電子設備用銅合金、電子設備用銅合金的制造方法、電子設備用銅合金軋材及電子設備用組件的制作方法

電子設備用銅合金、電子設備用銅合金的制造方法、電子設備用銅合金軋材及電子設備用組件的制作方法
【專利摘要】本發明的電子設備用銅合金以3.3原子%以上且6.9原子%以下的范圍含有Mg，且剩余部分實際上為Cu及不可避免的雜質，將Mg的濃度設為X原子%時，導電率σ（%IACS）在σ≤｛1.7241/（-0.0347×X2+0.6569×X+1.7）｝×100的范圍內，且應力松弛率在150℃經過1000小時時為50%以下。
【專利說明】電子設備用銅合金、電子設備用銅合金的制造方法、電子設備用銅合金軋材及電子設備用組件
【技術領域】
[0001]本發明涉及一種適合于例如端子、連接器、繼電器及引線框架等電子設備用組件的電子設備用銅合金、電子設備用銅合金的制造方法、電子設備用銅合金軋材及電子設備用組件。
[0002]本申請基于2011年10月28日在日本申請的日本專利申請第2011-237800號主張優先權，將其內容援用于本說明書中。
【背景技術】
[0003]以往，隨著電子設備和電氣設備等的小型化，謀求用于這些電子設備和電氣設備等的端子、連接器、繼電器及引線框架等電子設備用組件的小型化及薄壁化。因此，作為構成電子設備用組件的材料，要求彈性、強度、導電率優異的銅合金。尤其，如在非專利文獻I中所記載，作為用作端子、連接器、繼電器及引線框架等電子設備用組件的銅合金，優選屈服強度較高且拉伸彈性模量較低的銅合金。
[0004]其中，作為用作端子、連接器、繼電器及引線框架等電子設備用組件的銅合金，例如如專利文獻I所示，廣泛使用含有Sn和P的磷青銅。
[0005]并且，例如在專利文獻2中提供有Cu-N1-Si合金(所謂科森銅鎳硅合金)。該科森銅鎳硅合金為使Ni2Si析出物分散的析出固化型合金，其具有比較高的導電率、強度及耐應力松弛特性。因此，多用作汽車用端子和信號系統小型端子用途，近年來，積極地進行著開發。
[0006]另外，作為其他合金，開發出非專利文獻2中所記載的Cu-Mg合金、及專利文獻3中所記載的Cu-Mg-Zn-B合金等。
[0007]專利文獻1:日本特開平01-107943號公報
[0008]專利文獻2:日本特開平11-036055號公報
[0009]專利文獻3:日本特開平07-018354號公報
[0010]非專利文獻1:野村幸矢、「-才、々夕用高性能銅合金條O技術動向i當社O開発戦略」、神戸製鋼技報(野村幸矢，《連接器用高性能銅合金條的技術動向與本公司的開發戰略》，神戶制鋼技報)Vol.54N0.1 (2004) 2?8
[0011]非專利文獻2:掘茂徳、他2名、「C u —M g合金(二杉汁石粒界型析出」、伸銅技術研究會誌(掘茂德等3人，((Cu-Mg合金中的晶界型析出》，伸銅技術研究會雜志)Vol.19(1980) p.115 ?124
[0012]然而，專利文獻I中所記載的磷青銅中，高溫中的應力松弛率存在升高的傾向。其中，在插片上推雌型端子的彈簧接觸部而被插入的結構的連接器中，若高溫中的應力松弛率較高，則有可能在高溫環境下的使用中引起接觸壓力下降，并產生通電不良。因此，無法在汽車的發動機室周邊等高溫環境下使用。
[0013]并且，專利文獻2中所公開的科森銅鎳硅合金中，拉伸彈性模量為相對較高的125~135Gpa。其中，在具有插片上推雌型端子的彈簧接觸部而被插入的結構的連接器中，若構成連接器的材料的拉伸彈性模量較高，則有可能因插入時的接觸壓力急劇變動，進而容易超過彈性界限而塑性變形，因此不優選。
[0014]另外，非專利文獻2及專利文獻3中所記載的Cu-Mg合金中，與科森銅鎳硅合金同樣地使金屬間化合物析出，因此存在拉伸彈性模量較高的傾向，如上述作為連接器并不優選。
[0015]并且，在Cu-Mg合金中，母相中分散有很多粗大的金屬間化合物，因此在彎曲加工時這些金屬間化合物易成為起點而產生裂紋等，因此存在無法成型形狀復雜的電子設備用組件的問題。

【發明內容】
[0016]該發明是鑒于上述事實而完成的，其目的在于提供一種具有低拉伸彈性模量、高屈服強度、高導電性、優異的耐應力松弛特性及優異的彎曲加工性，且適合于端子、連接器、繼電器及引線框架等電子設備用組件的電子設備用銅合金、電子設備用銅合金的制造方法、電子設備用銅合金的軋材及電子設備組件。
[0017]為了解決該課題，本發明的發明人進行深入研究的結果得到以下見解:在通過將Cu-Mg合金在固溶化之后進行驟冷而制作出的Cu-Mg過飽和固溶體的加工固化型銅合金中，顯示出低拉伸彈性模量、高屈服強度、高導電性及優異的彎曲加工性。并且，通過對由該Cu-Mg過飽和固溶體構成的銅合金在精加工后實施適當的熱處理，能夠提高其耐應力松弛特性。
[0018]本發明是基于上述見解而完成的，其中，本發明的電子設備用銅合金由Cu和Mg的二元合金構成，且以3.3原子％以上且6.9原子％以下的范圍含有Mg，并且剩余部分實際上由Cu及不可避免的雜質構成，將Mg的濃度設為X原子％時，導電率σ (%IACS)在σ ({1.7241/ (-0.0347XX2+0.6569XX+l.7)} XlOO 的范圍內，并且應力松弛率在 150°C下經過1000小時時為50%以下。
[0019]并且，本發明的電子設備用銅合金，由Cu和Mg的二元合金構成，且以3.3原子％以上且6.9原子％以下的范圍含有Mg，并且剩余部分實際上由Cu及不可避免的雜質構成，且通過掃描電子顯微鏡觀察的粒徑0.1 μ m以上的以Cu和Mg為主成分的金屬間化合物的平均個數為I個/μ m2以下，并且應力松弛率在150°C下經過1000小時時為50%以下。
[0020]另外，本發明的電子設備用銅合金，由Cu和Mg的二元合金構成，且以3.3原子％以上且6.9原子％以下的范圍含有Mg，并且剩余部分實際上由Cu及不可避免的雜質構成，且將Mg的濃度設為X原子％時，導電率σ (%IACS)在σ≤{1.7241/(-0.0347ΧΧ2+0.6569ΧΧ+1.7)} X 100的范圍內，并且通過掃描電子顯微鏡觀察的粒徑0.1llIii以上的以Cu和Mg為主成分的金屬間化合物的平均個數為I個/μ m2以下,且應力松弛率在150°C下經過1000小時時為50%以下。
[0021]上述結構的電子設備用銅合金中，以固溶限度以上的3.3原子％以上且6.9原子％以下的范圍含有Mg，且將Mg的含量設為X原子％時，將導電率σ設定在上述公式的范圍內，因此電子設備用銅合金為Mg在母相中過飽和固溶的Cu-Mg過飽和固溶體。
[0022]或者，以固溶限度以上的3.3原子％以上且6.9原子％以下的范圍含有Mg，并且通過掃描電子顯微鏡觀察的粒徑0.1 μ m以上的以Cu和Mg為主成分的金屬間化合物的平均個數為I個/Pm2以下，因此能夠抑制以Cu和Mg為主成分的金屬間化合物的析出，且電子設備用銅合金為Mg在母相中過飽和固溶的Cu-Mg過飽和固溶體。
[0023]另外，使用場發射式掃描電子顯微鏡以倍率:5萬倍、視場:約4.8 μ m2觀察10個視場來計算出粒徑0.1 μ m以上且以Cu和Mg為主成分的金屬間化合物的平均個數。
[0024]并且，以Cu和Mg為主成分的金屬間化合物的粒徑設為金屬間化合物的長徑(以在中途不與晶界接觸為條件，在晶粒內能夠引出的最長直線的長度)和短徑(在與長徑直角相交的方向上，以在中途不與晶界接觸為條件，能夠引出的最長直線的長度)的平均值。
[0025]由這種Cu-Mg過飽和固溶體構成的銅合金中，存在拉伸彈性模量降低的傾向，即使例如應用于具有插片上推雌型端子的彈簧接觸部而被插入的結構的連接器等中，也可抑制插入時的接觸壓力的變動，并且，由于彈性界限較廣，因此不會輕易塑性變形。因此，尤其適合于端子、連接器、繼電器及引線框架等電子設備用組件。
[0026]并且，Mg過飽和固溶，因此在母相中未廣泛分散有成為裂紋的起點的粗大的以Cu和Mg為主成分的金屬間化合物，彎曲加工性上升。因此，能夠成型端子、連接器、繼電器及引線框架等形狀復雜的電子設備用組件等。
[0027]并且，由于使Mg過飽和固溶，因此能夠通過加工固化來提高強度。
[0028]并且，本發明的電子設備用銅合金中，在150°C下經過1000小時的應力松弛率為50%以下，因此即使在高溫環境下使用時也能夠抑制因接觸壓力下降而產生的通電不良。因此，能夠用作在發動機室等高溫環境下使用的電子設備用組件的原材料。
[0029]另外，上述電子設備用銅合金中，優選拉伸彈性模量E設為125GPa以下，0.2%屈服強度0。2設為4001^以上。
[0030]當拉伸彈性模量E為125GPa以下，且0.2%屈服強度σ。2為400MPa以上時，彈性能量系數(σα22/2Ε)升高，不易塑性變形，因此尤其適合于端子、連接器、繼電器及引線框架等電子設備用組件。
[0031]本發明的電子設備用銅合金的制造方法為制造上述電子設備用銅合金的電子設備用銅合金的制造方法，其中，該制造方法具備:精加工工序，在該工序中，將如下組成的銅材加工成預定的形狀，即銅材由Cu和Mg的二元合金構成，且以3.3原子％以上且6.9原子％以下的范圍含有 Mg，并且剩余部分實際上由Cu及不可避免的雜質構成；及精熱處理工序，在該精加工工序之后實施熱處理。
[0032]根據該結構的電子設備用銅合金的制造方法，具備將上述組成的銅材加工成預定形狀的精加工工序、及在該精加工工序之后實施熱處理的精熱處理工序，因此通過該精熱處理工序，能夠提高耐應力松弛特性。
[0033]其中，在所述精熱處理工序中，優選以超過200°C且800°C以下的范圍實施熱處理。另外，優選以200°C /min以上的冷卻速度將加熱后的所述銅材冷卻至200°C以下。
[0034]此時，能夠通過精熱處理工序提高耐應力松弛特性，且能夠將在150°C下經過1000小時的應力松弛率設為50%以下。
[0035]本發明的電子設備用銅合金軋材，由上述電子設備用銅合金構成，且在與軋制方向平行的方向上的拉伸彈性模量E為125GPa以下，在與軋制方向平行的方向上的0.2%屈服強度oQ 2S 400MPa以上。[0036]根據該結構的電子設備用銅合金軋材，彈性能量系數(σα22/2Ε)較高，不易塑性變形。
[0037]并且，上述電子設備用銅合金軋材優選用作構成端子、連接器、繼電器及引線框架等的銅材。
[0038]并且，本發明的電子設備用組件，由上述的電子設備用銅合金構成。
[0039]該結構的電子設備用組件(例如端子、連接器、繼電器及引線框架)的拉伸彈性模量較低，且耐應力松弛特性優異，因此在高溫環境下也能夠使用。
[0040]根據本發明，能夠提供一種具有低拉伸彈性模量、高屈服強度、高導電性、優異的耐應力松弛特性及優異的彎曲加工性，且適合于端子、連接器和繼電器等電子設備用組件的電子設備用銅合金、電子設備用銅合金的制造方法、電子設備用銅合金軋材以及電子設備用組件。
【專利附圖】

【附圖說明】
[0041 ] 圖1是Cu-Mg系狀態圖。
[0042]圖2是本實施方式的電子設備用銅合金的制造方法的流程圖。
【具體實施方式】
[0043]以下，對本發明的實施方式的電子設備用銅合金進行說明。 [0044]本實施方式的電子設備用銅合金為Cu和Mg的二元合金，所述二元合金以3.3原子％以上且6.9原子％以下的范圍含有Mg，且剩余部分僅由Cu及不可避免的雜質構成。
[0045]并且，將Mg的含量設為X原子％時，導電率σ (%IACS)在σ ^ {1.7241/(-0.0347ΧΧ2+0.6569ΧΧ+1.7)} XlOO 的范圍內。
[0046]并且，通過掃描電子顯微鏡觀察的粒徑0.1 μ m以上的以Cu和Mg為主成分的金屬間化合物的平均個數為I個/ μ m2以下。
[0047]并且，本實施方式的電子設備用銅合金的應力松弛率在150°C下經過1000小時時為50%以下。其中，應力松弛率通過以日本伸銅協會技術標準JCBA-T309:2004的懸臂梁螺紋式為基準的方法來負載應力而進行測定。
[0048]并且，該電子設備用銅合金的拉伸彈性模量E為125GPa以下，0.2%屈服強度σ α2為400MPa以上。
[0049](組成)
[0050]Mg是具有不會大幅降低導電率而提高強度并且提高再結晶溫度的作用效果的元素。并且，通過使Mg在母相中固溶，拉伸彈性模量被抑制得較低，并且可獲得優異的彎曲加工性。
[0051]其中，Mg的含量小于3.3原子％時，其作用效果無法奏效。另一方面，若Mg的含量超過6.9原子％，則為了固溶化而進行熱處理時，導致殘留有以Cu和Mg為主成分的金屬間化合物，有可能導致在之后的加工等中產生裂紋。
[0052]從這種理由出發，將Mg的含量設定在3.3原子％以上且6.9原子％以下。
[0053]另外，若Mg的含量較少，則強度上升不充分，且無法將拉伸彈性模量抑制得足夠低。并且，由于Mg為活性元素，有可能因過量添加而在熔解鑄造時卷入與氧反應而生成的Mg氧化物。因此，更優選將Mg的含量設定為3.7原子％以上且6.3原子％以下的范圍。
[0054]另外，作為不可避免的雜質，可舉出Sn、Zn、Al、N1、Cr、Zr、Fe、Co、Ag、Mn、B、P、Ca、Sr、Ba、Sc、Y、稀土類元素、Hf、V、Nb、Ta、Mo、W、Re、Ru、Os、Se、Te、Rh、Ir、Pd、Pt、Au、Cd、Ga、In、L1、S1、Ge、As、Sb、T1、Tl、Pb、B1、S、O、C、Be、N、H、Hg 等。這些不可避免的雜質在 Cu 與Mg的二元合金中，優選以總量計為0.3質量％以下。尤其,優選設為Sn小于0.1質量％,2]1小于0.01質量％。這是因為，若添加0.1質量％以上的Sn，則易引起以Cu和Mg為主成分的金屬間化合物的析出，并且若添加0.01質量％以上的Zn，則在熔解鑄造工序中產生煙塵并附著在爐或模具的部件上，從而使鑄塊的表面品質劣化，并且使耐應力腐蝕裂紋性劣化。
[0055](導電率σ)
[0056]Cu和Mg的二兀合金中，若將Mg的含量設為X原子％時，導電率σ在σ <{ 1.7241/ (-0.0347ΧΧ2+0.6569XX+l.7)} X 100 的范圍內時，幾乎不存在以 Cu 和 Mg 為主成分的金屬間化合物。
[0057]即，導電率σ超過上述公式的范圍時，大量存在以Cu和Mg為主成分的金屬間化合物,且尺寸也比較大，因此彎曲加工性大幅劣化。并且,生成以Cu和Mg為主成分的金屬間化合物，且Mg的固溶量較少，從而還導致拉伸彈性模量上升。因此，調整制造條件以使導電率σ在上述公式的范圍內。
[0058]另外，為了使上述作用效果可靠地奏效，優選將導電率σ (%IACS)設在σ≤{1.7241/ (-0.0300ΧΧ2+0.6763XX+1.7)} XlOO 的范圍內。此時，以 Cu 和 Mg 為主成分的金屬間化合物的量更少，因此彎曲加工性進一步提高。
[0059]為了使上述作用效果更加可靠地奏效，更優選將導電率σ (%IACS)設在σ≤{1.7241/ (-0.0292ΧΧ2+0.6797XX+1.7)} XlOO 的范圍內。此時，以 Cu 和 Mg 為主成分的金屬間化合物的量更加少，因此彎曲加工性進一步提高。
[0060](應力松弛率)
[0061]本實施方式的電子設備用銅合金中，如上所述，在150°C下經過1000小時時的應力松弛率為50%以下。
[0062]該條件中的應力松弛率較低時，即使在高溫環境下使用也能夠將永久變形抑制得較小，且能夠抑制接觸壓力下降。因此，本實施方式的電子設備用銅合金能夠用作在如汽車的發動機室周圍的高溫環境下使用的端子。
[0063]另外，應力松弛率優選設為在150°C下經過1000小時時為30%以下，更優選設為在150°C下經過1000小時時為20%以下。
[0064](組織)
[0065]本實施方式的電子設備用銅合金中，以掃描電子顯微鏡進行觀察的結果，粒徑0.1 μ m以上的以Cu和Mg為主成分的金屬間化合物的平均個數為I個/ μ m2以下。即，幾乎沒有以Cu和Mg為主成分的金屬間化合物析出，Mg固溶于母相中。
[0066]其中，若由于固溶化不完全或固溶化后有以Cu和Mg為主成分的金屬間化合物析出，從而存在大量尺寸較大的金屬間化合物，則這些金屬間化合物成為裂紋的起點，在加工時產生裂紋或使彎曲加工性大幅劣化。并且，若以Cu和Mg為主成分的金屬間化合物的量較多，則拉伸彈性模量上升，因此不優選。
[0067]對組織進行調查的結果，粒徑0.1 μ m以上的以Cu和Mg為主成分的金屬間化合物在合金中為I個/ μ m2以下時，即以Cu和Mg為主成分的金屬間化合物不存在或少量存在時，可獲得良好的彎曲加工性和低拉伸彈性模量。
[0068]另外，為了使上述作用效果可靠地奏效，更優選粒徑0.05 μ m以上的以Cu和Mg為主成分的金屬間化合物的個數在合金中為I個/ym2以下。另外，優選在本發明的銅合金中產生的金屬間化合物的粒徑的上限值為5 μ m，更優選為I μ m。
[0069]另外，對于以Cu和Mg為主成分的金屬間化合物的平均個數，使用場發射式掃描電子顯微鏡以倍率:5萬倍、視場:約4.8 μ m2觀察10個視場并計算出其平均值。
[0070]并且，以Cu和Mg為主成分的金屬間化合物的粒徑，設為金屬間化合物的長徑(以在中途不與晶界接觸為條件，在晶粒內能夠引出的最長直線的長度)和短徑(在與長徑直角相交的方向上，以在中途不與晶界接觸為條件，能夠引出的最長直線的長度)平均值。
[0071](晶體粒徑)
[0072]晶體粒徑是對耐應力松弛特性有較大影響的因素，晶體粒徑過小時耐應力松弛特性劣化。并且，晶體粒徑過大時給彎曲加工性帶來惡劣影響。因此，優選將平均晶體粒徑設在I μ m以上且100 μ m以下的范圍內。另外,更優選將平均晶體粒徑設在2 μ m以上且50 μ m以下的范圍內，進一步優選設在5 μ m以上且30 μ m以下的范圍內。
[0073]另外，后述的精加工工序S06的加工率較高時，有時成為加工組織而無法測定晶體粒徑。因此，優選將精加工工序S06之前(中間熱處理工序S05之后)階段中的平均晶體粒徑設在上述范圍內。
[0074]接著，參考圖2所示的流程圖對設為這種結構的本實施方式的電子設備用銅合金的制造方法進行說明。
[0075]另外，在下述制造方法中，作為加工工序而使用軋制時，加工率相當于軋制率。
[0076](熔解/鑄造工序SOI)
[0077]首先，在熔解銅原料而獲得的熔融銅中，添加所述元素來進行成分調整并制作出熔融銅合金。另外，添加Mg時能夠使用Mg單質或Cu-Mg母合金等。并且,也可以將含有Mg的原料與銅原料一起熔解。并且，也可以使用本合金的再生材料及碎片材料。
[0078]其中，熔融銅優選設為純度在99.99質量％以上的所謂4NCu。并且，在熔解工序中為了抑制Mg的氧化，優選使用真空爐或者設為惰性氣體氣氛或還原性氣氛的氣氛爐。
[0079]并且，將已進行成分調整的熔融銅合金注入到鑄模中來制造鑄塊。另外，考慮批量生產時，優選使用連續鑄造法或半連續鑄造法。
[0080](加熱工序S02)
[0081]接著，為了所獲得的鑄塊的均勻化及固溶化而進行加熱處理。在鑄塊內部存在在凝固過程中由于Mg偏析并濃縮而產生的以Cu和Mg為主成分的金屬間化合物等。因此，為了消除或減少這些偏析及金屬間化合物等，進行將鑄塊加熱至400°C以上且900°C以下的溫度的加熱處理，由此在鑄塊內使Mg均勻地擴散，并使Mg在母相中固溶。另外，該加熱工序S02優選在非氧化性或還原性氣氛中實施。
[0082]其中，加熱溫度小于400°C時，固溶化不完全，母相中有可能殘留較多以Cu和Mg為主成分的金屬間化合物。另一方面，若加熱溫度超過900°C，則存在銅材的一部分成為液相，組織或表面狀態不均勻的可能性。因此，將加熱溫度設定在400°C以上且900°C以下的范圍。更優選為500°C以上且850°C以下，進一步優選為520°C以上且800°C以下。[0083](驟冷工序S03)
[0084]并且，在加熱工序S02中將已加熱至400°C以上且900°C以下的溫度的銅材以2000C /min以上的冷卻速度冷卻至200°C以下的溫度。通過該驟冷工序S03抑制在母相中固溶的Mg作為以Cu和Mg為主成分的金屬間化合物析出，且優選通過掃描電子顯微鏡進行觀察的粒徑0.1 μ m以上的以Cu和Mg為主成分的金屬間化合物的平均個數為I個/ μ HI2以下。S卩，能夠將銅材作為Cu-Mg過飽和固溶體。冷卻工序Α03中，優選冷卻溫度的下限值為-100°C，優選冷卻速度的上限值為10000°C /min。若冷卻溫度低于-100°C，則不僅效果不會提高，而且還導致成本上升，即使冷卻速度超過10000°C /min，效果也不會提高且導致成本上升。
[0085]另外，為了粗加工的效率化和組織的均一化，也可以設為在前述加熱工序S02之后實施熱加工，并在該熱加工之后實施上述驟冷工序S03的結構。此時，加工方法無特別限定，例如當最終形態為板或條時能夠采用軋制，當為線或棒時能夠采用拉絲、擠壓或溝槽軋制等，當為塊狀時能夠采用鍛造或沖壓。
[0086](中間加工工序S04)
[0087]根據需要對已經過加熱工序S02及驟冷工序S03的銅材進行切斷，并且為了去除在加熱工序S02及驟冷工序S03等中生成的氧化膜等，根據需要進行表面磨削。并且，加工成預定形狀。
[0088]另外，該中間加工工序S04中的溫度條件無特別限定，但優選設定在成為冷加工或溫加工的-200°C?200°C的范圍內。并且，以接近于最終形狀的方式適當選擇加工率，但為了減少至獲得最終形狀為止的中間熱處理工序S05的次數，優選設為20%以上。并且，更優選將加工率設為30%以上。對加工率的上限并無特別限定，但從防止裂邊的觀點考慮優選為99.9%。加工方法并無特別限定，但當最終形狀為板或條時優選采用軋制。當為線或棒時優選采用擠壓或溝槽軋制，當為塊狀時優選采用鍛造或沖壓。另外，為了徹底固溶化，也可以重復S02?S04。
[0089](中間熱處理工序S05)
[0090]在中間加工工序S04之后，以徹底固溶化、再結晶組織化或用于提高加工性的軟化為目的來實施熱處理。
[0091]其中，熱處理的方法無特別限定，但優選以400°C以上且900°C以下的條件，在非氧化氣氛或還原性氣氛中進行熱處理。更優選為500°C以上且850°C以下，進一步優選為520°C以上且800°C以下。
[0092]其中，在中間熱處理工序S05中，將已加熱至400°C以上且900°C以下的銅材以2000C /min以上的冷卻速度冷卻至200°C以下的溫度。中間熱處理工序S05的冷卻溫度更優選為150°C以下，進一步優選為100°C以下。冷卻速度更優選為300°C /min以上，更優選為1000°C/min以上。另一方面，中間熱處理工序S05中，優選冷卻溫度的下限值為-100°C，優選冷卻速度的上限值為10000°C /min。若冷卻溫度低于-100°C，則不僅效果不會提高，而且還導致成本上升，即使冷卻速度超過10000°C /min，效果也不會提高且導致成本上升。
[0093]通過如此驟冷可抑制在母相中固溶的Mg作為以Cu和Mg為主成分的金屬間化合物而析出，且能夠使通過掃描電子顯微鏡觀察的粒徑0.1 μ m以上的以Cu和Mg為主成分的金屬間化合物的平均個數為I個/μ m2以下。即，能夠將銅材作為Cu-Mg過飽和固溶體。[0094](精加工工序S06)
[0095]將中間熱處理工序S05之后的銅材精加工成預定形狀。另外，該精加工工序S06中的溫度條件無特別限定，但優選在常溫下進行。并且，以接近于最終形狀的方式適當選擇加工率，但為了通過加工固化來提高強度，優選設為20%以上。并且，謀求強度的進一步提高時，更優選將加工率設為30%以上。對加工率的上限并無特別限定，但從防止裂邊的觀點考慮優選為99.9%。對加工方法并無特別限定，但當最終形狀為板或條時優選采用軋制。當為線或棒時優選采用擠壓或溝槽軋制，當為塊狀時優選采用鍛造或沖壓。
[0096](精熱處理工序S07)
[0097]接著，對于通過精加工工序S06獲得的加工材料，為了提高耐應力松弛特性、及進行低溫退火固化，或為了去除殘余應變，實施精熱處理。
[0098]熱處理溫度優選設在超過200°C且800°C以下的范圍內。另外，該精熱處理工序S07中，需要設定熱處理條件(溫度、時間、冷卻速度)，以免已固溶化的Mg析出。例如優選設為在250°C進行10秒鐘~24小時左右、在300°C進行5秒鐘~4小時左右、在500°C進行
0.1秒鐘~60秒鐘左右。優選在非氧化氣氛或還原性氣氛中進行。
[0099]并且，作為冷卻方法可舉出水淬等，優選將已加熱的所述銅材以200°C /min以上的冷卻速度冷卻至200°C以下。冷卻溫度更優選為150°C以下，進一步優選為100°C以下。更優選冷卻速度為300°C /min以上，更優選為1000°C /min以上。另一方面，優選冷卻溫度的下限值為_100°C，優選冷卻速度的上限值為10000°C /min。若冷卻溫度低于_100°C，則不僅效果不會提高，而且還導致成本上升，即使冷卻速度超過10000°C /min，效果也不會提高且導致成本上 升。
[0100]通過如此驟冷可抑制在母相中固溶的Mg作為以Cu和Mg為主成分的金屬間化合物析出，且能夠使通過掃描電子顯微鏡觀察的粒徑0.1 μ m以上的以Cu和Mg為主成分的金屬間化合物的平均個數為I個/μ m2以下。即，能夠將銅材作為Cu-Mg過飽和固溶體。
[0101]另外，也可以重復實施上述精加工工序S06和精熱處理工序S07。
[0102]如此，制造本實施方式的電子設備用銅合金。并且，本實施方式的電子設備用銅合金，其拉伸彈性模量E為125GPa以下，0.2%屈服強度σ α2為400MPa以上。本實施方式的電子設備用銅合金的拉伸彈性模量E更優選為100~125GPa，0.2%屈服強度σ α2更優選為 500 ~900MPa。
[0103]并且，將Mg的含量設為X原子％時，導電率σ (%IACS)在σ≤{ 1.7241/(-0.0347ΧΧ2+0.6569ΧΧ+1.7)} XlOO 的范圍內。
[0104]另外，通過精熱處理工序S07，本實施方式的電子設備用銅合金在150°C下經過1000小時的應力松弛率為50%以下。
[0105]根據如上構成的本實施方式的電子設備用銅合金，在Cu和Mg的二元合金中，以固溶限度以上的3.3原子％以上且6.9原子％以下的范圍含有Mg，且將Mg的含量設為X原子％時，導電率 σ (%IACS)在 σ≤{1.7241/ (-(λ 0347ΧΧ2+0.6569XX+L 7)} X 100 的范圍內。另外，通過掃描電子顯微鏡觀察的粒徑0.1 μ m以上的以Cu和Mg為主成分的金屬間化合物的平均個數為I個/μ m2以下。
[0106]即，本實施方式的電子設備用銅合金為Mg在母相中過飽和固溶的Cu-Mg過飽和固溶體。[0107]由這種Cu-Mg過飽和固溶體構成的銅合金中，存在拉伸彈性模量降低的傾向，即使例如應用于具有插片上推雌型端子的彈簧接觸部而被插入的結構的連接器等中，也可抑制插入時的接觸壓力變動，并且，由于彈性界限較廣，因此不會輕易塑性變形。因此，尤其適合于端子、連接器、繼電器及引線框架等電子設備用組件。
[0108]并且，Mg過飽和固溶，因此在母相中未廣泛分散有成為裂紋的起點的粗大的以Cu和Mg為主成分的金屬間化合物，彎曲加工性上升。因此，能夠成型端子、連接器、繼電器及引線框架等形狀復雜的電子設備用組件。
[0109]另外，由于使Mg過飽和固溶，因此強度通過加工固化而提高，能夠具有比較高的強度。
[0110]并且，由于為由Cu、Mg和不可避免的雜質構成的Cu和Mg的二元金屬，因此因其他元素引起的導電率的下降得到抑制，且能夠使導電率變得較高。
[0111]并且，本實施方式的電子設備用銅合金中，在150°C下經過1000小時時的應力松弛率為50%以下，因此即使在高溫環境下使用時也能夠抑制因接觸壓力下降而產生的通電不良。因此，能夠用作在發動機室等高溫環境下使用的電子設備用組件的原材料。
[0112]并且，電子設備用銅合金中，拉伸彈性模量E為125GPa以下，0.2%屈服強度σ α2為400MPa以上，因此彈性能量系數(σ α22/2Ε)升高而不易塑性變形，因此尤其適合于端子、連接器、繼電器及引線框架等電子設備用組件。
[0113]根據本實施方式的電子設備用銅合金的制造方法，能夠通過將設為上述組成的Cu和Mg的二元合金的鑄塊或加工材料加熱至400°C以上且900°C以下的溫度的加熱工序S02來進行Mg的固溶化。
[0114]并且，由于具備將通過加熱工序S02加熱至400°C以上且900°C以下的溫度的鑄塊或加工材料以200°C /min以上的冷卻速度冷卻至200°C以下的驟冷工序S03，因此能夠抑制以Cu和Mg為主成分的金屬間化合物在冷卻過程中析出，并能夠將驟冷后的鑄塊或加工材料作為Cu-Mg過飽和固溶體。
[0115]另外，由于具備對驟冷材(Cu-Mg過飽和固溶體)進行加工的中間加工工序S04，因此能夠輕松地獲得接近于最終形狀的形狀。
[0116]并且，以徹底固溶化、再結晶組織化或用于提高加工性的軟化為目的，在中間加工工序S04之后具備中間熱處理工序S05，因此能夠實現特性的提高及加工性的提高。
[0117]并且，在中間熱處理工序S05中，將已加熱至400°C以上且900°C以下的銅材以2000C /min以上的冷卻速度冷卻至200°C以下，因此能夠抑制以Cu和Mg為主成分的金屬間化合物在冷卻過程中析出，并且能夠將驟冷后的銅材作為Cu-Mg過飽和固溶體。
[0118]并且，在本實施方式的電子設備用銅合金的制造方法中，在用于通過加工固化來提聞強度及加工成預定形狀的精加工工序S06之后，具備為了提聞耐應力松她特性及進行低溫退火固化或為了去除殘余應變而實施熱處理的精熱處理工序S07，因此能夠將在150°C下經過1000小時的應力松弛率設為50%以下。并且，能夠實現力學特性的進一步提聞。
[0119]在此，應力松弛率通過以日本伸銅協會技術標準JCBA_T309:2004的懸臂梁螺紋式為基準的方法來負載應力而進行測定。
[0120]并且，該電子設備用銅合金的拉伸彈性模量E為125GPa以下，0.2%屈服強度σ α2為400MPa以上。
[0121]以上，對本發明的實施方式的電子設備用銅合金進行了說明，但本發明不限定于此，在不脫離該發明的技術思想的范圍內能夠適當進行變更。
[0122]并且，上述實施方式中示出有滿足“粒徑0.1 μ m以上的以Cu和Mg為主成分的金屬間化合物在合金中為I個/μm2以下”的條件和“導電率σ ”兩者的電子設備用銅合金，但也可以是滿足任意一個的電子設備用銅合金。
[0123]例如，上述實施方式中，對電子設備用銅合金的制造方法的一例進行了說明，但制造方法并不限定于本實施方式，也可適當選擇已有的制造方法來進行制造。
[0124]實施例
[0125]以下，對為了確認本發明的效果而進行的確認實驗的結果進行說明。
[0126]準備由純度99.99質量％以上的無氧銅(ASTM B152C10100)構成的銅原料，且將該銅原料裝入高純度石墨坩堝內，在設為Ar氣體氣氛的氣氛爐內高頻熔解。在所獲得的熔融銅內添加各種添加元素來制備成表1、2所示的成分組成，并澆注到碳鑄型中來制造鑄塊。另外，鑄塊的大小設為厚度約20mmX寬度約20mmX長度約100?120mm。
[0127]對于所獲得的鑄塊，在Ar氣體氣氛中實施以表1、2所記載的溫度條件進行4小時加熱的加熱工序，之后實施水淬(冷卻溫度20°C，冷卻速度1500°C /min)。
[0128]對熱處理后的鑄塊進行切斷，并且實施用于去除氧化被膜的表面磨削。
[0129]之后，在常溫下以表1、2所記載的軋制率實施中間軋制。并且，對于所獲得的條材，以表1、2所記載的溫度條件在鹽浴中實施中間熱處理。之后實施水淬(冷卻溫度20°C，冷卻速度1500°C /min)ο
[0130]接著，以表1、2所示的軋制率實施精軋制，制造厚度0.25mm、寬度約20mm的條材。
[0131]并且，在精軋制后，以表中所示的條件在鹽浴中實施精熱處理，之后實施水淬(冷卻溫度20°C，冷卻速度1500°C /min)，并制作出特性評價用條材。
[0132](中間熱處理后的晶體粒徑)
[0133]對于進行了表1、2所示的中間熱處理后的試料進行晶體粒徑的測定。對于各試料，進行鏡面拋光及蝕刻，并利用光學顯微鏡以軋制方向成為照片的橫向的方向進行拍攝，并且以1000倍的視場(約300 μ mX 200 μ m)進行觀察。接著對晶體粒徑根據JIS H0501的切斷法，分別畫出五條照片的縱、橫向的預定長度的線段，并對被完全切斷的晶粒數進行計數，將該切斷長度的平均值設為平均晶體粒徑。
[0134](加工性評價)
[0135]作為加工性的評價，觀察前述冷軋時有無裂邊。以肉眼完全或幾乎確認不到裂邊的設為A，產生了長度小于Imm的較小的裂邊的設為B，產生了長度Imm以上且小于3mm的裂邊的設為C，產生了長度3mm以上的較大的裂邊的設為D，因裂邊而在軋制過程中發生了斷裂的設為E。
[0136]另外，裂邊的長度為從軋材的寬度方向端部朝向寬度方向中央部的裂邊的長度。
[0137]并且，利用前述特性評價用條材測定力學特性及導電率。
[0138](力學特性)
[0139]從特性評價用條材中提取JIS Z2201所規定的13B號試驗片，并根據JIS Z2241的非比例延伸法測定出0.2%屈服強度σ α2。另外，以與軋制方向平行的方向從特性評價用條材提取試驗片。
[0140]通過在前述試驗片上粘貼應變計，并由荷載-伸展曲線的梯度來求出拉伸彈性模量E。
[0141]另外，以拉伸試驗的拉伸方向與特性評價用條材的軋制方向平行的方式提取試驗片。
[0142](導電率)
[0143]從特性評價用條材中提取寬度IOmmX長度60mm的試驗片，并通過四端子法求出電阻。并且，利用千分尺測定試驗片的尺寸，并計算出試驗片的體積。并且，由所測定的電阻值和體積計算出導電率。另外，試驗片以其長邊方向與特性評價用條材的軋制方向平行的方式提取。
[0144](耐應力松弛特性)
[0145]關于耐應力松弛特性試驗，通過以日本伸銅協會技術標準JCBA-T309:2004的懸臂梁螺紋式為基準的方法來負載應力，并測定以150°C的溫度保持預定時間之后的殘余應力率。
[0146]測定使用應力松弛測定機/KEYENCE公司制KL-30、LK-GD500、KZ-U3來進行。
[0147]詳細而言，首先，使用懸臂梁螺紋式的撓曲變位負載用試驗夾具來固定試驗片的長邊方向的一端(固定端)。
[0148]試驗片(寬度IOmmX長度60mm)以從特性評價用條材以其長邊方向與特性評價用條材的軋制方向平行的方式提取。
[0149]接著，使撓曲變位負載用螺栓的前端以鉛垂方向接觸試驗片的長邊方向的自由端(另一端)，并對試驗片的長邊方向的自由端施加負載。
[0150]此時，以使試驗片的表面最大應力成為屈服強度的80%的方式，將初始撓曲變位設定為2mm,并調整Span長度。Span長度是指對試驗片賦予初始撓曲時,從試驗片的所述固定端到與撓曲變位負載用螺栓的前端的接觸部分為止的、相對于撓曲變位負載用螺栓的負載方向垂直的方向的長度。上述表面最大應力以下式進行設定。
[0151 ]表面最大應力(MPa) =1.5Et δ 0/Ls2
[0152]其中，
[0153]E:撓曲系數(MPa)
[0154]t:試料厚度(t=0.25mm)
[0155]δ Q:初始撓曲變位(2mm)
[0156]Ls:Span 長度(mm)。
[0157]將初始撓曲變位設定為2mm的試驗片，在恒溫槽中以150°C的溫度保持IOOOh之后，連同懸臂梁螺紋式的撓曲變位負載用試驗夾具取出到常溫中，且松開撓曲變位負載用螺檢進行卸荷。
[0158]由以150°C的溫度保持IOOOh后的彎曲特性來測定將試驗片冷卻至常溫而殘余的殘余應力率(永久撓曲變位之差)，并對應力松弛率進行評價。另外應力松弛率利用下式進行計算。
[0159]應力松弛率(％)= ( δ t/ δ。)X 100
[0160]其中，[0161]St:以150°C保持IOOOh后的永久撓曲變位(mm)-在常溫下保持24小時后的永久撓曲變位(mm)
[0162]δ。:初始撓曲變位(mm)
[0163](組織觀察)
[0164]對于各試料的軋制面，進行鏡面拋光、離子蝕刻。并且，為了確認以Cu和Mg為主成分的金屬間化合物的析出狀態，利用FE-SEM (場發射式掃描電子顯微鏡)以I萬倍的視場(約120 μ m2/視場)進行觀察。
[0165]接著，為了調查以Cu和Mg為主成分的金屬間化合物的密度(個/ μ m2),選擇金屬間化合物的析出狀態并不特別的I萬倍的視場(約120 μ m2/視場)，在該區域中以5萬倍拍攝連續的10個視場(約4.8 μ m2/視場)。對于金屬間化合物的粒徑，設為金屬間化合物的長徑(以在中途不與晶界接觸為條件，在晶粒內能夠引出的最長直線的長度)和短徑(在與長徑直角相交的方向上，以在中途不與晶界接觸為條件，能夠引出的最長直線的長度)的平均值。并且，求出粒徑0.1 μ m以上且以Cu和Mg為主成分的金屬間化合物的密度(個/ μ m2)。
[0166](彎曲加工性)
[0167]依照日本伸銅協會技術標準JCBA-T307:2007的4試驗方法進行彎曲加工。
[0168]以軋制方向與試驗片的長邊方向平行的方式，從特性評價用條材提取多個寬度IOmmX長度30mm的試驗片，并利用彎曲角度為90度、彎曲半徑為0.25mm的W型夾具進行W彎曲試驗。
[0169]并且，以肉眼確認彎曲部的外周部，將斷裂時設為D，僅有一部分引起斷裂時設為C，未引起斷裂而僅產生細微裂紋時設為B，無法確認斷裂或細微裂紋時設為A，以此來進行判定。
[0170]將條件及評價結果示于表1、2、3、4。
[0171][表I]
[0172]
【權利要求】
1.一種電子設備用銅合金，其特征在于， 由Cu和Mg的二元合金構成,所述二元合金， 以3.3原子％以上且6.9原子％以下的范圍含有Mg，且剩余部分僅由Cu及不可避免的雜質構成， 將Mg的濃度設為X原子％時，導電率o%IACS在σ≤{1.7241/(-0.0347XX2+0.6569XX+1.7)} XlOO 的范圍內， 應力松弛率在150°C經過1000小時時為50%以下。
2.—種電子設備用銅合金,其特征在于， 由Cu和Mg的二元合金構成,所述二元合金， 以3.3原子％以上且6.9原子％以下的范圍含有Mg，且剩余部分僅由Cu及不可避免的雜質構成， 通過掃描電子顯微鏡觀察的粒徑0.1 μ m以上的以Cu和Mg為主成分的金屬間化合物的平均個數為I個/ μ m2以下， 應力松弛率在150°C經過1000小時時為50%以下。
3.—種電子設備用銅合金,其特征在于， 由Cu和Mg的二元合金構成,所述二元合金， 以3.3原子％以上且6.9原子％以下的范圍含有Mg，且剩余部分僅由Cu及不可避免的雜質構成， 將Mg的濃度設為X原子％時，導電率o%IACS在σ≤{1.7241/(-0.0347XX2+0.6569XX+1.7)} XlOO 的范圍內， 通過掃描電子顯微鏡觀察的粒徑0.1 μ m以上的以Cu和Mg為主成分的金屬間化合物的平均個數為I個/ μ m2以下， 應力松弛率在150°C經過1000小時時為50%以下。
4.根據權利要求1至3中任一項所述的電子設備用銅合金，其特征在于， 拉伸彈性模量為125GPa以下，0.2%屈服強度。0.2為400MPa以上。
5.一種電子設備用銅合金的制造方法，其特征在于，其為制造權利要求1至4中任一項所述的電子設備用銅合金的方法，具備: 精加工工序，在該工序中，將如下組成的銅材加工成預定的形狀，即銅材由Cu和Mg的二元合金構成，且以3.3原子％以上且6.9原子％以下的范圍含有Mg，并且剩余部分僅由Cu及不可避免的雜質構成；精熱處理工序，在該精加工工序之后實施熱處理。
6.根據權利要求5所述的電子設備用銅合金的制造方法，其特征在于， 在所述精熱處理工序中，以超過200V且800°C以下的范圍實施熱處理。
7.根據權利要求6所述的電子設備用銅合金的制造方法，其特征在于， 在所述精熱處理工序中，以超過200°C且800°C以下的范圍實施熱處理， 之后，以200°C /min以上的冷卻速度將加熱后的所述銅材冷卻至200°C以下。
8.一種電子設備用銅合金軋材，其特征在于， 所述電子設備用銅合金軋材由權利要求1至4中任一項所述的電子設備用銅合金構成，且在與軋制方向平行的方向上的拉伸彈性模量E為125GPa以下，在與軋制方向平行的方向上的0.2%屈服強度σ。2為400MPa以上。
9.一種電子設備用銅合金軋材，其特征在于， 所述電子設備用銅合金軋材由權利要求1至4中任一項所述的電子設備用銅合金構成， 用作構成端子、連接器、繼電器及引線框架等電子設備用組件的銅材。
10.一種電子設備用組件，其特征在于， 所述電子設備用組件由權利要求1至4中任一項所述的電子設備用銅合金構成。
【文檔編號】C22C9/00GK103842551SQ201280047170
【公開日】2014年6月4日 申請日期:2012年10月26日 優先權日:2011年10月28日
【發明者】牧一誠, 伊藤優樹 申請人:三菱綜合材料株式會社