TWI465590B - Cu-Zn-Sn-Ca alloy for electrical and electronic equipment - Google Patents

Description

電氣電子機器用Cu-Zn-Sn-Ca合金

本發明係關於一種適合作為電氣電子機器中所使用之端子、連接器、繼電器(relay)或開關等電子零件之材料之Cu-Zn-Sn-Ca合金，尤其是關於一種適合於要求有優異之強度、導電率、彎曲加工性及衝壓加工性之用途之Cu-Zn-Sn-Ca合金。

對於電氣電子機器之各種端子、連接器、繼電器或開關等，於重視製造成本之用途中使用低廉之黃銅。又，於重視彈性之用途中使用磷青銅，於重視彈性及耐蝕性之用途中使用白銅(german silver)。該等銅合金係固溶強化型銅合金，藉由合金元素之作用而提高強度或彈性，但另一方面導電率或導熱率降低。

近年來，代替固溶強化型銅合金，析出強化型銅合金之使用量增加。析出強化型銅合金之特徵在於：使合金元素於Cu母液中以微細化合物粒子之形式析出。於合金元素析出時，強度上升，同時導電率亦上升。因此，析出硬化合金相對於固溶強化型銅合金，可以相同之強度獲得更高之導電率。作為析出強化型銅合金，存在Cu-Ni-Si系合金、Cu-Be系合金、Cu-Ti系合金、Cu-Zr系合金等。

然而，於析出強化型銅合金中，必需用以使合金元素暫時固溶於Cu中之高溫、短時間之熱處理(固溶處理)及用以使合金元素析出之低溫、長時間之熱處理(時效處理)，從而其製造製程較複雜。又，由於含 有Si、Ti、Zr、Be等活性元素作為合金元素，故而鑄錠品質之構築較困難。因此，與固溶強化型銅合金之製造成本相比，析出強化型銅合金之製造成本非常高。

另一方面，藉由改良固溶強化型銅合金，可推進具有必要充分之導電率與強度的低廉之銅合金之開發。以黃銅為代表之Cu-Zn系合金係製造容易且加上Zn之價格低廉而可以特別低之成本製造之合金。先前，本發明者等人於調整Cu-Zn系合金之Zn量之後添加少量之Sn，進而調整金屬組織，藉此開發具有作為各種端子等材料所必要充分之導電率、強度及彎曲加工性之合金(專利文獻1)。

將通常所必要充分之導電率、強度及彎曲加工性記載於以下。

(A)導電率：28%IACS(International Annealed Copper Standard，國際退火銅標準)以上。黃銅(C2600)之導電率為28%IACS，磷青銅(C5210)之導電率為13%IACS。

(B)拉伸強度：550 MPa以上。該拉伸強度超過由JIS規格(JISH3100)規定之黃銅(C2600)之調質度H之拉伸強度410 MPa。

(C)彎曲性：於彎曲半徑R/板厚t=0.1之條件下，在Good Way(彎曲軸與壓延方向正交之方向)及Bad Way(彎曲軸與壓延方向平行之方向)上均可進行W彎曲。若於該彎曲試驗中不產生破裂，則可進行對連接器實施之最嚴格之水平之彎曲加工。

伴隨近年來之電子機器零件之小型化，端子、連接器、開關、繼電器等亦小型化。對應該動向，要求有使導電率、強度及彎曲加工性以更高之水平平衡之銅合金素材。專利文獻1中記載之Cu-Zn-Sn系合金兼具有黃銅之強度、卡遜合金(Corson alloy)之導電率、與黃銅或卡遜合金同等以上之彎曲加工性，與先前之Cu-Zn-Sn系合金(專利文獻2~4)相比，其特性之平衡明顯優異。該合金可謂適合作為推進小型化之電子機器零件之 素材之銅合金。

另一方面，於將銅合金條加工為電子零件時，首先進行利用壓製之沖裁加工。伴隨端子、連接器、開關、繼電器等之小型化，對衝壓加工後之尺寸精度之要求變嚴格。即，要求有於衝壓加工中不易產生毛邊(burr)或壓陷之銅合金條。於專利文獻1~4所揭示之先前之Cu-Zn-Sn系合金中，未進行考慮有衝壓性之合金設計，從而難以應對最近所要求之壓製精度。

於此種背景之下，本申請人於日本特開2007-84920號公報(專利文獻5)中，提出一種衝壓性亦優異之Cu-Zn-Sn合金。提出於該銅合金中，明確Cu-Zn-Sn合金中之化合物粒子之最佳之分佈狀態，具體而言，於與壓延面平行之剖面中，將直徑0.1μ m以上且5μ m以下之化合物粒子之頻度設為500~50000個/mm² ，將直徑超過5μ m之化合物粒子之頻度設為10個/mm² 以下。

[先前技術文獻] [專利文獻]

[專利文獻1]日本特開2007-046159號公報

[專利文獻2]日本特開平1-162737號公報

[專利文獻3]日本特開平2-170954號公報

[專利文獻4]日本特開平7-258777號公報

[專利文獻5]日本特開2007-84920號公報

然而，尚殘留有改良衝壓加工性之餘地，必需滿足逐年變嚴格之要求特性。因此，本發明之目的係以提供一種具有經改善之衝壓加工性之銅合金作為課題。

本發明者為解決上述課題而進行了銳意研究，結果發現，於對Cu-Zn-Sn系合金添加微量之Ca後，使析出物、非金屬夾雜物等化合物粒子根據其尺寸以適當之頻度分佈於合金中，藉此可使衝壓加工性有意提高。

本發明係基於該發現而完成者，一態樣係一種銅合金，其係具有含有2~15質量%之Zn、0.1~0.6質量%之Sn、0.005~0.1質量%之Ca且剩餘部分由Cu及不可避免之雜質構成的組成之電氣電子機器用銅合金，且於與壓延面平行之面觀察到之直徑0.1μ m以上5μ m以下之化合物粒子之平均粒徑為0.3~0.8μ m，直徑超過5μ m之化合物粒子之頻度為10個/mm² 以下。

於本發明之銅合金之一實施形態中，其進而含有最大0.6質量%之Mg。

於本發明之銅合金之另一實施形態中，其進而含有最大0.5質量%之選自Ni、Fe、Mn、Co、Ti、Cr、Zr、Al、P、Si及Ag之群中之至少一種。

於本發明之銅合金之進而另一實施形態中，其進而含有合計10~80質量ppm之S及O。

本發明之另一態樣係一種電子零件，其具備本發明之銅合金。

本發明之進而另一態樣係一種電氣電子機器，其具備本發明之電子零件。

根據本發明，可提供一種具有經改善之衝壓加工性之銅合金，較佳為可提供一種兼具有優異之強度、導電性、彎曲加工性及衝壓加工性之銅合金。本發明之銅合金適合作為電氣電子機器中所使用之端子、連接器、繼電器或開關等電子零件之材料。

L1‧‧‧短軸

L2‧‧‧長軸

圖1係表示化合物粒子之形狀為橢圓狀、棒狀、線狀等情形時之短軸(L1)與長軸(L2)之概略圖。

圖2係表示衝壓加工後之試驗片(壓延方向與圖垂直)的毛邊之高度之概略圖。

圖3係表示與專利文獻5進行比較之本發明中之衝壓試驗之狀況之模式圖。

(a)Zn、Sn及Ca濃度

本發明之銅合金係以Zn、Sn及Ca作為基本成分，並藉由各元素之作用而構築機械特性與導電率。Zn濃度之範圍為2~15質量%、較佳為3~12質量%，Sn濃度之範圍為0.1~0.6質量%、較佳為0.1~0.5質量%，Ca之濃度範圍為0.005~0.1質量%、較佳為0.007~0.07質量%、更佳為0.01~0.05質量%。若Zn未達2質量%，則強度不足，並且失去Cu-Zn合金之特徵即良好之製造性。若Zn超過15質量%，則變得即便調整Sn濃度亦無法獲得28%IACS以上之導電率。Sn具有促進壓延時之加工硬化之作用，若Sn未達0.1質量%則強度不足。另一方面，若Sn超過0.6質量%，則合金之製造性降低。若Ca未達0.005質量%，則無法獲得減小下述化合物粒子之平均粒徑之效果，並且不會生成CaO或CaS等化合物粒子，故而無法獲得衝壓加工性之提高效果，若超過0.1質量%，則生成粗大之化合物粒子而導致彎曲加工性之降低。

(b)Mg濃度

Mg具有不會大幅降低合金之導電性而主要藉由固溶強化提高強度之作用。進而生成MgO或MgS之化合物粒子縮小衝壓加工後之毛邊。若含量 未達0.01%，則無法充分獲得固溶強化之強度提高之效果，另一方面，若添加0.6%以上，則合金之導電率及彎曲加工性之降低變得明顯。因此，Mg濃度之範圍係規定為0~0.6質量%、較佳為0.01~0.6質量%、更佳為0.1~0.5質量%。

(c)Ni、Fe、Mn、Co、Ti、Cr、Zr、Al、P、Si及Ag

於本發明之合金中，為改善合金之強度、耐熱性、耐應力緩和性等，可添加選自Ni、Fe、Mn、Co、Ti、Cr、Zr、Al、P、Si及Ag之群中之至少一種。然而，合金元素之追加會有招致導電率之降低、製造性之降低、原料成本之增加等的情況，因此必需考慮該方面。

若上述元素之合計量未達0.005質量%，則未體現特性提高之效果。另一方面，若上述元素之合計量超過0.5質量%，則導電率降低變得明顯。因此，將上述元素之合計量規定為0~0.5質量%、較佳為0.005~0.5質量%。

(d)化合物粒子

於與壓延面平行之面，將直徑0.1μ m以上且5μ m以下之化合物粒子(以下，稱為微細粒子)之平均粒徑控制於0.3~0.8μ m，藉此衝壓加工後之毛邊減小。更佳之平均粒徑為0.3~0.6μ m，從而使良好之沖裁加工性與彎曲加工性更穩定地並存。關於上述化合物粒子之構成成分，於下述(e)中記載。

關於微細粒子之中直徑0.1μ m以上且未達1.5μ m之化合物粒子，為提高存在頻度且改善壓製加工性，存在頻度較佳為300×10³ 個/mm² ~8000×10³ 個/mm² ，更佳為400×10³ 個/mm² ~6000×10³ 個/mm² ，進而更佳為700×10³ 個/mm² ~5000×10³ 個/mm² ，最佳為1000×10³ 個/mm² ~4000×10³ 個/mm² 。

關於微細粒子之中直徑1.5μ m以上且5μ m以下之化合物粒子，若其存在頻度較高則上述直徑0.1μ m以上且未達1.5μ m之化合物粒子減少，故存在頻度較佳為0×10³ 個/mm² ~0.1×10³ 個/mm² ，更佳為0×10³ 個/mm² ~0.05×10³ 個/mm² ，進而更佳為0×10³ 個/mm² 。

直徑超過5μ m之化合物粒子(以下，稱為粗大粒子)使彎曲加工性明顯劣化。因此，於與壓延面平行之面上將粗大粒子之頻度規定為10個/mm² 以下。若為10個/mm² 以下，則幾乎可忽視對彎曲加工性之影響，但較佳為7個/mm² 以下，更佳為5個/mm² 以下，進而更佳為0個/mm² 。

再者，直徑未達0.1μ m之化合物粒子不會對沖裁加工性或彎曲加工性造成影響。因此，對直徑未達0.1μ m之化合物粒子之頻度並無特別規定。

(e)S濃度、O濃度

作為Cu-Zn-Sn-Ca系合金中之化合物粒子，存在ZnO、ZnS、Cu₂ S、CaO、CaS、MgS、MgO、SiO₂ 等。Zn、Mg、Ca及Cu之化合物係源自合金成分者。進而，Ca、Mg及Si之化合物亦有源自熔解爐之爐材成分等者，但該等化合物之效果受到限定。

化合物粒子之成分大多為氧化物及硫化物，故而可藉由調整S濃度及O濃度而調整化合物粒子之頻度。

S及O較佳為合計調整為10~80質量ppm。若S及O之合計未達10質量ppm，則存在微細粒子之頻度減少，衝壓加工後之毛邊增大之傾向。另一方面，若S及O之合計超過80質量ppm，則會有粗大粒子之頻度超過10個/mm² 之情況。

(f)製造方法

於本發明之Cu-Zn-Sn-Ca系合金之製造中，首先藉由熔解鑄造製造鑄錠，對該鑄錠進行熱壓延，其後反覆進行冷壓延與再結晶退火，最後藉由冷壓延加工成規定之製品厚度。為改善彈性極限值、應力腐蝕破裂敏感性、耐應力緩和性等，亦有於最終冷壓延之後進行應力消除退火之情況。又，亦有對製品之表面實施回焊鍍錫等鍍敷之情況。於該等一系列之步驟中，為調整化合物粒子而重要之步驟係熔解鑄造、熱壓延。

於熔解Cu之後，添加Zn與Sn，並添加Ca，藉由Ca之脫氧作用降低熔銅中之氧量，其後添加Mg或Ni、Fe、Mn、Co、Ti、Cr、Zr、Al、P、Si、Ag等，以使化合物粒子成長且不會變得過大之方式於30分鐘以內、較佳為10分鐘以內進行鑄造，藉此抑制熔液中之較大之化合物粒子(ZnO、ZnS、CaO、CaS、MgO、MgS等)之生成、成長，並且藉由調整Ca濃度、S濃度及O濃度而生成微細化合物粒子。另一方面，鑄錠之金屬組織由樹枝狀結晶構成，於樹枝狀結晶之間隙分佈有硫化物或Cu-Sn等化合物。鑄錠中之Cu-Sn系之化合物較為粗大，若直接為該形態則對沖裁加工性提高之效果較少。因此，必需於熱壓延使粗大之化合物暫時熔解於母液中，並於熱壓延中將粗大之化合物粉碎使其微細化。

為使化合物熔解於母液中，將鑄錠於800~900℃之溫度下加熱1~5小時。於溫度未達800℃之情形時，化合物之熔解不充分。另一方面，若溫度超過900℃，則於熱壓延中產生破裂。於鑄錠之加熱時間未達1小時之情形時，化合物之熔解不充分。另一方面，即便進行超過5小時之加熱，化合物亦不會進一步熔解，成本增加而不經濟。

將熱壓延結束時之材料溫度設為600~700℃。若熱壓延結束時之材料溫度超過700℃，則再結晶粒徑過大或者材料之氧化變得明顯，於後續步驟中產生破裂或者良率降低。若熱壓延結束時之材料溫度未達600℃，則加工性降低而產生熱壓延破裂。

於熱壓延之壓延加工中，使材料複數次穿過壓延機，加工成規定之厚度。為有效粉碎粗大之化合物，必需於熱壓延中進行合計2次以上之將加工度調整為30%以上之通板。此處，加工度R係以下式進行定義。

R=(t0-t)/t0(t0：壓延前之厚度，t：壓延後之厚度)

本發明之銅合金適合作為大小家庭電器製品、IT(Information Technology，資訊技術)及通信機器、照明機器、消費者用機器(收音機、 電視機、攝影機、音響機器等)、汽車等電氣電子機器中所使用之端子、連接器、繼電器或開關等電子零件之材料。

[實施例]

以下表示本發明之實施例，但該等係為更好地理解本發明而提供者，而並非意圖限定本發明。

使用高頻感應爐，於內徑60 mm、深度200 mm之石墨坩堝中熔解2 kg之電解銅。於以木炭片覆蓋熔銅表面後，添加Zn及Sn，並添加5%Ca-Cu母合金，其後添加50%Mg-Cu母合金、Ni、Fe、Mn、Co、Ti、Cr、Zr、Al、P、Si等。又，為調整S濃度而視需要添加CuS，為調整O濃度而視需要添加CuO。將熔銅溫度調整為1250℃，自各種之元素添加起經過10分鐘後澆鑄於模具中，製造寬度60 mm、厚度30 mm之鑄錠，將以下之步驟作為標準步驟，加工至厚度0.6 mm為止。

(步驟1)將鑄錠於850℃加熱4小時後，藉由熱壓延(hot rolling)使厚度成為6 mm。此時，將每次通板之加工度設為30~35%而進行，將熱壓延結束時之材料溫度設為630~650℃。

(步驟2)以研磨機將熱壓延板之表面之氧化皮(oxide scale)研磨、去除。

(步驟3)冷壓延(粗壓延)至板厚1.5 mm為止。

(步驟4)作為再結晶退火(中間退火)，於大氣中以400℃加熱30分鐘，將結晶粒徑調整為約3μ m。

(步驟5)依序進行利用10質量%硫酸-1質量%過氧化氫水溶液之酸洗及利用#1200金剛砂紙(emery paper)之機械研磨，去除退火中生成之表面氧化膜。

(步驟6)藉由冷壓延(中間壓延)壓延至厚度0.86 mm為止。

(步驟7)作為再結晶退火(最終退火)，於大氣中以400℃加熱30分 鐘，將結晶粒徑調整為約3μ m。

(步驟8)依序進行利用10質量%硫酸-1質量%過氧化氫水溶液之酸洗及利用#1200金剛砂紙之機械研磨，去除退火中生成之表面氧化膜。

(步驟9)以冷壓延(精壓延)壓延至0.6 mm為止。

對所獲得之試樣進行以下評價。

化合物粒子之測定：

藉由機械研磨與電解研磨對壓延面進行鏡面拋光。於電解研磨中，使用混合有磷酸125 mL、蒸餾水250 mL、乙醇125 mL、丙醇25 mL、尿酸2.5 g之溶液作為電解液，將試樣設為陽極進行通電。

使用FE-SEM(Field-Emission Scanning Electron Microscope，場發射型掃描式電子顯微鏡)觀察電解研磨後之表面，測定化合物粒子之個數。對於直徑0.1μ m以上且5μ m以下之化合物粒子，以一萬倍之倍率觀察0.01 mm² 之面積，對於直徑超過5μ m之化合物粒子，以千倍之倍率觀察1 mm² 之面積，測定粒子之粒徑及存在頻度。

再者，於化合物粒子之形狀為橢圓狀、棒狀、線狀等之情形時，如圖1所示，將短軸(L1)與長軸(L2)之平均值設為直徑。又，對於由連接於壓延方向上之粒子構成之粒子群(例如，JISG0555中之B系夾雜物)，並非測定粒子群之直徑及個數，而是測定構成粒子群之各個粒子之直徑與個數。

將直徑0.1μ m以上且未達1.5μ m之化合物粒子設為微細粒子X之頻度(千個/mm² )，將直徑1.5μ m以上且5μ m以下之化合物粒子設為微細粒子Y之頻度(千個/mm² )，將超過5μ m之化合物粒子設為粗大粒子之頻度(個/mm² )而進行評價。

衝壓加工性：

藉由衝壓加工而於試樣形成圓孔。衝頭(punch)係設為直徑9.92 mm之圓筒形狀，模嘴(dies)側之孔徑係設為10.00 mm(空隙0.04 mm)。沖裁 速度係設為10 mm/min，未進行材料擠壓。

以數位式測微計(最小顯示量1μ m，主軸直徑6.35 mm)測定圓孔之周圍(材料之厚度+毛邊)與材料之厚度，圖2所示之毛邊之高度係藉由圓孔之周圍-材料之厚度而算出。關於測定之位置，於每個圓孔之周圍進行8次，記錄最大值。將毛邊高度為10μ m以下之情形設為良好。

再者，此處之衝壓試驗成為較專利文獻5之毛邊容易變高之壓製條件。如圖3所示，專利文獻5之條件係相對於0.3 mm之試樣板厚而衝頭與模嘴之間隙(空隙)為0.02 mm。另一方面，本發明係相對於0.6 mm之試樣板厚而衝頭與模嘴之間隙(空隙)為0.04 mm。

彎曲加工性：

使用寬度10 mm之短條形試樣，實施JISH3110中所規定之W彎曲試驗。彎曲方向係設為Good Way及Bad Way，彎曲半徑係設為0.06 mm(彎曲半徑R/板厚t=0.1)。根據日本伸銅協會技術標準「銅及銅合金薄板條之彎曲加工性評價方法」，以A、B、C、D、E之5個階段評價進行彎曲加工性之評價。評價基準係A為最良好且按B、C、D、E之順序設為不良，將A、B、C設為合格，將D、E設為不合格。對於彎曲後之試樣，由彎曲部之表面及剖面評價彎曲加工性，並將於Good Way及Bad Way上評價較差者作為評價結果。

導電率：

依據JIS H 0505，以4端子法進行測定。

拉伸強度：

以拉伸方向與壓延方向平行之方式，使用壓製機製作JIS13B號試驗片。根據JIS-Z2241進行該試驗片之拉伸試驗，求出拉伸強度。

(試驗結果)

將Zn、Sn、Mg濃度及Ca濃度以及化合物粒子對衝壓性造成之影響示 於表1及表2。

發明例1~32，將Zn、Sn濃度及Ca濃度調整為本發明之範圍，結果微細粒子之平均粒徑成為0.3~0.8μ m，粗大粒子成為10個/mm² 以下，從而處於本發明之範圍內。又，微細粒子X之頻度為400×千個/mm² ~6000×千個/mm² ，微細粒子Y之頻度為0×千個/mm² ~0.05×千個/mm² ，從而幾乎為微細粒子X。於該等發明例中，毛邊高度為10μ m以下而良好，未於R/t=0.1之W彎曲中產生破裂。又，由於將合金成分之濃度調整為適當之範圍，故而可獲得28%IACS以上之導電率及550 MPa以上之拉伸強度。

發明例7，由於Ca濃度接近本發明範圍之下限，故而微細粒子之平均粒徑略大，毛邊高度略高。又，發明例10、31及32，由於S與O之合計濃度略低，故而微細粒子X之頻度略低，毛邊高度略高。另一方面，發明例13、27及28，由於S與O之合計濃度接近本發明範圍之上限，故而毛邊高度尤低為1μ m，但粗大粒子之頻度略高，W彎曲之結果稍低。

比較例33~53，由於合金成分之濃度不適當，故而微細粒子之平均粒徑或粗大粒子之頻度偏離本發明之範圍，或者無法獲得作為目標之導電率或拉伸強度，或者於W彎曲中產生破裂，或者毛邊高度較大而衝壓加工性較差。

比較例33，由於Zn濃度較高，故而無法獲得作為目標之導電率，且因粗大粒子之增大而於W彎曲中產生破裂。比較例34，由於Zn濃度較低，故而未達到目標之拉伸強度。比較例35，由於Sn濃度較高，故而無法獲得作為目標之導電率。比較例36，由於Sn濃度較低，故而未達到目標之拉伸強度。比較例37，由於Mg濃度較高，故而無法獲得作為目標之導電率，且因粗大粒子之增大而於W彎曲中產生破裂。分別於比較例38由於Zn與Sn之濃度、比較例39由於Mg之濃度較高，故而無法獲得作為目標之導電率，且因粗大粒子之增大而於W彎曲中產生破裂。比較例40，由於Zn與 Sn及Mg濃度較低，故而未達到目標之拉伸強度。比較例41，由於Ca濃度較高地偏離本發明之範圍，故而微細粒子之平均粒徑較高地偏離本發明之範圍，粗大粒子之頻度亦較高，於W彎曲中產生破裂，毛邊高度亦較高。比較例42~44，由於未添加Ca，故而化合物粒子之平均粒徑較大，微細粒子X之頻度較小，微細粒子Y或粗大粒子之頻度較大，因此未確認到化合物粒子之微細化，衝壓加工性較差。比較例45，由於未添加Mg與Ca，故而微細粒子之平均粒徑較大，衝壓加工性較差，亦無法獲得作為目標之拉伸強度。比較例46~48，由於未添加Ca同時S與O之合計濃度超過80質量ppm，故而微細粒子之平均粒徑較大，粗大粒子之頻度亦增高，於W彎曲中產生破裂。比較例49，由於未添加Ca同時S與O之合計濃度未滿足10質量ppm，故而微細粒子之平均粒徑較大為0.88μ m，衝壓加工性較差。比較例50係相當於專利文獻5之發明例，但由於未添加Ca，故而微細粒子之平均粒徑較大為0.83μ m，因此無法獲得如本發明之衝壓加工性。於比較例51中，由於Al與Si濃度較高，故而無法獲得作為目標之導電率。於比較例52中由於Ti濃度較高，比較例53由於Mn、Si及P之合計較高地偏離本發明之範圍，故而微細粒子之平均粒徑較大，毛邊高度較大超過20μ m，無法獲得目標之導電率，粗大粒子之頻度較高，故而於W彎曲中產生破裂。

比較例54與55係變更一部分用以製造例1~53之上述製造條件之例。比較例54，由於在熔解步驟中添加各種添加元素之後，於60分鐘後澆鑄於模具中，故而粗大粒子之頻度較高，微細粒子之平均粒徑變大，於W彎曲中產生破裂，衝壓性較差。比較例55，由於在750℃下對鑄錠進行1小時之熱壓延前之加熱，故而於殘留Cu-Sn之粗大化合物之狀態下進行加工，因此粗大粒子之頻度較高為30個/mm² 以上，於W彎曲中產生破裂，母液之Sn較少，故而拉伸強度較低。

Claims (4)

1. 一種銅合金，其係具有含有2~15質量%之Zn、0.1~0.6質量%之Sn、0.005~0.1質量%之Ca且剩餘部分由Cu及不可避免之雜質構成的組成之電氣電子機器用銅合金，且於與壓延面平行之面觀察到之直徑0.1μ m以上5μ m以下之化合物粒子之平均粒徑為0.3~0.8μ m，直徑超過5μ m之化合物粒子之頻度為10個/mm² 以下。
2. 如申請專利範圍第1項之銅合金，其滿足以下之組成條件(A)~(C)之至少一者：(A)進而含有最大0.6質量%之Mg；(B)進而含有最大0.5質量%之選自Ni、Fe、Mn、Co、Ti、Cr、Zr、Al、P、Si及Ag之群中之至少一種；(C)進而含有合計10~80質量ppm之S及O。
3. 一種電子零件，其具備申請專利範圍第1項或第2項之銅合金。
4. 一種電氣電子機器，其具備申請專利範圍第3項之電子零件。