WO2011142450A1 - 電子機器用銅合金、電子機器用銅合金の製造方法、及び電子機器用銅合金圧延材 - Google Patents

電子機器用銅合金、電子機器用銅合金の製造方法、及び電子機器用銅合金圧延材 Download PDF

Info

Publication number
WO2011142450A1
WO2011142450A1 PCT/JP2011/061036 JP2011061036W WO2011142450A1 WO 2011142450 A1 WO2011142450 A1 WO 2011142450A1 JP 2011061036 W JP2011061036 W JP 2011061036W WO 2011142450 A1 WO2011142450 A1 WO 2011142450A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
atomic
copper alloy
alloy
copper
range
Prior art date
Application number
PCT/JP2011/061036
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
優樹 伊藤
牧　一誠
Original Assignee
三菱マテリアル株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Priority claimed from JP2010112265A external-priority patent/JP5045782B2/ja
Priority claimed from JP2010112266A external-priority patent/JP5045783B2/ja
Priority to US13/695,666 priority Critical patent/US10056165B2/en
Priority to EP15193147.4A priority patent/EP3009523B1/en
Priority to EP15175001.5A priority patent/EP2952595B1/en
Priority to SG2012078978A priority patent/SG185024A1/en
Application filed by 三菱マテリアル株式会社 filed Critical 三菱マテリアル株式会社
Priority to EP11780706.5A priority patent/EP2570506B1/en
Priority to KR1020137031600A priority patent/KR101570919B1/ko
Priority to CN201180018491.7A priority patent/CN102822363B/zh
Priority to KR1020127025942A priority patent/KR101369693B1/ko
Publication of WO2011142450A1 publication Critical patent/WO2011142450A1/ja
Priority to US14/291,335 priority patent/US10032536B2/en

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C9/00—Alloys based on copper
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01B—CABLES; CONDUCTORS; INSULATORS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR CONDUCTIVE, INSULATING OR DIELECTRIC PROPERTIES
    • H01B1/00—Conductors or conductive bodies characterised by the conductive materials; Selection of materials as conductors
    • H01B1/02—Conductors or conductive bodies characterised by the conductive materials; Selection of materials as conductors mainly consisting of metals or alloys
    • H01B1/026—Alloys based on copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/02—Making non-ferrous alloys by melting
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/02—Making non-ferrous alloys by melting
    • C22C1/03—Making non-ferrous alloys by melting using master alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C9/00—Alloys based on copper
    • C22C9/04—Alloys based on copper with zinc as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/08—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of copper or alloys based thereon
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01B—CABLES; CONDUCTORS; INSULATORS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR CONDUCTIVE, INSULATING OR DIELECTRIC PROPERTIES
    • H01B1/00—Conductors or conductive bodies characterised by the conductive materials; Selection of materials as conductors
    • H01B1/02—Conductors or conductive bodies characterised by the conductive materials; Selection of materials as conductors mainly consisting of metals or alloys

Definitions

  • the present invention relates to a copper alloy for electronic equipment suitable for electronic and electrical parts such as terminals, connectors, and relays, a method for producing a copper alloy for electronic equipment, and a rolled copper alloy material for electronic equipment.
  • Patent Document 1 provides a Cu—Be alloy containing Be. This Cu—Be alloy is a precipitation hardening type high strength alloy, and the strength is improved without decreasing the conductivity by aging precipitation of CuBe in the matrix phase.
  • Patent Document 2 provides a Cu—Ni—Si alloy (so-called Corson alloy).
  • Corson alloy is a precipitation hardening type alloy in which Ni 2 Si precipitates are dispersed, and has relatively high electrical conductivity, strength, and stress relaxation characteristics. For this reason, Corson alloys are widely used in applications such as automobile terminals and signal system small terminals, and have been actively developed in recent years.
  • Non-Patent Document 2 a Cu—Mg—Zn—B alloy described in Patent Document 3, and the like have been developed.
  • these Cu—Mg alloys as can be seen from the Cu—Mg phase diagram shown in FIG. 1, when the Mg content is 3.3 atomic% or more, solution treatment (500 ° C. to 900 ° C.), By performing the precipitation treatment, an intermetallic compound composed of Cu and Mg can be precipitated. That is, these Cu—Mg alloys can also have relatively high electrical conductivity and strength by precipitation hardening, similar to the above-described Corson alloy.
  • the Corson alloy disclosed in Patent Document 2 has a relatively high Young's modulus of 125 to 135 GPa.
  • the Young's modulus of the material constituting the connector is high, the contact pressure fluctuation at the time of insertion is severe, and it is easily elastic It is not preferable because the plastic deformation may occur beyond the limit.
  • Japanese Unexamined Patent Publication No. 04-268033 Japanese Patent Laid-Open No. 11-036055 Japanese Patent Application Laid-Open No. 07-018354
  • the present invention has been made in view of the above-mentioned circumstances, has a low Young's modulus, high proof stress, high conductivity, and excellent bending workability, and is suitable for electronic equipment such as terminals, connectors, and relays.
  • An object is to provide a copper alloy, a method for producing a copper alloy for electronic equipment, and a rolled copper alloy material for electronic equipment.
  • a work-hardening type copper alloy of a Cu—Mg supersaturated solid solution prepared by solutionizing and then rapidly cooling a Cu—Mg alloy has a low content. It has been found that it has a Young's modulus, high yield strength, high conductivity, and excellent bending workability.
  • a Cu—Mg—Zn supersaturated solid solution work-hardening type copper alloy produced by solutionizing and then rapidly cooling a Cu—Mg—Zn alloy has a low Young's modulus, high yield strength, high conductivity, and excellent It has also been found to have excellent bending workability.
  • the present invention has been made based on such findings and has the following characteristics.
  • 1st aspect of the copper alloy for electronic devices of this invention consists of a binary system alloy of Cu and Mg, and the said binary system alloy is the range of 3.3 atomic% or more and 6.9 atomic% or less of Mg. And the balance consists only of Cu and inevitable impurities,
  • the conductivity ⁇ (% IACS) is in the following range. ⁇ ⁇ ⁇ 1.7241 / ( ⁇ 0.0347 ⁇ A 2 + 0.6569 ⁇ A + 1.7) ⁇ ⁇ 100
  • the second aspect of the copper alloy for electronic equipment according to the present invention comprises a binary alloy of Cu and Mg, and the binary alloy has a Mg content in the range of 3.3 atomic% to 6.9 atomic%. And the balance consists only of Cu and inevitable impurities,
  • the average number of intermetallic compounds having a particle size of 0.1 ⁇ m or more is 1 piece / ⁇ m 2 or less.
  • a third aspect of the copper alloy for electronic equipment according to the present invention is composed of a binary alloy of Cu and Mg, and the binary alloy has a Mg content in the range of 3.3 atomic% to 6.9 atomic%. And the balance consists only of Cu and inevitable impurities,
  • the Mg content is A atomic%
  • the conductivity ⁇ (% IACS) is within the following range: ⁇ ⁇ ⁇ 1.7241 / ( ⁇ 0.0347 ⁇ A 2 + 0.6569 ⁇ A + 1.7) ⁇ ⁇ 100
  • the average number of intermetallic compounds having a particle size of 0.1 ⁇ m or more is 1 piece / ⁇ m 2 or less.
  • the first aspect of the copper alloy for electronic equipment has the above-described characteristics, it is a Cu—Mg supersaturated solid solution in which Mg is supersaturated in the parent phase.
  • the second aspect of the copper alloy for electronic equipment has the above-described characteristics, so that precipitation of intermetallic compounds is suppressed, and a Cu—Mg supersaturated solid solution in which Mg is supersaturated in the matrix phase. is there.
  • the third aspect of the copper alloy for electronic devices has the characteristics of both the first and second aspects, it is a Cu—Mg supersaturated solid solution in which Mg is supersaturated in the parent phase.
  • the Young's modulus tends to be low. For this reason, for example, when the copper alloy is applied to a connector or the like in which a male tab pushes up a spring contact portion of a female terminal and is inserted, variation in contact pressure at the time of insertion is suppressed. Furthermore, since the elastic limit is wide, there is no risk of plastic deformation easily. Therefore, the first to third aspects of the copper alloy for electronic devices are particularly suitable for electronic and electrical parts such as terminals, connectors, and relays.
  • Mg is supersaturated in solid solution, a large amount of coarse intermetallic compound that is the starting point of cracking is not dispersed in the matrix, and excellent bending workability is obtained. Therefore, by using any one of the first to third aspects of the copper alloy for electronic equipment, it is possible to form electronic and electrical parts having complicated shapes such as terminals, connectors, and relays. Since Mg is supersaturated, the strength can be improved by work hardening. Moreover, since it consists of Cu, Mg, and the binary system alloy of Cu and Mg which consist of an unavoidable impurity, the fall of the electrical conductivity by another element is suppressed and electrical conductivity becomes comparatively high.
  • the average number of intermetallic compounds having a particle size of 0.1 ⁇ m or more was observed with 10 fields of view using a field emission scanning electron microscope at a magnification of 50,000 times and a field of view of about 4.8 ⁇ m 2.
  • the particle size of the intermetallic compound is the average value of the major axis and minor axis of the intermetallic compound.
  • the major axis is the length of the straight line that can be drawn the longest in the grain under conditions that do not contact the grain boundary, and the minor axis is the longest in the direction that intersects the major axis at a right angle and that does not contact the grain boundary. The length of a straight line that can be drawn.
  • the Young's modulus E may be 125 GPa or less, and the 0.2% proof stress ⁇ 0.2 may be 400 MPa or more.
  • the elastic energy coefficient ( ⁇ 0.2 2 / 2E) is high, and plastic deformation does not easily occur, so that it is particularly suitable for electronic and electrical parts such as terminals, connectors, and relays.
  • a first aspect of the method for producing a copper alloy for electronic equipment according to the present invention is a method for producing any one of the first to third aspects of the above-described copper alloy for electronic equipment.
  • the first aspect of the method for producing a copper alloy for electronic equipment includes a heating step of heating a copper material made of a binary alloy of Cu and Mg to a temperature of 500 ° C. or more and 900 ° C. or less, and the heated copper material Are cooled at a cooling rate of 200 ° C./min or higher to a temperature of 200 ° C. or lower, and a processing step of processing the rapidly cooled copper material.
  • the binary alloy contains Mg in the range of 3.3 atomic% to 6.9 atomic%, with the balance being only Cu and inevitable impurities.
  • Mg can be solutionized according to the conditions of the heating step.
  • the heating temperature is less than 500 ° C.
  • solutionization is incomplete, and a large amount of intermetallic compounds may remain in the matrix.
  • heating temperature exceeds 900 degreeC, a part of copper raw material may become a liquid phase, and there exists a possibility that a structure
  • precipitation of intermetallic compounds during the cooling process can be suppressed, and the copper material can be made into a Cu—Mg supersaturated solid solution.
  • the processing method is not particularly limited.
  • the final form is a plate or a strip
  • rolling is adopted.
  • the final form is a wire or bar
  • wire drawing or extrusion is employed.
  • the final form is a bulk shape
  • forging or pressing is employed.
  • the processing temperature is not particularly limited, but is preferably in the range of ⁇ 200 ° C. to 200 ° C. which is cold or warm so that precipitation does not occur.
  • the processing rate is appropriately selected so as to approach the final shape. However, when considering work hardening, the processing rate is preferably 20% or more, and more preferably 30% or more. Note that so-called low-temperature annealing may be performed after the processing step. This low-temperature annealing can further improve the mechanical properties.
  • the first aspect of the copper alloy rolled material for electronic equipment comprises any one of the first to third aspects of the above-described copper alloy for electronic equipment, and has a Young's modulus E of 125 GPa or less.
  • the 2% yield strength ⁇ 0.2 is 400 MPa or more.
  • the elastic energy coefficient ( ⁇ 0.2 2 / 2E) is high, and plastic deformation does not easily occur.
  • the 1st aspect of the above-mentioned copper alloy rolled material for electronic devices may be used as a copper raw material which comprises a terminal, a connector, or a relay.
  • a fourth aspect of the copper alloy for electronic devices comprises a ternary alloy of Cu, Mg, and Zn, and the ternary alloy contains 3.3 atomic% or more and 6.9 atomic% or less of Mg. Including Zn in a range of 0.1 atomic% or more and 10 atomic% or less, with the balance consisting only of Cu and inevitable impurities,
  • the conductivity ⁇ (% IACS) is in the following range. ⁇ ⁇ ⁇ 1.7241 / (X + Y + 1.7) ⁇ ⁇ 100
  • a fifth aspect of the copper alloy for electronic equipment according to the present invention comprises a ternary alloy of Cu, Mg, and Zn, and the ternary alloy contains 3.3 atomic% or more and 6.9 atomic% or less of Mg. Including Zn in a range of 0.1 atomic% or more and 10 atomic% or less, with the balance consisting only of Cu and inevitable impurities, The average number of intermetallic compounds having a particle size of 0.1 ⁇ m or more is 1 piece / ⁇ m 2 or less.
  • a sixth aspect of the copper alloy for electronic equipment according to the present invention is composed of a ternary alloy of Cu, Mg, and Zn, and the ternary alloy contains 3.3 atomic% or more and 6.9 atomic% or less of Mg. Including Zn in a range of 0.1 atomic% or more and 10 atomic% or less, with the balance consisting only of Cu and inevitable impurities,
  • the conductivity ⁇ (% IACS) is within the following range: ⁇ ⁇ ⁇ 1.7241 / (X + Y + 1.7) ⁇ ⁇ 100
  • the average number of intermetallic compounds having a particle size of 0.1 ⁇ m or more is 1 piece / ⁇ m 2 or less.
  • the fourth aspect of the copper alloy for electronic devices Since the fourth aspect of the copper alloy for electronic devices has the above-described characteristics, it is a Cu—Mg—Zn supersaturated solid solution in which Mg is supersaturated in the matrix phase.
  • the fifth aspect of the copper alloy for electronic equipment has the above-described characteristics, so that precipitation of intermetallic compounds is suppressed, and Mg—super-saturation in which Mg is supersaturated in the matrix phase. It is a solid solution. Since the sixth aspect of the copper alloy for electronic devices has the characteristics of both the fourth and fifth aspects, it is a Cu—Mg—Zn supersaturated solid solution in which Mg is supersaturated in the matrix.
  • Such a Cu-Mg-Zn supersaturated solid solution copper alloy tends to have a low Young's modulus. For this reason, when the said copper alloy is applied to the connector etc. which are inserted, for example, a male tab pushes up the spring contact part of a female-type terminal, the contact pressure fluctuation
  • Mg is supersaturated in solid solution, a large amount of coarse intermetallic compound that is the starting point of cracking is not dispersed in the matrix, and excellent bending workability is obtained. Therefore, by using any one of the fourth to sixth aspects of the copper alloy for electronic equipment, it is possible to form electronic and electrical parts having complicated shapes such as terminals, connectors, and relays. Since Mg is supersaturated, the strength can be improved by work hardening.
  • the average number of intermetallic compounds having a particle size of 0.1 ⁇ m or more was observed with 10 fields of view using a field emission scanning electron microscope at a magnification of 50,000 times and a field of view of about 4.8 ⁇ m 2.
  • the particle size of the intermetallic compound is the average value of the major axis and minor axis of the intermetallic compound.
  • the major axis is the length of the straight line that can be drawn the longest in the grain under conditions that do not contact the grain boundary, and the minor axis is the longest in the direction that intersects the major axis at a right angle and that does not contact the grain boundary. The length of a straight line that can be drawn.
  • the Young's modulus E may be 125 GPa or less, and the 0.2% proof stress ⁇ 0.2 may be 400 MPa or more.
  • the elastic energy coefficient ( ⁇ 0.2 2 / 2E) is high, and plastic deformation does not easily occur, so that it is particularly suitable for electronic and electrical parts such as terminals, connectors, and relays.
  • a second aspect of the method for producing a copper alloy for electronic equipment according to the present invention is a method for producing any one of the above-described fourth to sixth aspects of the copper alloy for electronic equipment.
  • the second aspect of the method for producing a copper alloy for electronic equipment includes a heating step of heating a copper material made of a ternary alloy of Cu, Mg and Zn to a temperature of 500 ° C. or higher and 900 ° C. or lower, and the heated step A quenching step of cooling the copper material to a temperature of 200 ° C. or less at a cooling rate of 200 ° C./min or more; and a processing step of processing the quenched copper material.
  • the ternary alloy includes Mg in a range of 3.3 atomic% to 6.9 atomic%, Zn in a range of 0.1 atomic% to 10 atomic%, with the balance being Cu and inevitable. Consists only of impurities.
  • Mg and Zn can be solutionized according to the conditions of the heating step.
  • the heating temperature is less than 500 ° C.
  • solutionization is incomplete, and a large amount of intermetallic compounds may remain in the matrix.
  • heating temperature exceeds 900 degreeC, a part of copper raw material may become a liquid phase, and there exists a possibility that a structure
  • precipitation of intermetallic compounds during the cooling process can be suppressed, and the copper material can be made into a Cu—Mg—Zn supersaturated solid solution.
  • the processing method is not particularly limited.
  • the final form is a plate or a strip
  • rolling is adopted.
  • the final form is a wire or bar
  • wire drawing or extrusion is employed.
  • the final form is a bulk shape
  • forging or pressing is employed.
  • the processing temperature is not particularly limited, but is preferably in the range of ⁇ 200 ° C. to 200 ° C. which is cold or warm so that precipitation does not occur.
  • the processing rate is appropriately selected so as to approach the final shape. However, when considering work hardening, the processing rate is preferably 20% or more, and more preferably 30% or more. Note that so-called low-temperature annealing may be performed after the processing step. This low-temperature annealing can further improve the mechanical properties.
  • the second aspect of the copper alloy rolled material for electronic equipment comprises any one of the above fourth to sixth aspects of the copper alloy for electronic equipment, and has a Young's modulus E of 125 GPa or less.
  • the 2% yield strength ⁇ 0.2 is 400 MPa or more.
  • the elastic energy coefficient ( ⁇ 0.2 2 / 2E) is high and plastic deformation does not easily occur.
  • the second aspect of the above-described copper alloy rolled material for electronic equipment may be used as a copper material constituting a terminal, a connector, or a relay.
  • a copper alloy for electronic equipment having a low Young's modulus, high proof stress, high electrical conductivity, and excellent bending workability, and suitable for electronic and electrical parts such as terminals, connectors, and relays, electronic
  • the manufacturing method of the copper alloy for apparatuses and the copper alloy rolling material for electronic apparatuses can be provided.
  • the copper alloy for electronic devices which is one Embodiment of this invention is demonstrated.
  • the copper alloy for electronic devices according to the present embodiment is made of a binary alloy of Cu and Mg containing Mg in a range of 3.3 atomic% to 6.9 atomic%, with the balance being only Cu and inevitable impurities. .
  • the electrical conductivity ⁇ (% IACS) is in the following range. ⁇ ⁇ ⁇ 1.7241 / ( ⁇ 0.0347 ⁇ A 2 + 0.6569 ⁇ A + 1.7) ⁇ ⁇ 100
  • the average number of intermetallic compounds having a particle size of 0.1 ⁇ m or more measured by observation using a scanning electron microscope is 1 piece / ⁇ m 2 or less.
  • the electronic device copper alloy has a Young's modulus E of 125 GPa or less, and a 0.2% proof stress ⁇ 0.2 of 400 MPa or more.
  • Mg is an element that has the effect of improving the strength and raising the recrystallization temperature without greatly reducing the electrical conductivity.
  • Young's modulus can be kept low and excellent bending workability can be obtained.
  • the content of Mg is less than 3.3 atomic%, the effect cannot be sufficiently obtained.
  • the Mg content exceeds 6.9 atomic%, an intermetallic compound containing Cu and Mg as main components remains when heat treatment is performed for solution treatment. There is a risk of cracking. For these reasons, the Mg content is set to 3.3 atomic% or more and 6.9 atomic% or less.
  • the strength may not be sufficiently improved and the Young's modulus may not be sufficiently low.
  • Mg is an active element, when an excessive amount of Mg is contained, there is a possibility that Mg oxide generated by reaction with oxygen is involved (mixed in the copper alloy) during melt casting. Therefore, it is more preferable that the Mg content is in the range of 3.7 atomic% to 6.3 atomic%.
  • Inevitable impurities include Sn, Fe, Co, Al, Ag, Mn, B, P, Ca, Sr, Ba, rare earth elements, 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, Examples include Be, N, H, Hg, and the like.
  • the rare earth element is at least one selected from Sc, Y, La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, and Lu.
  • the content of these inevitable impurities is desirably 0.3% by mass or less in total.
  • the manufacturing conditions are adjusted so that the electrical conductivity ⁇ is within the range of the above formula.
  • the conductivity ⁇ (% IACS) is preferably within the following range. ⁇ ⁇ ⁇ 1.7241 / ( ⁇ 0.0292 ⁇ A 2 + 0.6797 ⁇ A + 1.7) ⁇ ⁇ 100 In this case, the amount of intermetallic compounds containing Cu and Mg as main components is smaller, so that the bending workability is further improved.
  • the average number of intermetallic compounds having a particle size of 0.1 ⁇ m or more measured by observation with a scanning electron microscope is 1 piece / ⁇ m 2 or less. That is, the intermetallic compound which has Cu and Mg as the main components has hardly precipitated, and Mg is dissolved in the mother phase. When solutionization is incomplete or an intermetallic compound is precipitated after solutionization, a large amount of a large intermetallic compound is present. Since these intermetallic compounds serve as starting points of cracking, in a copper alloy in which a large amount of intermetallic compounds are present in a large amount, cracking occurs during processing or bending workability is greatly deteriorated. Further, when the amount of the intermetallic compound containing Cu and Mg as main components is large, the Young's modulus increases, which is not preferable.
  • the average number of intermetallic compounds having a particle size of 0.1 ⁇ m or more is 1 / ⁇ m 2 or less, that is, there is no intermetallic compound mainly composed of Cu and Mg, or between metals
  • the average number of intermetallic compounds having a particle size of 0.05 ⁇ m or more is 1 piece / ⁇ m 2 or less.
  • the average number of intermetallic compounds is measured by the following method. Using a field emission scanning electron microscope, magnification: 50,000 times field of view: perform 10 field of view observed at approximately 4.8 .mu.m 2 conditions, measuring the number of intermetallic compounds in the field of view (number / [mu] m 2) . Then, the average value is calculated.
  • the particle size of the intermetallic compound is the average value of the major axis and minor axis of the intermetallic compound.
  • the major axis is the length of the straight line that can be drawn the longest in the grain under conditions that do not contact the grain boundary, and the minor axis is the longest in the direction that intersects the major axis at a right angle and that does not contact the grain boundary. The length of a straight line that can be drawn.
  • the above-described elements are added to a molten copper obtained by melting a copper raw material to adjust the components, thereby producing a molten copper alloy.
  • a raw material for Mg Mg alone, a Cu—Mg master alloy, or the like can be used.
  • the molten copper is preferably copper having a purity of 99.99% by mass or more, so-called 4NCu.
  • the melting step it is preferable to use a vacuum furnace or an atmosphere furnace having an inert gas atmosphere or a reducing atmosphere in order to suppress oxidation of Mg.
  • the ingot (copper raw material) is produced by inject
  • Heating step S02 Next, heat treatment is performed for homogenization and solution of the obtained ingot (copper material). Inside the ingot, there are intermetallic compounds and the like generated by the segregation and concentration of Mg during the solidification process. Therefore, in order to eliminate or reduce these Mg segregation, intermetallic compounds, and the like, heat treatment is performed to heat the ingot to a temperature of 500 ° C. or higher and 900 ° C. or lower. Thereby, Mg is uniformly diffused in the ingot, or Mg is dissolved in the matrix. In addition, it is preferable to implement this heating process S02 in a non-oxidizing atmosphere or a reducing atmosphere.
  • Rapid cooling step S03 And the ingot heated to the temperature of 500 degreeC or more and 900 degrees C or less in heating process S02 is cooled to the temperature of 200 degrees C or less by the cooling rate of 200 degrees C / min or more.
  • Mg dissolved in the matrix phase is prevented from being precipitated as an intermetallic compound.
  • a copper alloy having an average number of intermetallic compounds having a particle size of 0.1 ⁇ m or more of 1 / ⁇ m 2 or less is obtained.
  • hot working may be performed after the above-described heating step S02, and the above-described rapid cooling step S03 may be performed after the hot working.
  • the processing method is not particularly limited.
  • rolling can be employed.
  • wire drawing, extrusion, groove rolling, etc. can be employed.
  • forging or pressing can be employed.
  • Processing step S04 The ingot which passed through heating process S02 and rapid cooling process S03 is cut
  • the processing method is not particularly limited. For example, when the final form is a plate or a strip, rolling can be employed. When the final form is a wire or bar, wire drawing, extrusion, and groove rolling can be employed. When the final form is a bulk shape, forging or pressing can be employed.
  • the temperature condition in the processing step S04 is not particularly limited, but is preferably in the range of ⁇ 200 ° C. to 200 ° C. for cold or warm processing. Further, the processing rate is appropriately selected so as to approximate the final shape. In order to improve the strength by work hardening, the working rate is preferably 20% or more. Also. In order to further improve the strength, the processing rate is more preferably 30% or more. As shown in FIG. 2, the above-described heating step S02, quenching step S03, and processing step S04 may be repeated. Here, the second and subsequent heating steps S02 aim at thorough solutionization, recrystallization structure, or softening for improving workability. Moreover, it is not an ingot but a processed material (copper material).
  • Heat treatment step S05 Next, it is preferable to perform heat treatment on the workpiece obtained in the machining step S04 in order to perform low-temperature annealing hardening or to remove residual strain.
  • This heat treatment condition is appropriately set according to the characteristics required for the product (copper alloy) to be produced.
  • the heat treatment step S05 it is necessary to set the heat treatment conditions (temperature, time, cooling rate) so that the solutionized Mg does not precipitate. For example, it is preferable to set the temperature at 200 ° C. for about 1 minute to 1 hour and at 300 ° C. for about 1 second to 1 minute.
  • the cooling rate is preferably 200 ° C./min or more.
  • the heat treatment method is not particularly limited, but it is preferable to perform the heat treatment at 100 to 500 ° C. for 0.1 second to 24 hours in a non-oxidizing or reducing atmosphere.
  • the cooling method is not particularly limited, but a method in which the cooling rate is 200 ° C./min or more, such as water quenching, is preferable. Further, the above-described processing step S04 and heat treatment step S05 may be repeatedly performed.
  • the copper alloy for electronic devices of this embodiment is produced.
  • rolling process S04 when rolling is employ
  • This copper alloy for electronic devices is also referred to as a rolled copper alloy material for electronic devices.
  • the manufactured copper alloy for electronic devices of this embodiment has a Young's modulus E of 125 GPa or less and a 0.2% proof stress ⁇ 0.2 of 400 MPa or more.
  • the conductivity ⁇ (% IACS) is in the following range. ⁇ ⁇ ⁇ 1.7241 / ( ⁇ 0.0347 ⁇ A 2 + 0.6569 ⁇ A + 1.7) ⁇ ⁇ 100
  • the manufactured copper alloy for electronic devices of this embodiment is made of a binary alloy of Cu and Mg, and contains Mg in the range of 3.3 atomic% to 6.9 atomic% above the solid solution limit. .
  • the average number of intermetallic compounds having a particle size of 0.1 ⁇ m or more is 1 piece / ⁇ m 2 or less.
  • the copper alloy for electronic devices of the present embodiment is made of a Cu—Mg supersaturated solid solution in which Mg is supersaturated in the matrix phase.
  • the Young's modulus tends to be low.
  • the copper alloy for electronic devices of this embodiment is applied to the connector etc. which a male tab pushes up the spring contact part of a female-type terminal and is inserted, for example, the contact pressure fluctuation
  • the elastic limit is wide, there is no risk of plastic deformation easily. Therefore, the copper alloy for electronic devices of this embodiment is particularly suitable for electronic and electrical parts such as terminals, connectors, and relays.
  • Mg is supersaturated in solid solution, a large amount of coarse intermetallic compounds that are the starting points of cracks during bending are not dispersed in the matrix phase. For this reason, bending workability improves. Therefore, it is possible to mold electronic and electrical parts having complicated shapes such as terminals, connectors, and relays. Since Mg is supersaturated, the strength is improved by work hardening, and a relatively high strength can be obtained. Since it consists of Cu, Mg, and the binary system alloy of Cu and Mg which consist of an inevitable impurity, the fall of the electrical conductivity by another element is suppressed and electrical conductivity can be made comparatively high.
  • the Young's modulus E is 125 GPa or less and the 0.2% proof stress ⁇ 0.2 is 400 MPa or more, so the elastic energy coefficient ( ⁇ 0.2 2 / 2E) is high. .
  • the elastic energy coefficient ⁇ 0.2 2 / 2E
  • Mg can be solutionized.
  • the rapid cooling step S03 that cools the ingot or the workpiece heated in the heating step S02 to a temperature of 200 ° C. or less at a cooling rate of 200 ° C./min or more can suppress the precipitation of intermetallic compounds during the cooling process. . For this reason, the ingot or processed material after quenching can be made into a Cu—Mg supersaturated solid solution.
  • the strength can be improved by work hardening. Further, when the heat treatment step S05 is performed after the processing step S04 in order to perform low-temperature annealing hardening or to remove residual strain, it is possible to further improve the mechanical characteristics.
  • the electronic device has low Young's modulus, high yield strength, high conductivity, and excellent bending workability, and is suitable for electronic electrical components such as terminals, connectors, and relays. Copper alloy can be provided.
  • the copper alloy for electronic devices includes Mg in a range of 3.3 atomic% to 6.9 atomic%, and includes Zn in a range of 0.1 atomic% to 10 atomic%,
  • the balance consists of a ternary alloy of Cu, Mg, and Zn consisting of only Cu and inevitable impurities.
  • the electrical conductivity ⁇ (% IACS) is in the following range.
  • the average number of intermetallic compounds having a particle size of 0.1 ⁇ m or more measured by observation using a scanning electron microscope is 1 piece / ⁇ m 2 or less.
  • the electronic device copper alloy has a Young's modulus E of 125 GPa or less, and a 0.2% proof stress ⁇ 0.2 of 400 MPa or more.
  • Mg is an element that has the effect of improving the strength and raising the recrystallization temperature without greatly reducing the electrical conductivity.
  • Young's modulus can be kept low and excellent bending workability can be obtained.
  • the content of Mg is less than 3.3 atomic%, the effect cannot be sufficiently obtained.
  • the Mg content exceeds 6.9 atomic%, an intermetallic compound containing Cu and Mg as main components remains when heat treatment is performed for solution treatment. There is a risk of cracking. For these reasons, the Mg content is set to 3.3 atomic% or more and 6.9 atomic% or less.
  • the Mg content is small, the strength may not be sufficiently improved and the Young's modulus may not be sufficiently low. Moreover, since Mg is an active element, when an excessive amount of Mg is contained, there is a possibility that Mg oxide generated by reaction with oxygen is involved (mixed in the copper alloy) during melt casting. Therefore, it is more preferable that the Mg content is in the range of 3.7 atomic% to 6.3 atomic%.
  • Zn is an element having an effect of improving the strength without increasing the Young's modulus by being dissolved in a copper alloy in which Mg is dissolved.
  • the Zn content is less than 0.1 atomic%, the effect cannot be obtained sufficiently.
  • the Zn content exceeds 10 atomic%, the intermetallic compound remains when heat treatment is performed for solution treatment, and cracks may occur in subsequent processing. In addition, the stress corrosion cracking resistance is reduced. For these reasons, the Zn content is set to 0.1 atomic percent or more and 10 atomic percent or less.
  • Inevitable impurities include Sn, Fe, Co, Al, Ag, Mn, B, P, Ca, Sr, Ba, rare earth elements, 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, Examples include Be, N, H, Hg, and the like.
  • the rare earth element is at least one selected from Sc, Y, La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, and Lu.
  • the content of these inevitable impurities is desirably 0.3% by mass or less in total.
  • the manufacturing conditions are adjusted so that the electrical conductivity ⁇ is within the range of the above formula.
  • the amount of intermetallic compound is smaller, and therefore the bending workability is further improved.
  • the average number of intermetallic compounds having a particle size of 0.1 ⁇ m or more measured by observation with a scanning electron microscope is 1 piece / ⁇ m 2 or less. That is, almost no intermetallic compound is precipitated, and Mg and Zn are dissolved in the matrix. When solutionization is incomplete or an intermetallic compound is precipitated after solutionization, a large amount of a large intermetallic compound is present. Since these intermetallic compounds serve as starting points of cracking, in a copper alloy in which a large amount of intermetallic compounds are present in a large amount, cracking occurs during processing or bending workability is greatly deteriorated. Further, when the amount of the intermetallic compound is large, the Young's modulus increases, which is not preferable.
  • the average number of intermetallic compounds having a particle size of 0.1 ⁇ m or more is 1 / ⁇ m 2 or less, that is, no intermetallic compound is present, or the amount of intermetallic compound is small. Good bending workability and low Young's modulus can be obtained. In order to reliably obtain the above-described effects, it is more preferable that the average number of intermetallic compounds having a particle size of 0.05 ⁇ m or more is 1 piece / ⁇ m 2 or less.
  • the average number of intermetallic compounds is measured by the following method. Using a field emission scanning electron microscope, magnification: 50,000 times field of view: perform 10 field of view observed at approximately 4.8 .mu.m 2 conditions, measuring the number of intermetallic compounds in the field of view (number / [mu] m 2) . Then, the average value is calculated.
  • the particle size of the intermetallic compound is the average value of the major axis and minor axis of the intermetallic compound.
  • the major axis is the length of the straight line that can be drawn the longest in the grain under conditions that do not contact the grain boundary, and the minor axis is the longest in the direction that intersects the major axis at a right angle and that does not contact the grain boundary. The length of a straight line that can be drawn.
  • the above-described elements are added to a molten copper obtained by melting a copper raw material to adjust the components, thereby producing a molten copper alloy.
  • the raw materials for Mg and Zn Mg alone, Zn alone, Cu—Mg master alloy, or the like can be used.
  • the molten copper is preferably copper having a purity of 99.99% by mass or more, so-called 4NCu.
  • a vacuum furnace in order to suppress the oxidation of Mg and Zn, and it is more preferable to use an atmosphere furnace having an inert gas atmosphere or a reducing atmosphere.
  • the ingot (copper raw material) is produced by inject
  • Heating step S02 Next, heat treatment is performed for homogenization and solution of the obtained ingot (copper material). Inside the ingot, there are intermetallic compounds and the like generated by Mg and Zn segregating and concentrating during the solidification process. Therefore, in order to eliminate or reduce the segregation of Mg and Zn, intermetallic compounds, and the like, heat treatment is performed to heat the ingot to a temperature of 500 ° C. or higher and 900 ° C. or lower. Thereby, Mg and Zn are uniformly diffused in the ingot, or Mg and Zn are dissolved in the matrix. In addition, it is preferable to implement this heating process S02 in a non-oxidizing atmosphere or a reducing atmosphere.
  • Rapid cooling step S03 And the ingot heated to the temperature of 500 degreeC or more and 900 degrees C or less in heating process S02 is cooled to the temperature of 200 degrees C or less by the cooling rate of 200 degrees C / min or more.
  • Mg and Zn dissolved in the matrix are prevented from being precipitated as intermetallic compounds.
  • a copper alloy having an average number of intermetallic compounds having a particle size of 0.1 ⁇ m or more of 1 / ⁇ m 2 or less is obtained.
  • hot working may be performed after the above-described heating step S02, and the above-described rapid cooling step S03 may be performed after the hot working.
  • the processing method is not particularly limited.
  • rolling can be employed.
  • wire drawing, extrusion, groove rolling, etc. can be employed.
  • forging or pressing can be employed.
  • Processing step S04 The ingot which passed through heating process S02 and rapid cooling process S03 is cut
  • the processing method is not particularly limited. For example, when the final form is a plate or a strip, rolling can be employed. When the final form is a wire or bar, wire drawing, extrusion, and groove rolling can be employed. When the final form is a bulk shape, forging or pressing can be employed.
  • the temperature condition in the processing step S04 is not particularly limited, but is preferably in the range of ⁇ 200 ° C. to 200 ° C. for cold or warm processing. Further, the processing rate is appropriately selected so as to approximate the final shape. In order to improve the strength by work hardening, the working rate is preferably 20% or more. Also. In order to further improve the strength, the processing rate is more preferably 30% or more. As shown in FIG. 2, the above-described heating step S02, quenching step S03, and processing step S04 may be repeated. Here, the second and subsequent heating steps S02 aim at thorough solutionization, recrystallization structure, or softening for improving workability. Moreover, it is not an ingot but a processed material (copper material).
  • Heat treatment step S05 Next, it is preferable to perform heat treatment on the workpiece obtained in the machining step S04 in order to perform low-temperature annealing hardening or to remove residual strain.
  • This heat treatment condition is appropriately set according to the characteristics required for the product (copper alloy) to be produced.
  • heat treatment conditions temperature, time, cooling rate
  • the cooling rate is preferably 200 ° C./min or more.
  • the heat treatment method is not particularly limited, but it is preferable to perform the heat treatment at 100 to 500 ° C. for 0.1 second to 24 hours in a non-oxidizing or reducing atmosphere.
  • the cooling method is not particularly limited, but a method in which the cooling rate is 200 ° C./min or more, such as water quenching, is preferable. Further, the above-described processing step S04 and heat treatment step S05 may be repeatedly performed.
  • the copper alloy for electronic devices of this embodiment is produced.
  • rolling process S04 when rolling is employ
  • This copper alloy for electronic devices is also referred to as a rolled copper alloy material for electronic devices.
  • the manufactured copper alloy for electronic devices of this embodiment has a Young's modulus E of 125 GPa or less and a 0.2% proof stress ⁇ 0.2 of 400 MPa or more.
  • the manufactured copper alloy for electronic devices of the present embodiment is made of a ternary alloy of Cu, Mg, and Zn, and Mg is in the range of 3.3 atomic% or more and 6.9 atomic% or less above the solid solution limit. contains.
  • the average number of intermetallic compounds having a particle size of 0.1 ⁇ m or more is 1 piece / ⁇ m 2 or less.
  • the copper alloy for electronic devices of the present embodiment is made of a Cu—Mg—Zn supersaturated solid solution in which Mg is supersaturated in the matrix phase.
  • Young's modulus tends to be low.
  • the copper alloy for electronic devices of this embodiment is applied to the connector etc. which a male tab pushes up the spring contact part of a female-type terminal and is inserted, for example, the contact pressure fluctuation
  • the elastic limit is wide, there is no risk of plastic deformation easily. Therefore, the copper alloy for electronic devices of this embodiment is particularly suitable for electronic and electrical parts such as terminals, connectors, and relays.
  • Mg is supersaturated in solid solution
  • a large amount of coarse intermetallic compounds that are the starting points of cracks during bending are not dispersed in the matrix phase. For this reason, bending workability improves. Therefore, it is possible to mold electronic and electrical parts having complicated shapes such as terminals, connectors, and relays.
  • Mg is supersaturated
  • the strength is improved by work hardening, and a relatively high strength can be obtained.
  • Zn is further solid-dissolved in the copper alloy in which Mg is solid-dissolved, the strength can be improved without increasing the Young's modulus.
  • the Young's modulus E is 125 GPa or less and the 0.2% proof stress ⁇ 0.2 is 400 MPa or more, so the elastic energy coefficient ( ⁇ 0.2 2 / 2E) is high. .
  • the elastic energy coefficient ⁇ 0.2 2 / 2E
  • heating is performed by heating an ingot or a processed material made of a ternary alloy of Cu, Mg, and Zn having the above composition to a temperature of 500 ° C. or higher and 900 ° C. or lower.
  • the solution of Mg and Zn can be performed by the step S02.
  • the rapid cooling step S03 that cools the ingot or the workpiece heated in the heating step S02 to a temperature of 200 ° C. or less at a cooling rate of 200 ° C./min or more can suppress the precipitation of intermetallic compounds during the cooling process. . Therefore, the ingot or processed material after rapid cooling can be a Cu—Mg—Zn supersaturated solid solution.
  • the strength can be improved by work hardening. Further, when the heat treatment step S05 is performed after the processing step S04 in order to perform low-temperature annealing hardening or to remove residual strain, it is possible to further improve the mechanical characteristics.
  • the electronic device has low Young's modulus, high yield strength, high conductivity, and excellent bending workability, and is suitable for electronic electrical components such as terminals, connectors, and relays. Copper alloy can be provided.
  • the present invention is not limited to this, Modifications can be made as appropriate without departing from the technical idea of the invention.
  • an example of a method for manufacturing a copper alloy for electronic devices has been described.
  • the manufacturing method is not limited to this embodiment, and an existing manufacturing method may be selected as appropriate. Good.
  • Example 1 A copper raw material made of oxygen-free copper (ASTM B152 C10100) having a purity of 99.99% by mass or more was prepared. This copper raw material was charged into a high-purity graphite crucible and melted at high frequency in an atmosphere furnace in an Ar gas atmosphere. Various additive elements were added to the obtained copper melt to prepare the component composition shown in Table 1, and poured into a carbon mold to produce an ingot. The size of the ingot was about 20 mm thick x about 20 mm wide x about 100 to 120 mm long. Moreover, the remainder of the component composition shown in Table 1 is copper and inevitable impurities.
  • the obtained ingot was subjected to a heating process in which heating was performed for 4 hours under the temperature conditions shown in Table 1 in an Ar gas atmosphere, and then water quenching was performed.
  • the ingot after the heat treatment was cut, and then surface grinding was performed to remove the oxide film.
  • cold rolling was performed at a processing rate shown in Table 1 to produce a strip having a thickness of about 0.5 mm and a width of about 20 mm.
  • the obtained strip was heat-treated under the conditions described in Table 1 to produce a strip for property evaluation.
  • test piece having a width of 10 mm and a length of 60 mm was taken from the strip for characteristic evaluation. This test piece was sampled so that its longitudinal direction was parallel to the rolling direction of the strip for property evaluation. The electrical resistance of the test piece was determined by the 4-terminal method. Moreover, the dimension of the test piece was measured using the micrometer, and the volume of the test piece was calculated. And the electrical conductivity was computed from the measured electrical resistance value and volume.
  • Bending was performed according to three test methods of JBMA (Japan Copper and Brass Association Technical Standard) T307. Specifically, a plurality of test pieces having a width of 10 mm and a length of 30 mm were sampled from the strip for property evaluation so that the rolling direction and the longitudinal direction of the test piece were parallel. A W-bending test was performed on the test piece using a W-shaped jig having a bending angle of 90 degrees and a bending radius of 0.5 mm.
  • the major axis of the intermetallic compound is the length of the straight line that can be drawn the longest in the grain on the condition that it does not contact the grain boundary in the middle, and the minor axis is the direction that intersects the major axis at a right angle to the grain boundary in the middle. This is the length of the straight line that can be drawn the longest under the non-contact condition.
  • Tables 1 and 2 show manufacturing conditions and evaluation results. As examples of the above-described structure observation, SEM observation photographs of Invention Example 1-3 and Comparative Example 1-5 are shown in FIGS. 3 and 4, respectively.
  • the electrical conductivity upper limit of Table 2 is the value calculated by the following formula
  • equation, and A in a formula shows content (atomic%) of Mg. (Conductivity upper limit) ⁇ 1.7241 / ( ⁇ 0.0347 ⁇ A 2 + 0.6569 ⁇ A + 1.7) ⁇ ⁇ 100
  • Comparative Example 1-1 the Mg content was lower than the range defined in the first embodiment, and the Young's modulus remained relatively high at 127 GPa. In Comparative Examples 1-2 and 1-3, the Mg content was higher than the range specified in the first embodiment, and large ear cracks occurred during cold rolling, and the subsequent characteristic evaluation could not be performed. .
  • Comparative Example 1-4 is an example of a copper alloy containing Ni, Si, Zn, and Sn, a so-called Corson alloy.
  • the temperature of the heating step for solution treatment is 980 ° C.
  • the heat treatment conditions are 400 ° C. ⁇ 4 h
  • the intermetallic compound is deposited.
  • the occurrence of ear cracks was suppressed and the precipitates were fine. For this reason, the favorable bending workability was ensured. However, it was confirmed that the Young's modulus was as high as 131 GPa.
  • Comparative Example 1-5 the Mg content is in the range specified in the first embodiment, but the conductivity and the number of intermetallic compounds are out of the ranges specified in the first embodiment. . It is confirmed that Comparative Example 1-5 is inferior in bending workability. This deterioration in bending workability is presumed to be because a coarse intermetallic compound becomes the starting point of cracking.
  • each of Examples 1-1 to 1-10 of the present invention has a low Young's modulus of 115 GPa or less and excellent elasticity.
  • Examples 1-3 and 1-8 to 1-10 of the present invention having the same composition and manufactured at different processing rates are compared, 0.2% yield strength is improved by increasing the processing rate. It is confirmed that it is possible.
  • Example 2 An ingot was produced by the same method as in Example 1 except that the composition shown in Table 3 was used. The balance of the component composition shown in Table 3 is copper and inevitable impurities. And the strip for characteristic evaluation was produced by the method similar to Example 1 except performing a heating process, a processing process, and a heat treatment process on the conditions of Table 3. The properties of the strip for property evaluation were evaluated by the same method as in Example 1.
  • Tables 3 and 4 show manufacturing conditions and evaluation results. Further, as an example of the above-described structure observation, SEM observation photographs of Invention Example 2-6 and Comparative Example 2-7 are shown in FIGS. 5 and 6, respectively.
  • Comparative Examples 2-1 and 2-2 the Mg content and the Zn content were lower than the range defined in the second embodiment, and the Young's modulus was a high value of 127 GPa and 126 GPa.
  • the Zn content is higher than the range defined in the second embodiment.
  • Comparative Example 2-6 the Mg content is higher than the range defined in the second embodiment. In these Comparative Examples 2-3 to 2-6, large ear cracks occurred during cold rolling, and subsequent characteristic evaluation could not be performed.
  • Comparative Example 2-7 the Mg content and the Zn content are in the ranges defined in the second embodiment, but the conductivity and the number of intermetallic compounds are defined in the second embodiment. Out of range. It is confirmed that Comparative Example 2-7 is inferior in bending workability. This deterioration in bending workability is presumed to be because a coarse intermetallic compound becomes the starting point of cracking.
  • Comparative Example 2-8 is an example of a copper alloy containing Ni, Si, Zn, Sn, so-called Corson alloy.
  • the temperature of the heating step for solution treatment is 980 ° C.
  • the heat treatment conditions are 400 ° C. ⁇ 4 h
  • the intermetallic compound is deposited.
  • Comparative Example 2-8 the occurrence of ear cracks was suppressed, and the precipitates were fine. For this reason, the favorable bending workability was ensured. However, it was confirmed that the Young's modulus was as high as 131 GPa.
  • the example of the present invention has low Young's modulus, high proof stress, high conductivity, and excellent bending workability, and is suitable for electronic devices such as terminals, connectors, and relays. It has been confirmed that a copper alloy can be provided.
  • the copper alloy for electronic devices of the present embodiment has a low Young's modulus, a high yield strength, a high conductivity, and an excellent bending workability. For this reason, it is suitably applied to electronic and electrical parts such as terminals, connectors, and relays.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Conductive Materials (AREA)

Abstract

　この電子機器用銅合金の一態様は、Ｍｇを、３．３原子％以上６．９原子％以下の範囲で含み、残部がＣｕ及び不可避不純物のみからなるＣｕとＭｇの２元系合金からなり、Ｍｇの含有量をＡ原子％とすると、導電率σ（％ＩＡＣＳ）が以下の範囲内である。　σ≦｛１．７２４１／（－０．０３４７×Ａ２＋０．６５６９×Ａ＋１．７）｝×１００　この電子機器用銅合金の他の態様は、Ｍｇを、３．３原子％以上６．９原子％以下の範囲で含み、Ｚｎを、０．１原子％以上１０原子％以下の範囲で含み、残部がＣｕ及び不可避不純物のみからなるＣｕとＭｇとＺｎの３元系合金からなり、Ｍｇの含有量をＡ原子％とし、Ｚｎの含有量をＢ原子％とすると、導電率σ（％ＩＡＣＳ）が、以下の範囲内である。　σ≦｛１．７２４１／（Ｘ＋Ｙ＋１．７）｝×１００　 Ｘ＝－０．０３４７×Ａ２＋０．６５６９×Ａ　 Ｙ＝－０．００４１×Ｂ２＋０．２５０３×Ｂ

Description

電子機器用銅合金、電子機器用銅合金の製造方法、及び電子機器用銅合金圧延材
　本発明は、例えば端子、コネクタ、及びリレー等の電子電気部品に適した電子機器用銅合金、電子機器用銅合金の製造方法、及び電子機器用銅合金圧延材に関する。
　本願は、２０１０年５月１４日に、日本に出願された特願２０１０－１１２２６５号及び２０１０年５月１４日に、日本に出願された特願２０１０－１１２２６６号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　従来、電子機器や電気機器等の小型化にともない、これら電子機器や電気機器等に使用される端子、コネクタ、及びリレー等の電子電気部品の小型化及び薄肉化が図られている。このため、電子電気部品を構成する材料として、ばね性、強度、導電率の優れた銅合金が要求されている。特に、非特許文献１に記載されているように、端子、コネクタ、及びリレー等の電子電気部品として使用される銅合金としては、耐力が高く、かつヤング率が低いものが望ましい。
　ばね性、強度、導電率の優れた銅合金として、例えば特許文献１には、Ｂｅを含有したＣｕ－Ｂｅ合金が提供されている。このＣｕ－Ｂｅ合金は、析出硬化型の高強度合金であり、母相中にＣｕＢｅを時効析出させることによって、導電率を低下させることなく強度を向上させている。
　しかしながら、このＣｕ－Ｂｅ合金は、高価な元素であるＢｅを含有しているため、原料コストが非常に高い。また、Ｃｕ－Ｂｅ合金を製造する際には、毒性のあるＢｅ酸化物が発生する。このため、製造工程において、Ｂｅ酸化物が誤って外部に放出されないように、製造設備を特別な構成とし、Ｂｅ酸化物を厳しく管理する必要がある。このように、Ｃｕ－Ｂｅ合金は、原料コスト及び製造コストがともに高く、非常に高価であるといった問題があった。また、前述のように、有害な元素であるＢｅを含有しているため、環境対策の面からも敬遠されていた。
　Ｃｕ－Ｂｅ合金を代替可能な材料として、例えば特許文献２では、Ｃｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系合金（いわゆるコルソン合金）が提供されている。このコルソン合金は、Ｎｉ２Ｓｉ析出物が分散された析出硬化型合金であり、比較的高い導電率と強度、応力緩和特性を有する。このため、コルソン合金は、自動車用端子や信号系小型端子などの用途に多用されており、近年、活発に開発が進んでいる。
　また、その他の合金として、非特許文献２に記載されているＣｕ－Ｍｇ合金や、特許文献３に記載されているＣｕ－Ｍｇ－Ｚｎ－Ｂ合金等が開発されている。
　これらのＣｕ－Ｍｇ系合金では、図１に示すＣｕ－Ｍｇ系状態図から分かるように、Ｍｇの含有量が３．３原子％以上の場合、溶体化処理（５００℃から９００℃）と、析出処理を行うことによって、ＣｕとＭｇからなる金属間化合物を析出させることができる。すなわち、これらのＣｕ－Ｍｇ系合金においても、上述のコルソン合金と同様に、析出硬化によって、比較的高い導電率と強度を有することが可能となる。
　しかしながら、特許文献２に開示されたコルソン合金では、ヤング率が１２５～１３５ＧＰａと比較的高い。ここで、オスタブがメス型端子のばね接触部を押し上げて挿入される構造を有するコネクタにおいては、コネクタを構成する材料のヤング率が高い場合、挿入時の接圧変動が激しく、かつ容易に弾性限界を超えて、塑性変形するおそれがあり好ましくない。
　また、非特許文献２及び特許文献３に記載されたＣｕ－Ｍｇ系合金では、コルソン合金と同様に、金属間化合物を析出させているため、ヤング率が高い傾向にあり、上述のように、コネクタとして好ましくない。
　さらに、母相中に多くの粗大な金属間化合物が分散されているため、曲げ加工時にこれらの金属間化合物が起点となって割れ等が発生しやすい。従って、複雑な形状のコネクタを成形できないといった問題があった。
特開平０４－２６８０３３号公報 特開平１１－０３６０５５号公報 特開平０７－０１８３５４号公報
野村幸矢、「コネクタ用高性能銅合金条の技術動向と当社の開発戦略」、神戸製鋼技報Ｖｏｌ．５４Ｎｏ．１（２００４）ｐ．２－８ 掘茂徳、他２名、「Ｃｕ－Ｍｇ合金における粒界型析出」、伸銅技術研究会誌Ｖｏｌ．１９（１９８０）ｐ．１１５－１２４
　この発明は、前述した事情に鑑みてなされ、低ヤング率、高耐力、高導電性、及び優れた曲げ加工性を有し、端子、コネクタ、及びリレー等の電子電気部品に適した電子機器用銅合金、電子機器用銅合金の製造方法、及び電子機器用銅合金圧延材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、本発明者らは鋭意研究を行った結果、Ｃｕ－Ｍｇ合金を溶体化し、次いで急冷することによって作製されたＣｕ－Ｍｇ過飽和固溶体の加工硬化型銅合金は、低ヤング率、高耐力、高導電性、および、優れた曲げ加工性を有することが分かった。
　同様に、Ｃｕ－Ｍｇ―Ｚｎ合金を溶体化し、次いで急冷することによって作製されたＣｕ－Ｍｇ―Ｚｎ過飽和固溶体の加工硬化型銅合金は、低ヤング率、高耐力、高導電性、および、優れた曲げ加工性を有することも分かった。
　本発明は、かかる知見に基づいてなされ、以下の特徴を有する。
　本発明の電子機器用銅合金の第１の態様は、ＣｕとＭｇの２元系合金からなり、前記２元系合金は、Ｍｇを、３．３原子％以上６．９原子％以下の範囲で含み、残部がＣｕ及び不可避不純物のみからなり、
　Ｍｇの含有量をＡ原子％とすると、導電率σ（％ＩＡＣＳ）が以下の範囲内である。
　σ≦｛１．７２４１／（－０．０３４７×Ａ２＋０．６５６９×Ａ＋１．７）｝×１００
　本発明の電子機器用銅合金の第２の態様は、ＣｕとＭｇの２元系合金からなり、前記２元系合金は、Ｍｇを、３．３原子％以上６．９原子％以下の範囲で含み、残部がＣｕ及び不可避不純物のみからなり、
　粒径０．１μｍ以上の金属間化合物の平均個数は、１個／μｍ２以下である。
　本発明の電子機器用銅合金の第３の態様は、ＣｕとＭｇの２元系合金からなり、前記２元系合金は、Ｍｇを、３．３原子％以上６．９原子％以下の範囲で含み、残部がＣｕ及び不可避不純物のみからなり、
　Ｍｇの含有量をＡ原子％とすると、導電率σ（％ＩＡＣＳ）が、以下の範囲内であって、
　σ≦｛１．７２４１／（－０．０３４７×Ａ２＋０．６５６９×Ａ＋１．７）｝×１００
　さらに、粒径０．１μｍ以上の金属間化合物の平均個数は、１個／μｍ２以下である。
　電子機器用銅合金の第１の態様は、前記した特徴を有しているため、Ｍｇが母相中に過飽和に固溶したＣｕ－Ｍｇ過飽和固溶体である。
　電子機器用銅合金の第２の態様は、前記した特徴を有しているため、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過飽和固溶体である。
　電子機器用銅合金の第３の態様は、第１，２の態様の両者の特徴を有しているため、Ｍｇが母相中に過飽和に固溶したＣｕ－Ｍｇ過飽和固溶体である。
　このようなＣｕ－Ｍｇ過飽和固溶体からなる銅合金では、ヤング率が低くなる傾向にある。このため、例えば、オスタブがメス型端子のばね接触部を押し上げて挿入されるコネクタ等に前記銅合金が適用された場合、挿入時の接圧変動が抑制される。さらに、弾性限界が広いために容易に塑性変形するおそれがない。従って、電子機器用銅合金の第１～３の態様は、端子、コネクタ、及びリレー等の電子電気部品に特に適している。
　また、Ｍｇが過飽和に固溶しているため、母相中には、割れの起点となる粗大な金属間化合物が多く分散しておらず、優れた曲げ加工性が得られる。従って、電子機器用銅合金の第１～３の態様のいずれか１つを用いて、端子、コネクタ、及びリレー等の複雑な形状の電子電気部品等を成形できる。
　Ｍｇを過飽和に固溶させているため、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、Ｃｕ，Ｍｇ，及び不可避不純物からなるＣｕとＭｇの２元系合金からなるため、他の元素による導電率の低下が抑制され、導電率が比較的高くなる。
　なお、粒径０．１μｍ以上の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の条件で１０視野の観察を行って算出される。
　金属間化合物の粒径は、金属間化合物の長径と短径の平均値とする。なお、長径は、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であり、短径は、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である。
　電子機器用銅合金の第１～３の態様では、ヤング率Ｅが１２５ＧＰａ以下であり、０．２％耐力σ０．２が４００ＭＰａ以上であってもよい。
　この場合、弾性エネルギー係数（σ０．２ ２／２Ｅ）が高くなり、容易に塑性変形しなくなるため、端子、コネクタ、及びリレー等の電子電気部品に特に適している。
　本発明の電子機器用銅合金の製造方法の第１の態様は、上述の電子機器用銅合金の第１～３の態様のいずれか１つを製造する方法である。電子機器用銅合金の製造方法の第１の態様は、ＣｕとＭｇの２元系合金からなる銅素材を、５００℃以上９００℃以下の温度まで加熱する加熱工程と、加熱された前記銅素材を、２００℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で、２００℃以下の温度まで冷却する急冷工程と、急冷された前記銅素材を加工する加工工程とを備える。前記２元系合金は、Ｍｇを、３．３原子％以上６．９原子％以下の範囲で含み、残部がＣｕ及び不可避不純物のみからなる。
　この電子機器用銅合金の製造方法の第１の態様によれば、前記加熱工程の条件により、Ｍｇの溶体化を行うことができる。加熱温度が５００℃未満の場合、溶体化が不完全となり、母相中に金属間化合物が多く残存するおそれがある。加熱温度が９００℃を超える場合、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。従って、加熱温度を５００℃以上９００℃以下の範囲に設定している。
　前記急冷工程の条件により、冷却の過程で金属間化合物が析出することを抑制でき、銅素材をＣｕ－Ｍｇ過飽和固溶体とすることができる。
　前記加工工程により、加工硬化による強度向上を図ることができる。加工方法は、特に限定されない。例えば、最終形態が板や条である場合、圧延が採用される。最終形態が線や棒である場合、線引きや押出が採用される。最終形態がバルク形状である場合、鍛造やプレスが採用される。加工温度も特に限定されないが、析出が起こらないように、冷間または温間となる－２００℃から２００℃の範囲が好ましい。加工率は、最終形状に近づけるように適宜選択されるが、加工硬化を考慮する場合には、加工率は、２０％以上が好ましく、３０％以上がより好ましい。
　なお、加工工程の後に、いわゆる低温焼鈍を行ってもよい。この低温焼鈍によって、さらなる機械特性の向上を図ることが可能となる。
　本発明の電子機器用銅合金圧延材の第１の態様は、上述の電子機器用銅合金の第１～３の態様のいずれか１つからなり、ヤング率Ｅが１２５ＧＰａ以下であり、０．２％耐力σ０．２が４００ＭＰａ以上である。
　この電子機器用銅合金圧延材の第１の態様によれば、弾性エネルギー係数（σ０．２ ２／２Ｅ）が高く、容易に塑性変形しない。
　上述の電子機器用銅合金圧延材の第１の態様は、端子、コネクタ、又はリレーを構成する銅素材として使用されてもよい。
　本発明の電子機器用銅合金の第４の態様は、ＣｕとＭｇとＺｎの３元系合金からなり、前記３元系合金は、Ｍｇを、３．３原子％以上６．９原子％以下の範囲で含み、Ｚｎを、０．１原子％以上１０原子％以下の範囲で含み、残部がＣｕ及び不可避不純物のみからなり、
　Ｍｇの含有量をＡ原子％とし、Ｚｎの含有量をＢ原子％とすると、導電率σ（％ＩＡＣＳ）が、以下の範囲内である。
　σ≦｛１．７２４１／（Ｘ＋Ｙ＋１．７）｝×１００
　Ｘ＝－０．０３４７×Ａ２＋０．６５６９×Ａ
　Ｙ＝－０．００４１×Ｂ２＋０．２５０３×Ｂ
　本発明の電子機器用銅合金の第５の態様は、ＣｕとＭｇとＺｎの３元系合金からなり、前記３元系合金は、Ｍｇを、３．３原子％以上６．９原子％以下の範囲で含み、Ｚｎを、０．１原子％以上１０原子％以下の範囲で含み、残部がＣｕ及び不可避不純物のみからなり、
　粒径０．１μｍ以上の金属間化合物の平均個数は、１個／μｍ２以下である。
　本発明の電子機器用銅合金の第６の態様は、ＣｕとＭｇとＺｎの３元系合金からなり、前記３元系合金は、Ｍｇを、３．３原子％以上６．９原子％以下の範囲で含み、Ｚｎを、０．１原子％以上１０原子％以下の範囲で含み、残部がＣｕ及び不可避不純物のみからなり、
　Ｍｇの含有量をＡ原子％とし、Ｚｎの含有量をＢ原子％とすると、導電率σ（％ＩＡＣＳ）が、以下の範囲内であって、
　σ≦｛１．７２４１／（Ｘ＋Ｙ＋１．７）｝×１００
　Ｘ＝－０．０３４７×Ａ２＋０．６５６９×Ａ
　Ｙ＝－０．００４１×Ｂ２＋０．２５０３×Ｂ
　さらに、粒径０．１μｍ以上の金属間化合物の平均個数は、１個／μｍ２以下である。
　電子機器用銅合金の第４の態様は、前記した特徴を有しているため、Ｍｇが母相中に過飽和に固溶したＣｕ－Ｍｇ－Ｚｎ過飽和固溶体である。
　電子機器用銅合金の第５の態様は、前記した特徴を有しているため、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―Ｚｎ過飽和固溶体である。
　電子機器用銅合金の第６の態様は、第４，５の態様の両者の特徴を有しているため、Ｍｇが母相中に過飽和に固溶したＣｕ－Ｍｇ―Ｚｎ過飽和固溶体である。
　このようなＣｕ－Ｍｇ―Ｚｎ過飽和固溶体からなる銅合金では、ヤング率が低くなる傾向にある。このため、例えばオスタブがメス型端子のばね接触部を押し上げて挿入されるコネクタ等に前記銅合金が適用された場合、挿入時の接圧変動が抑制される。さらに、弾性限界が広いために容易に塑性変形するおそれがない。従って、電子機器用銅合金の第４～６の態様は、端子、コネクタやリレー等の電子電気部品に特に適している。
　また、Ｍｇが過飽和に固溶しているため、母相中には、割れの起点となる粗大な金属間化合物が多く分散されておらず、優れた曲げ加工性が得られる。従って、電子機器用銅合金の第４～６の態様のいずれか１つを用いて、端子、コネクタ、及びリレー等の複雑な形状の電子電気部品等を成形できる。
　Ｍｇを過飽和に固溶させているため、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、Ｍｇが固溶した銅合金にＺｎを固溶した場合には、ヤング率が上昇することなく、強度が大きく向上することになる。
　さらに、Ｃｕ，Ｍｇ，Ｚｎ，及び不可避不純物からなるＣｕとＭｇとＺｎの３元系合金からなるため、その他の元素による導電率の低下が抑制され、導電率が比較的高くなる。
　なお、粒径０．１μｍ以上の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の条件で１０視野の観察を行って算出される。
　金属間化合物の粒径は、金属間化合物の長径と短径の平均値とする。なお、長径は、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であり、短径は、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である。
　電子機器用銅合金の第４～６の態様では、ヤング率Ｅが１２５ＧＰａ以下であり、０．２％耐力σ０．２が４００ＭＰａ以上であってもよい。
　この場合、弾性エネルギー係数（σ０．２ ２／２Ｅ）が高くなり、容易に塑性変形しなくなるため、端子、コネクタ、及びリレー等の電子電気部品に特に適している。
　本発明の電子機器用銅合金の製造方法の第２の態様は、上述の電子機器用銅合金の第４～６の態様のいずれか１つを製造する方法である。電子機器用銅合金の製造方法の第２の態様は、ＣｕとＭｇとＺｎの３元系合金からなる銅素材を、５００℃以上９００℃以下の温度まで加熱する加熱工程と、加熱された前記銅素材を、２００℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で、２００℃以下の温度まで冷却する急冷工程と、急冷された前記銅素材を加工する加工工程とを備える。前記３元系合金は、Ｍｇを、３．３原子％以上６．９原子％以下の範囲で含み、Ｚｎを、０．１原子％以上１０原子％以下の範囲で含み、残部がＣｕ及び不可避不純物のみからなる。
　この電子機器用銅合金の製造方法の第２の態様によれば、前記加熱工程の条件により、ＭｇおよびＺｎの溶体化を行うことができる。加熱温度が５００℃未満の場合、溶体化が不完全となり、母相中に金属間化合物が多く残存するおそれがある。加熱温度が９００℃を超える場合、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。従って、加熱温度を５００℃以上９００℃以下の範囲に設定している。
　前記急冷工程の条件により、冷却の過程で金属間化合物が析出することを抑制でき、銅素材をＣｕ－Ｍｇ－Ｚｎ過飽和固溶体とすることができる。
　前記加工工程により、加工硬化による強度向上を図ることができる。加工方法は、特に限定されない。例えば、最終形態が板や条である場合、圧延が採用される。最終形態が線や棒である場合、線引きや押出が採用される。最終形態がバルク形状である場合、鍛造やプレスが採用される。加工温度も特に限定されないが、析出が起こらないように、冷間または温間となる－２００℃から２００℃の範囲が好ましい。加工率は、最終形状に近づけるように適宜選択されるが、加工硬化を考慮する場合には、加工率は、２０％以上が好ましく、３０％以上がより好ましい。
　なお、加工工程の後に、いわゆる低温焼鈍を行ってもよい。この低温焼鈍によって、さらなる機械特性の向上を図ることが可能となる。
　本発明の電子機器用銅合金圧延材の第２の態様は、上述の電子機器用銅合金の第４～６の態様のいずれか１つからなり、ヤング率Ｅが１２５ＧＰａ以下であり、０．２％耐力σ０．２が４００ＭＰａ以上である。
　この電子機器用銅合金圧延材の第２の態様によれば、弾性エネルギー係数（σ０．２ ２／２Ｅ）が高く、容易に塑性変形しない。
　上述の電子機器用銅合金圧延材の第２の態様は、端子、コネクタ、又はリレーを構成する銅素材として使用されてもよい。
　本発明の態様によれば、低ヤング率、高耐力、高導電性、及び優れた曲げ加工性を有し、端子、コネクタ、及びリレー等の電子電気部品に適した電子機器用銅合金、電子機器用銅合金の製造方法及び電子機器用銅合金圧延材を提供できる。
Ｃｕ－Ｍｇ系状態図である。 本実施形態の電子機器用銅合金の製造方法のフロー図である。 本発明例１－３の走査型電子顕微鏡により観察された写真であり、（ａ）は倍率１０，０００倍の写真であり、（ｂ）は倍率５０，０００倍の写真である。 比較例１－５の走査型電子顕微鏡により観察された写真であり、（ａ）は倍率１０，０００倍の写真であり、（ｂ）は倍率５０，０００倍の写真である。 本発明例２－６の走査型電子顕微鏡により観察された写真であり、（ａ）は倍率１０，０００倍の写真であり、（ｂ）は倍率５０，０００倍の写真である。 比較例２－７の走査型電子顕微鏡により観察された写真であり、（ａ）は倍率１０，０００倍の写真であり、（ｂ）は倍率５０，０００倍の写真である。
　以下に、本発明の一実施形態である電子機器用銅合金について説明する。
（第１の実施形態）
　本実施形態の電子機器用銅合金は、Ｍｇを、３．３原子％以上６．９原子％以下の範囲で含み、残部がＣｕ及び不可避不純物のみからなるＣｕとＭｇの２元系合金からなる。
　Ｍｇの含有量をＡ原子％とすると、導電率σ（％ＩＡＣＳ）が、以下の範囲内である。
　σ≦｛１．７２４１／（－０．０３４７×Ａ２＋０．６５６９×Ａ＋１．７）｝×１００
　走査型電子顕微鏡を用いた観察により測定される粒径０．１μｍ以上の金属間化合物の平均個数が、１個／μｍ２以下である。
　この電子機器用銅合金のヤング率Ｅは１２５ＧＰａ以下であり、０．２％耐力σ０．２は４００ＭＰａ以上である。
（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、ヤング率が低く抑えられ、かつ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％未満の場合、その作用効果が十分得られない。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。
　Ｍｇの含有量が少ないと、強度が十分に向上せず、かつヤング率を十分に低く抑えることができない場合がある。また、Ｍｇは活性元素であるため、過剰量のＭｇを含有する場合、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（銅合金中に混入する）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、Ｓｎ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ａｌ，Ａｇ，Ｍｎ，Ｂ，Ｐ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｂａ，希土類元素，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等が挙げられる。
　希土類元素は、Ｓｃ，Ｙ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｐｍ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｔｂ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ，Ｌｕから選択される１種以上である。
　これらの不可避不純物の含有量は、総量で０．３質量％以下であることが望ましい。
（導電率σ）
　ＣｕとＭｇの２元系合金において、Ｍｇの含有量をＡ原子％とすると、導電率σ（％ＩＡＣＳ）が、以下の範囲内である。
　σ≦｛１．７２４１／（－０．０３４７×Ａ２＋０．６５６９×Ａ＋１．７）｝×１００
　この場合、ＣｕとＭｇを主成分とする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が上記式の右辺の値を超える場合、ＣｕとＭｇを主成分とする金属間化合物が多量に存在し、かつそのサイズも比較的大きい。このため、曲げ加工性が大幅に劣化する。また、ＣｕとＭｇを主成分とする金属間化合物が生成し、かつＭｇの固溶量が少ないため、ヤング率も上昇してしまう。従って、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。
　上述の作用効果を確実に得るためには、導電率σ（％ＩＡＣＳ）が、以下の範囲内であることが好ましい。
　σ≦｛１．７２４１／（－０．０２９２×Ａ２＋０．６７９７×Ａ＋１．７）｝×１００
　この場合、ＣｕとＭｇを主成分とする金属間化合物が、より少量であり、このため、曲げ加工性がさらに向上する。
（組織）
　本実施形態の電子機器用銅合金においては、走査型電子顕微鏡で観察して測定される粒径０．１μｍ以上の金属間化合物の平均個数が、１個／μｍ２以下である。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。
　溶体化が不完全であったり、溶体化後に金属間化合物が析出する場合、サイズの大きい金属間化合物が多量に存在する。これら金属間化合物は、割れの起点となるため、サイズの大きい金属間化合物が多量に存在する銅合金では、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。また、ＣｕとＭｇを主成分とする金属間化合物の量が多い場合、ヤング率が上昇するため、好ましくない。
　組織を調査した結果、粒径０．１μｍ以上の金属間化合物の平均個数が、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か、あるいは金属間化合物の量が少量である場合、良好な曲げ加工性、及び低いヤング率が得られる。
　上述の作用効果を確実に得るためには、粒径０．０５μｍ以上の金属間化合物の平均個数が、１個／μｍ２以下であることが、より好ましい。
　金属間化合物の平均個数は、以下の方法により測定する。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の条件で１０視野の観察を行い、各視野における金属間化合物の個数（個／μｍ２）を測定する。そして、その平均値を算出する。
　金属間化合物の粒径は、金属間化合物の長径と短径の平均値とする。なお、長径は、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であり、短径は、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である。
　次に、上述した特徴を有する本実施形態の電子機器用銅合金を製造する方法について、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の原料としては、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、本実施形態の銅合金のリサイクル材及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％以上の銅、いわゆる４ＮＣｕであることが好ましい。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、不活性ガス雰囲気又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（銅素材）を製出する。量産を考慮した場合には、連続鋳造法又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（銅素材）の均質化及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が偏析して濃縮することにより発生した金属間化合物等が存在する。そこで、これらのＭｇの偏析及び金属間化合物等を消失又は低減させるために、鋳塊を５００℃以上９００℃以下の温度まで加熱する加熱処理を行う。これにより、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。なお、この加熱工程Ｓ０２は、非酸化性雰囲気又は還元性雰囲気中で実施することが好ましい。
（急冷工程Ｓ０３）
　そして、加熱工程Ｓ０２において５００℃以上９００℃以下の温度まで加熱された鋳塊を、２００℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で、２００℃以下の温度まで冷却する。この急冷工程Ｓ０３により、母相中に固溶したＭｇが金属間化合物として析出することが抑制される。これにより、粒径０．１μｍ以上の金属間化合物の平均個数が、１個／μｍ２以下の銅合金が得られる。
　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を実施してもよい。この場合、加工方法に特に限定はなく、例えば最終形態が板や条の場合には、圧延を採用できる。最終形態が線や棒の場合には、線引き、押出、溝圧延等を採用できる。最終形態がバルク形状の場合には、鍛造やプレスを採用できる。
（加工工程Ｓ０４）
　加熱工程Ｓ０２及び急冷工程Ｓ０３を経た鋳塊を必要に応じて切断する。また、加熱工程Ｓ０２及び急冷工程Ｓ０３等で生成された酸化膜等を除去するために、必要に応じて鋳塊の表面研削を行う。そして、所定の形状を有するように、鋳塊を加工する。
　ここで、加工方法に特に限定はなく、例えば最終形態が板や条の場合には、圧延を採用できる。最終形態が線や棒の場合には、線引き、押出、溝圧延を採用できる。最終形態がバルク形状の場合には、鍛造やプレスを採用できる。
　なお、この加工工程Ｓ０４における温度条件は、特に限定はないが、冷間又は温間加工となる－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。加工硬化によって強度を向上させるためには、加工率を２０％以上とすることが好ましい。また。更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。
　図２に示すように、上述の加熱工程Ｓ０２、急冷工程Ｓ０３、加工工程Ｓ０４を繰り返し実施してもよい。ここで、２回目以降の加熱工程Ｓ０２は、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する。また、鋳塊ではなく、加工材が対象（銅素材）となる。
（熱処理工程Ｓ０５）
　次に、加工工程Ｓ０４によって得られた加工材に対して、低温焼鈍硬化を行うために、又は、残留ひずみの除去のために、熱処理を実施することが好ましい。この熱処理条件は、製出される製品（銅合金）に求められる特性に応じて適宜設定される。
　なお、この熱処理工程Ｓ０５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２００℃で１分～１時間程度、３００℃で１秒～１分程度とすることが好ましい。冷却速度は２００℃／ｍｉｎ以上とすることが好ましい。
　また、熱処理方法は、特に限定されないが、１００～５００℃で０．１秒～２４時間の熱処理を、非酸化性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、特に限定されないが、水焼入などのように、冷却速度が２００℃／ｍｉｎ以上となる方法が好ましい。
　さらに、上述の加工工程Ｓ０４と熱処理工程Ｓ０５とを、繰り返し実施してもよい。
　このようにして、本実施形態の電子機器用銅合金が製出される。なお、加工工程Ｓ０４において、加工方法として圧延を採用した場合、最終形態が板や条の電子機器用銅合金が製出される。この電子機器用銅合金を電子機器用銅合金圧延材とも言う。
　製造された本実施形態の電子機器用銅合金は、１２５ＧＰａ以下のヤング率Ｅと、４００ＭＰａ以上の０．２％耐力σ０．２を有する。
　またＭｇの含有量をＡ原子％とすると、導電率σ（％ＩＡＣＳ）は、以下の範囲内である。
　σ≦｛１．７２４１／（－０．０３４７×Ａ２＋０．６５６９×Ａ＋１．７）｝×１００
　製造された本実施形態の電子機器用銅合金は、ＣｕとＭｇの２元系合金からなり、Ｍｇを、固溶限度以上の３．３原子％以上６．９原子％以下の範囲で含有する。また、粒径０．１μｍ以上の金属間化合物の平均個数が、１個／μｍ２以下である。
　すなわち、本実施形態の電子機器用銅合金は、Ｍｇが母相中に過飽和に固溶したＣｕ－Ｍｇ過飽和固溶体からなる。
　このようなＣｕ－Ｍｇ過飽和固溶体からなる銅合金では、ヤング率が低くなる傾向にある。このため、例えばオスタブがメス型端子のばね接触部を押し上げて挿入されるコネクタ等に本実施形態の電子機器用銅合金が適用された場合、挿入時の接圧変動が抑制される。さらに、弾性限界が広いために容易に塑性変形するおそれがない。従って、本実施形態の電子機器用銅合金は、端子、コネクタ、及びリレー等の電子電気部品に特に適している。
　また、Ｍｇが過飽和に固溶していることから、母相中には、曲げ加工の際に割れの起点となる粗大な金属間化合物が多く分散されていない。このため、曲げ加工性が向上する。従って、端子、コネクタ、及びリレー等の複雑な形状の電子電気部品を成形することが可能となる。
　Ｍｇを過飽和に固溶させているため、加工硬化させることによって、強度が向上し、比較的高い強度を有することが可能となる。
　Ｃｕ，Ｍｇ，及び不可避不純物からなるＣｕとＭｇの２元系合金からなるため、他の元素による導電率の低下が抑制され、導電率を比較的高くすることができる。
　本実施形態の電子機器用銅合金においては、ヤング率Ｅが１２５ＧＰａ以下、０．２％耐力σ０．２が４００ＭＰａ以上であるため、弾性エネルギー係数（σ０．２ ２／２Ｅ）が高くなる。これにより、容易に塑性変形しなくなるため、端子、コネクタ、及びリレー等の電子電気部品に特に適している。
　本実施形態の電子機器用銅合金の製造方法によれば、上述の組成のＣｕとＭｇの２元系合金からなる鋳塊または加工材を５００℃以上９００℃以下の温度まで加熱する加熱工程Ｓ０２により、Ｍｇの溶体化を行うことができる。
　加熱工程Ｓ０２によって加熱された鋳塊または加工材を、２００℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で２００℃以下の温度まで冷却する急冷工程Ｓ０３により、冷却の過程で金属間化合物が析出することを抑制できる。このため、急冷後の鋳塊または加工材をＣｕ－Ｍｇ過飽和固溶体とすることができる。
　急冷材（Ｃｕ－Ｍｇ過飽和固溶体）に対して加工を行う加工工程Ｓ０４により、加工硬化による強度向上を図ることができる。
　また、加工工程Ｓ０４の後に、低温焼鈍硬化を行うために、又は、残留ひずみの除去のために、熱処理工程Ｓ０５を実施する場合、更なる機械特性の向上を図ることが可能となる。
　上述のように、本実施形態によれば、低ヤング率、高耐力、高導電性、及び優れた曲げ加工性を有し、端子、コネクタ、及びリレー等の電子電気部品に適した電子機器用銅合金を提供できる。
（第２の実施形態）
　本実施形態である電子機器用銅合金は、Ｍｇを、３．３原子％以上６．９原子％以下の範囲で含み、Ｚｎを、０．１原子％以上１０原子％以下の範囲で含み、残部がＣｕ及び不可避不純物のみからなるＣｕとＭｇとＺｎの３元系合金からなる。
　Ｍｇの含有量をＡ原子％とし、Ｚｎの含有量をＢ原子％とすると、導電率σ（％ＩＡＣＳ）が以下の範囲内である。
　σ≦｛１．７２４１／（Ｘ＋Ｙ＋１．７）｝×１００
　Ｘ＝－０．０３４７×Ａ２＋０．６５６９×Ａ
　Ｙ＝－０．００４１×Ｂ２＋０．２５０３×Ｂ
　走査型電子顕微鏡を用いた観察により測定される粒径０．１μｍ以上の金属間化合物の平均個数が、１個／μｍ２以下である。
　この電子機器用銅合金のヤング率Ｅは１２５ＧＰａ以下であり、０．２％耐力σ０．２は４００ＭＰａ以上である。
（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、ヤング率が低く抑えられ、かつ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％未満の場合、その作用効果が十分得られない。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。
　Ｍｇの含有量が少ないと、強度が十分に向上せず、かつヤング率を十分に低く抑えることができない場合がある。また、Ｍｇは活性元素であるため、過剰量のＭｇを含有する場合、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（銅合金中に混入する）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。
　Ｚｎは、Ｍｇを固溶した銅合金に固溶されることで、ヤング率が上昇することなく強度を向上させる作用を有する元素である。
　Ｚｎの含有量が０．１原子％未満の場合、その作用効果が十分得られない。Ｚｎの含有量が１０原子％を超える場合、溶体化のために熱処理を行った際に、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。また、耐応力腐食割れ性も低下する。
　このような理由から、Ｚｎの含有量を、０．１原子％以上１０原子％以下に設定している。
　なお、不可避不純物としては、Ｓｎ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ａｌ，Ａｇ，Ｍｎ，Ｂ，Ｐ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｂａ，希土類元素，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等が挙げられる。
　希土類元素は、Ｓｃ，Ｙ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｐｍ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｔｂ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ，Ｌｕから選択される１種以上である。
　これらの不可避不純物の含有量は、総量で０．３質量％以下であることが望ましい。
（導電率σ）
　ＣｕとＭｇとＺｎの３元系合金において、Ｍｇの含有量をＡ原子％とし、Ｚｎの含有量をＢ原子％とすると、導電率σが、以下の範囲内である。
　σ≦｛１．７２４１／（Ｘ＋Ｙ＋１．７）｝×１００
　Ｘ＝－０．０３４７×Ａ２＋０．６５６９×Ａ
　Ｙ＝－０．００４１×Ｂ２＋０．２５０３×Ｂ
　この場合、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が上記式の右辺の値を超える場合、金属間化合物が多量に存在し、かつそのサイズも比較的大きい。このため、曲げ加工性が大幅に劣化する。また、金属間化合物が生成し、かつＭｇの固溶量が少ないため、ヤング率も上昇してしまう。従って、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。
　上述の作用効果を確実に得るためには、導電率σ（％ＩＡＣＳ）が、以下の範囲内であることが好ましい。
　σ≦｛１．７２４１／（Ｘ’＋Ｙ’＋１．７）｝×１００
　Ｘ’＝－０．０２９２×Ａ２＋０．６７９７×Ａ
　Ｙ’＝－０．００３８×Ｂ２＋０．２４８８×Ｂ
　この場合、金属間化合物が、より少量であり、このため、曲げ加工性がさらに向上する。
（組織）
　本実施形態の電子機器用銅合金においては、走査型電子顕微鏡で観察して測定される粒径０．１μｍ以上の金属間化合物の平均個数が、１個／μｍ２以下である。すなわち、金属間化合物がほとんど析出しておらず、Ｍｇ及びＺｎが母相中に固溶している。
　溶体化が不完全であったり、溶体化後に金属間化合物が析出する場合、サイズの大きい金属間化合物が多量に存在する。これら金属間化合物は、割れの起点となるため、サイズの大きい金属間化合物が多量に存在する銅合金では、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。また、金属間化合物の量が多い場合、ヤング率が上昇するため、好ましくない。
　組織を調査した結果、粒径０．１μｍ以上の金属間化合物の平均個数が、１個／μｍ２以下の場合、すなわち金属間化合物が存在しないか、あるいは金属間化合物の量が少量である場合、良好な曲げ加工性、及び低いヤング率が得られる。
　上述の作用効果を確実に得るためには、粒径０．０５μｍ以上の金属間化合物の平均個数が、１個／μｍ２以下であることが、より好ましい。
　金属間化合物の平均個数は、以下の方法により測定する。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の条件で１０視野の観察を行い、各視野における金属間化合物の個数（個／μｍ２）を測定する。そして、その平均値を算出する。
　金属間化合物の粒径は、金属間化合物の長径と短径の平均値とする。なお、長径は、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であり、短径は、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である。
　次に、上述した特徴を有する本実施形態の電子機器用銅合金を製造する方法について、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，Ｚｎの原料としては、Ｍｇ単体、Ｚｎ単体、及びＣｕ－Ｍｇ母合金等を用いることができる。また、Ｍｇ，Ｚｎを含む原料を銅原料とともに溶解してもよい。また、本実施形態の銅合金のリサイクル材及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％以上の銅、いわゆる４ＮＣｕであることが好ましい。また、溶解工程では、Ｍｇ，Ｚｎの酸化を抑制するために、真空炉を用いることが好ましく、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ることが、より好ましい。
　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（銅素材）を製出する。量産を考慮した場合には、連続鋳造法又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（銅素材）の均質化及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，Ｚｎが偏析して濃縮することにより発生した金属間化合物等が存在する。そこで、これらのＭｇ，Ｚｎの偏析及び金属間化合物等を消失又は低減させるために、鋳塊を５００℃以上９００℃以下の温度まで加熱する加熱処理を行う。これにより、鋳塊内において、Ｍｇ，Ｚｎを均質に拡散させたり、Ｍｇ，Ｚｎを母相中に固溶させたりする。なお、この加熱工程Ｓ０２は、非酸化性雰囲気又は還元性雰囲気中で実施することが好ましい。
（急冷工程Ｓ０３）
　そして、加熱工程Ｓ０２において５００℃以上９００℃以下の温度まで加熱された鋳塊を、２００℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で、２００℃以下の温度まで冷却する。この急冷工程Ｓ０３により、母相中に固溶したＭｇ，Ｚｎが金属間化合物として析出することが抑制される。これにより、粒径０．１μｍ以上の金属間化合物の平均個数が、１個／μｍ２以下の銅合金が得られる。
　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を実施してもよい。この場合、加工方法に特に限定はなく、例えば最終形態が板や条の場合には、圧延を採用できる。最終形態が線や棒の場合には、線引き、押出、溝圧延等を採用できる。最終形態がバルク形状の場合には、鍛造やプレスを採用できる。
（加工工程Ｓ０４）
　加熱工程Ｓ０２及び急冷工程Ｓ０３を経た鋳塊を必要に応じて切断する。また、加熱工程Ｓ０２及び急冷工程Ｓ０３等で生成された酸化膜等を除去するために、必要に応じて鋳塊の表面研削を行う。そして、所定の形状を有するように、鋳塊を加工する。
　ここで、加工方法に特に限定はなく、例えば最終形態が板や条の場合には、圧延を採用できる。最終形態が線や棒の場合には、線引き、押出、溝圧延を採用できる。最終形態がバルク形状の場合には、鍛造やプレスを採用できる。
　なお、この加工工程Ｓ０４における温度条件は、特に限定はないが、冷間又は温間加工となる－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。加工硬化によって強度を向上させるためには、加工率を２０％以上とすることが好ましい。また。更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。
　図２に示すように、上述の加熱工程Ｓ０２、急冷工程Ｓ０３、加工工程Ｓ０４を繰り返し実施してもよい。ここで、２回目以降の加熱工程Ｓ０２は、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する。また、鋳塊ではなく、加工材が対象（銅素材）となる。
（熱処理工程Ｓ０５）
　次に、加工工程Ｓ０４によって得られた加工材に対して、低温焼鈍硬化を行うために、又は、残留ひずみの除去のために、熱処理を実施することが好ましい。この熱処理条件は、製出される製品（銅合金）に求められる特性に応じて適宜設定される。
　なお、この熱処理工程Ｓ０５においては、溶体化されたＭｇ，Ｚｎ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２００℃で１分～１時間程度、３００℃で１秒～１分程度とすることが好ましい。冷却速度は２００℃／ｍｉｎ以上とすることが好ましい。
　また、熱処理方法は、特に限定されないが、１００～５００℃で０．１秒～２４時間の熱処理を、非酸化性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、特に限定されないが、水焼入などのように、冷却速度が２００℃／ｍｉｎ以上となる方法が好ましい。
　さらに、上述の加工工程Ｓ０４と熱処理工程Ｓ０５とを、繰り返し実施してもよい。
　このようにして、本実施形態の電子機器用銅合金が製出される。なお、加工工程Ｓ０４において、加工方法として圧延を採用した場合、最終形態が板や条の電子機器用銅合金が製出される。この電子機器用銅合金を電子機器用銅合金圧延材とも言う。
　製造された本実施形態の電子機器用銅合金は、１２５ＧＰａ以下のヤング率Ｅと、４００ＭＰａ以上の０．２％耐力σ０．２を有する。
　また、Ｍｇの含有量をＡ原子％とし、Ｚｎの含有量をＢ原子％とすると、導電率σ（％ＩＡＣＳ）は、以下の範囲内である。
　σ≦｛１．７２４１／（Ｘ＋Ｙ＋１．７）｝×１００
　Ｘ＝－０．０３４７×Ａ２＋０．６５６９×Ａ
　Ｙ＝－０．００４１×Ｂ２＋０．２５０３×Ｂ
　製造された本実施形態の電子機器用銅合金は、ＣｕとＭｇとＺｎの３元系合金からなり、Ｍｇを、固溶限度以上の３．３原子％以上６．９原子％以下の範囲で含有する。また、粒径０．１μｍ以上の金属間化合物の平均個数が、１個／μｍ２以下である。
　すなわち、本実施形態の電子機器用銅合金は、Ｍｇが母相中に過飽和に固溶したＣｕ－Ｍｇ－Ｚｎ過飽和固溶体からなる。
　このようなＣｕ－Ｍｇ－Ｚｎ過飽和固溶体からなる銅合金では、ヤング率が低くなる傾向にある。このため、例えばオスタブがメス型端子のばね接触部を押し上げて挿入されるコネクタ等に本実施形態の電子機器用銅合金が適用された場合、挿入時の接圧変動が抑制される。さらに、弾性限界が広いために容易に塑性変形するおそれがない。従って、本実施形態の電子機器用銅合金は、端子、コネクタ、及びリレー等の電子電気部品に特に適している。
　また、Ｍｇが過飽和に固溶していることから、母相中には、曲げ加工の際に割れの起点となる粗大な金属間化合物が多く分散されていない。このため、曲げ加工性が向上する。従って、端子、コネクタ、及びリレー等の複雑な形状の電子電気部品を成形することが可能となる。
　Ｍｇを過飽和に固溶させているため、加工硬化させることによって、強度が向上し、比較的高い強度を有することが可能となる。
　また、Ｍｇが固溶された銅合金に、さらにＺｎを固溶させているので、ヤング率を上昇させることなく、強度の向上を図ることができる。
　Ｃｕ，Ｍｇ，Ｚｎ，及び不可避不純物からなるＣｕとＭｇとＺｎの３元系合金からなるため、他の元素による導電率の低下が抑制され、導電率を比較的高くすることができる。
　本実施形態の電子機器用銅合金においては、ヤング率Ｅが１２５ＧＰａ以下、０．２％耐力σ０．２が４００ＭＰａ以上であるため、弾性エネルギー係数（σ０．２ ２／２Ｅ）が高くなる。これにより、容易に塑性変形しなくなるため、端子、コネクタ、及びリレー等の電子電気部品に特に適している。
　本実施形態の電子機器用銅合金の製造方法によれば、上述の組成のＣｕとＭｇとＺｎの３元系合金からなる鋳塊または加工材を５００℃以上９００℃以下の温度まで加熱する加熱工程Ｓ０２により、Ｍｇ及びＺｎの溶体化を行うことができる。
　加熱工程Ｓ０２によって加熱された鋳塊または加工材を、２００℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で２００℃以下の温度まで冷却する急冷工程Ｓ０３により、冷却の過程で金属間化合物が析出することを抑制できる。このため、急冷後の鋳塊または加工材をＣｕ－Ｍｇ－Ｚｎ過飽和固溶体とすることができる。
　急冷材（Ｃｕ－Ｍｇ－Ｚｎ過飽和固溶体）に対して加工を行う加工工程Ｓ０４により、加工硬化による強度向上を図ることができる。
　また、加工工程Ｓ０４の後に、低温焼鈍硬化を行うために、又は、残留ひずみの除去のために、熱処理工程Ｓ０５を実施する場合、更なる機械特性の向上を図ることが可能となる。
　上述のように、本実施形態によれば、低ヤング率、高耐力、高導電性、及び優れた曲げ加工性を有し、端子、コネクタ、及びリレー等の電子電気部品に適した電子機器用銅合金を提供できる。
　以上、本発明の実施形態である電子機器用銅合金、電子機器用銅合金の製造方法、及び電子機器用銅合金圧延材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、電子機器用銅合金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。
　以下に、本実施形態の効果を確認するための確認実験の結果について説明する。
（実施例１）
　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た。この銅原料を高純度グラファイト坩堝内に装入して、Ａｒガス雰囲気の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に示された成分組成に調製し、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２０ｍｍ×幅約２０ｍｍ×長さ約１００～１２０ｍｍとした。また、表１に示された成分組成の残部は、銅及び不可避不純物である。
　得られた鋳塊に対して、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、次いで、水焼き入れを実施した。
　熱処理後の鋳塊を切断し、次いで酸化被膜を除去するために表面研削を実施した。その後、表１に記載された加工率で冷間圧延を実施し、厚さ約０．５ｍｍ×幅約２０ｍｍの条材を製出した。
　得られた条材に対して、表１に記載された条件で熱処理を実施し、特性評価用条材を作製した。
（加工性評価）
　加工性の評価として、冷間圧延時における耳割れ（cracked edge）の有無を観察した。目視で耳割れが全く或いはほとんど認められなかった場合をＡ（Excellent）とし、長さ１ｍｍ未満の小さな耳割れが発生した場合をＢ（Good）とし、長さ１ｍｍ以上３ｍｍ未満の耳割れが発生した場合をＣ（Fair）とし、長さ３ｍｍ以上の大きな耳割れが発生した場合をＤ（Bad）とし、耳割れに起因して圧延途中で破断した場合をＥ（Very Bad）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。
　前述の特性評価用条材を用いて、機械的特性及び導電率を測定した。また、曲げ加工性の評価及び組織観察を行った。
（機械的特性）　
　特性評価用条材からＪＩＳ　Ｚ　２２０１に規定される１３Ｂ号試験片を採取した。この試験片は、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平行になるように採取した。
　ＪＩＳ　Ｚ　２２４１のオフセット法により、０．２％耐力σ０．２を測定した。
　前述の試験片にひずみゲージを貼り付け、荷重、伸びを測定し、それから得られる応力－ひずみ曲線の勾配からヤング率Ｅを求めた。
（導電率）　
　特性評価用条材から幅１０ｍｍ×長さ６０ｍｍの試験片を採取した。この試験片は、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。
　４端子法によって試験片の電気抵抗を求めた。また、マイクロメータを用いて試験片の寸法を測定し、試験片の体積を算出した。そして、測定された電気抵抗値と体積から、導電率を算出した。
（曲げ加工性）
　ＪＢＭＡ（日本伸銅協会技術標準）Ｔ３０７の３試験方法に準拠して曲げ加工を行った。詳細には、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た。この試験片に対して、曲げ角度が９０度、曲げ半径が０．５ｍｍ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、破断した場合はＤ（Bad）、一部のみ破断が起きた場合はＣ（Fair）、破断が起きず微細な割れのみが生じた場合はＢ（good）、破断や微細な割れを確認できない場合をＡ（Excellent）として判定を行った。
（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。そして、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、金属間化合物の密度（平均個数）（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、５万倍の倍率で、連続した１０視野（約４．８μｍ２／視野）の撮影を行った。
　金属間化合物の長径と短径の平均値を金属間化合物の粒径とした。なお、金属間化合物の長径とは、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であり、短径とは、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である。
　そして、粒径０．１μｍ以上の金属間化合物の密度（平均個数）（個／μｍ２）及び粒径０．０５μｍ以上の金属間化合物の密度（平均個数）（個／μｍ２）を求めた。
　表１，２は、製造条件及び評価結果を示す。また、上述の組織観察の一例として、本発明例１－３及び比較例１－５のＳＥＭ観察写真を図３，図４にそれぞれ示す。
　なお、表２に記載の導電率上限は、以下の式により算出された値であり、式中のＡは、Ｍｇの含有量（原子％）を示す。
　（導電率上限）＝｛１．７２４１／（－０．０３４７×Ａ２＋０．６５６９×Ａ＋１．７）｝×１００
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　比較例１－１は、Ｍｇの含有量が第１の実施形態で規定された範囲よりも低く、ヤング率が１２７ＧＰａと比較的高いままであった。
　比較例１－２，１－３は、Ｍｇの含有量が第１の実施形態で規定された範囲よりも高く、冷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できなかった。
　比較例１－４は、Ｎｉ，Ｓｉ，Ｚｎ，Ｓｎを含有する銅合金、いわゆるコルソン合金の例である。比較例１－４では、溶体化のための加熱工程の温度を９８０℃とし、熱処理条件を４００℃×４ｈとして、金属間化合物の析出処理を行っている。この比較例１－４においては、耳割れの発生が抑制され、析出物が微細であった。このため、良好な曲げ加工性が確保されていた。しかしながら、ヤング率が１３１ＧＰａと高いことが確認された。
　比較例１－５は、Ｍｇの含有量が第１の実施形態で規定された範囲内であるが、導電率及び金属間化合物の個数が第１の実施形態で規定された範囲から外れている。この比較例１－５は、曲げ加工性に劣ることが確認される。この曲げ加工性の劣化は、粗大な金属間化合物が割れの起点になるためであると推測される。
　これに対して、本発明例１－１～１－１０においては、いずれもヤング率が１１５ＧＰａ以下と低く、弾力性に優れている。また、同一の組成を有し、異なる加工率で製造された本発明例１－３、１－８～１－１０を比較すると、加工率を上昇させることにより、０．２％耐力を向上させることが可能であることが確認される。
（実施例２）
　表３に示された成分組成に調製する以外は、実施例１と同様の方法により、鋳塊を製出した。なお、表３に示された成分組成の残部は、銅及び不可避不純物である。そして表３に記載の条件で、加熱工程、加工工程、熱処理工程を行う以外は、実施例１と同様の方法により、特性評価用条材を作製した。
　実施例１と同様の方法により、特性評価用条材の特性を評価した。
　表３，４は、製造条件及び評価結果を示す。また、上述の組織観察の一例として、本発明例２－６および比較例２－７のＳＥＭ観察写真を図５、図６にそれぞれ示す。
　なお、表４に記載の導電率上限は、以下の式により算出された値であり、式中のＡは、Ｍｇの含有量（原子％）を示し、Ｂは、Ｚｎの含有量（原子％）を示す。
　（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
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　比較例２－１、２－２は、Ｍｇの含有量およびＺｎの含有量が第２の実施形態で規定された範囲よりも低く、ヤング率が１２７ＧＰａ，１２６ＧＰａと高い値を示した。
　比較例２－３～２－５は、Ｚｎの含有量が第２の実施形態で規定された範囲よりも高い。また、比較例２－６は、Ｍｇの含有量が第２の実施形態で規定された範囲よりも高い。これら比較例２－３～２－６においては、冷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できなかった。
　比較例２－７は、Ｍｇの含有量及びＺｎの含有量が第２の実施形態で規定された範囲内であるが、導電率及び金属間化合物の個数が第２の実施形態で規定された範囲から外れている。この比較例２－７は、曲げ加工性に劣ることが確認される。この曲げ加工性の劣化は、粗大な金属間化合物が割れの起点になるためであると推測される。
　比較例２－８は、Ｎｉ，Ｓｉ，Ｚｎ，Ｓｎを含有する銅合金、いわゆるコルソン合金の例である。比較例２－８では、溶体化のための加熱工程の温度を９８０℃とし、熱処理条件を４００℃×４ｈとして、金属間化合物の析出処理を行っている。この比較例２－８においては、耳割れの発生が抑制され、析出物が微細であった。このため、良好な曲げ加工性が確保されていた。しかしながら、ヤング率が１３１ＧＰａと高いことが確認された。
　これに対して、本発明例２－１～２－１２においては、いずれもヤング率が１１２ＧＰａ以下と低く、弾力性に優れている。また、同一の組成を有し、異なる加工率で製造された本発明例２－６、２－１０～２－１２を比較すると、加工率を上昇させることにより、０．２％耐力を向上させることが可能であることが確認される。
　以上のことから、本発明例によれば、低ヤング率、高耐力、高導電性、及び優れた曲げ加工性を有し、端子、コネクタ、及びリレー等の電子電気部品に適した電子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。
　本実施形態の電子機器用銅合金は、低ヤング率、高耐力、高導電性、及び優れた曲げ加工性を有する。このため、端子、コネクタ、及びリレー等の電子電気部品に好適に適応される。
　Ｓ０２　加熱工程、Ｓ０３　急冷工程、Ｓ０４　加工工程。

Claims (14)

  1. 　ＣｕとＭｇの２元系合金からなり、
    　前記２元系合金は、Ｍｇを、３．３原子％以上６．９原子％以下の範囲で含み、残部がＣｕ及び不可避不純物のみからなり、
    　Ｍｇの含有量をＡ原子％とすると、導電率σ（％ＩＡＣＳ）が以下の範囲内であることを特徴とする電子機器用銅合金。
    　σ≦｛１．７２４１／（－０．０３４７×Ａ２＋０．６５６９×Ａ＋１．７）｝×１００
  2. 　ＣｕとＭｇの２元系合金からなり、
    　前記２元系合金は、Ｍｇを、３．３原子％以上６．９原子％以下の範囲で含み、残部がＣｕ及び不可避不純物のみからなり、
    　粒径０．１μｍ以上の金属間化合物の平均個数が、１個／μｍ２以下であることを特徴とする電子機器用銅合金。
  3. 　ＣｕとＭｇの２元系合金からなり、
    　前記２元系合金は、Ｍｇを、３．３原子％以上６．９原子％以下の範囲で含み、残部がＣｕ及び不可避不純物のみからなり、
    　Ｍｇの含有量をＡ原子％とすると、導電率σ（％ＩＡＣＳ）が、以下の範囲内であり、
    　σ≦｛１．７２４１／（－０．０３４７×Ａ２＋０．６５６９×Ａ＋１．７）｝×１００
    　粒径０．１μｍ以上の金属間化合物の平均個数が、１個／μｍ２以下であることを特徴とする電子機器用銅合金。
  4. 　ヤング率Ｅが１２５ＧＰａ以下であり、０．２％耐力σ０．２が４００ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１～３のいずれか一項に記載の電子機器用銅合金。
  5. 　ＣｕとＭｇの２元系合金からなる銅素材を、５００℃以上９００℃以下の温度まで加熱する加熱工程と、
    　加熱された前記銅素材を、２００℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で、２００℃以下の温度まで冷却する急冷工程と、
    　急冷された前記銅素材を加工する加工工程とを備え、
    　前記２元系合金は、Ｍｇを、３．３原子％以上６．９原子％以下の範囲で含み、残部がＣｕ及び不可避不純物のみからなることを特徴とする請求項１～３のいずれか一項に記載の電子機器用銅合金の製造方法。
  6. 　請求項４に記載の電子機器用銅合金からなることを特徴とする電子機器用銅合金圧延材。
  7. 　端子、コネクタ、又はリレーを構成する銅素材として使用されることを特徴とする請求項６に記載の電子機器用銅合金圧延材。
  8. 　ＣｕとＭｇとＺｎの３元系合金からなり、
    　前記３元系合金は、Ｍｇを、３．３原子％以上６．９原子％以下の範囲で含み、Ｚｎを、０．１原子％以上１０原子％以下の範囲で含み、残部がＣｕ及び不可避不純物のみからなり、
    　Ｍｇの含有量をＡ原子％とし、Ｚｎの含有量をＢ原子％とすると、導電率σ（％ＩＡＣＳ）が、以下の範囲内であることを特徴とする電子機器用銅合金。
    　σ≦｛１．７２４１／（Ｘ＋Ｙ＋１．７）｝×１００
    　Ｘ＝－０．０３４７×Ａ２＋０．６５６９×Ａ
    　Ｙ＝－０．００４１×Ｂ２＋０．２５０３×Ｂ
  9. 　ＣｕとＭｇとＺｎの３元系合金からなり、
    　前記３元系合金は、Ｍｇを、３．３原子％以上６．９原子％以下の範囲で含み、Ｚｎを、０．１原子％以上１０原子％以下の範囲で含み、残部がＣｕ及び不可避不純物のみからなり、
    　粒径０．１μｍ以上の金属間化合物の平均個数が、１個／μｍ２以下であることを特徴とする電子機器用銅合金。
  10. 　ＣｕとＭｇとＺｎの３元系合金からなり、
    　前記３元系合金は、Ｍｇを、３．３原子％以上６．９原子％以下の範囲で含み、Ｚｎを、０．１原子％以上１０原子％以下の範囲で含み、残部がＣｕ及び不可避不純物のみからなり、
    　Ｍｇの含有量をＡ原子％とし、Ｚｎの含有量をＢ原子％とすると、導電率σ（％ＩＡＣＳ）が、以下の範囲内であり、
    　σ≦｛１．７２４１／（Ｘ＋Ｙ＋１．７）｝×１００
    　Ｘ＝－０．０３４７×Ａ２＋０．６５６９×Ａ
    　Ｙ＝－０．００４１×Ｂ２＋０．２５０３×Ｂ
    　粒径０．１μｍ以上の金属間化合物の平均個数が、１個／μｍ２以下であることを特徴とする電子機器用銅合金。
  11. 　ヤング率Ｅが１２５ＧＰａ以下であり、０．２％耐力σ０．２が４００ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項８～１０のいずれか一項に記載の電子機器用銅合金。
  12. 　ＣｕとＭｇとＺｎの３元系合金からなる銅素材を、５００℃以上９００℃以下の温度まで加熱する加熱工程と、
    　加熱された前記銅素材を、２００℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で、２００℃以下の温度まで冷却する急冷工程と、
    　急冷された前記銅素材を加工する加工工程とを備え、
    　前記３元系合金は、Ｍｇを、３．３原子％以上６．９原子％以下の範囲で含み、Ｚｎを、０．１原子％以上１０原子％以下の範囲で含み、残部がＣｕ及び不可避不純物のみからなることを特徴とする請求項８～１０のいずれか一項に記載の電子機器用銅合金の製造方法。
  13. 　請求項１１の電子機器用銅合金からなることを特徴とする電子機器用銅合金圧延材。
  14. 　端子、コネクタ、又はリレーを構成する銅素材として使用されることを特徴とする請求項１３に記載の電子機器用銅合金圧延材。
PCT/JP2011/061036 2010-05-14 2011-05-13 電子機器用銅合金、電子機器用銅合金の製造方法、及び電子機器用銅合金圧延材 WO2011142450A1 (ja)

Priority Applications (9)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020127025942A KR101369693B1 (ko) 2010-05-14 2011-05-13 전자 기기용 구리 합금, 전자 기기용 구리 합금의 제조 방법, 및 전자 기기용 구리 합금 압연재
CN201180018491.7A CN102822363B (zh) 2010-05-14 2011-05-13 电子器件用铜合金及其制造方法及电子器件用铜合金轧材
EP15193147.4A EP3009523B1 (en) 2010-05-14 2011-05-13 Copper alloy for electronic device, method for producing it, and rolled material from it
EP15175001.5A EP2952595B1 (en) 2010-05-14 2011-05-13 Copper alloy and material rolled thereof for electronic device and method for producing this alloy
SG2012078978A SG185024A1 (en) 2010-05-14 2011-05-13 Copper alloy for electronic device, method for producing copper alloy for electronic device, and copper alloy rolled material for electronic device
US13/695,666 US10056165B2 (en) 2010-05-14 2011-05-13 Copper alloy for electronic device, method for producing copper alloy for electronic device, and copper alloy rolled material for electronic device
EP11780706.5A EP2570506B1 (en) 2010-05-14 2011-05-13 Copper alloy for electronic device, method for producing this alloy, and copper alloy rolled material for this device
KR1020137031600A KR101570919B1 (ko) 2010-05-14 2011-05-13 전자 기기용 구리 합금, 전자 기기용 구리 합금의 제조 방법, 및 전자 기기용 구리 합금 압연재
US14/291,335 US10032536B2 (en) 2010-05-14 2014-05-30 Copper alloy for electronic device, method for producing copper alloy for electronic device, and copper alloy rolled material for electronic device

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2010-112266 2010-05-14
JP2010112265A JP5045782B2 (ja) 2010-05-14 2010-05-14 電子機器用銅合金、電子機器用銅合金の製造方法及び電子機器用銅合金圧延材
JP2010112266A JP5045783B2 (ja) 2010-05-14 2010-05-14 電子機器用銅合金、電子機器用銅合金の製造方法及び電子機器用銅合金圧延材
JP2010-112265 2010-05-14

Related Child Applications (2)

Application Number Title Priority Date Filing Date
US13/695,666 A-371-Of-International US10056165B2 (en) 2010-05-14 2011-05-13 Copper alloy for electronic device, method for producing copper alloy for electronic device, and copper alloy rolled material for electronic device
US14/291,335 Division US10032536B2 (en) 2010-05-14 2014-05-30 Copper alloy for electronic device, method for producing copper alloy for electronic device, and copper alloy rolled material for electronic device

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2011142450A1 true WO2011142450A1 (ja) 2011-11-17

Family

ID=44914501

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2011/061036 WO2011142450A1 (ja) 2010-05-14 2011-05-13 電子機器用銅合金、電子機器用銅合金の製造方法、及び電子機器用銅合金圧延材

Country Status (8)

Country Link
US (2) US10056165B2 (ja)
EP (4) EP3009523B1 (ja)
KR (2) KR101570919B1 (ja)
CN (1) CN102822363B (ja)
MY (2) MY168183A (ja)
SG (1) SG185024A1 (ja)
TW (1) TWI441931B (ja)
WO (1) WO2011142450A1 (ja)

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2012169405A1 (ja) * 2011-06-06 2012-12-13 三菱マテリアル株式会社 電子機器用銅合金、電子機器用銅合金の製造方法、電子機器用銅合金塑性加工材、及び電子機器用部品
JP2012251226A (ja) * 2011-06-06 2012-12-20 Mitsubishi Materials Corp 電子機器用銅合金、電子機器用銅合金の製造方法及び電子機器用銅合金圧延材
WO2014012978A3 (de) * 2012-07-19 2014-07-17 Hochschule Pforzheim VERFAHREN ZUR HERSTELLUNG EINES CuMg-WERKSTOFFS UND DESSEN VERWENDUNG
US10458003B2 (en) 2011-11-14 2019-10-29 Mitsubishi Materials Corporation Copper alloy and copper alloy forming material

Families Citing this family (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5903832B2 (ja) 2011-10-28 2016-04-13 三菱マテリアル株式会社 電子機器用銅合金、電子機器用銅合金の製造方法、電子機器用銅合金圧延材及び電子機器用部品
JP5903838B2 (ja) 2011-11-07 2016-04-13 三菱マテリアル株式会社 電子機器用銅合金、電子機器用銅素材、電子機器用銅合金の製造方法、電子機器用銅合金塑性加工材及び電子機器用部品
JP6300375B2 (ja) * 2012-11-02 2018-03-28 日本碍子株式会社 Ｃｕ−Ｂｅ合金およびその製造方法
JP5417523B1 (ja) * 2012-12-28 2014-02-19 三菱マテリアル株式会社 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
JP5962707B2 (ja) * 2013-07-31 2016-08-03 三菱マテリアル株式会社 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・電気機器用銅合金塑性加工材の製造方法、電子・電気機器用部品及び端子
JP5983589B2 (ja) * 2013-12-11 2016-08-31 三菱マテリアル株式会社 電子・電気機器用銅合金圧延材、電子・電気機器用部品及び端子
CN105385891A (zh) * 2015-12-24 2016-03-09 常熟市易安达电器有限公司 巷道用扇形喷雾杆
FI3438299T3 (fi) 2016-03-30 2023-05-23 Mitsubishi Materials Corp Kupariseoksesta valmistettu nauha elektronisia laitteita ja sähkölaitteita varten, komponentti, liitosnapa, virtakisko sekä liikuteltava kappale releitä varten
WO2017170699A1 (ja) 2016-03-30 2017-10-05 三菱マテリアル株式会社 電子・電気機器用銅合金、電子・電気機器用銅合金板条材、電子・電気機器用部品、端子、バスバー、及び、リレー用可動片
JP6828444B2 (ja) * 2017-01-10 2021-02-10 日立金属株式会社 導電線の製造方法、並びにケーブルの製造方法
JP6780187B2 (ja) 2018-03-30 2020-11-04 三菱マテリアル株式会社 電子・電気機器用銅合金、電子・電気機器用銅合金板条材、電子・電気機器用部品、端子、及び、バスバー
EP3778941A4 (en) 2018-03-30 2021-11-24 Mitsubishi Materials Corporation COPPER ALLOY FOR ELECTRONIC / ELECTRIC DEVICE, SHEET / STRIP MATERIAL COPPER ALLOY FOR ELECTRONIC / ELECTRIC DEVICE, ELECTRONIC / ELECTRIC DEVICE COMPONENT, TERMINAL AND OMNIBUS BAR

Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH02111834A (ja) * 1988-10-20 1990-04-24 Kobe Steel Ltd 耐マイグレーション性に優れた高導電性電気・電子部品配線用銅合金
JPH02145737A (ja) * 1988-11-24 1990-06-05 Dowa Mining Co Ltd 高強度高導電性銅基合金
JPH04268033A (ja) 1991-02-21 1992-09-24 Ngk Insulators Ltd ベリリウム銅合金の製造方法
JPH0718354A (ja) 1993-06-30 1995-01-20 Mitsubishi Electric Corp 電子機器用銅合金およびその製造方法
JPH1136055A (ja) 1997-07-16 1999-02-09 Hitachi Cable Ltd 電子機器用銅合金材の製造方法
JPH11186273A (ja) * 1997-12-19 1999-07-09 Ricoh Co Ltd 半導体装置及びその製造方法
JPH11199954A (ja) * 1998-01-20 1999-07-27 Kobe Steel Ltd 電気・電子部品用銅合金
JP3080858B2 (ja) * 1995-03-07 2000-08-28 アミテック株式会社 機器のベルト式搬送装置

Family Cites Families (38)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5344136B2 (ja) 1974-12-23 1978-11-27
JPS53125222A (en) 1977-04-07 1978-11-01 Furukawa Electric Co Ltd:The High tensile electroconductive copper alloy
JPS6250425A (ja) 1985-08-29 1987-03-05 Furukawa Electric Co Ltd:The 電子機器用銅合金
JPS62227051A (ja) 1986-03-28 1987-10-06 Mitsubishi Shindo Kk Ｃｕ合金製電気機器用コネクタ
JPS62250136A (ja) 1986-04-23 1987-10-31 Mitsubishi Shindo Kk Ｃｕ合金製端子
JPS63203738A (ja) 1987-02-18 1988-08-23 Mitsubishi Shindo Kk Ｃｕ合金製電気機器用リレー材
JPH0819499B2 (ja) * 1987-06-10 1996-02-28 古河電気工業株式会社 フレキシブルプリント用銅合金
JPS6452034A (en) 1987-08-19 1989-02-28 Mitsubishi Electric Corp Copper alloy for terminal and connector
JPH01107943A (ja) 1987-10-20 1989-04-25 Nisshin Steel Co Ltd リン青銅の薄板連続鋳造方法
JPH0690887B2 (ja) 1989-04-04 1994-11-14 三菱伸銅株式会社 Ｃｕ合金製電気機器用端子
JPH0582203A (ja) 1991-09-20 1993-04-02 Mitsubishi Shindoh Co Ltd Ｃｕ合金製電気ソケツト構造部品
JP3046471B2 (ja) 1993-07-02 2000-05-29 株式会社神戸製鋼所 耐蟻の巣状腐食性が優れたフィンチューブ型熱交換器
JPH07166271A (ja) 1993-12-13 1995-06-27 Mitsubishi Materials Corp 耐蟻の巣状腐食性に優れた銅合金
JP3904118B2 (ja) 1997-02-05 2007-04-11 株式会社神戸製鋼所 電気、電子部品用銅合金とその製造方法
JPH113605A (ja) 1997-06-11 1999-01-06 Toshiba Lighting & Technol Corp 通路用誘導灯
JP4009981B2 (ja) 1999-11-29 2007-11-21 Ｄｏｗａホールディングス株式会社 プレス加工性に優れた銅基合金板
JP4729680B2 (ja) 2000-12-18 2011-07-20 Ｄｏｗａメタルテック株式会社 プレス打ち抜き性に優れた銅基合金
JP2005113259A (ja) 2003-02-05 2005-04-28 Sumitomo Metal Ind Ltd Ｃｕ合金およびその製造方法
JP3731600B2 (ja) 2003-09-19 2006-01-05 住友金属工業株式会社 銅合金およびその製造方法
WO2006000307A2 (de) 2004-06-23 2006-01-05 Wieland-Werke Ag Korrosionsbeständige kupferlegierung mit magnesium und deren verwendung
JP4542008B2 (ja) 2005-06-07 2010-09-08 株式会社神戸製鋼所 表示デバイス
US8287669B2 (en) * 2007-05-31 2012-10-16 The Furukawa Electric Co., Ltd. Copper alloy for electric and electronic equipments
EP2319947A4 (en) 2008-07-31 2011-11-23 Furukawa Electric Co Ltd COPPER ALLOY MATERIAL FOR ELECTRICAL AND ELECTRONIC COMPONENTS AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME
JP5420328B2 (ja) 2008-08-01 2014-02-19 三菱マテリアル株式会社 フラットパネルディスプレイ用配線膜形成用スパッタリングターゲット
JP5515313B2 (ja) 2009-02-16 2014-06-11 三菱マテリアル株式会社 Ｃｕ−Ｍｇ系荒引線の製造方法
CN101707084B (zh) 2009-11-09 2011-09-21 江阴市电工合金有限公司 铜镁合金绞线的生产方法
JP5587593B2 (ja) 2009-11-10 2014-09-10 Ｄｏｗａメタルテック株式会社 銅合金の製造方法
CN102695811B (zh) 2009-12-02 2014-04-02 古河电气工业株式会社 铜合金板材及其制造方法
JP4563508B1 (ja) 2010-02-24 2010-10-13 三菱伸銅株式会社 Ｃｕ−Ｍｇ−Ｐ系銅合金条材及びその製造方法
JP5045783B2 (ja) 2010-05-14 2012-10-10 三菱マテリアル株式会社 電子機器用銅合金、電子機器用銅合金の製造方法及び電子機器用銅合金圧延材
CN102206766B (zh) 2011-05-03 2012-11-21 中国西电集团公司 一种铜镁合金铸造中镁含量的控制方法
JP5703975B2 (ja) 2011-06-06 2015-04-22 三菱マテリアル株式会社 電子機器用銅合金、電子機器用銅合金の製造方法及び電子機器用銅合金圧延材
JP5903832B2 (ja) 2011-10-28 2016-04-13 三菱マテリアル株式会社 電子機器用銅合金、電子機器用銅合金の製造方法、電子機器用銅合金圧延材及び電子機器用部品
JP5910004B2 (ja) 2011-11-07 2016-04-27 三菱マテリアル株式会社 電子機器用銅合金、電子機器用銅合金の製造方法、電子機器用銅合金塑性加工材および電子機器用部品
JP5903838B2 (ja) * 2011-11-07 2016-04-13 三菱マテリアル株式会社 電子機器用銅合金、電子機器用銅素材、電子機器用銅合金の製造方法、電子機器用銅合金塑性加工材及び電子機器用部品
JP5903842B2 (ja) * 2011-11-14 2016-04-13 三菱マテリアル株式会社 銅合金、銅合金塑性加工材及び銅合金塑性加工材の製造方法
JP2013104095A (ja) 2011-11-14 2013-05-30 Mitsubishi Materials Corp 電子機器用銅合金、電子機器用銅合金の製造方法、電子機器用銅合金塑性加工材および電子機器用部品
JP5962707B2 (ja) * 2013-07-31 2016-08-03 三菱マテリアル株式会社 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・電気機器用銅合金塑性加工材の製造方法、電子・電気機器用部品及び端子

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH02111834A (ja) * 1988-10-20 1990-04-24 Kobe Steel Ltd 耐マイグレーション性に優れた高導電性電気・電子部品配線用銅合金
JPH02145737A (ja) * 1988-11-24 1990-06-05 Dowa Mining Co Ltd 高強度高導電性銅基合金
JPH04268033A (ja) 1991-02-21 1992-09-24 Ngk Insulators Ltd ベリリウム銅合金の製造方法
JPH0718354A (ja) 1993-06-30 1995-01-20 Mitsubishi Electric Corp 電子機器用銅合金およびその製造方法
JP3080858B2 (ja) * 1995-03-07 2000-08-28 アミテック株式会社 機器のベルト式搬送装置
JPH1136055A (ja) 1997-07-16 1999-02-09 Hitachi Cable Ltd 電子機器用銅合金材の製造方法
JPH11186273A (ja) * 1997-12-19 1999-07-09 Ricoh Co Ltd 半導体装置及びその製造方法
JPH11199954A (ja) * 1998-01-20 1999-07-27 Kobe Steel Ltd 電気・電子部品用銅合金

Non-Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
KOYA NOMURA: "Technical Trends in High Performance Copper Alloy Strip for Connector and Kobe Steel's Development Strategy", KOBE STEEL ENGINEERING REPORTS, vol. 54, no. 1, 2004, pages 2 - 8
See also references of EP2570506A4
SHIGENORI HORI: "Grain Boundary Precipitation in Cu-Mg alloy", JOURNAL OF THE JAPAN COPPER AND BRASS RESEARCH ASSOCIATION, vol. 19, 1980, pages 115 - 124

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2012169405A1 (ja) * 2011-06-06 2012-12-13 三菱マテリアル株式会社 電子機器用銅合金、電子機器用銅合金の製造方法、電子機器用銅合金塑性加工材、及び電子機器用部品
JP2012251226A (ja) * 2011-06-06 2012-12-20 Mitsubishi Materials Corp 電子機器用銅合金、電子機器用銅合金の製造方法及び電子機器用銅合金圧延材
TWI513833B (zh) * 2011-06-06 2015-12-21 Mitsubishi Materials Corp 電子機器用銅合金、電子機器用銅合金之製造方法、電子機器銅合金用塑性加工材、以及電子機器用零件
US10458003B2 (en) 2011-11-14 2019-10-29 Mitsubishi Materials Corporation Copper alloy and copper alloy forming material
WO2014012978A3 (de) * 2012-07-19 2014-07-17 Hochschule Pforzheim VERFAHREN ZUR HERSTELLUNG EINES CuMg-WERKSTOFFS UND DESSEN VERWENDUNG

Also Published As

Publication number Publication date
KR101570919B1 (ko) 2015-11-23
TW201229257A (en) 2012-07-16
TWI441931B (zh) 2014-06-21
MY168183A (en) 2018-10-11
US20130048162A1 (en) 2013-02-28
CN102822363A (zh) 2012-12-12
EP2570506B1 (en) 2016-04-13
KR101369693B1 (ko) 2014-03-04
EP3009523B1 (en) 2018-08-29
US10032536B2 (en) 2018-07-24
CN102822363B (zh) 2014-09-17
EP3020836A3 (en) 2016-06-08
US20140271339A1 (en) 2014-09-18
EP3009523A2 (en) 2016-04-20
EP2952595B1 (en) 2018-07-11
EP3009523A3 (en) 2016-11-02
EP2570506A4 (en) 2014-07-09
KR20120128704A (ko) 2012-11-27
EP2570506A1 (en) 2013-03-20
KR20140002079A (ko) 2014-01-07
SG185024A1 (en) 2012-12-28
EP3020836A2 (en) 2016-05-18
MY189251A (en) 2022-01-31
EP2952595A1 (en) 2015-12-09
US10056165B2 (en) 2018-08-21

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5045784B2 (ja) 電子機器用銅合金、電子機器用銅合金の製造方法及び電子機器用銅合金圧延材
WO2011142450A1 (ja) 電子機器用銅合金、電子機器用銅合金の製造方法、及び電子機器用銅合金圧延材
JP5045783B2 (ja) 電子機器用銅合金、電子機器用銅合金の製造方法及び電子機器用銅合金圧延材
JP5712585B2 (ja) 電子機器用銅合金、電子機器用銅合金の製造方法及び電子機器用銅合金圧延材
EP2778240B1 (en) Copper alloy for electronic devices, method of manufacturing copper alloy for electronic devices, copper alloy plastic working material for electronic devices, and component for electronic devices
TWI513833B (zh) 電子機器用銅合金、電子機器用銅合金之製造方法、電子機器銅合金用塑性加工材、以及電子機器用零件
JP5903832B2 (ja) 電子機器用銅合金、電子機器用銅合金の製造方法、電子機器用銅合金圧延材及び電子機器用部品
JP5903839B2 (ja) 電子機器用銅合金、電子機器用銅合金の製造方法、電子機器用銅合金塑性加工材および電子機器用部品
JP5703975B2 (ja) 電子機器用銅合金、電子機器用銅合金の製造方法及び電子機器用銅合金圧延材
JP2013100571A (ja) 電子機器用銅合金、電子機器用銅合金の製造方法、電子機器用銅合金塑性加工材および電子機器用部品
JP5045782B2 (ja) 電子機器用銅合金、電子機器用銅合金の製造方法及び電子機器用銅合金圧延材
JP2013104096A (ja) 電子機器用銅合金、電子機器用銅合金の製造方法、電子機器用銅合金塑性加工材および電子機器用部品

Legal Events

Date Code Title Description
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 201180018491.7

Country of ref document: CN

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 11780706

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20127025942

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 13695666

Country of ref document: US

Ref document number: 9455/DELNP/2012

Country of ref document: IN

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2011780706

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 12012502195

Country of ref document: PH

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 1201005896

Country of ref document: TH