JP7172090B2 - 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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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１～３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。
また、上述の電子・電気機器用導電部品においては、その使用環境によっては応力腐食割れが生じてしまうおそれがあることから、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は、耐応力腐食割れ性の向上が求められることがある。
そこで、例えば特許文献５，６には、Ｃｕ－Ｚｎ―Ｓｎ系合金の耐応力腐食割れ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５には、Ｃｕ－Ｚｎ－Ｓｎ合金の結晶粒径を調節することによって耐応力腐食割れ特性が向上することが記載されている。
また、特許文献６には、Ｃｕ－Ｚｎ系合金にＮｉとＳｉを添加することで耐応力腐食割れ特性の向上が可能になる旨が記載されている。
そこで、例えば特許文献５，６には、Ｃｕ－Ｚｎ―Ｓｎ系合金の耐応力腐食割れ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５には、Ｃｕ－Ｚｎ－Ｓｎ合金の結晶粒径を調節することによって耐応力腐食割れ特性が向上することが記載されている。
また、特許文献６には、Ｃｕ－Ｚｎ系合金にＮｉとＳｉを添加することで耐応力腐食割れ特性の向上が可能になる旨が記載されている。
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。
また、特許文献５においては、結晶粒径を調整することで耐応力腐食割れについては向上しているものの、耐応力緩和特性については、りん青銅（Ｃ５２１０）よりも低く、不十分であった。
また、特許文献６においては、ＮｉやＳｉを添加することで耐応力腐食割れについては向上しているものの、耐応力緩和特性については考慮されていなかった。
また、特許文献６においては、ＮｉやＳｉを添加することで耐応力腐食割れについては向上しているものの、耐応力緩和特性については考慮されていなかった。
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。
さらに、使用環境によっては応力腐食割れが発生してしまい、使用することが困難となるおそれがあった。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。また高価なりん青銅が使用されることがあった。
そこで、上述のＣｕ－Ｚｎ―Ｓｎ系合金においては、耐応力緩和特性のより一層の確実かつ十分な改善、および、耐応力腐食割れ特性の改善が強く望まれている。
さらに、使用環境によっては応力腐食割れが発生してしまい、使用することが困難となるおそれがあった。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。また高価なりん青銅が使用されることがあった。
そこで、上述のＣｕ－Ｚｎ―Ｓｎ系合金においては、耐応力緩和特性のより一層の確実かつ十分な改善、および、耐応力腐食割れ特性の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るとともに強度、耐応力腐食割れ特性、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を課題としている。
上述の課題を解決するために、本発明者らが鋭意実験・研究を重ねた結果、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、同時に母材の結晶粒径のアスペクト比を適切に調整することによって、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に優れ、かつ、耐応力腐食割れ特性を向上させることができるとの知見を得た。
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との知見を得た。
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との知見を得た。
本発明は、上述の知見に基づいてなされたものであって、本発明に係る電子・電気機器用銅合金は、Ｚｎを７ｍａｓｓ％超えて１３ｍａｓｓ％未満、Ｓｎを０．１ｍａｓｓ％以上０．９ｍａｓｓ％以下、Ｎｉを０．０５ｍａｓｓ％以上１．０ｍａｓｓ％未満、Ｆｅを０．００１ｍａｓｓ％以上０．１０ｍａｓｓ％未満、Ｐを０．００５ｍａｓｓ％以上０．１ｍａｓｓ％以下含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなり、Ｓの含有量が２０ｍａｓｓｐｐｍ未満とされており、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＜１．５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＜（Ｎｉ＋Ｆｅ）／Ｐ＜１５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、０．３＜Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ）＜５を満たすとともに、圧延の幅方向に対して直交する面を観察面として、Ｃｕ、ＺｎおよびＳｎを含有する母相を、ＥＢＳＤ法により２００μｍ２以上の測定面積を測定間隔０．０３μｍステップで測定して、データ解析ソフトＯＩＭにより解析されたＣＩ値が０．１以下である測定点を除いて解析したとき、結晶粒径（双晶を含む）の長径ａと短径ｂで表されるアスペクト比ｂ／ａが０．１以下となる結晶粒の面積割合が、Ａｒｅａ ｆｒａｃｔｉｏｎで、測定した面積全体の４０％以上とされており、応力腐食割れ試験法において２５℃で９６時間保持後の残留応力率が８０％以上であるとともに、０．２％耐力が５００ＭＰａ以上６５０ＭＰａ未満である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、母相の結晶粒のアスペクト比が０．１以下となる結晶粒の面積割合が、Ａｒｅａ ｆｒａｃｔｉｏｎで、測定した面積全体の４０％以上とされているので、耐応力緩和特性が確実かつ十分に優れ、しかも強度（耐力）も高く、耐応力腐食割れにも優れる。
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。
なお、ＥＢＳＤ法とは、後方散乱電子回折像システム付の走査型電子顕微鏡による電子線反射回折法（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎｓ：ＥＢＳＤ）法を意味し、またＯＩＭは、ＥＢＳＤによる測定データを用いて結晶方位を解析するためのデータ解析ソフトＯｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｉｍａｇｉｎｇ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ：ＯＩＭ）である。さらにＣＩ値とは、信頼性指数（Ｃｏｎｆｉｄｅｎｃｅ Ｉｎｄｅｘ）であって、ＥＢＳＤ装置の解析ソフトＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ（Ｖｅｒ．７．１）を用いて解析したときに、結晶方位決定の信頼性を表す数値として表示される数値である（例えば、「ＥＢＳＤ読本：ＯＩＭを使用するにあたって（改定第３版）」鈴木清一著、２００９年９月、株式会社ＴＳＬソリューションズ発行）。ここで、ＥＢＳＤにより測定してＯＩＭにより解析した測定点の組織が加工組織である場合、結晶パターンが明確ではないため結晶方位決定の信頼性が低くなり、ＣＩ値が低くなる。特にＣＩ値が０．１以下の場合にその測定点の組織が加工組織であると判断される。
さらに、本発明においては、０．２％耐力が５００ＭＰａ以上６５０ＭＰａ未満に調整されているので、強度が高く、かつ、優れた曲げ加工性を有している。よって、曲げ加工によって各種形状の電子・電気機器用導電部品を成形することができる。
本発明の他の態様による電子・電気機器用銅合金は、Ｚｎを７ｍａｓｓ％超えて１３ｍａｓｓ％未満、Ｓｎを０．１ｍａｓｓ％以上０．９ｍａｓｓ％以下、Ｎｉを０．０５ｍａｓｓ％以上１．０ｍａｓｓ％未満、Ｆｅを０．００１ｍａｓｓ％以上０．１０ｍａｓｓ％未満、Ｃｏを０．００１ｍａｓｓ％以上０．１ｍａｓｓ％未満、Ｐを０．００５ｍａｓｓ％以上０．１ｍａｓｓ％以下含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなり、Ｓの含有量が２０ｍａｓｓｐｐｍ未満とされており、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＜１．５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＜（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｐ＜１５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、０．３＜Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）＜５を満たし、圧延の幅方向に対して直交する面を観察面として、Ｃｕ、ＺｎおよびＳｎを含有する母相を、ＥＢＳＤ法により２００μｍ２以上の測定面積を測定間隔０．０３μｍステップで測定して、データ解析ソフトＯＩＭにより解析されたＣＩ値が０．１以下である測定点を除いて解析したとき、結晶粒径（双晶を含む）の長径ａと短径ｂで表されるアスペクト比ｂ／ａが０．１以下となる結晶粒の面積割合が、Ａｒｅａ ｆｒａｃｔｉｏｎで、測定した面積全体の４０％以上とされており、応力腐食割れ試験法において２５℃で９６時間保持後の残留応力率が８０％以上であるとともに、０．２％耐力が５００ＭＰａ以上６５０ＭＰａ未満である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、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、母相の結晶粒のアスペクト比が０．１以下となる結晶粒の面積割合が、Ａｒｅａ ｆｒａｃｔｉｏｎで、測定した面積全体の４０％以上とされているので、耐応力緩和特性が確実かつ十分に優れ、しかも強度（耐力）も高く、耐応力腐食割れにも優れる。
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。
さらに、本発明においては、０．２％耐力が５００ＭＰａ以上６５０ＭＰａ未満に調整されているので、強度が高く、かつ、優れた曲げ加工性を有している。よって、曲げ加工によって各種形状の電子・電気機器用導電部品を成形することができる。
また、本発明の電子・電気機器用銅合金においては、曲げ半径が０ｍｍのＷ型の治具を用い、Ｗ曲げ試験を実施してもクラックが発生しないことが好ましい。
このような曲げ加工性を有する電子・電気機器用銅合金によれば、曲げ加工によって各種形状の電子・電気機器用導電部品を成形することが可能となる。
このような曲げ加工性を有する電子・電気機器用銅合金によれば、曲げ加工によって各種形状の電子・電気機器用導電部品を成形することが可能となる。
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している。
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０．１ｍａｓｓ％以上０．９ｍａｓｓ％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０．１ｍａｓｓ％以上０．９ｍａｓｓ％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している。
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している。
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している。
また、本発明の端子は、上述の電子・電気機器用銅合金薄板からなることを特徴としている。
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している。
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している。
また、本発明の端子は、上述の電子・電気機器用銅合金薄板からなることを特徴としている。
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および耐応力腐食割れ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、さらに湿潤な環境での応力腐食割れも抑制されるため相手側導電部材との接触圧を保つことができる。また、強度、導電率に優れており、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、曲げ加工性に優れていることから、各種形状に成形することができる。
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、耐応力腐食割れ特性、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７ｍａｓｓ％超えて１３ｍａｓｓ％未満、Ｓｎを０．１ｍａｓｓ％以上０．９ｍａｓｓ％以下、Ｎｉを０．０５ｍａｓｓ％以上１．０ｍａｓｓ％未満、Ｆｅを０．００１ｍａｓｓ％以上０．１０ｍａｓｓ％未満、Ｐを０．００５ｍａｓｓ％以上０．１ｍａｓｓ％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７ｍａｓｓ％超えて１３ｍａｓｓ％未満、Ｓｎを０．１ｍａｓｓ％以上０．９ｍａｓｓ％以下、Ｎｉを０．０５ｍａｓｓ％以上１．０ｍａｓｓ％未満、Ｆｅを０．００１ｍａｓｓ％以上０．１０ｍａｓｓ％未満、Ｐを０．００５ｍａｓｓ％以上０．１ｍａｓｓ％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＜１．５ ・・・（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＜（Ｎｉ＋Ｆｅ）／Ｐ＜１５ ・・・（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
０．３＜Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ）＜５ ・・・（３）
を満たすように定められている。
０．００２≦Ｆｅ／Ｎｉ＜１．５ ・・・（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＜（Ｎｉ＋Ｆｅ）／Ｐ＜１５ ・・・（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
０．３＜Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ）＜５ ・・・（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０．１０ｍａｓｓ％未満の範囲内で含有してもよい。
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＜１．５ ・・・（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＜（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｐ＜１５ ・・・（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
０．３＜Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）＜５ ・・・（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＜１．５ ・・・（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＜（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｐ＜１５ ・・・（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
０．３＜Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）＜５ ・・・（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・電気機器用銅合金においては、好ましくは、Ｓの含有量が２０ｍａｓｓｐｐｍ未満に制限されている。
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：７ｍａｓｓ％超えて１３ｍａｓｓ％未満）
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。
ここで、Ｚｎの含有量が７ｍａｓｓ％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の含有量が１３ｍａｓｓ％以上では、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、本実施形態では、Ｚｎの含有量を７ｍａｓｓ％超え１３ｍａｓｓ％未満の範囲内とした。
なお、Ｚｎの含有量の下限は、８ｍａｓｓ％超えとすることが好ましい。また、Ｚｎの含有量の上限は、１２ｍａｓｓ％以下とすることが好ましい。
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。
ここで、Ｚｎの含有量が７ｍａｓｓ％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の含有量が１３ｍａｓｓ％以上では、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、本実施形態では、Ｚｎの含有量を７ｍａｓｓ％超え１３ｍａｓｓ％未満の範囲内とした。
なお、Ｚｎの含有量の下限は、８ｍａｓｓ％超えとすることが好ましい。また、Ｚｎの含有量の上限は、１２ｍａｓｓ％以下とすることが好ましい。
（Ｓｎ：０．１ｍａｓｓ％以上０．９ｍａｓｓ％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。
ここで、Ｓｎの含有量が０．１ｍａｓｓ％未満では、これらの効果が十分に得られないおそれがある。一方、Ｓｎの含有量が０．９ｍａｓｓ％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、本実施形態では、Ｓｎの含有量を０．１ｍａｓｓ％以上０．９ｍａｓｓ％以下の範囲内とした。
なお、Ｓｎの含有量の下限は、０．２ｍａｓｓ％以上とすることが好ましく、０．３ｍａｓｓ％以上とすることがさらに好ましい。また、Ｓｎの含有量の上限は、０．８ｍａｓｓ％以下とすることが好ましく、０．７ｍａｓｓ％以下とすることがさらに好ましい。
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。
ここで、Ｓｎの含有量が０．１ｍａｓｓ％未満では、これらの効果が十分に得られないおそれがある。一方、Ｓｎの含有量が０．９ｍａｓｓ％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、本実施形態では、Ｓｎの含有量を０．１ｍａｓｓ％以上０．９ｍａｓｓ％以下の範囲内とした。
なお、Ｓｎの含有量の下限は、０．２ｍａｓｓ％以上とすることが好ましく、０．３ｍａｓｓ％以上とすることがさらに好ましい。また、Ｓｎの含有量の上限は、０．８ｍａｓｓ％以下とすることが好ましく、０．７ｍａｓｓ％以下とすることがさらに好ましい。
（Ｎｉ：０．０５ｍａｓｓ％以上１．０ｍａｓｓ％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の含有量が０．０５ｍａｓｓ％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おそれがある。一方、Ｎｉの含有量が１．０ｍａｓｓ％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、本実施形態では、Ｎｉの含有量を０．０５ｍａｓｓ％以上１．０ｍａｓｓ％未満の範囲内とした。
なお、Ｎｉの含有量の下限は、０．２ｍａｓｓ％以上とすることが好ましく、０．３ｍａｓｓ％以上とすることがさらに好ましい。また、Ｎｉの含有量の上限は、０．８ｍａｓｓ％未満とすることが好ましく、０．７ｍａｓｓ％以下とすることがさらに好ましい。
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の含有量が０．０５ｍａｓｓ％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おそれがある。一方、Ｎｉの含有量が１．０ｍａｓｓ％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、本実施形態では、Ｎｉの含有量を０．０５ｍａｓｓ％以上１．０ｍａｓｓ％未満の範囲内とした。
なお、Ｎｉの含有量の下限は、０．２ｍａｓｓ％以上とすることが好ましく、０．３ｍａｓｓ％以上とすることがさらに好ましい。また、Ｎｉの含有量の上限は、０．８ｍａｓｓ％未満とすることが好ましく、０．７ｍａｓｓ％以下とすることがさらに好ましい。
（Ｆｅ：０．００１ｍａｓｓ％以上０．１０ｍａｓｓ％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。また一部は固溶強化としても作用する。
ここで、Ｆｅの含有量が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おそれがある。一方、Ｆｅの含有量が０．１０ｍａｓｓ％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。
したがって、本実施形態では、Ｆｅの含有量を０．００１ｍａｓｓ％以上０．１０ｍａｓｓ％未満の範囲内とした。
なお、Ｆｅの含有量の下限は、０．００２ｍａｓｓ％以上とすることが好ましく、０．００５ｍａｓｓ％以上とすることがさらに好ましい。また、Ｆｅの含有量の上限は、０．０８ｍａｓｓ％以下とすることが好ましく、０．０７ｍａｓｓ％以下とすることがさらに好ましく、０．０４ｍａｓｓ％以下とすることがより好ましい。
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。また一部は固溶強化としても作用する。
ここで、Ｆｅの含有量が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おそれがある。一方、Ｆｅの含有量が０．１０ｍａｓｓ％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。
したがって、本実施形態では、Ｆｅの含有量を０．００１ｍａｓｓ％以上０．１０ｍａｓｓ％未満の範囲内とした。
なお、Ｆｅの含有量の下限は、０．００２ｍａｓｓ％以上とすることが好ましく、０．００５ｍａｓｓ％以上とすることがさらに好ましい。また、Ｆｅの含有量の上限は、０．０８ｍａｓｓ％以下とすることが好ましく、０．０７ｍａｓｓ％以下とすることがさらに好ましく、０．０４ｍａｓｓ％以下とすることがより好ましい。
（Ｃｏ：０．００１ｍａｓｓ％以上０．１０ｍａｓｓ％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。このため、要求特性に応じて適宜添加することが好ましい。
ここで、Ｃｏの含有量が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ないおそれがある。一方、Ｃｏの含有量が０．１０ｍａｓｓ％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。
したがって、Ｃｏを意図的に添加する場合には、Ｃｏの含有量を０．００１ｍａｓｓ％以上０．１０ｍａｓｓ％未満の範囲内とした。
なお、Ｃｏの含有量の下限は、０．００２ｍａｓｓ％以上とすることが好ましい。また、Ｃｏの含有量の上限は、０．０８ｍａｓｓ％以下とすることが好ましい。
また、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。このため、要求特性に応じて適宜添加することが好ましい。
ここで、Ｃｏの含有量が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ないおそれがある。一方、Ｃｏの含有量が０．１０ｍａｓｓ％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。
したがって、Ｃｏを意図的に添加する場合には、Ｃｏの含有量を０．００１ｍａｓｓ％以上０．１０ｍａｓｓ％未満の範囲内とした。
なお、Ｃｏの含有量の下限は、０．００２ｍａｓｓ％以上とすることが好ましい。また、Ｃｏの含有量の上限は、０．０８ｍａｓｓ％以下とすることが好ましい。
また、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０．１０ｍａｓｓ％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。また一部は固溶強化としても作用し、固溶しているＮｉ、Ｆｅ、Ｃｏと作用することにより、耐応力緩和特性を向上させる。
ここで、Ｐの含有量が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おそれがある。一方、Ｐの含有量が０．１０ｍａｓｓ％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、本実施形態では、Ｐの含有量を０．００５ｍａｓｓ％以上０．１０ｍａｓｓ％以下の範囲内とした。
なお、Ｐの含有量の下限は、０．０１ｍａｓｓ％以上とすることが好ましい。また、Ｐの含有量の上限は０．０８ｍａｓｓ％以下とすることが好ましい。
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。また一部は固溶強化としても作用し、固溶しているＮｉ、Ｆｅ、Ｃｏと作用することにより、耐応力緩和特性を向上させる。
ここで、Ｐの含有量が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おそれがある。一方、Ｐの含有量が０．１０ｍａｓｓ％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、本実施形態では、Ｐの含有量を０．００５ｍａｓｓ％以上０．１０ｍａｓｓ％以下の範囲内とした。
なお、Ｐの含有量の下限は、０．０１ｍａｓｓ％以上とすることが好ましい。また、Ｐの含有量の上限は０．０８ｍａｓｓ％以下とすることが好ましい。
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。
（Ｓ：２０ｍａｓｓｐｐｍ未満）
Ｓは溶解・鋳造、熱処理等の各工程でＺｎと反応しＺｎＳを生成する。ＺｎＳを生成すると、ＺｎＳ近傍で残留応力が生じやすくなること、また局部電池として作用するため耐応力腐食割れ特性が劣化するおそれがある。
したがって、耐応力腐食割れ特性をさらに向上させるためには、Ｓの含有量を２０ｍａｓｓｐｐｍ未満とすることが好ましい。
なお、Ｓの含有量の上限は、１５ｍａｓｓｐｐｍ以下とすることがさらに好ましく、１０ｍａｓｓｐｐｍ以下とすることがより好ましい。また、Ｓの含有量の下限については特に定めはないが、０．１ｐｐｍ未満とすることは実質的にコスト増となるため０．１ｐｐｍ以上とすることが好ましく、０．５ｐｐｍ以上とすることがさらに好ましく、１ｐｐｍ以上とすることがより好ましい。
Ｓは溶解・鋳造、熱処理等の各工程でＺｎと反応しＺｎＳを生成する。ＺｎＳを生成すると、ＺｎＳ近傍で残留応力が生じやすくなること、また局部電池として作用するため耐応力腐食割れ特性が劣化するおそれがある。
したがって、耐応力腐食割れ特性をさらに向上させるためには、Ｓの含有量を２０ｍａｓｓｐｐｍ未満とすることが好ましい。
なお、Ｓの含有量の上限は、１５ｍａｓｓｐｐｍ以下とすることがさらに好ましく、１０ｍａｓｓｐｐｍ以下とすることがより好ましい。また、Ｓの含有量の下限については特に定めはないが、０．１ｐｐｍ未満とすることは実質的にコスト増となるため０．１ｐｐｍ以上とすることが好ましく、０．５ｐｐｍ以上とすることがさらに好ましく、１ｐｐｍ以上とすることがより好ましい。
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，（Ｓ），Ｏ，Ｃ，Ｂｅ，Ｎ，Ｈ，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０．１ｍａｓｓ％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）～（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＜１．５
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以上かつ１．５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が１．５以上の場合、耐応力緩和特性が低下するおそれがある。Ｆｅ／Ｎｉ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、本実施形態では、上述のＦｅ／Ｎｉを０．００２以上１．５未満の範囲内に規制することとした。
なお、Ｆｅ／Ｎｉの下限は、０．００５以上とすることが好ましい。また、Ｆｅ／Ｎｉの上限は、１以下とすることが好ましく、０．５以下とすることがさらに好ましい。
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以上かつ１．５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が１．５以上の場合、耐応力緩和特性が低下するおそれがある。Ｆｅ／Ｎｉ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、本実施形態では、上述のＦｅ／Ｎｉを０．００２以上１．５未満の範囲内に規制することとした。
なお、Ｆｅ／Ｎｉの下限は、０．００５以上とすることが好ましい。また、Ｆｅ／Ｎｉの上限は、１以下とすることが好ましく、０．５以下とすることがさらに好ましい。
（２）式： ３＜（Ｎｉ＋Ｆｅ）／Ｐ＜１５
（Ｎｉ＋Ｆｅ）／Ｐが３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おそれがある。一方、（Ｎｉ＋Ｆｅ）／Ｐが１５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、本実施形態では、（Ｎｉ＋Ｆｅ）／Ｐを３超え１５未満の範囲内に規制することとした。
なお、（Ｎｉ＋Ｆｅ）／Ｐの上限は、１２以下とすることが好ましい。
（Ｎｉ＋Ｆｅ）／Ｐが３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おそれがある。一方、（Ｎｉ＋Ｆｅ）／Ｐが１５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、本実施形態では、（Ｎｉ＋Ｆｅ）／Ｐを３超え１５未満の範囲内に規制することとした。
なお、（Ｎｉ＋Ｆｅ）／Ｐの上限は、１２以下とすることが好ましい。
（３）式： ０．３＜Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ）＜５
Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ）が０．３以下では、十分な耐応力緩和特性向上効果が発揮されないおそれがある。一方、Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ）が５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おそれがある。
そこで、本実施形態では、Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ）を０．３超え５未満の範囲内に規制することとした。
なお、Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ）の下限は、０．３超えとすることが好ましい。また、Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ）の上限は、１．５以下とすることが好ましい。
Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ）が０．３以下では、十分な耐応力緩和特性向上効果が発揮されないおそれがある。一方、Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ）が５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おそれがある。
そこで、本実施形態では、Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ）を０．３超え５未満の範囲内に規制することとした。
なお、Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ）の下限は、０．３超えとすることが好ましい。また、Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ）の上限は、１．５以下とすることが好ましい。
（１´）式： ０．００２≦（Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｎｉ＜１．５
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が１．５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、本実施形態では、（Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｎｉを０．００２以上１．５未満の範囲内に規制することとした。
なお、（Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｎｉの下限は、０．００５以上とすることが好ましい。また、（Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｎｉの上限は、１以下とすることが好ましく、０．５以下とすることがさらに好ましい。
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が１．５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、本実施形態では、（Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｎｉを０．００２以上１．５未満の範囲内に規制することとした。
なお、（Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｎｉの下限は、０．００５以上とすることが好ましい。また、（Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｎｉの上限は、１以下とすることが好ましく、０．５以下とすることがさらに好ましい。
（２´）式： ３＜（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｐ＜１５
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が３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おそれがある。一方、（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｐが１５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、本実施形態では、（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｐを３超え１５未満の範囲内に規制することとした。
なお、（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｐの上限は、１２以下とすることが好ましい。
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が３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おそれがある。一方、（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｐが１５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、本実施形態では、（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｐを３超え１５未満の範囲内に規制することとした。
なお、（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｐの上限は、１２以下とすることが好ましい。
（３´）式： ０．３＜Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）＜５
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）が０．３以下では、十分な耐応力緩和特性向上効果が発揮されないおそれがある。一方、Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）が５以上では、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おそれがある。
そこで、本実施形態では、Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）を０．３超え５未満の範囲内に規制することとした。
なお、Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）の下限は、０．３超えとすることが好ましい。また、Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）の上限は、１．５以下とすることが好ましい。
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）が０．３以下では、十分な耐応力緩和特性向上効果が発揮されないおそれがある。一方、Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）が５以上では、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おそれがある。
そこで、本実施形態では、Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）を０．３超え５未満の範囲内に規制することとした。
なお、Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）の下限は、０．３超えとすることが好ましい。また、Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）の上限は、１．５以下とすることが好ましい。
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。
なお、本実施形態である電子・電気機器用銅合金においては、上述のように、〔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系の結晶構造を持つこと、すなわち六方晶（ｓｐａｃｅ ｇｒｏｕｐ：Ｐ－６２ｍ（１８９））もしくは斜方晶（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を越えれば、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。
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、圧延の幅方向に対して直交する面を観察面として、Ｃｕ、ＺｎおよびＳｎを含有する母相を、ＥＢＳＤ法により２００μｍ２以上の測定面積を測定間隔０．０３μｍステップで測定して、結晶粒径の長径をａ、短径をｂとしたとき、アスペクト比ｂ／ａが０．１以下となる結晶粒の測定面積に対する面積割合が、Ａｒｅａ ｆｒａｃｔｉｏｎで、４０％以上とされている。
（アスペクト比）
上述のアスペクト比ｂ／ａが０．１以下となる結晶粒の測定面積に対する面積割合を、Ａｒｅａ ｆｒａｃｔｉｏｎで、４０％以上に制御することによって、耐応力緩和特性を維持したまま、耐応力腐食割れ特性を向上させることができる。
圧延加工などを施した材料において、応力腐食割れは、一般的に長手方向と直交する方向に粒界に沿って進展する。結晶粒の長径ａは材料の長手方向と一致することになり、短径ｂは直交方向と一致する。このためアスペクト比ｂ／ａが０．１以下になる結晶粒の面積がＡｒｅａ ｆｒａｃｔｉｏｎで、４０％以上になると、実質的に材料の長手方向と直交する方向に沿う粒界が少なくなる。このことによって応力腐食割れを抑制することが可能となる。
ここで、上述のアスペクト比ｂ／ａが０．１以下となる結晶粒の測定面積に対する面積割合は、５０％以上であることが好ましく、５５％以上であることがさらに好ましい。上限については特に定めはないが、アスペクト比ｂ／ａが０．１以下になる結晶粒の面積割合がＡｒｅａ ｆｒａｃｔｉｏｎで８０％を超えると実質的な圧延コストが増加するため、８０％以下とすることが好ましい。より好ましくは７５％以下である。
上述のアスペクト比ｂ／ａが０．１以下となる結晶粒の測定面積に対する面積割合を、Ａｒｅａ ｆｒａｃｔｉｏｎで、４０％以上に制御することによって、耐応力緩和特性を維持したまま、耐応力腐食割れ特性を向上させることができる。
圧延加工などを施した材料において、応力腐食割れは、一般的に長手方向と直交する方向に粒界に沿って進展する。結晶粒の長径ａは材料の長手方向と一致することになり、短径ｂは直交方向と一致する。このためアスペクト比ｂ／ａが０．１以下になる結晶粒の面積がＡｒｅａ ｆｒａｃｔｉｏｎで、４０％以上になると、実質的に材料の長手方向と直交する方向に沿う粒界が少なくなる。このことによって応力腐食割れを抑制することが可能となる。
ここで、上述のアスペクト比ｂ／ａが０．１以下となる結晶粒の測定面積に対する面積割合は、５０％以上であることが好ましく、５５％以上であることがさらに好ましい。上限については特に定めはないが、アスペクト比ｂ／ａが０．１以下になる結晶粒の面積割合がＡｒｅａ ｆｒａｃｔｉｏｎで８０％を超えると実質的な圧延コストが増加するため、８０％以下とすることが好ましい。より好ましくは７５％以下である。
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５００ＭＰａ以上６５０ＭＰａ未満の範囲内に調整されている。
本実施形態である電子・電気機器用銅合金においては、塑性加工による加工硬化によっても強度を向上させている。この加工硬化による強度の寄与が大きくなると実質的に加工組織となるため、延性や曲げ加工性といった加工性が低下する。このため、０．２％耐力を５００ＭＰａ以上６５０ＭＰａ未満とすることで、アスペクト比ｂ／ａが０．１以下となる結晶粒の測定面積に対する面積割合が、Ａｒｅａ ｆｒａｃｔｉｏｎで、４０％以上に制御するとともに、強度と曲げ加工性を向上させることができる。
なお、０．２％耐力の下限は、５２０ＭＰａ以上であることが好ましく、５５０ＭＰａ以上であ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、塑性加工による加工硬化によっても強度を向上させている。この加工硬化による強度の寄与が大きくなると実質的に加工組織となるため、延性や曲げ加工性といった加工性が低下する。このため、０．２％耐力を５００ＭＰａ以上６５０ＭＰａ未満とすることで、アスペクト比ｂ／ａが０．１以下となる結晶粒の測定面積に対する面積割合が、Ａｒｅａ ｆｒａｃｔｉｏｎで、４０％以上に制御するとともに、強度と曲げ加工性を向上させることができる。
なお、０．２％耐力の下限は、５２０ＭＰａ以上であることが好ましく、５５０ＭＰａ以上であることがさらに好ましい。
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、横型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、横型連続鋳造法などによって鋳造して鋳塊を得る。
〔均質化熱処理工程：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、または介在物、析出物を固溶させるための均質化熱処理を行う。この均質化熱処理の条件は特に限定しないが、通常は６００℃以上１０００℃以下の温度において１時間以上２４時間以下で加熱すればよい。熱処理温度が６００℃未満、あるいは熱処理時間が１時間未満では、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、または介在物、析出物を固溶させるための均質化熱処理を行う。この均質化熱処理の条件は特に限定しないが、通常は６００℃以上１０００℃以下の温度において１時間以上２４時間以下で加熱すればよい。熱処理温度が６００℃未満、あるいは熱処理時間が１時間未満では、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１０００℃以下、終了温度５５０℃以上８５０℃以下、加工率を５０％以上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、前述の均質化熱処理工程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。終了温度が５５０℃未満となると熱間加工時に粗大な〔Ｎｉ，Ｆｅ〕－Ｐ系析出物もしくは〔Ｎｉ，Ｆｅ，Ｃｏ〕－Ｐ系析出物が存在することになる。このため熱間圧延終了時の温度は５５０℃以上、好ましくは６００℃以上にし、水冷することが望ましい。
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１０００℃以下、終了温度５５０℃以上８５０℃以下、加工率を５０％以上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、前述の均質化熱処理工程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。終了温度が５５０℃未満となると熱間加工時に粗大な〔Ｎｉ，Ｆｅ〕－Ｐ系析出物もしくは〔Ｎｉ，Ｆｅ，Ｃｏ〕－Ｐ系析出物が存在することになる。このため熱間圧延終了時の温度は５５０℃以上、好ましくは６００℃以上にし、水冷することが望ましい。
〔粗塑性加工工程：Ｓ０４〕
次に、均質化熱処理工程Ｓ０２で均質化した鋳塊、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、粗塑性加工を施す。この粗塑性加工工程Ｓ０４における温度条件は特に限定はないが、２００℃未満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ことができる。
次に、均質化熱処理工程Ｓ０２で均質化した鋳塊、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、粗塑性加工を施す。この粗塑性加工工程Ｓ０４における温度条件は特に限定はないが、２００℃未満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ことができる。
〔溶体化熱処理工程：Ｓ０５〕
粗塑性加工工程Ｓ０４の次に、母相中のＺｎの偏析の低減、介在物および析出物を固溶させるための溶体化熱処理を実施する。通常は６００℃以上１０００℃以下の温度において０．１秒以上２４時間以下で実施する。高温で熱処理する場合は短時間、低温で熱処理する場合は長時間実施する。溶体化熱処理後は３００℃以下まで１℃／分以上の冷却速度で冷却することが好ましい。より好ましくは１０℃／分以上である。なお溶体化の徹底のために、粗塑性加工工程Ｓ０４と溶体化熱処理工程Ｓ０５を繰り返してもよい。
粗塑性加工工程Ｓ０４の次に、母相中のＺｎの偏析の低減、介在物および析出物を固溶させるための溶体化熱処理を実施する。通常は６００℃以上１０００℃以下の温度において０．１秒以上２４時間以下で実施する。高温で熱処理する場合は短時間、低温で熱処理する場合は長時間実施する。溶体化熱処理後は３００℃以下まで１℃／分以上の冷却速度で冷却することが好ましい。より好ましくは１０℃／分以上である。なお溶体化の徹底のために、粗塑性加工工程Ｓ０４と溶体化熱処理工程Ｓ０５を繰り返してもよい。
〔中間塑性加工工程：Ｓ０６〕
次に、溶体化熱処理工程Ｓ０５後に、中間塑性加工を施す。この中間塑性加工工程Ｓ０６における温度条件は特に限定はないが、２００℃未満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ことができる。
次に、溶体化熱処理工程Ｓ０５後に、中間塑性加工を施す。この中間塑性加工工程Ｓ０６における温度条件は特に限定はないが、２００℃未満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ことができる。
〔中間熱処理工程：Ｓ０７〕
冷間もしくは温間での中間塑性加工工程Ｓ０６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、４００℃以上８００℃以下の温度で、１秒以上２４時間時間保持する条件とすればよい。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。すなわち、熱処理温度が高温の場合は、熱処理時間を短時間に、熱処理温度が低温の場合は、熱処理時間を長時間にする。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、母相の平均結晶粒径が０．５μｍ以上２０μｍ以下の範囲内となるように選定することが好ましく、１μｍ以上１５μｍ以下の範囲内となるように選定することがさらに好ましい。
冷間もしくは温間での中間塑性加工工程Ｓ０６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、４００℃以上８００℃以下の温度で、１秒以上２４時間時間保持する条件とすればよい。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。すなわち、熱処理温度が高温の場合は、熱処理時間を短時間に、熱処理温度が低温の場合は、熱処理時間を長時間にする。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、母相の平均結晶粒径が０．５μｍ以上２０μｍ以下の範囲内となるように選定することが好ましく、１μｍ以上１５μｍ以下の範囲内となるように選定することがさらに好ましい。
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、４００℃以上６００℃以下の温度で、１時間以上２４時間以下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６００℃以上９００℃以下とし、かつその範囲内の温度で１秒以上５分以下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工程Ｓ０６と中間熱処理工程Ｓ０７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工程Ｓ０６と中間熱処理工程Ｓ０７を、複数回繰り返してもよい。
〔仕上げ塑性加工工程：Ｓ０８〕
中間熱処理工程Ｓ０７の後には、最終寸法、最終形状まで仕上げ加工を行う。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。仕上げ塑性加工の加工率はアスペクト比ｂ／ａが０．１以下となる結晶粒の測定面積に対する面積割合が、Ａｒｅａ ｆｒａｃｔｉｏｎで、４０％以上となるのに重要な工程である。加工率が７０％以下ではアスペクト比ｂ／ａが０．１以下となる結晶粒の測定面積に対する面積割合が十分に増加しない。また加工率が９８％以上になると圧延コストが増加する。このため加工率は７０％超え９８％未満の範囲内が好ましい。より好ましくは７５％以上９８％未満である。アスペクト比ｂ／ａが０．１以下となる結晶粒の測定面積に対する面積割合を確実に高めるためには、圧延方向に対して１ＭＰａ以上の張力をかけるとよい。
中間熱処理工程Ｓ０７の後には、最終寸法、最終形状まで仕上げ加工を行う。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。仕上げ塑性加工の加工率はアスペクト比ｂ／ａが０．１以下となる結晶粒の測定面積に対する面積割合が、Ａｒｅａ ｆｒａｃｔｉｏｎで、４０％以上となるのに重要な工程である。加工率が７０％以下ではアスペクト比ｂ／ａが０．１以下となる結晶粒の測定面積に対する面積割合が十分に増加しない。また加工率が９８％以上になると圧延コストが増加する。このため加工率は７０％超え９８％未満の範囲内が好ましい。より好ましくは７５％以上９８％未満である。アスペクト比ｂ／ａが０．１以下となる結晶粒の測定面積に対する面積割合を確実に高めるためには、圧延方向に対して１ＭＰａ以上の張力をかけるとよい。
〔仕上げ熱処理工程：Ｓ０９〕
仕上げ塑性加工後には、耐応力緩和特性の向上、および残留ひずみの除去による耐応力腐食割れの特性の向上、曲げ加工性の向上を目的として、仕上げ熱処理工程Ｓ０９を行う。この仕上げ熱処理は、２００℃以上８００℃以下の範囲内の温度で、１秒以上２４時間以下で行うことが望ましい。仕上げ熱処理の温度が２００℃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。
仕上げ塑性加工後には、耐応力緩和特性の向上、および残留ひずみの除去による耐応力腐食割れの特性の向上、曲げ加工性の向上を目的として、仕上げ熱処理工程Ｓ０９を行う。この仕上げ熱処理は、２００℃以上８００℃以下の範囲内の温度で、１秒以上２４時間以下で行うことが望ましい。仕上げ熱処理の温度が２００℃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。
ここで、仕上げ熱処理工程Ｓ０９の、熱処理温度が高温の場合は、熱処理時間を短時間に、熱処理温度が低温の場合は、熱処理時間を長時間にする。
そして、この仕上げ熱処理工程Ｓ０９において、仕上げ塑性加工工程Ｓ０８後の常温でのビッカース硬度Ｈｖ＿ＣＲと、仕上げ熱処理工程Ｓ０９後の常温でのビッカース硬度をＨｖ_ＨＴとしたとき、その差であるＨｖ＿ＣＲ－Ｈｖ_ＨＴを５Ｈｖ以上とすることでアスペクト比ｂ／ａが０．１以下となる結晶粒の測定面積に対する面積割合を低減させずに、０．２％耐力を５００ＭＰａ以上６５０ＭＰａ未満の範囲内となるように、さらには延性および曲げ加工性の向上を図る。
なお、Ｈｖ＿ＣＲ－Ｈｖ_ＨＴの値は、７Ｈｖ以上とすることが好ましい。より好ましくは１０ＨＶ以上、さらに好ましくは１５Ｈｖ以上である。
そして、この仕上げ熱処理工程Ｓ０９において、仕上げ塑性加工工程Ｓ０８後の常温でのビッカース硬度Ｈｖ＿ＣＲと、仕上げ熱処理工程Ｓ０９後の常温でのビッカース硬度をＨｖ_ＨＴとしたとき、その差であるＨｖ＿ＣＲ－Ｈｖ_ＨＴを５Ｈｖ以上とすることでアスペクト比ｂ／ａが０．１以下となる結晶粒の測定面積に対する面積割合を低減させずに、０．２％耐力を５００ＭＰａ以上６５０ＭＰａ未満の範囲内となるように、さらには延性および曲げ加工性の向上を図る。
なお、Ｈｖ＿ＣＲ－Ｈｖ_ＨＴの値は、７Ｈｖ以上とすることが好ましい。より好ましくは１０ＨＶ以上、さらに好ましくは１５Ｈｖ以上である。
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、曲げ半径が０ｍｍのＷ型の治具を用い、Ｗ曲げ試験を実施してもクラックが発生しない。
また、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０．０５ｍｍ以上１．０ｍｍ以下の電子・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、母相から〔Ｎｉ，Ｆｅ〕－Ｐ系析出物もしくは〔Ｎｉ，Ｆｅ，Ｃｏ〕－Ｐ系析出物が適切に存在すると同時に、母相のアスペクト比ｂ／ａが０．１以下となる結晶粒の測定面積に対する面積割合が、Ａｒｅａ ｆｒａｃｔｉｏｎで、４０％以上とされているので、耐応力緩和特性が確実かつ十分に優れ、しかも耐応力腐食割れ特性に優れており、強度（耐力）も高く、その他導電率などの諸特性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５００ＭＰａ以上６５０ＭＰａ未満に調整されており、優れた機械特性と優れた曲げ加工性を有するので、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。
また、本実施形態である電子・電気機器用銅合金においては、曲げ半径が０ｍｍのＷ型の治具を用い、Ｗ曲げ試験を実施してもクラックが発生しないので、曲げ加工性に特に優れており、曲げ加工によって各種形状の電子・電気機器用導電部品を成形することが可能となる。
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、耐応力腐食割れ特性、曲げ加工性に優れており、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は、上述の電子・電気機器用銅合金薄板よりなり、かつ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ための導電部材であって、しかも板面の少なくとも一部に曲げ加工が施されて、その曲げ部分のバネ性により相手側導電材との接触を維持するように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、相手側導電部材との接触圧を保つことができる。
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、Ｃｕ、ＺｎおよびＳｎを含有する母相のアスペクト比、及び、耐力が、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、Ｃｕ、ＺｎおよびＳｎを含有する母相のアスペクト比、及び、耐力が、本発明の範囲内に設定されていればよい。
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を示す。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４０ｍｍ×幅約７０ｍｍ×長さ約１００ｍｍとした。
続いて各鋳塊について、均質化処理として、Ｎ２ガス雰囲気中において、表２に記載の温度で所定時間保持後、水焼き入れを実施した。
続いて各鋳塊について、均質化処理として、Ｎ２ガス雰囲気中において、表２に記載の温度で所定時間保持後、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２に記載の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、適宜再加熱を実施しながら圧延終了温度が６００℃以上となるようにした。熱間圧延終了後、水焼入れを行い、切断および表面研削実施後、厚さ約２０ｍｍ×幅約１６０ｍｍ×長さ約１００ｍｍの熱間圧延材を製出した。
その後、粗塑性加工および溶体化熱処理を実施した。
具体的には圧延率約２０％以上の冷間圧延を行った後、表２に記載の温度で１時間から４時間の間で所定の時間、溶体化熱処理し、水焼入れした。
溶体化熱処理後、切断及び表面研削を実施後、７０％以上の圧延率で冷間加工を行い、表２に記載の温度で１分から４時間の間で中間熱処理を実施した。中間熱処理後、切断し、酸化被膜を除去するために表面研削を実施した。また中間熱処理後のサンプルから結晶粒径を測定し、いずれの本発明例および比較例も平均粒径が３～１０μｍの範囲内であることを確認した。
具体的には圧延率約２０％以上の冷間圧延を行った後、表２に記載の温度で１時間から４時間の間で所定の時間、溶体化熱処理し、水焼入れした。
溶体化熱処理後、切断及び表面研削を実施後、７０％以上の圧延率で冷間加工を行い、表２に記載の温度で１分から４時間の間で中間熱処理を実施した。中間熱処理後、切断し、酸化被膜を除去するために表面研削を実施した。また中間熱処理後のサンプルから結晶粒径を測定し、いずれの本発明例および比較例も平均粒径が３～１０μｍの範囲内であることを確認した。
なお、中間熱処理後の平均結晶粒径は次のようにして調べた。
圧延の幅方向に対して直交する面、すなわちＴＤ（Ｔｒａｎｓｖｅｒｓｅ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）面を観察面とし、鏡面研磨、エッチングを行ってから、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の切断法に従い、写真縦、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。
圧延の幅方向に対して直交する面、すなわちＴＤ（Ｔｒａｎｓｖｅｒｓｅ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）面を観察面とし、鏡面研磨、エッチングを行ってから、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の切断法に従い、写真縦、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。
その後、表２に示す圧延率で仕上げ圧延を実施した。仕上げ圧延において、本発明例Ｎｏ．２を除いた本発明例および比較例Ｎｏ.１、２および４については厚みが約１ｍｍとなった時点で、各圧延パスごとに圧延の途中で一旦停止し、両端に１０ｋｇの重りを吊り下げ、圧延した後、後端付近になった時点で圧延を停止し、重りをはずした。この作業を厚みが約０．２５ｍｍになるまで繰り返した。重りをつけて圧延した部分を残し、その他は切断した。
最後に、表２に記載の温度で仕上げ熱処理を１分間から５分間実施した後、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。
このとき、仕上げ熱処理前の圧延面、すなわちＮＤ面（Ｎｏｒｍａｌ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）の硬度Ｈｖ＿ＣＲ、および、仕上げ熱処理後のＮＤ面の硬度Ｈｖ＿ＨＴを測定し、その硬度差Ｈｖ＿ＣＲ－Ｈｖ＿ＨＴを算出した。なお、ビッカース硬さは、ＪＩＳ－Ｚ２２４８に規定されている微小硬さ試験方法に準拠し、試験加重１．９６Ｎ（＝０．２ｋｇｆ）もしくは０．９８Ｎ（＝０．１ｋｇｆ）で測定した。硬度差を表２に示す。
このとき、仕上げ熱処理前の圧延面、すなわちＮＤ面（Ｎｏｒｍａｌ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）の硬度Ｈｖ＿ＣＲ、および、仕上げ熱処理後のＮＤ面の硬度Ｈｖ＿ＨＴを測定し、その硬度差Ｈｖ＿ＣＲ－Ｈｖ＿ＨＴを算出した。なお、ビッカース硬さは、ＪＩＳ－Ｚ２２４８に規定されている微小硬さ試験方法に準拠し、試験加重１．９６Ｎ（＝０．２ｋｇｆ）もしくは０．９８Ｎ（＝０．１ｋｇｆ）で測定した。硬度差を表２に示す。
これらの特性評価用条材について、組織観察を行って母相のアスペクト比を評価した。また、導電率、機械的特性（耐力）、耐応力緩和特性、耐応力腐食割れ特性、曲げ加工性を評価した。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３に示す。
〔アスペクト比〕
圧延の幅方向に対して直交する面、すなわちＴＤ面(Ｔｒａｎｓｖｅｒｓｅ ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）を観察面として、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．７．１）によって、電子線の加速電圧２０ｋＶ、測定間隔０．０３μｍステップで２００μｍ２以上の測定面積で、ＣＩ値が０．１以下である測定点を除いて各結晶粒（双晶を含む）の方位差の解析を行い、隣接する測定点間の方位差が１５°以上となる測定点間を粒界として、各結晶粒の結晶粒径の長径をａ、短径をｂとしたとき、ｂ／ａであらわされるアスペクト比のＡｒｅａ Ｆｒａｃｔｉｏｎを測定した。また、アスペクト比の測定ではＥＢＳＤ上のＧｒａｉｎ Ｓｉｚｅとして、Ｇｒａｉｎ Ｔｏｌｅｒａｎｃｅ Ａｎｇｌｅを５°、Ｍｉｎｉｍｕｍ Ｇｒａｉｎ Ｓｉｚｅを２ピクセルとして測定した。
圧延の幅方向に対して直交する面、すなわちＴＤ面(Ｔｒａｎｓｖｅｒｓｅ ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）を観察面として、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．７．１）によって、電子線の加速電圧２０ｋＶ、測定間隔０．０３μｍステップで２００μｍ２以上の測定面積で、ＣＩ値が０．１以下である測定点を除いて各結晶粒（双晶を含む）の方位差の解析を行い、隣接する測定点間の方位差が１５°以上となる測定点間を粒界として、各結晶粒の結晶粒径の長径をａ、短径をｂとしたとき、ｂ／ａであらわされるアスペクト比のＡｒｅａ Ｆｒａｃｔｉｏｎを測定した。また、アスペクト比の測定ではＥＢＳＤ上のＧｒａｉｎ Ｓｉｚｅとして、Ｇｒａｉｎ Ｔｏｌｅｒａｎｃｅ Ａｎｇｌｅを５°、Ｍｉｎｉｍｕｍ Ｇｒａｉｎ Ｓｉｚｅを２ピクセルとして測定した。
〔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、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。
〔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、１８０℃の温度で所定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平行な方向に試験片（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、１８０℃の温度で所定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平行な方向に試験片（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、１８０℃の温度で、２４ｈ保持後の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：１８０℃で２４ｈ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：１８０℃で２４ｈ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。
〔耐応力腐食割れ特性〕
耐応力腐食割れ特性は、Ｄ．Ｈ．ＴＨＯＭＰＳＯＮ（Ｍａｔｅｒｉａｌｓ、Ｒｅｓ．ａｎｄ Ｓｔｄｓ．１（１９６１）、Ｐ１０８－１１１）の応力腐食割れ試験法に準じて調査した。すなわち、圧延方向と平行に幅１０ｍｍ、長さ６０ｍｍの試験片を採取し、長さ方向の中心部を曲率半径Ｒ：２ｍｍで曲げた後、両端部を結んでループ状に拘束し、応力を付与し、室温で２４時間保持した後、一旦拘束を外した後、初期の変位量δＲＴを測定し、再度両端部を拘束し、これを１Ｌの約５％アンモニア水を貯留した１０Ｌの容積のデシケータ中に入れ、気相中にループ状に拘束した試験片を配置し、２５℃で保持して９６時間経過後にループ状の拘束を外して試験片の変位量δ９６ｈを測定した。測定した、初期の変位量δＲＴおよび変位量δ９６ｈを用いて以下の式から残留応力率（％）を算出した。
残留応力率（％）＝（１－δ９６ｈ/δＲＴ）×１００
それぞれの組成の実施例および比較例のサンプルからｎ＝５で測定して、その平均残留応力率が、９０％以上のものを「◎」、８０％以上のものを「○」８０％未満ものを「×」と評価した。
耐応力腐食割れ特性は、Ｄ．Ｈ．ＴＨＯＭＰＳＯＮ（Ｍａｔｅｒｉａｌｓ、Ｒｅｓ．ａｎｄ Ｓｔｄｓ．１（１９６１）、Ｐ１０８－１１１）の応力腐食割れ試験法に準じて調査した。すなわち、圧延方向と平行に幅１０ｍｍ、長さ６０ｍｍの試験片を採取し、長さ方向の中心部を曲率半径Ｒ：２ｍｍで曲げた後、両端部を結んでループ状に拘束し、応力を付与し、室温で２４時間保持した後、一旦拘束を外した後、初期の変位量δＲＴを測定し、再度両端部を拘束し、これを１Ｌの約５％アンモニア水を貯留した１０Ｌの容積のデシケータ中に入れ、気相中にループ状に拘束した試験片を配置し、２５℃で保持して９６時間経過後にループ状の拘束を外して試験片の変位量δ９６ｈを測定した。測定した、初期の変位量δＲＴおよび変位量δ９６ｈを用いて以下の式から残留応力率（％）を算出した。
残留応力率（％）＝（１－δ９６ｈ/δＲＴ）×１００
それぞれの組成の実施例および比較例のサンプルからｎ＝５で測定して、その平均残留応力率が、９０％以上のものを「◎」、８０％以上のものを「○」８０％未満ものを「×」と評価した。
〔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対して直交するように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０ｍｍ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「○」、１つの視野以上でクラックが観察されたものを「×」と評価した。
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対して直交するように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０ｍｍ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「○」、１つの視野以上でクラックが観察されたものを「×」と評価した。
Ｚｎの含有量が１４．２ｍａｓｓ％とされた比較例１においては、耐応力腐食割れ特性が不十分であった。このため、曲げ加工性は評価しなかった。
Ｎｉ，Ｆｅ，Ｐを含有しない比較例２においては、耐応力緩和特性が不十分であった。このため、耐応力腐食割れ特性、曲げ加工性については評価しなかった。
アスペクト比が０．１以下の結晶粒の割合が３％とされた比較例３においては、耐応力腐食割れ特性が不十分であった。このため、曲げ加工性は評価しなかった。
耐力が７１６ＭＰａとされた比較例４においては、耐応力緩和特性、耐応力腐食割れ特性については良好であったが、曲げ加工性が不十分であった。
Ｎｉ，Ｆｅ，Ｐを含有しない比較例２においては、耐応力緩和特性が不十分であった。このため、耐応力腐食割れ特性、曲げ加工性については評価しなかった。
アスペクト比が０．１以下の結晶粒の割合が３％とされた比較例３においては、耐応力腐食割れ特性が不十分であった。このため、曲げ加工性は評価しなかった。
耐力が７１６ＭＰａとされた比較例４においては、耐応力緩和特性、耐応力腐食割れ特性については良好であったが、曲げ加工性が不十分であった。
これに対して、本発明例１－１２においては、耐応力緩和特性、耐応力腐食割れ特性、及び、曲げ加工性に優れていた。また、導電率及び耐力にも優れていた。
以上のことから、本発明例によれば、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、耐応力腐食割れ特性に優れ、曲げ加工性にも優れた電子・電気機器用銅合金を提供可能であることが確認された。
以上のことから、本発明例によれば、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、耐応力腐食割れ特性に優れ、曲げ加工性にも優れた電子・電気機器用銅合金を提供可能であることが確認された。
Claims (9)
- Ｚｎを７ｍａｓｓ％超えて１３ｍａｓｓ％未満、Ｓｎを０．１ｍａｓｓ％以上０．９ｍａｓｓ％以下、Ｎｉを０．０５ｍａｓｓ％以上１．０ｍａｓｓ％未満、Ｆｅを０．００１ｍａｓｓ％以上０．１０ｍａｓｓ％未満、Ｐを０．００５ｍａｓｓ％以上０．１ｍａｓｓ％以下含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなり、Ｓの含有量が２０ｍａｓｓｐｐｍ未満とされており、
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＜１．５
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＜（Ｎｉ＋Ｆｅ）／Ｐ＜１５
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、
０．３＜Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ）＜５
を満たすとともに、
圧延の幅方向に対して直交する面を観察面として、Ｃｕ、ＺｎおよびＳｎを含有する母相を、ＥＢＳＤ法により２００μｍ２以上の測定面積を測定間隔０．０３μｍステップで測定して、データ解析ソフトＯＩＭにより解析されたＣＩ値が０．１以下である測定点を除いて解析したとき、結晶粒径（双晶を含む）の長径ａと短径ｂで表されるアスペクト比ｂ／ａが０．１以下となる結晶粒の面積割合が、Ａｒｅａ ｆｒａｃｔｉｏｎで、測定した面積全体の４０％以上とされており、
応力腐食割れ試験法において２５℃で９６時間保持後の残留応力率が８０％以上であるとともに、
０．２％耐力が５００ＭＰａ以上６５０ＭＰａ未満であることを特徴とする電子・電気機器用銅合金。 - Ｚｎを７ｍａｓｓ％超えて１３ｍａｓｓ％未満、Ｓｎを０．１ｍａｓｓ％以上０．９ｍａｓｓ％以下、Ｎｉを０．０５ｍａｓｓ％以上１．０ｍａｓｓ％未満、Ｆｅを０．００１ｍａｓｓ％以上０．１０ｍａｓｓ％未満、Ｃｏを０．００１ｍａｓｓ％以上０．１ｍａｓｓ％未満、Ｐを０．００５ｍａｓｓ％以上０．１ｍａｓｓ％以下含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物からなり、Ｓの含有量が２０ｍａｓｓｐｐｍ未満とされており、
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＜１．５
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＜（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）／Ｐ＜１５
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、
０．３＜Ｓｎ／（Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｃｏ）＜５
を満たし、
圧延の幅方向に対して直交する面を観察面として、Ｃｕ、ＺｎおよびＳｎを含有する母相を、ＥＢＳＤ法により２００μｍ２以上の測定面積を測定間隔０．０３μｍステップで測定して、データ解析ソフトＯＩＭにより解析されたＣＩ値が０．１以下である測定点を除いて解析したとき、結晶粒径（双晶を含む）の長径ａと短径ｂで表されるアスペクト比ｂ／ａが０．１以下となる結晶粒の面積割合が、Ａｒｅａ ｆｒａｃｔｉｏｎで、測定した面積全体の４０％以上とされており、
応力腐食割れ試験法において２５℃で９６時間保持後の残留応力率が８０％以上であるとともに、
０．２％耐力が５００ＭＰａ以上６５０ＭＰａ未満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、
曲げ半径が０ｍｍのＷ型の治具を用い、Ｗ曲げ試験を実施してもクラックが発生しない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または請求項２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または請求項２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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