処理を実施する。
熱処理の方法は特に限定はないが、好ましくは４００℃以上９００℃以下の条件で、非酸化雰囲気または還元性雰囲気中で熱処理を行う。より好ましくは４００℃以上８５０℃以下、さらに好ましくは４２０℃以上８００℃以下とする。
なお、中間加工工程Ｓ０４及び中間熱処理工程Ｓ０５は、繰り返し実施してもよい。
中間加工工程Ｓ０４後に、溶体化の徹底、再結晶組織化または加工性向上のための軟化を目的として熱処理を実施する。
熱処理の方法は特に限定はないが、好ましくは４００℃以上９００℃以下の条件で、非酸化雰囲気または還元性雰囲気中で熱処理を行う。より好ましくは４００℃以上８５０℃以下、さらに好ましくは４２０℃以上８００℃以下とする。
なお、中間加工工程Ｓ０４及び中間熱処理工程Ｓ０５は、繰り返し実施してもよい。
ここで、中間熱処理工程Ｓ０５においては、４００℃以上９００℃以下にまで加熱された銅素材を、２００℃以下の温度にまで、６０℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で冷却することが好ましい。このように急冷することによって、母相中に固溶したＭｇがＣｕとＭｇを主成分とする金属間化合物として析出することが抑制されることになり、走査型電子顕微鏡観察において、粒径０．１μｍ以上のＣｕとＭｇを主成分とする金属間化合物の平均個数を１個／μｍ２以下とすることができる。すなわち、銅素材をＣｕ−Ｍｇ過飽和固溶体とすることができるのである。
（仕上加工工程Ｓ０６）
中間熱処理工程Ｓ０５後の銅素材を所定の形状に仕上加工を行う。なお、この仕上加工工程Ｓ０６における温度条件は特に限定はないが、常温で行うことが好ましい。また、加工率は、最終形状に近似するように適宜選択されることになるが、加工硬化によって強度を向上させるためには、２０％以上とすることが好ましい。また。さらなる強度の向上を図る場合には、加工率を３０％以上とすることがより好ましい。
なお、本実施形態の電子・電気機器用銅合金における「圧延方向」とは、最終の仕上加工工程Ｓ０６における圧延加工によるものとする。
中間熱処理工程Ｓ０５後の銅素材を所定の形状に仕上加工を行う。なお、この仕上加工工程Ｓ０６における温度条件は特に限定はないが、常温で行うことが好ましい。また、加工率は、最終形状に近似するように適宜選択されることになるが、加工硬化によって強度を向上させるためには、２０％以上とすることが好ましい。また。さらなる強度の向上を図る場合には、加工率を３０％以上とすることがより好ましい。
なお、本実施形態の電子・電気機器用銅合金における「圧延方向」とは、最終の仕上加工工程Ｓ０６における圧延加工によるものとする。
（最終熱処理工程Ｓ０７）
次に、仕上加工工程Ｓ０６によって得られた塑性加工材に対して、最終熱処理を実施する。
熱処理温度は、１００℃以上８００℃以下の範囲内とすることが好ましい。なお、この最終熱処理工程Ｓ０７においては、溶体化されたＭｇが析出しないように、熱処理条件（温度、時間、冷却速度）を設定する必要がある。例えば１００℃では１分〜２４時間程度、８００℃では１秒〜５秒程度とすることが好ましい。この熱処理は、非酸化雰囲気または還元性雰囲気中で行うことが好ましい。
次に、仕上加工工程Ｓ０６によって得られた塑性加工材に対して、最終熱処理を実施する。
熱処理温度は、１００℃以上８００℃以下の範囲内とすることが好ましい。なお、この最終熱処理工程Ｓ０７においては、溶体化されたＭｇが析出しないように、熱処理条件（温度、時間、冷却速度）を設定する必要がある。例えば１００℃では１分〜２４時間程度、８００℃では１秒〜５秒程度とすることが好ましい。この熱処理は、非酸化雰囲気または還元性雰囲気中で行うことが好ましい。
また、冷却方法は、水焼入など、加熱された前記銅素材を、６０℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で、１００℃以下にまで冷却することが好ましい。このように急冷することにより、母相中に固溶したＭｇがＣｕとＭｇを主成分とする金属間化合物として析出することが抑制されることになり、走査型電子顕微鏡観察において、粒径０．１μｍ以上のＣｕとＭｇを主成分とする金属間化合物の平均個数を１個／μｍ２以下とすることができる。すなわち、銅素材をＣｕ−Ｍｇ過飽和固溶体とすることができるのである。
さらに、上述の仕上加工工程Ｓ０６と最終熱処理工程Ｓ０７とを、繰り返し実施してもよい。
さらに、上述の仕上加工工程Ｓ０６と最終熱処理工程Ｓ０７とを、繰り返し実施してもよい。
このようにして、本実施形態である電子・電気機器用銅合金及び電子・電気機器用銅合金塑性加工材が製出されることになる。そして、本実施形態である電子・電気機器用銅合金は、圧延方向に対して平行方向に引張試験を行った際の強度ＴＳと０．２％耐力ＹＳとから算出される降伏比ＹＳ／ＴＳが９０％を超えている。
また、本実施形態である電子・電気機器用部品及び端子は、上述の電子・電気機器用銅合金塑性加工材に対して、打ち抜き加工、曲げ加工等を施すことによって製造される。
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よれば、圧延方向に対して平行方向に引張試験を行った際の強度ＴＳと０．２％耐力ＹＳとから算出される降伏比ＹＳ／ＴＳが９０％超えとされているので、耐力―曲げバランスが高くなり、圧延方向に対して平行方向における曲げ加工性が優れる。
よって、リレーや大型端子のように、銅合金圧延板の圧延方向に対して平行方向に曲げ加工させた場合であっても、割れ等の発生を抑制することができる。
よって、リレーや大型端子のように、銅合金圧延板の圧延方向に対して平行方向に曲げ加工させた場合であっても、割れ等の発生を抑制することができる。
また、本実施形態の電子・電気機器用銅合金においては、平均結晶粒径が１００μｍ以下とされているので、降伏比ＹＳ／ＴＳを向上させることができ、圧延方向に対して平行方向における降伏比ＹＳ／ＴＳを確実に９０％超えとすることが可能となる。
また、本実施形態の電子・電気機器用銅合金においては、走査型電子顕微鏡観察において、粒径０．１μｍ以上のＣｕとＭｇを主成分とする金属間化合物の平均個数が、１個／μｍ２以下とされるとともに、導電率σ（％ＩＡＣＳ）が、Ｍｇの含有量をＡ原子％としたときに、
σ≦１．７２４１／（−０．０３４７×Ａ２＋０．６５６９×Ａ＋１．７）×１００の範囲内とされており、Ｍｇが母相中に過飽和に固溶したＣｕ−Ｍｇ過飽和固溶体とされている。
このため、母相中には、割れの起点となる粗大なＣｕとＭｇを主成分とする金属間化合物が多く分散されておらず、曲げ加工性が向上することになる。よって、複雑な形状のコネクタ等の端子、リレー、リードフレーム等の電子・電気機器用部品等を成形することが可能となる。さらに、Ｍｇを過飽和に固溶させていることから、加工硬化によって強度を向上させることが可能となる。
σ≦１．７２４１／（−０．０３４７×Ａ２＋０．６５６９×Ａ＋１．７）×１００の範囲内とされており、Ｍｇが母相中に過飽和に固溶したＣｕ−Ｍｇ過飽和固溶体とされている。
このため、母相中には、割れの起点となる粗大なＣｕとＭｇを主成分とする金属間化合物が多く分散されておらず、曲げ加工性が向上することになる。よって、複雑な形状のコネクタ等の端子、リレー、リードフレーム等の電子・電気機器用部品等を成形することが可能となる。さらに、Ｍｇを過飽和に固溶させていることから、加工硬化によって強度を向上させることが可能となる。
また、本実施形態では、最終熱処理工程Ｓ０７を有する製造方法によって製造されており、この最終熱処理工程Ｓ０７の温度条件が１００℃以上８００℃以下の範囲内とされているので、圧延方向に対して平行方向における降伏比ＹＳ／ＴＳが向上して９０％を超えることになり、圧延方向に対して平行方向における曲げ加工性に優れる電子・電気機器用銅合金及び電子・電気機器用銅合金塑性加工材を得ることができる。
また、本実施形態である電子・電気機器用部品及び端子は、上述の電子・電気機器用銅合金塑性加工材を用いて製造されているので、耐力が高く、かつ、曲げ加工性に優れており、複雑な形状であっても割れ等がなく、信頼性が向上することになる。
以上、本発明の実施形態である電子・電気機器用銅合金、電子・電気機器用銅合金塑性加工材、電子・電気機器用部品及び端子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、上述の実施形態では、電子・電気機器用銅合金の製造方法及び電子・電気機器用銅合金塑性加工材の製造方法の一例について説明したが、製造方法は本実施形態に限定されることはなく、既存の製造方法を適宜選択して製造してもよい。
例えば、上述の実施形態では、電子・電気機器用銅合金の製造方法及び電子・電気機器用銅合金塑性加工材の製造方法の一例について説明したが、製造方法は本実施形態に限定されることはなく、既存の製造方法を適宜選択して製造してもよい。
また、本実施形態では、Ｃｕ−Ｍｇの２元系合金を例に挙げて説明したが、これに限定されることはなく、Ｓｎ、Ｚｎ、Ａｌ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｐのうち１種または２種以上を合計で０．０１原子％以上３．０原子％以下の範囲内で含んでいてもよい。
Ｓｎ、Ｚｎ、Ａｌ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｐといった元素は、Ｃｕ−Ｍｇ合金の強度等の特性を向上させる元素であることから、要求特性に応じて適宜添加することが好ましい。ここで、添加量の合計を０．０１原子％以上としているので、Ｃｕ−Ｍｇ合金の強度を確実に向上させることができる。一方、添加量の合計を３．０原子％以下としているので、導電率を確保することができる。
なお、上述の元素を含有する場合には、実施形態で説明した導電率の規定は適用されないが、析出物の分布状態からＣｕ−Ｍｇの過飽和固溶体であることを確認することができる。
Ｓｎ、Ｚｎ、Ａｌ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｐといった元素は、Ｃｕ−Ｍｇ合金の強度等の特性を向上させる元素であることから、要求特性に応じて適宜添加することが好ましい。ここで、添加量の合計を０．０１原子％以上としているので、Ｃｕ−Ｍｇ合金の強度を確実に向上させることができる。一方、添加量の合計を３．０原子％以下としているので、導電率を確保することができる。
なお、上述の元素を含有する場合には、実施形態で説明した導電率の規定は適用されないが、析出物の分布状態からＣｕ−Ｍｇの過飽和固溶体であることを確認することができる。
以下に、本発明の効果を確認すべく行った確認実験の結果について説明する。
純度９９．９９質量％以上の無酸素銅（ＡＳＴＭ Ｂ１５２ Ｃ１０１００）からなる銅原料を準備し、これを高純度グラファイト坩堝内に装入して、Ａｒガス雰囲気とされた雰囲気炉内において高周波溶解した。得られた銅溶湯内に、各種添加元素を添加して表１に示す成分組成に調製し、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１５０ｍｍ×幅約３５０ｍｍ×長さ約２０００ｍｍとした。
純度９９．９９質量％以上の無酸素銅（ＡＳＴＭ Ｂ１５２ Ｃ１０１００）からなる銅原料を準備し、これを高純度グラファイト坩堝内に装入して、Ａｒガス雰囲気とされた雰囲気炉内において高周波溶解した。得られた銅溶湯内に、各種添加元素を添加して表１に示す成分組成に調製し、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１５０ｍｍ×幅約３５０ｍｍ×長さ約２０００ｍｍとした。
得られた鋳塊から鋳肌近傍１０ｍｍ以上面削し、１００ｍｍ×２００ｍｍ×１００ｍｍのブロックを切り出した。
このブロックを、Ａｒガス雰囲気中において、表１に記載の温度条件で４時間の加熱を行う加熱工程を実施し、その後、水焼き入れを実施した。
このブロックを、Ａｒガス雰囲気中において、表１に記載の温度条件で４時間の加熱を行う加熱工程を実施し、その後、水焼き入れを実施した。
熱処理後の鋳塊を切断するとともに、酸化被膜を除去するために表面研削を実施した。その後、常温で、表１に記載された圧延率で中間圧延を実施した。そして、得られた条材に対して、表１に記載された温度の条件でソルトバスにて中間熱処理を実施した。その後、水焼入れを実施した。
次に、表１に示す圧延率で仕上圧延を実施し、厚さ０．２５ｍｍ、幅約２００ｍｍの条材を製出した。
そして、仕上圧延後に、表１に示す条件で、Ａｒ雰囲気中で最終熱処理を実施し、その後、水焼入れを行い、特性評価用条材を作成した。
そして、仕上圧延後に、表１に示す条件で、Ａｒ雰囲気中で最終熱処理を実施し、その後、水焼入れを行い、特性評価用条材を作成した。
（加工性評価）
加工性の評価として、前述の中間圧延及び仕上圧延時における耳割れの有無を観察した。目視で耳割れが全くあるいはほとんど認められなかったものを◎、長さ１ｍｍ未満の小さな耳割れが発生したものを○、長さ１ｍｍ以上３ｍｍ未満の耳割れが発生したものを△、長さ３ｍｍ以上の大きな耳割れが発生したものを×、耳割れに起因して圧延途中で破断したものを××とした。
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。
加工性の評価として、前述の中間圧延及び仕上圧延時における耳割れの有無を観察した。目視で耳割れが全くあるいはほとんど認められなかったものを◎、長さ１ｍｍ未満の小さな耳割れが発生したものを○、長さ１ｍｍ以上３ｍｍ未満の耳割れが発生したものを△、長さ３ｍｍ以上の大きな耳割れが発生したものを×、耳割れに起因して圧延途中で破断したものを××とした。
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。
（組織観察）
各試料の圧延面に対して、鏡面研磨、イオンエッチングを行った。ＣｕとＭｇを主成分とする金属間化合物の析出状態を確認するため、ＦＥ−ＳＥＭ（電界放出型走査電子顕微鏡）を用い、1万倍の視野（約１２０μｍ２／視野）で観察を行った。
次に、ＣｕとＭｇを主成分とする金属間化合物の密度（個／μｍ２）を調査するために、金属間化合物の析出状態が特異ではない１万倍の視野（約１２０μｍ２／視野）を選び、その領域で、５万倍で連続した１０視野（約４．８μｍ２／視野）の撮影を行った。金属間化合物の粒径については、金属間化合物の長径（途中で粒界に接しない条件で粒内に最も長く引ける直線の長さ）と短径（長径と直角に交わる方向で、途中で粒界に接しない条件で最も長く引ける直線の長さ）の平均値とした。そして、粒径０．１μｍ以上のＣｕとＭｇを主成分とする金属間化合物の密度（個／μｍ２）を求めた。
各試料の圧延面に対して、鏡面研磨、イオンエッチングを行った。ＣｕとＭｇを主成分とする金属間化合物の析出状態を確認するため、ＦＥ−ＳＥＭ（電界放出型走査電子顕微鏡）を用い、1万倍の視野（約１２０μｍ２／視野）で観察を行った。
次に、ＣｕとＭｇを主成分とする金属間化合物の密度（個／μｍ２）を調査するために、金属間化合物の析出状態が特異ではない１万倍の視野（約１２０μｍ２／視野）を選び、その領域で、５万倍で連続した１０視野（約４．８μｍ２／視野）の撮影を行った。金属間化合物の粒径については、金属間化合物の長径（途中で粒界に接しない条件で粒内に最も長く引ける直線の長さ）と短径（長径と直角に交わる方向で、途中で粒界に接しない条件で最も長く引ける直線の長さ）の平均値とした。そして、粒径０．１μｍ以上のＣｕとＭｇを主成分とする金属間化合物の密度（個／μｍ２）を求めた。
（平均結晶粒径）
各試料において、圧延面を鏡面研磨した後エッチングを行い、光学顕微鏡にて、圧延方向が写真の横になるように撮影し、１０００倍の視野（約３００×２００μｍ２）で観察を行った。そして、結晶粒径をＪＩＳ Ｈ ０５０１の切断法にしたがい、写真の縦、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て算出した。
また、結晶粒径が１０μｍ以下と微細な場合は、ＳＥＭ−ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎｓ）測定装置によって、平均結晶粒径を測定した。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。その後、走査型電子顕微鏡を用いて、試料表面の測定範囲内の個々の測定点（ピクセル）に電子線を照射し、後方散乱電子線回折による方位解析により、隣接する測定点間の方位差が１５°以上となる測定点間を大傾角粒界とし、１５°以下を小傾角粒界とした。大傾角粒界を用いて、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。
各試料において、圧延面を鏡面研磨した後エッチングを行い、光学顕微鏡にて、圧延方向が写真の横になるように撮影し、１０００倍の視野（約３００×２００μｍ２）で観察を行った。そして、結晶粒径をＪＩＳ Ｈ ０５０１の切断法にしたがい、写真の縦、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て算出した。
また、結晶粒径が１０μｍ以下と微細な場合は、ＳＥＭ−ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎｓ）測定装置によって、平均結晶粒径を測定した。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。その後、走査型電子顕微鏡を用いて、試料表面の測定範囲内の個々の測定点（ピクセル）に電子線を照射し、後方散乱電子線回折による方位解析により、隣接する測定点間の方位差が１５°以上となる測定点間を大傾角粒界とし、１５°以下を小傾角粒界とした。大傾角粒界を用いて、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。
（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、強度ＴＳ、０．２％耐力ＹＳを測定した。なお、試験片は、圧延方向に平行な方向で採取した。そして、得られた強度ＴＳ、０．２％耐力ＹＳから、降伏比ＹＳ／ＴＳを算出した。
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、強度ＴＳ、０．２％耐力ＹＳを測定した。なお、試験片は、圧延方向に平行な方向で採取した。そして、得られた強度ＴＳ、０．２％耐力ＹＳから、降伏比ＹＳ／ＴＳを算出した。
（導電率）
特性評価用条材から幅１０ｍｍ×長さ１５０ｍｍ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１５０ｍｍ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）
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平行になるように、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０ｍｍのＷ型の治具を用い、Ｗ曲げ試験を行った。
そして、曲げ部の外周部を目視で確認し割れが観察された場合は×、破断や微細な割れを確認できない場合を○として判定を行った。
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平行になるように、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０ｍｍのＷ型の治具を用い、Ｗ曲げ試験を行った。
そして、曲げ部の外周部を目視で確認し割れが観察された場合は×、破断や微細な割れを確認できない場合を○として判定を行った。
条件、評価結果について、表１、２に示す。
Ｍｇの含有量が本発明の範囲よりも低い比較例１においては、強度が５２２ＭＰａ，０．２％耐力が４９８ＭＰａと、いずれも低かった。
Ｍｇの含有量が本発明の範囲よりも高い比較例２においては、中間圧延時に大きな耳割れが発生し、その後の特性評価を実施することが不可能であった。
降伏比ＹＳ／ＴＳが本発明の範囲よりも低い比較例３においては、曲げ加工性に劣ることが確認された。
Ｍｇ以外にＣｏ，Ａｌを添加し、降伏比ＹＳ／ＴＳが本発明の範囲よりも低い比較例４においても、曲げ加工性に劣ることが確認された。
従来例であるＣｕ−Ｚｎ合金は、曲げ加工性が十分ではなかった。
Ｍｇの含有量が本発明の範囲よりも高い比較例２においては、中間圧延時に大きな耳割れが発生し、その後の特性評価を実施することが不可能であった。
降伏比ＹＳ／ＴＳが本発明の範囲よりも低い比較例３においては、曲げ加工性に劣ることが確認された。
Ｍｇ以外にＣｏ，Ａｌを添加し、降伏比ＹＳ／ＴＳが本発明の範囲よりも低い比較例４においても、曲げ加工性に劣ることが確認された。
従来例であるＣｕ−Ｚｎ合金は、曲げ加工性が十分ではなかった。
これに対して、本発明例１−５、７−１１、１３、１４においては、いずれも降伏比ＹＳ／ＴＳが９０％を超えており、強度ＴＳ、０．２％耐力ＹＳともに高くなっていた。さらに、曲げ加工性も良好であった。
以上のことから、本発明例によれば、優れた曲げ加工性を有し、コネクタ等の端子、リレー、リードフレーム等の電子・電気機器用部品に適した電子・電気機器用銅合金を提供することができることが確認された。
Claims (7)
- Ｍｇを３．３原子％以上６．９原子％以下の範囲で含み、残部がＣｕ及び不可避不純物とされ、
圧延方向に対して平行方向に引張試験を行った際の強度ＴＳと、０．２％耐力ＹＳと、から算出される降伏比ＹＳ／ＴＳが９０％を超えるとともに、
平均結晶粒径が３０μｍ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。 - 走査型電子顕微鏡観察において、粒径０．１μｍ以上のＣｕとＭｇを主成分とする金属間化合物の平均個数が、１個／μｍ２以下とされていることを特徴とする請求項１に記載の電子・電気機器用銅合金。
- 導電率σ（％ＩＡＣＳ）が、Ｍｇの含有量をＡ原子％としたときに、
σ≦１．７２４１／（−０．０３４７×Ａ２＋０．６５６９×Ａ＋１．７）×１００の範囲内とされていることを特徴とする請求項１又は請求項２に記載の電子・電気機器用銅合金。 - さらに、Ｓｎ、Ｚｎ、Ａｌ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｐのうち１種または２種以上を合計で０．０１原子％以上０．３８原子％以下の範囲内で含んでいることを特徴とする請求項１又は請求項２に記載の電子・電気機器用銅合金。
- ０．２％耐力が４００ＭＰａ以上の機械的特性を有することを特徴とする請求項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。
- 請求項１から請求項５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・電気機器用部品。
- 請求項１から請求項５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。
Priority Applications (1)
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