TWI441931B - 電子機器用銅合金、電子機器用銅合金之製造方法、及電子機器用銅合金滾壓材 - Google Patents

電子機器用銅合金、電子機器用銅合金之製造方法、及電子機器用銅合金滾壓材 Download PDF

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Description

電子機器用銅合金、電子機器用銅合金之製造方法、及電子機器用銅合金滾壓材
本發明乃關於例如適用於端子、連接器及繼電器等之電子電氣零件之電子機器用銅合金、電子機器用銅合金之製造方法及電子機器用銅合金滾壓材。
本發明乃根據2010年5月14日，在日本申請之日本特願2010-112265號及2010年5月14日，在日本申請之日本特願2010-112266號，主張優先權，在此沿用該內容。
以往，伴隨電子機器或電氣機器等之小型化，以達成使用於此等電子機器或電氣機器等之端子、連接器、及繼電器等之電子電氣零件之小型化及薄型化。為此，做為構成電子電氣零件之材料，需要彈性、強度、導電率優異之銅合金。尤其，如記載於非專利文獻1，做為使用於端子、連接器及繼電器等之電子電氣零件的銅合金，期望是耐力高，且楊氏模數為低者。
做為彈性、強度、導電率優異之銅合金，例如專利文獻1中，提供含有Be之Cu-Be合金。此Cu-Be合金係析出硬化型之高強度合金，經由於母相中時效析出CuBe，可不降低導電率下，提升強度。
但是，此Cu-Be合金係含有高價元素之Be之故，原料成本極高。又，製造Cu-Be合金之時，會產生有毒性之Be氧化物。為此，於製造工程中，為不會誤失使Be氧化物放出至外部，使製造設備有特別之構成，以嚴格管理Be氧化物。如此，Cu-Be合金不論在原料成本及製造成本皆高，會有非常高價的問題。又，如前所述，含有有害元素之Be之故，就環境對策之層面上亦被敬而遠之。
做為可代替Cu-Be合金之材料，例如專利文獻2中，提供有Cu-Ni-Si系合金(所謂銅鎳矽合金)。此銅鎳矽合金係分散Ni2 Si析出物之析出硬化型合金，具有較高之導電率和強度、應力緩和特性。為此，銅鎳矽合金係多用於汽車用端子或信號系小型端子等之用途，近年以來，有飛躍性之開發。
又，做為其他之合金，亦開發有記載於非專利文獻2之Cu-Mg合金，或記載於專利文獻3之Cu-Mg-Zn-B合金等。
此等Cu-Mg系合金中，可由圖1所示之Cu-Mg系狀態圖得知，Mg之含量超過3.3原子%以上之時，經由熔體化處理(500℃至900℃)，以及析出處理，可析出Cu與Mg所成之金屬間化合物。即，於此等Cu-Mg系合金中，與上述銅鎳矽合金同樣地，經由析出硬化，可具有較高之導電率與強度。
但是，專利文獻2所揭示之銅鎳矽合金中，楊氏模數則較高為125～135GPa。在此，具有公扁型端子推升母型端子之彈簧接觸部而插入之構造之連接器中，構成連接器之材料之楊氏模數高之時，插入時之接壓變動會變得激烈，容易超過彈性界限，而有塑性變形之疑慮之故，並不為佳。
又，記載於非專利文獻2及專利文獻3之Cu-Mg系合金中，與銅鎳矽合金同樣，析出金屬間化合物之故，楊氏模數有較高之傾向，如上所述，做為連接器並不為佳。
更且，於母相中，分散許多粗大之金屬間化合物之故，於彎曲加工時，會以此等金屬間化合物為起點，易於產生龜裂等。因此，會有無法成形複雜之形狀之連接器之問題。
[先前技術文獻] [專利文獻]
[專利文獻1]日本特開平04-268033號公報
[專利文獻2]日本特開平11-036055號公報
[專利文獻3]日本特開平07-018354號公報
[非專利文獻]
[非專利文獻1]野村幸矢，「連接器用高性能銅合金條之技術動向與本公司之開發戰略」，神戶製鋼技報Vol. 54 No.1(2004) p.2-8
[非專利文獻2]掘茂德，其他2名，「Cu-Mg合金之粒場型析出」，伸銅技術研究會誌Vol. 19(1980) p.115-124
此發明係有鑑於前述之情事，提供具有低楊氏模數、高耐力、高導電性及優異彎曲加工性，適於端子、連接器、及繼電器等之電子電氣零件之電子機器用銅合金、電子機器用銅合金之製造方法及電子機器用銅合金滾壓材為目的者。
為解決此課題，本發明人經由研究之結果，得知熔體化Cu-Mg合金，接著經由急冷所製作之Cu-Mg過飽和固熔體之加工硬化型銅合金係具有低楊氏模數、高耐力、高導電性及優異彎曲加工性。
同樣地，得知熔體化Cu-Mg-Zn合金，接著經由急冷所製作之Cu-Mg-Zn過飽和固熔體之加工硬化型銅合金係具有低楊氏模數、高耐力、高導電性及優異彎曲加工性。
本發明係經由有關之見解所成，具有以下之特徵。
本發明之電子機器用銅合金之第1之形態係由Cu與Mg之2元系合金所成，前述2元系合金係使Mg包含在3.3原子%以上6.9原子%以下之範圍，殘留部係僅由Cu及不可避免之不純物所成，令Mg之含量為A原子%時，導電率σ(%IACS)則在以下之範圍內。
σ≦{1.7241/(-0.0347×A2 +0.6569×A+1.7)}×100
本發明之電子機器用銅合金之第2之形態係由Cu與Mg之2元系合金所成，前述2元系合金係使Mg包含在3.3原子%以上6.9原子%以下之範圍，殘留部係僅由Cu及不可避免之不純物所成，粒徑0.1μm以上之金屬間化合物之平均個數係1個/μm2 以下。
本發明之電子機器用銅合金之第3之形態係由Cu與Mg之2元系合金所成，前述2元系合金係使Mg包含在3.3原子%以上6.9原子%以下之範圍，殘留部係僅由Cu及不可避免之不純物所成，令Mg之含量為A原子%時，導電率σ(%IACS)則在以下之範圍內。
σ≦{1.7241/(-0.0347×A2 +0.6569×A+1.7)}×100
更且，粒徑0.1μm以上之金屬間化合物之平均個數係1個/μm2 以下。
電子機器用銅合金之第1之形態係具有前述特徵之故，是為Mg於母相中呈過飽和固熔之Cu-Mg過飽和固熔體。
電子機器用銅合金之第2之形態係具有前述特徵之故，抑制了金屬間化合物之析出，是為Mg於母相中呈過飽和固熔之Cu-Mg過飽和固熔體。
電子機器用銅合金之第3之形態係具有第1、2形態之兩者之特徵之故，是為Mg於母相中呈過飽和固熔之Cu-Mg過飽和固熔體。
由如此Cu-Mg過飽和固熔體所成銅合金中，楊氏模數會有變低之傾向。為此，例如在於公扁型端子壓升母型端子之彈簧接觸部插入連接器等，適用前述銅合金之時，可抑制插入時之接觸壓之變動。更且，彈性界限為廣之故，無容易塑性變形之疑慮。因此，電子機器用銅合金之第1～3之形態係特別適於端子、連接器及繼電器等之電子電氣零件。
又，Mg呈過飽和固熔之故，於母相中，無分散許多成為龜裂起點之粗大之金屬間化合物，可得優異彎曲之加工特性。因此，使用電子機器用銅合金之第1～3之形態任一者，可成形端子、連接器及繼電器等之複雜形狀之電子電氣零件等。
使Mg呈過飽和固熔之故，可經由加工硬化，提升強度。
又，由Cu、Mg及不可避免不純物所成Cu和Mg之2元系合金所成之故，可抑制其他元素所造成之導電率之下降，因此導電率較為高。
然而，粒徑0.1μm以上之金屬間化合物之平均個數係使用場效發射式掃描電子顯微鏡，在倍率5萬倍，視野約4.8μm2 之條件下，進行10個視野之觀察，加以計算者。
金屬間化合物之粒徑係金屬間化合物之長徑與短徑之平均值。然而，長徑係在中途不接觸粒場之條件下，於粒內拉出最長直線之長度，短徑係在與長徑直角交錯之方向，在中途不接觸粒場之條件下，於粒內拉出最長直線之長度。
電子機器用銅合金之第1～3之形態中，楊氏模數E為125GPa以下，0.2%耐力σ0.2 為400MPa以上亦可。
此時，彈性能量係數(σ0.2 2 /2E)會變高，不容易塑性變形之故，特別適於端子、連接器及繼電器等之電子電氣零件。
本發明之電子機器用銅合金之製造方法之第1之形態係製造上述電子機器用銅合金之第1～3之形態之任一者的方法。電子機器用銅合金之製造方法之第1之形態係具備將Cu與Mg之2元系合金所成銅素材，加熱至500℃以上900℃以下之溫度之加熱工程、和將加熱之前述銅素材，以200℃/min以上之冷卻速度，冷卻至200℃以下之溫度的急冷工程、和加工急冷之前述銅素材之加工工程。前述2元系合金係使Mg包含在3.3原子%以上6.9原子%以下之範圍，殘留部係僅由Cu及不可避免之不純物所成。
根據此電子機器用銅合金之製造方法之第1之形態時，可經由前述加熱工程之條件，進行Mg之熔體化。加熱溫度不足500℃之時，熔體化會不完全，於母相中，會殘留許多金屬間化合物之疑慮。加熱溫度超過900℃之時，銅素材之一部分會成為液相，組織或表面狀態會有不均勻之疑慮。因此，加熱溫度設定在500℃以上900℃以下之範圍。
經由前述急冷工程之條件，在冷卻過程中，可抑制析出金屬間化合物，使銅素材成為Cu-Mg過飽和固熔體。
經由前述加工工程，可達成加工硬化所成強度之提升。加工方法沒有特別加以限定。例如，最終形態為板或條之時，可採用滾壓。最終形態為線或棒之時，可採用拉線或壓出。最終形態為塊狀形狀之時，可採用鍛造或加壓。加工溫度雖未特別加以限定，為不產生析出，成為冷鍛或溫鍛之-200℃至200℃之範圍為佳。加工率係雖可使接近最終形狀適切加以選擇，但考量加工硬化之情形，加工率為20%以上為佳，更佳為30%以上者。
然而，加工工程之後，進行所謂低溫退火亦可。經由此低溫退火，可更達成機械特性之提升。
本發明之電子機器用銅合金滾壓材之第1之形態係由上述電子機器用銅合金之第1～3之形態之任一者所成，楊氏模數E為125GPa以下，0.2%耐力σ0.2 為400MPa以上。
根據此電子機器用銅合金滾壓材之第1之形態時，彈性能量係數(σ0.2 2 /2E)為高，不容易塑性變形。
上述電子機器用銅合金滾壓材之第1之形態係做為構成端子、連接器或繼電器之銅素材亦可。
本發明之電子機器用銅合金之第4之形態係由Cu與Mg與Zn之3元系合金所成，前述3元系合金係使Mg包含在3.3原子%以上6.9原子%以下之範圍，使Zn包含在0.1原子%以上10原子%以下之範圍，殘留部係僅由Cu及不可避免之不純物所成，令Mg之含量為A原子%，令Zn之含量為B原子%時，導電率σ(%IACS)則在以下之範圍內。
σ≦{1.7241/(X+Y+1.7)}×100
X=-0.0347×A2 +0.6569×A
Y=-0.0041×B2 +0.2503×B
本發明之電子機器用銅合金之第5之形態係由Cu與Mg與Zn之3元系合金所成，前述3元系合金係使Mg包含在3.3原子%以上6.9原子%以下之範圍，使Zn包含在0.1原子%以上10原子%以下之範圍，殘留部係僅由Cu及不可避免之不純物所成，粒徑0.1μm以上之金屬間化合物之平均個數係1個/μm2 以下。
本發明之電子機器用銅合金之第6之形態係由Cu與Mg與Zn之3元系合金所成，前述3元系合金係使Mg包含在3.3原子%以上6.9原子%以下之範圍，使Zn包含在0.1原子%以上10原子%以下之範圍，殘留部係僅由Cu及不可避免之不純物所成，令Mg之含量為A原子%，令Zn之含量為B原子%時，導電率σ(%IACS)則在以下之範圍內，
σ≦{1.7241/(X+Y+1.7)}×100
X=-0.0347×A2 +0.6569×A
Y=-0.0041×B2 +0.2503×B
更且，粒徑0.1μm以上之金屬間化合物之平均個數係1個/μm2 以下。
電子機器用銅合金之第4之形態係具有前述特徵之故，是為Mg於母相中呈過飽和固熔之Cu-Mg-Zn過飽和固熔體。
電子機器用銅合金之第5之形態係具有前述特徵之故，抑制了金屬間化合物之析出，是為Mg於母相中呈過飽和固熔之Cu-Mg-Zn過飽和固熔體。
電子機器用銅合金之第6之形態係具有第4、5形態之兩者之特徵之故，是為Mg於母相中呈過飽和固熔之Cu-Mg-Zn過飽和固熔體。
由如此Cu-Mg-Zn過飽和固熔體所成銅合金中，楊氏模數會有變低之傾向。為此，例如在於公扁型端子壓升母型端子之彈簧接觸部插入連接器等，適用前述銅合金之時，可抑制插入時之接觸壓之變動。更且，彈性界限為廣之故，無容易塑性變形之疑慮。因此，電子機器用銅合金之第4～6之形態係特別適於端子、連接器或繼電器等之電子電氣零件。
又，Mg呈過飽和固熔之故，於母相中，無分散許多成為龜裂起點之粗大之金屬間化合物，可得優異之彎曲加工特性。因此，使用電子機器用銅合金之第4～6之形態任一者，可成形端子、連接器及繼電器等之複雜形狀之電子電氣零件等。
使Mg呈過飽和固熔之故，可經由加工硬化，提升強度。
又，在固熔Mg之銅合金固熔Zn之時，可不提升楊氏模數，可大為提升強度。
更且，由Cu、Mg、Zn及不可避免不純物所成Cu與Mg與Zn之3元系合金所成之故，可抑制其他元素所造成之導電率之下降，因此導電率較為高。
然而，粒徑0.1μm以上之金屬間化合物之平均個數係使用場效發射式掃描電子顯微鏡，在倍率：5萬倍，視野：約4.8μ m2 之條件下，進行10個視野之觀察，加以計算者。
金屬間化合物之粒徑係金屬間化合物之長徑與短徑之平均值。然而，長徑係在中途不接觸粒場之條件下，於粒內拉出最長直線之長度，短徑係在與長徑直角交錯之方向，在中途不接觸粒場之條件下，於粒內拉出最長直線之長度。
電子機器用銅合金之第4～6之形態中，楊氏模數E為125GPa以下，0.2%耐力σ0.2 為400MPa以上亦可。
此時，彈性能量係數(σ0.2 2 /2E)會變高，不容易塑性變形之故，特別適於端子、連接器及繼電器等之電子電氣零件。
本發明之電子機器用銅合金之製造方法之第2之形態係製造上述電子機器用銅合金之第4～6之形態之任一者的方法。電子機器用銅合金之製造方法之第2之形態係具備將Cu與Mg與Zn之3元系合金所成銅素材，加熱至500℃以上900℃以下之溫度之加熱工程、和將加熱之前述銅素材，以200℃/min以上之冷卻速度，冷卻至200℃以下之溫度的急冷工程、和加工急冷之前述銅素材之加工工程。前述3元系合金係使Mg包含在3.3原子%以上6.9原子%以下之範圍，使Zn包含在0.1原子%以上10原子%以下之範圍，殘留部係僅由Cu及不可避免之不純物所成。
根據此電子機器用銅合金之製造方法之第2之形態時，可經由前述加熱工程之條件，進行Mg及Zn之熔體化。加熱溫度不足500℃之時，熔體化會不完全，於母相中，會殘留許多金屬間化合物之疑慮。加熱溫度超過900℃之時，銅素材之一部分會成為液相，組織或表面狀態會有不均勻之疑慮。因此，加熱溫度設定在500℃以上900℃以下之範圍。
經由前述急冷工程之條件，在冷卻過程中，可抑制析出金屬間化合物，使銅素材成為Cu-Mg-Zn過飽和固熔體。
經由前述加工工程，可達成加工硬化所成強度之提升。加工方法沒有特別加以限定。例如，最終形態為板或條之時，可採用滾壓。最終形態為線或棒之時，可採用拉線或壓出。最終形態為塊狀形狀之時，可採用鍛造或加壓。加工溫度雖未特別加以限定，為不產生析出，成為冷鍛或溫鍛之-200℃至200℃之範圍為佳。加工率係雖可使接近最終形狀適切加以選擇，但考量加工硬化之情形，加工率為20%以上為佳，更佳為30%以上者。
然而，加工工程之後，進行所謂低溫退火亦可。經由此低溫退火，可更達成機械特性之提升。
本發明之電子機器用銅合金滾壓材之第2之形態係由上述電子機器用銅合金之第4～6之形態之任一者所成，楊氏模數E為125GPa以下，0.2%耐力σ0.2 為400MPa以上。
根據此電子機器用銅合金滾壓材之第2之形態時，彈性能量係數(σ0.2 2 /2E)為高，不容易塑性變形。
上述電子機器用銅合金滾壓材之第2之形態係做為構成端子、連接器或繼電器之銅素材亦可。
根據本發明之形態時，可提供具有低楊氏模數、高耐力、高導電性及優異彎曲加工性，適於端子、連接器、及繼電器等之電子電氣零件之電子機器用銅合金、電子機器用銅合金之製造方法及電子機器用銅合金滾壓材。
以下，對於本發明之一實施形態之電子機器用銅合金加以說明。
[第1實施形態]
本實施形態之電子機器用銅合金係使Mg包含在3.3原子%以上6.9原子%以下之範圍，殘留部係僅由Cu及不可避免之不純物所成Cu和Mg之2元系合金所成。
令Mg之含量為A原子%時，導電率σ(%IACS)則在以下之範圍內。
σ≦{1.7241/(-0.0347×A2 +0.6569×A+1.7)}×100
經由使用掃描型電子顯微鏡觀察測定之粒徑0.1μm以上之金屬間化合物之平均個數係1個/μm2 以下。
此電子機器用銅合金之楊氏模數E為125GPa以下，0.2%耐力σ0.2 為400MPa以上。
(組成)
Mg係不使大為下降導電率，提升強度之同時，具有提升再結晶溫度之作用效果的元素。又，經由將Mg固熔於母相中，可抑制楊氏模數為低，且可得優異之彎曲加工性。
在此，Mg之含量為不足3.3原子%之時，無法充分得到該作用效果。另一方面，Mg之含量超過6.9原子%時，進行熔體化之熱處理之時，會殘留Cu與Mg為主成分之金屬間化合物，在之後的加工等時，會有產生龜裂之疑慮。
由此理由視之，將Mg之含量設定於3.3原子%以上6.9原子%以下。
Mg之含量為少之時，有強度無法充分提升，且楊氏模數無法充分被抑制於低水準之情形。又，Mg係活性元素之故，含有過度量之Mg之時，於熔解鑄造時，有混入(混入銅合金中)與氧反應所生成之Mg氧化物之疑慮。因此，將Mg之含量設定於3.7原子%以上6.3原子%以下之範圍為更佳。
然而，做為不可避免不純物，可列舉Sn,Fe,Co,Al,Ag,Mn,B,P,Ca,Sr,Ba,稀土類元素,Zr,Hf,v,Nb,Ta,Cr,Mo,W,Re,Ru,Os,se,Te,Rh,Ir,Pd,Pt,Au,Cd,Ga,In,Li,Si,Ge,As,Sb,Ti,Tl,Pb,Bi,S,O,C,Ni,Be,N,H,Hg等。
稀土類元素係選自Sc,Y,La,Ce,Pr,Nd,Pm,Sm,Eu,Gd,Tb,Dy,Ho,Er,Tm,Yb,Lu之一種以上者。
此等之不可避免不純物之含量係期望為總量0.3%質量以下。
(導電率σ)
於Cu與Mg之2元系合金中，令Mg之含量為A原子%時，導電率σ(%IACS)則在以下之範圍內。
σ≦{1.7241/(-0.0347×A2 +0.6569×A+1.7)}×100
此時，幾乎不存在Cu與Mg為主成分之金屬間化合物。
即，導電率σ超過上式之右邊之值時，多量存在Cu與Mg為主成分之金屬間化合物，且該尺寸亦較大。為此，彎曲加工性會大幅劣化。又，生成Cu與Mg為主成分之金屬間化合物，且Mg之固熔量為少之故，楊氏模數亦會上昇。因此，使導電率σ成為上述式之範圍內，加以調整製造條件。
為確實得上述作用效果，導電率σ(%IACS)則在以下之範圍內者為佳。
σ≦{1.7241/(-0.0292×A2 +0.6797×A+1.7)}×100
此時，Cu與Mg為主成分之金屬間化合物更為少量，為此，可更提升彎曲加工性。
(組織)
於本實施形態之電子機器用銅合金中，以掃描型電子顯微鏡觀察測定之粒徑0.1μm以上之金屬間化合物之平均個數係1個/μm2 以下。即，幾乎不析出Cu與Mg為主成分之金屬間化合物，Mg則固熔於母相中。
在不完全熔體化，於熔體化後析出金屬間化合物之時，多量存在有尺寸大之金屬間化合物。此等金屬間化合物係成為龜裂之起點之故，多量存在尺寸大之金屬間化合物之銅合金中，加工時會產生龜裂，彎曲加工性亦大幅劣化。又，Cu與Mg為主成分之金屬間化合物之量為多時，楊氏模數會上昇之故，並不為佳。
調查組織之結果，當粒徑0.1μm以上之金屬間化合物之平均個數係1個/μm2 以下之時，即不存在Cu與Mg為主成分之金屬間化合物，或金屬間化合物之量為少之時，可得良好之彎曲加工性，及低楊氏模數。
為確實得上述作用效果，粒徑0.05μm以上之金屬間化合物之平均個數係1個/μm2 以下者為更佳。
金屬間化合物之平均個數係經由以下之方法測定。使用場效發射式掃描電子顯微鏡，在倍率：5萬倍，視野：約4.8μm2 之條件下，進行10個視野之觀察，測定各視野之金屬間化合物之個數(個/μm2 )。然後，算出該平均值。
金屬間化合物之粒徑係金屬間化合物之長徑與短徑之平均值。然而，長徑係在中途不接觸粒場之條件下，於粒內拉出最長直線之長度，短徑係在與長徑直角交錯之方向，在中途不接觸粒場之條件下，於粒內拉出最長直線之長度。
接著，對於製造具有上述特徵之本實施形態之電子機器用銅合金方法，參照圖2所示流程圖，加以說明。
(熔解、鑄造工程S01)
首先，於熔解銅原料所得之銅熔融液，添加前述元素，進行成分調整，製出銅合金熔融液。然而，做為Mg之原料，可使用Mg單體或Cu-Mg母合金等。又，將含Mg原料伴隨銅原料加以熔解亦可。又，使用本實施形態之銅合金化回收材及廢材亦可。
在此，銅熔融液係純度99.99質量%以上之銅，所謂4NCu者為佳。又，熔解工程中，為抑制Mg之氧化，使用真空爐，或非活性氣體環境或還原性氣體環境之環境爐者為佳。
然後，將成分調整之銅合金熔融液，注入鑄型，製作出鑄型塊(銅素材)。考量到量產之情形，使用連續鑄造法或半連續鑄造法者為佳。
(加熱工程S02)
接著，為了所得鑄型塊(銅素材)之均質化及熔體化，進行加熱處理。於鑄型塊內，於凝固過程中，存在經由偏析Mg而濃縮產生之金屬間化合物等。在此，為消除或減低此等之Mg之偏析及金屬間化合物等，進行將鑄型塊加熱至500℃以上900℃以下之溫度之加熱處理。由此，於鑄型塊內，均質擴散Mg，將Mg固熔於母相中。然而，此加熱工程S02係實施於非氧化性環境或還原性環境中者為佳。
(急冷工程S03)
然後，於加熱工程S02中，將加熱至500℃以上900℃以下之溫度之鑄型塊，以200℃/min以上之冷卻速度，冷卻至200℃以下之溫度。經由此急冷工程S03，可抑制在於母相中固熔之Mg以金屬間化合物加以析出。由此，可得粒徑0.1μm以上之金屬間化合物之平均個數為1個/μm2 以下之銅合金。
然而，為了粗加工之效率化與組織之均勻化，在前述加熱工程S02後，實施熱鍛加工，於熱鍛加工之後，實施上述急冷工程S03亦可。此時，加工方法未特別加以限定，例如於最終形態為板或條之時，可採用滾壓。最終形態為線或棒之時，可採用拉線、壓出、溝滾壓等。最終形態為塊狀形狀之時，可採用鍛造或加壓。
(加工工程S04)
將經過加熱工程S02及急冷工程S03之鑄型塊，依需要加以切斷。又，為除去加熱工程S02及急冷工程S03等所生成之氧化膜等，依需要進行鑄型塊之表面研削。然後，使具有所定之形狀，加工鑄型塊。
在此，加工方法未特別加以限定，例如於最終形態為板或條之時，可採用滾壓。最終形態為線或棒之時，可採用拉線、壓出、溝滾壓。最終形態為塊狀形狀之時，可採用鍛造或加壓。
然而，此加工工程S04之溫度條件雖未特別加以限定，成為冷鍛或溫鍛加工之-200℃至200℃之範圍內為佳。又，加工率係使近似於最終形狀，適切加以選擇。為經由加工硬化提升強度，加工率以20%以上者為佳。又，為達成更為強度之提升時，加工率以30%以上者為更佳。
如圖2所示，重覆實施上述加熱工程S02、急冷工程S03、加工工程S04亦可。在此，第2次以後之加熱工程S02係以熔體化之徹底、再結晶組織化、或使加工性提升之軟化為目的。又，非以鑄型塊，以加工材為對象(銅素材)。
(熱處理工程S05)
接著，對於經由加工工程S04所得之加工材而言，為進行低溫退火硬化，或為除去殘留歪曲，實施熱處理者為佳。此熱處理條件係對應要求製出之製品(銅合金)之特性而適切加以設定。
然而，於此熱處理工程S05中，為不使析出熔體化之Mg，需設定熱處理條件(溫度、時間、冷卻速度)。例如以200℃ 1分～1小時程度，以300℃ 1秒～1分鐘程度者為佳。冷卻速度為200℃/min以上者為佳。
又，熱處理方法雖未特別加以限定，將100～500℃0.1秒～24小時之熱處理，在非氧化性或還原性環境中進行者為佳。又，冷卻方法雖未特別加以限定，如水淬火等，冷卻速度為200℃/min以上之方法者為佳。
更且，重覆實施上述之加工工程S04與熱處理工程S05亦可。
如此，製出本實施形態之電子機器用銅合金。然而，加工工程S04中，做為加工方法採用滾壓之時，製出最終形態為板或條之電子機器用銅合金。此電子機器用銅合金亦稱為電子機器用銅合金滾壓材。
製造之本實施形態之電子機器用銅合金，係具有125GPa以下之楊氏模數E，400MPa以上之0.2%耐力σ0.2 。
又，令Mg之含量為A原子%時，導電率σ(%IACS)則在以下之範圍內。
σ≦{1.7241/(-0.0347×A2 +0.6569×A+1.7)}×100
製造之本實施形態之電子機器用銅合金係由Cu與Mg之2元系合金所成，使Mg包含在固熔限度以上之3.3原子%以上6.9原子%以下之範圍。又，粒徑0.1μm以上之金屬間化合物之平均個數係1個/μm2 以下。
即，本實施形態之電子機器用銅合金，係Mg於母相中呈過飽和固熔之Cu-Mg過飽和固熔體所成。
由如此Cu-Mg過飽和固熔體所成銅合金中，楊氏模數會有變低之傾向。為此，例如在於公扁型端子壓升母型端子之彈簧接觸部插入連接器等，適用本實施形態之電子機器用銅合金之時，可抑制插入時之接觸壓之變動。更且，彈性界限為廣之故，無容易塑性變形之疑慮。因此，本實施形態之電子機器用銅合金係特別適於端子、連接器及繼電器等之電子電氣零件。
又，Mg呈過飽和固熔之故，於母相中，無分散許多於彎曲加工時成為龜裂起點之粗大之金屬間化合物。為此，可提升彎曲加工性。因此，可成形端子、連接器及繼電器等複雜形狀之電子電氣零件。
使Mg呈過飽和固熔之故，可經由加工硬化，提升強度，可具有較高之強度。
又，由Cu、Mg及不可避免不純物所成Cu和Mg之2元系合金所成之故，可抑制其他元素所造成之導電率之下降，因此導電率較高。
本實施形態之電子機器用銅合金中，楊氏模數E為125GPa以下，0.2%耐力σ0.2 為400MPa以上之故，彈性能量係數(σ0.2 2 /2E)則變高。由此，不容易塑性變形之故，特別適於端子、連接器及繼電器等之電子電氣零件。
根據本實施形態之電子機器用銅合金之製造方法之時，可將上述組成之Cu與Mg之2元系合金所成鑄型塊或加工材，經由加熱至500℃以上900℃以下之溫度的加熱工程S02，進行Mg之熔體化。
將經由加熱工程S02所加熱之鑄型塊或加工材，經由以200℃/min以上之冷卻速度冷卻至200℃以下之溫度的急冷工程S03，可在冷卻過程抑制金屬間化合物之析出。為此，可將急冷後之鑄型塊或加工材，成為Cu-Mg過飽和固熔體。
經由對於急冷材(Cu-Mg過飽和固熔體)進行加工之加工工程S04，可達成加工硬化所成強度之提升。
又，加工工程S04之後，為進行低溫退火硬化，或為除去殘留歪曲，實施熱處理工程S05之時，更可達成機械特性之提升。
如上所述，根據本實施形態時，可提供具有低楊氏模數、高耐力、高導電性及優異彎曲加工性，適於端子、連接器、及繼電器等之電子電氣零件之電子機器用銅合金。
[第2實施形態]
本實施形態之電子機器用銅合金係使Mg包含在3.3原子%以上6.9原子%以下之範圍，使Zn包含在0.1原子%以上10原子%以下之範圍，殘留部係僅由Cu及不可避免之不純物所成Cu與Mg與Zn之3元系合金所成。
令Mg之含量為A原子%，令Zn之含量為B原子%時，導電率σ(%IACS)則在以下之範圍內。
σ≦{1.7241/(X+Y+1.7)}×100
X=-0.0347×A2 +0.6569×A
Y=-0.0041×B2 +0.2503×B
經由使用掃描型電子顯微鏡觀察測定之粒徑0.1μm以上之金屬間化合物之平均個數係1個/μm2 以下。
此電子機器用銅合金之楊氏模數E為125GPa以下，0.2%耐力σ0.2 為400MPa以上。
(組成)
Mg係不使大為下降導電率，提升強度之同時，具有提升再結晶溫度之作用效果的元素。又，經由將Mg固熔於母相中，可抑制楊氏模數為低，且可得優異之彎曲加工性。
在此，Mg之含量為不足3.3原子%之時，無法充分得到該作用效果。另一方面，Mg之含量超過6.9原子%時，進行熔體化之熱處理之時，會殘留Cu與Mg為主成分之金屬間化合物，在之後的加工等時，會有產生龜裂之疑慮。
由此理由視之，將Mg之含量設定於3.3原子%以上6.9原子%以下。
Mg之含量為少之時，有強度無法充分提升，且楊氏模數無法充分被抑制於低水準之情形。又，Mg係活性元素之故，含有過度量之Mg之時，於熔解鑄造時，有混入(混入銅合金中)與氧反應所生成之Mg氧化物之疑慮。因此，將Mg之含量設定於3.7原子%以上6.3原子%以下之範圍為更佳。
又，Zn係藉由固熔於固熔Mg之銅合金，具有可不提升楊氏模數，而可提升強度之作用之元素。
在此，Zn之含量為不足0.1原子%之時，無法充分得該作用效果。而Zn含量超過10原子%時，進行熔體化之熱處理之時，會殘留金屬間化合物，在之後的加工等時，會有產生龜裂之疑慮。又，耐應力腐蝕龜裂性亦會下降。
由此理由視之，將Zn之含量設定於0.1原子%以上10原子%以下。
然而，做為不可避免不純物，可列舉Sn,Fe,Co,Al,Ag,Mn,B,P,Ca,Sr,Ba,稀土類元素,Zr,Hf,V,Nb,Ta,Cr,Mo,W,Re,Ru,Os,Se,Te,Rh,Ir,Pd,Pt,Au,Cd,Ga,In,Li,Si,Ge,As,Sb,Ti,Tl,Pb,Bi,S,O,C,Ni,Be,N,H,Hg等。
稀土類元素係選自Sc,Y,La,Ce,Pr,Nd,Pm,Sm,Eu,Gd,Tb,Dy,Ho,Er,Tm,Yb,Lu之一種以上者。
此等之不可避免不純物之含量係期望為總量0.3%質量以下。
(導電率σ)
於Cu與Mg與Zn之3元系合金中，令Mg之含量為A原子%，令Zn之含量為B原子%時，導電率σ則在以下之範圍內。
σ≦{1.7241/(X+Y+1.7)}×100
X=-0.0347×A2 +0.6569×A
Y=-0.0041×B2 +0.2503×B
此時，幾乎不存在金屬間化合物。
即，導電率σ超過上式之右邊之值時，多量存在有金屬間化合物，且該尺寸亦較大。為此，彎曲加工性會大幅劣化。又，生成金屬間化合物，且Mg之固熔量為少之故，楊氏模數亦會上昇。因此，使導電率σ成為上述式之範圍內，加以調整製造條件。
為確實得上述作用效果，導電率σ(%IACS)則在以下之範圍內者為佳。
σ≦{1.7241/(X’+Y’+1.7)}×100
X’=-0.0292×A2 +0.6797×A
Y’=-0.0038×B2 +0.2488×B
此時，金屬間化合物更為少量，為此，可更提升彎曲加工性。
(組織)
於本實施形態之電子機器用銅合金中，以掃描型電子顯微鏡觀察測定之粒徑0.1μm以上之金屬間化合物之平均個數係1個/μm2 以下。即，幾乎不析出金屬間化合物，Mg及Zn則固熔於母相中。
在不完全熔體化，於熔體化後析出金屬間化合物之時，多量存在有尺寸大之金屬間化合物。此等金屬間化合物係成為龜裂之起點之故，多量存在尺寸大之金屬間化合物之銅合金中，加工時會產生龜裂，彎曲加工性亦大幅劣化。又，金屬間化合物之量為多時，楊氏模數會上昇之故，並不為佳。
調查組織之結果，當粒徑0.1μm以上之金屬間化合物之平均個數係1個/μm2 以下之時，即不存在金屬間化合物，或金屬間化合物之量為少之時，可得良好之彎曲加工性，及低楊氏模數。
為確實得上述作用效果，粒徑0.05μm以上之金屬間化合物之平均個數係1個/μm2 以下者為更佳。
金屬間化合物之平均個數係經由以下之方法測定。使用場效發射式掃描電子顯微鏡，在倍率：5萬倍，視野：約4.8μm2 之條件下，進行10個視野之觀察，測定各視野之金屬間化合物之個數(個/μm2 )。然後，算出該平均值。
金屬間化合物之粒徑係金屬間化合物之長徑與短徑之平均值。然而，長徑係在中途不接觸粒場之條件下，於粒內拉出最長直線之長度，短徑係在與長徑直角交錯之方向，在中途不接觸粒場之條件下，於粒內拉出最長直線之長度。
接著，對於製造具有上述特徵之本實施形態之電子機器用銅合金方法，參照圖2所示流程圖，加以說明。
(熔解、鑄造工程S01)
首先，於熔解銅原料所得之銅熔融液，添加前述元素，進行成分調整，製出銅合金熔融液。然而，做為Mg、Zn之原料，可使用Mg單體、Zn單體及Cu-Mg母合金等。又，將含Mg、Zn原料伴隨銅原料加以熔解亦可。又，使用本實施形態之銅合金化回收材及廢材亦可。
在此，銅熔融液係純度99.99質量%以上之銅，所謂4NCu者為佳。又，熔解工程中，為抑制Mg、Zn之氧化，使用真空爐為佳，使用非活性氣體環境或還原性氣體環境之環境爐者為更佳。
然後，將成分調整之銅合金熔融液，注入鑄型，製作出鑄型塊(銅素材)。考量到量產之情形，使用連續鑄造法或半連續鑄造法者為佳。
(加熱工程S02)
接著，為了所得鑄型塊(銅素材)之均質化及熔體化，進行加熱處理。於鑄型塊內，於凝固過程中，存在經由偏析Mg、Zn而濃縮產生之金屬間化合物等。在此，為消除或減低此等之Mg、Zn之偏析及金屬間化合物等，進行將鑄型塊加熱至500℃以上900℃以下之溫度之加熱處理。由此，於鑄型塊內，均質擴散Mg、Zn，將Mg、Zn固熔於母相中。然而，此加熱工程S02係實施於非氧化性環境或還原性環境中者為佳。
(急冷工程S03)
然後，於加熱工程S02中，將加熱至500℃以上900℃以下之溫度之鑄型塊，以200℃/min以上之冷卻速度，冷卻至200℃以下之溫度。經由此急冷工程S03，可抑制在於母相中固熔之Mg、Zn以金屬間化合物加以析出。由此，可得粒徑0.1μm以上之金屬間化合物之平均個數為1個/μm2 以下之銅合金。
然而，為了粗加工之效率化與組織之均勻化，在前述加熱工程S02後，實施熱鍛加工，於熱鍛加工之後，實施上述急冷工程S03亦可。此時，加工方法未特別加以限定，例如於最終形態為板或條之時，可採用滾壓。最終形態為線或棒之時，可採用拉線、壓出、溝滾壓等。最終形態為塊狀形狀之時，可採用鍛造或加壓。
(加工工程S04)
將經過加熱工程S02及急冷工程S03之鑄型塊，依需要加以切斷。又，為除去加熱工程S02及急冷工程S03等所生成之氧化膜等，依需要進行鑄型塊之表面研削。然後，使具有所定之形狀，加工鑄型塊。
在此，加工方法未特別加以限定，例如於最終形態為板或條之時，可採用滾壓。最終形態為線或棒之時，可採用拉線、壓出、溝滾壓。最終形態為塊狀形狀之時，可採用鍛造或加壓。
然而，此加工工程S04之溫度條件雖未特別加以限定，成為冷鍛或溫鍛加工之-200℃至200℃之範圍內為佳。又，加工率係使近似於最終形狀，適切加以選擇。為經由加工硬化提升強度，加工率以20%以上者為佳。又，為達成更為強度之提升時，加工率以30%以上者為更佳。
如圖2所示，重覆實施上述加熱工程S02、急冷工程S03、加工工程S04亦可。在此，第2次以後之加熱工程S02係以熔體化之徹底、再結晶組織化、或使加工性提升之軟化為目的。又，非以鑄型塊，以加工材為對象(銅素材)。
(熱處理工程S05)
接著，對於經由加工工程S04所得之加工材而言，為進行低溫退火硬化，或為除去殘留歪曲，實施熱處理者為佳。此熱處理條件係對應要求製出之製品(銅合金)之特性而適切加以設定。
然而，於此熱處理工程S05中，為不使析出熔體化之Mg、Zn，需設定熱處理條件(溫度、時間、冷卻速度)。例如以200℃ 1分～1小時程度，以300 ℃1秒～1分鐘程度者為佳。冷卻速度為200℃/min以上者為佳。
又，熱處理方法雖未特別加以限定，將100～500℃0.1秒～24小時之熱處理，在非氧化性或還原性環境中進行者為佳。又，冷卻方法雖未特別加以限定，如水淬火等，冷卻速度為200℃/min以上之方法者為佳。
更且，重覆實施上述之加工工程S04與熱處理工程S05亦可。
如此，製出本實施形態之電子機器用銅合金。然而，加工工程S04中，做為加工方法採用滾壓之時，製出最終形態為板或條之電子機器用銅合金。此電子機器用銅合金亦稱為電子機器用銅合金滾壓材。
製造之本實施形態之電子機器用銅合金，係具有125GPa以下之楊氏模數E，400MPa以上之0.2%耐力σ0.2 。
又，令Mg之含量為A原子%，令Zn之含量為B原子%時，導電率σ(%IACS)則在以下之範圍內。
σ≦{1.7241/(X+Y+1.7)}×100
X=-0.0347×A2 +0.6569×A
Y=-0.0041×B2 +0.2503×B
製造之本實施形態之電子機器用銅合金係由Cu與Mg與Zn之3元系合金所成，使Mg包含在固熔限度以上之3.3原子%以上6.9原子%以下之範圍。又，粒徑0.1μm以上之金屬間化合物之平均個數係1個/μm2 以下。
即，本實施形態之電子機器用銅合金，係Mg於母相中呈過飽和固熔之Cu-Mg-Zn過飽和固熔體所成。
如此Cu-Mg-Zn過飽和固熔體所成銅合金中，楊氏模數會有變低之傾向。為此，例如在於公扁型端子壓升母型端子之彈簧接觸部插入連接器等，適用本實施形態之電子機器用銅合金之時，可抑制插入時之接觸壓之變動。更且，彈性界限為廣之故，無容易塑性變形之疑慮。因此，本實施形態之電子機器用銅合金係特別適於端子、連接器及繼電器等之電子電氣零件。
又，Mg呈過飽和固熔之故，於母相中，無分散許多於彎曲加工時成為龜裂起點之粗大之金屬間化合物。為此，，可提升彎曲加工性。因此，可成形端子、連接器及繼電器等複雜形狀之電子電氣零件。
使Mg呈過飽和固熔之故，可經由加工硬化，提升強度，可具有較高之強度。
又，於固熔Mg之銅合金，更固熔Zn之故，可不提升楊氏模數下，達成提升強度。
又，由Cu、Mg、Zn及不可避免不純物所成Cu與Mg與Zn之3元系合金所成之故，可抑制其他元素所造成之導電率之下降，因此導電率較高。
本實施形態之電子機器用銅合金中，楊氏模數E為125GPa以下，0.2%耐力σ0.2 為400MPa以上之故，彈性能量係數(σ0.2 2 /2E)則變高。由此，不容易塑性變形之故，特別適於端子、連接器及繼電器等之電子電氣零件。
根據本實施形態之電子機器用銅合金之製造方法之時，可將上述組成之Cu與Mg與Zn之3元系合金所成鑄型塊或加工材，經由加熱至500℃以上900℃以下之溫度的加熱工程S02，進行Mg及Zn之熔體化。
將經由加熱工程S02所加熱之鑄型塊或加工材，經由以200℃/min以上之冷卻速度冷卻至200℃以下之溫度的急冷工程S03，可在冷卻過程抑制金屬間化合物之析出。為此，可將急冷後之鑄型塊或加工材，成為Cu-Mg-Zn過飽和固熔體。
經由對於急冷材(Cu-Mg-Zn過飽和固熔體)進行加工之加工工程S04，可達成加工硬化所成強度之提升。
又，加工工程S04之後，為進行低溫退火硬化，或為除去殘留歪曲，實施熱處理工程S05之時，更可達成機械特性之提升。
如上所述，根據本實施形態時，可提供具有低楊氏模數、高耐力、高導電性及優異彎曲加工性，適於端子、連接器、及繼電器等之電子電氣零件之電子機器用銅合金。
以上，雖對於本發明之實施形態之電子機器用銅合金、電子機器用銅合金之製造方法及電子機器用銅合金滾壓材做了說明，但本發明非限定於此等，在不超脫本發明技術思想之範圍下，可適地加以變更。
例如，上述實施形態中，對於電子機器用銅合金之製造方法之一例做了說明，但製造方法非限定於本實施形態，可適切選擇已存在之製造方法加以製造。
[實施例]
以下，對於為確認本實施形態之效果之確認實驗結果加以說明。
(實施例1)
準備純度99.99質量%以上之無氧銅(ASTM B152 C10100)所成銅原料。將此銅原料裝入高純度石墨坩堝內，於Ar氣體環境之環境爐內，加以高頻熔解。於所得銅熔融液內，添加各種添加元素，調製成表1所示成分組成，注入融液至碳模具，製出鑄型塊。然而，鑄型塊之大小為厚度約20mm×寬度約20mm×長度約100～120mm。又，表1所示成分組成之殘留部係銅及不可避免不純物。
對於所得鑄型塊，於Ar氣體環境中，以表1記載之溫度條件，進行4小時之加熱，實施加熱工程，接著實施水淬火。
切斷熱處理後之鑄型塊，接著，為除去氧化被膜，實施表面研削。之後，以表1記載之加工率，實施冷軋，製出厚約0.5mm×寬度約20mm之條材。
對於所得條材，以表1記載之條件，實施熱處理，製作特性評估用條材。
(加工性評估)
做為加工性之評估，觀察冷軋時之邊緣龜裂(cracked edge)之有無。以目視無或幾乎無法認定邊緣龜裂之時為A(Excellent)，產生不足長1mm之小邊緣龜裂之時為B(Good)，產生長1mm以上不足3mm之邊緣龜裂之時為C(Fair)，產生長3mm以上之大邊緣龜裂之時為D(Bad)，起因於邊緣龜裂，在滾壓中途破裂之時則為E(Very Bad)。
然而，邊緣龜裂之長度係滾壓材之寬度方向端部至朝向寬度方向中央部之邊緣龜裂之長度。
使用前述特性評估用條材，測定機械特性及導電率。又，進行彎曲加工性之評估及組織觀察。
(機械之特性)
從特性評估用條材採取規定於JIS Z 2201之13B號試驗片。此試驗片係拉伸試驗之拉伸方向為採取對於特性評估用條材之滾壓方向為平行者。
經由JIS Z 2241之偏移法，測定0.2%耐力σ0.2 。
於前述試驗片貼上歪曲計測器，測定負荷、延伸，由此所得之應力-歪曲曲線之梯度求得楊氏模數E。
(導電率)
從特性評估用條材採取寬10mm×長60mm之試驗片。此試驗片係該長度方向為採取對於特性評估用條材之滾壓方向為平行者。
經4端子法，求得試驗片之電阻。又，使用微計測器，測定試驗片之尺寸，計算試驗片之體積。然後，由測定之電阻值與體積，算出導電率。
(彎曲加工性)
根據JBMA(日本伸銅協會技術標準)T307之3試驗方法，進行彎曲加工。詳細而言，使滾壓方向與試驗片之長度方向呈平行，從特性評估用條材採取複數之寬10mm×長30mm之試驗片。對於此試驗片，使用彎曲角度90度，彎曲半徑0.5mm之W型治具，進行W彎曲試驗。
然後，將彎曲部之外周部以目視確認，進行破裂之時為D(Bad)，僅一部分產生破裂時為C(Fair)，未產生破裂僅產生微細龜裂之時為B(good)，未確認破裂或細微龜裂之時為A(Excellent)之判定。
(組織觀察)
對於各試料之滾壓面，進行鏡面研磨，離子蝕刻。然後，為確認金屬間化合物之析出狀態，使用FE-SEM(場效發射式掃描電子顯微鏡)，以1萬倍之視野(約120 μm2 /視野)，進行觀察。
接著，為調查金屬間化合物之密度(平均個數)(個/μm2 )，選擇金屬間化合物之析出狀態非特異之1萬倍之視野(約120 μm2 /視野)，於該領域，以5萬倍之倍率，進行連接10視野(約4.8μm2 /視野)之攝影。
令金屬間化合物之長徑與短徑之平均值為金屬間化合物之粒徑。然而，金屬間化合物之長徑係在中途不接觸粒場之條件下，於粒內拉出最長直線之長度，短徑係在與長徑直角交錯之方向，在中途不接觸粒場之條件下，於粒內拉出最長直線之長度。
然後，求得粒徑0.1μm以上之金屬間化合物之密度(平均個數)(個/μm2 )及粒徑0.05μm以上之金屬間化合物之密度(平均個數)(個/μm2 )。
表1、2係顯示製造條件及評估結果。又，做為上述組織觀察之一例，將本發明例1-3及比較例1-5之SEM觀察照片，各別示於圖3、圖4。
然而，表2記載之導電率上限係經由以下算式所算出之值，式中之A係顯示Mg之含量(原子%)。
(導電率上限)={1.7241/(-0.0347×A2 +0.6569×A+1.7)}×100
比較例1-1係Mg之含量較第1之實施形態規定之範圍為低，楊氏模數較高達127GPa。
比較例1-2、1-3係Mg之含量較第1之實施形態規定之範圍為高，於冷軋時產生大的邊緣龜裂，無法實施之後之特性評估。
比較例1-4係含有Ni,Si,Zn,Sn之銅合金，所謂銅鎳矽合金之例。比較例1-4中，將為熔體化之加熱工程之溫度定為980℃，令熱處理條件為400℃×4h，進行金屬間化合物之析出處理。於此比較例1-4中，抑制了邊緣龜裂之產生，析出物則為細微。為此，可確保良好之彎曲加工性。但是，楊氏模數確認高達131GPa。
比較例1-5係Mg之含量雖為第1之實施形態規定之範圍內，但導電率及金屬間化合物之個數則離開第1之實施形態規定之範圍。此比較例1-5係確認到不良之彎曲加工性。此彎曲加工性之劣化係推測成為粗大金屬間化合物龜裂之起點。
相較之下，本發明例1-1～1-10中，楊氏模數皆為低至115GPa以下，彈力性亦優異。又，與具有同一組成，不同加工率所製造之本發明例1-3、1-8～1-10比較時，可藉由加工率之上昇，確認可提升0.2%耐力。
(實施例2)
調製成表3所示之成分組成之外，經由與實施例1同樣之方法，製出鑄型塊。然而，表3所示成分組成之殘留部係銅及不可避免不純物。然後如表3所記載之條件，進行加熱工程、加工工程、熱處理工程之外，經由與實施例1同樣之方法，製出特性評估用條材。
經由與實施例1同樣之方法，評估特性評估用條材之特性。
表3、4係顯示製造條件及評估結果。又，做為上述組織觀察之一例，將本發明例2-6及比較例2-7之SEM觀察照片，各別示於圖5、圖6。
然而，表4記載之導電率上限係經由以下算式所算出之值，式中之A係顯示Mg之含量(原子%)，B係顯示Zn之含量(原子%)。
(導電率上限)={1.7241/(X+Y+1.7)}×100
X=-0.0347×A2 +0.6569×A
Y=-0.0041×B2 +0.2503×B
比較例2-1、2-2係Mg之含量及Zn之含量較第2之實施形態規定之範圍為低，楊氏模數顯示高達127GPa、126GPa之值。
比較例2-3～2-5係Zn之含量較第2之實施形態規定之範圍為高。又，比較例2-6係Mg之含量較第2之實施形態規定之範圍為高。此等比較例2-3～2-6中，於冷軋時產生大的邊緣龜裂，無法實施之後之特性評估。
比較例2-7係Mg之含量及Zn之含量雖為第2之實施形態規定之範圍內，但導電率及金屬間化合物之個數則離開第2之實施形態規定之範圍。此比較例2-7係確認到不良之彎曲加工性。此彎曲加工性之劣化係推測成為粗大金屬間化合物龜裂之起點。
比較例2-8係含有Ni,Si,Zn,Sn之銅合金，所謂銅鎳矽合金之例。比較例2-8中，將為熔體化之加熱工程之溫度定為980℃，令熱處理條件為400℃×4h，進行金屬間化合物之析出處理。於此比較例2-8中，抑制了邊緣龜裂之產生，析出物則為細微。為此，可確保良好之彎曲加工性。但是，楊氏模數確認高達131GPa。
相較之下，本發明例2-1～2-12中，楊氏模數皆為低至112GPa以下，彈力性亦優異。又，與具有同一組成，不同加工率所製造之本發明例2-6、2-10～2-12比較時，可藉由加工率之上昇，確認可提升0.2%耐力。
如上所述，根據本發明例時，可確認提供具有低楊氏模數、高耐力、高導電性及優異彎曲加工性，適於端子、連接器、及繼電器等之電子電氣零件之電子機器用銅合金。
[產業上之可利用性]
本實施形態之電子機器用銅合金係具有低楊氏模數、高耐力、高導電性及優異彎曲加工性。為此，適於端子、連接器及繼電器等之電子電氣零件。
S02．．．加熱工程
S03．．．急冷工程
S04．．．加工工程
[圖1]Cu-Mg系狀態圖。
[圖2]本實施形態之電子機器用銅合金之製造方法之流程圖。
[圖3]經由本發明例1～3之掃描型電子顯微鏡所觀察之照片，(a)為倍率10000倍之照片，(b)為倍率50000倍之照片。
[圖4]經由比較例1～5之掃描型電子顯微鏡所觀察之照片，(a)為倍率10000倍之照片，(b)為倍率50000倍之照片。
[圖5]經由本發明例2～6之掃描型電子顯微鏡所觀察之照片，(a)為倍率10000倍之照片，(b)為倍率50000倍之照片。
[圖6]經由比較例2～7之掃描型電子顯微鏡所觀察之照片，(a)為倍率10000倍之照片，(b)為倍率50000倍之照片。

Claims (13)

  1. 一種電子機器用銅合金，其特徵係由Cu與Mg之2元系合金所成，前述2元系合金係使Mg包含在3.3原子%以上6.9原子%以下之範圍，殘留部係僅由Cu及不可避免之不純物所成，令Mg之含量為A原子%時，導電率σ(%IACS)則在以下之範圍內，σ≦{1.7241/(-0.0347×A2 +0.6569×A+1.7)}×100，施以熱鍛、冷鍛或溫鍛加工。
  2. 一種電子機器用銅合金，其特徵係由Cu與Mg之2元系合金所成，前述2元系合金係使Mg包含在3.3原子%以上6.9原子%以下之範圍，殘留部係僅由Cu及不可避免之不純物所成，於掃描型電子顯微鏡觀察下，粒徑0.1μm以上之金屬間化合物之平均個數係1個/μm2 以下，施以熱鍛、冷鍛或溫鍛加工。
  3. 一種電子機器用銅合金，其特徵係由Cu與Mg之2元系合金所成，前述2元系合金係使Mg包含在3.3原子%以上6.9原子%以下之範圍，殘留部係僅由Cu及不可避免之不純物所成，令Mg之含量為A原子%時，導電率σ(%IACS)則在以下之範圍內，σ≦{1.7241/(-0.0347×A2 +0.6569×A+1.7)}×100於掃描型電子顯微鏡觀察下，粒徑0.1μm以上之金屬 間化合物之平均個數係1個/μm2 以下，施以熱鍛、冷鍛或溫鍛加工。
  4. 如申請專利範圍第1項至第3項之任一項之電子機器用銅合金，其中，楊氏模數E為125GPa以下，0.2%耐力σ0.2 為400MPa以上。
  5. 一種電子機器用銅合金之製造方法，係如申請專利範圍第1項至第4項之任一項之電子機器用銅合金之製造方法，其特徵係具備：將令Mg包含3.3原子%以上6.9原子%以下之範圍，殘留為僅由Cu及不可避免不純物所成Cu與Mg之2元系合金所成銅素材，加熱至500℃以上900℃以下之溫度的加熱工程；和將加熱之前述銅素材，以200℃/min以上之冷卻速度，冷卻至200℃以下之溫度的急冷工程；和加工急冷之前述銅素材之加工工程。
  6. 一種電子機器用銅合金滾壓材，其特徵係由如申請專利範圍第1~4項之電子機器用銅合金所成，做為構成端子、連接器或繼電器之銅素材加以使用。
  7. 一種電子機器用銅合金，其特徵係由Cu與Mg與Zn之3元系合金所成，前述3元系合金係使Mg包含在3.3原子%以上6.9原子%以下之範圍，使Zn包含在0.1原子%以上10原子%以下之範圍，殘留部係僅由Cu及不可避免之不純物所成，令Mg之含量為A原子%，令Zn之含量為B原子%時，導電率σ(%IACS)則在以下之範圍內， σ≦{1.7241/(X1 +Y1 +1.7)}×100 X=-0.0292×A2 +0.6797×A Y=-0.0038×B2 +0.2488×B。
  8. 一種電子機器用銅合金，其特徵係由Cu與Mg與Zn之3元系合金所成，前述3元系合金係使Mg包含在3.3原子%以上6.9原子%以下之範圍，使Zn包含在0.1原子%以上10原子%以下之範圍，殘留部係僅由Cu及不可避免之不純物所成，於掃描型電子顯微鏡觀察下，粒徑0.1μm以上之金屬間化合物之平均個數係1個/μm2 以下。
  9. 一種電子機器用銅合金，其特徵係由Cu與Mg與Zn之3元系合金所成，前述3元系合金係使Mg包含在3.3原子%以上6.9原子%以下之範圍，使Zn包含在0.1原子%以上10原子%以下之範圍，殘留部係僅由Cu及不可避免之不純物所成，令Mg之含量為A原子%，令Zn之含量為B原子%時，導電率σ(%IACS)則在以下之範圍內，σ≦{1.7241/(X1 +Y1 +1.7)}×100 X=-0.0292×A2 +0.6797×A Y=-0.0038×B2 +0.2488×B於掃描型電子顯微鏡觀察下，粒徑0.1μm以上之金屬間化合物之平均個數係1個/μm2 以下。
  10. 如申請專利範圍第7項至第9項之任一項之電子機器用銅合金，其中，楊氏模數E為125GPa以下，0.2%耐力 σ0.2 為400MPa以上。
  11. 一種電子機器用銅合金之製造方法，係如申請專利範圍第7項至第10項之任一項之電子機器用銅合金之製造方法，其特徵係具備：將使Mg包含在3.3原子%以上6.9原子%以下之範圍，使Zn包含在0.1原子%以上10原子%以下之範圍，殘留部係僅由Cu及不可避免之不純物所成Cu與Mg與Zn之3元系合金所成銅素材，加熱至500℃以上900℃以下之溫度的加熱工程；和將加熱之前述銅素材，以200℃/min以上之冷卻速度，冷卻至200℃以下之溫度的急冷工程；和加工急冷之前述銅素材之加工工程。
  12. 一種電子機器用銅合金滾壓材，其特徵係由如申請專利範圍第7~10項之任一項電子機器用銅合金所成，楊氏模數E為125GPa以下，0.2%耐力σ0.2 為400MPa以上者。
  13. 如申請專利範圍第12項之電子機器用銅合金滾壓材，其中，做為構成端子、連接器或繼電器之銅素材加以使用。
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