JP4804266B2

JP4804266B2 - 電気電子機器用Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｎ合金及びその製造方法

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Publication number: JP4804266B2
Application number: JP2006222586A
Authority: JP
Inventors: 隆紹波多野; 泰靖石川; 壽宏新見
Original assignee: JX Nippon Mining and Metals Corp
Current assignee: JX Nippon Mining and Metals Corp
Priority date: 2005-08-24
Filing date: 2006-08-17
Publication date: 2011-11-02
Anticipated expiration: 2026-08-17
Also published as: JP2007084920A

Description

本発明は、優れた強度、導電率、曲げ加工性及びプレス打ち抜き加工性を兼ね備え、端子、コネクタ、スイッチ、リレーなどの電気電子部品に好適な銅合金に関するものである。

電気電子機器の各種端子、コネクタ、リレー又はスイッチ等には、製造コストを重視する用途では低廉な黄銅が使用されている。また、ばね性が重視される用途ではりん青銅が使用され、ばね性及び耐食性が重視される用途では洋白が使用されている。これら銅合金は固溶強化型合金であり、合金元素の作用により強度やばね性が向上する反面、導電率や熱伝導率が低下する。
近年、固溶強化型合金に替わり、析出強化型銅合金の使用量が増加している。析出強化型合金は、合金元素をＣｕ母地中に微細化合物粒子として析出させることを特徴とする。合金元素が析出する際に、強度が上昇し、同時に導電率も上昇する。したがって、析出硬化合金では、固溶強化型合金に対し、同じ強度でより高い導電率が得られる。析出強化型銅合金としては、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金、Ｃｕ−Ｂｅ系合金、Ｃｕ−Ｔｉ系合金、Ｃｕ−Ｚｒ系合金等がある。
しかし、析出強化型合金では、合金元素をＣｕ中に一旦固溶させるための高温・短時間の熱処理（溶体化処理）及び合金元素を析出させるための低温・長時間の熱処理（時効処理）が必要であり、その製造プロセスは複雑である。また、合金元素として、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｂｅ等の活性元素を含有しているため、インゴット品質の作りこみが難しい。したがって、析出強化型合金の製造コストは、固溶強化型合金の製造コストと比べ非常に高い。

一方、固溶強化型合金を改良することにより、必要充分な導電率と強度を有する、低廉な銅合金の開発が進められている。黄銅に代表されるＣｕ−Ｚｎ系合金は、製造が容易であり、Ｚｎが安価なことも相まって、特に低コストで製造できる合金である。本発明者らは、以前Ｃｕ−Ｚｎ系合金のＺｎ量を調整した上で少量のＳｎを添加し、更に金属組織を調整することにより、各種端子等材料として必要充分な導電率、強度及び曲げ加工性を有する合金を開発した（特許文献１）。一般的に必要充分な導電率、強度及び曲げ加工性を下記に記載する。
（Ａ）導電率：３５％ＩＡＣＳ以上。この導電率は析出強化型合金であるＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系合金（コルソン合金）の導電率に匹敵する。なお、黄銅（Ｃ２６００）の導電率は２８％ＩＡＣＳ、りん青銅（Ｃ５２１０）の導電率は１３％ＩＡＣＳである。
（Ｂ）引張強さ：４１０ＭＰａ以上。この引張強さは、ＪＩＳ規格（ＪＩＳＨ３１００）により規定された黄銅（Ｃ２６００）の質別Ｈの引張強さに相当する。
（Ｃ）曲げ性：曲げ半径Ｒ／板厚ｔ＝０．１の条件で、ＧｏｏｄＷａｙ（曲げ軸が圧延方向と直行する方向）及びＢａｄＷａｙ（曲げ軸が圧延方向と平行な方向）ともに、Ｗ曲げが可能なこと。この曲げ試験において割れが発生しなければ、コネクタに施される最も厳しいレベルの曲げ加工が可能となる。

近年の電子機器部品の小型化に伴ない、端子、コネクタ、スイッチ、リレーなども小型化している。この動向に対応し、導電率、強度及び曲げ加工性を、より高いレベルでバランスさせた銅合金素材が求められている。本発明者らが以前開発したＣｕ−Ｚｎ−Ｓｎ系合金は、黄銅の強度、コルソン合金の導電率、黄銅やコルソン合金と同等以上の曲げ加工性を併せ持ち、その特性のバランスは従来のＣｕ−Ｚｎ−Ｓｎ系合金（特許文献２〜４）と比較して著しく優れるものである。この合金は小型化が進行する電子機器部品の素材として好適な銅合金といえる。
特願２００５−２０７５５６号明細書特開平１−１６２７３７号公報特開平２−１７０９５４号公報特開平７−２５８７７７号公報

銅合金条を電子部品に加工する際には、まずプレスによる打ち抜き加工が行われる。端子、コネクタ、スイッチ、リレーなどの小型化に伴い、プレス打ち抜き加工後の寸法精度に対する要求が厳しくなっている。即ち、プレス打ち抜き加工においてバリやダレが発生しにくい銅合金条が求められている。特許文献２〜４等に開示されている従来のＣｕ−Ｚｎ−Ｓｎ系合金においては、プレス打ち抜き性を考慮した合金設計が行われておらず、昨今求められているプレス精度に対応することが難しくなっていた。
本発明の目的は、プレス打ち抜き加工性を改善したＣｕ−Ｚｎ−Ｓｎ系合金条を提供することである。

本発明者は、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｎ系合金条のプレス打ち抜き加工性を改善する方策を鋭意研究した。その結果、析出物、非金属介在物等の化合物粒子を、その寸法に応じて、適正な頻度で合金中に分布させれば、プレス打ち抜き加工性が向上することを見出した。そして、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｎ系合金における、化合物粒子の最適な分布状態を明らかにし、この分布状態を得るための方法を明らかにした。

本発明は、この発見に基づき成されたものであり、
（１）２〜１２質量％のＺｎ、０．１〜１．０質量％Ｓｎを含有し、Ｓｎの質量％濃度（［％Ｓｎ］）とＺｎの質量％濃度（［％Ｚｎ］）との関係が、
０．５≦［％Ｓｎ］＋０．１６［％Ｚｎ］≦２．０
の範囲に調整され残部が銅及びその不可避的不純物から構成される銅合金であり、圧延面に平行な断面において、直径０．１μｍ以上５μｍ以下の化合物粒子の頻度が５００〜５００００個／ｍｍ²であり、直径５μｍ超の化合物粒子の頻度が１０個／ｍｍ²以下であることを特徴とする電気電子機器用銅合金、
（２）２〜１２質量％のＺｎ、０．１〜１．０質量％のＳｎを含有し、Ｓｎの質量％濃度（［％Ｓｎ］）とＺｎの質量％濃度（［％Ｚｎ］）との関係が、
０．５≦［％Ｓｎ］＋０．１６［％Ｚｎ］≦２．０
の範囲に調整され、
更に、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｃｏ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｐ、Ｓｉ及びＡｇの群から選ばれた少なくとも一種を０．００５〜０．５質量％の範囲で含有し、残部が銅及びその不可避的不純物から構成される銅合金であり、
圧延面に平行な断面において、直径０．１μｍ以上５μｍ以下の化合物粒子の頻度が５００〜５００００個／ｍｍ²であり、直径５μｍ超の化合物粒子の頻度が１０個／ｍｍ²以下であることを特徴とする電気電子機器用銅合金、
（３）Ｓ及びＯを合計で１５〜６０質量ｐｐｍ含有することを特徴とする上記（１）又は（２）の電気電子機器用銅合金、
（４）溶解鋳造によりインゴットを製造し、このインゴットを熱間圧延し、その後、冷間圧延と再結晶焼鈍を繰り返し、最後に冷間圧延で所定の製品厚み仕上げる工程で製造する工程において、熱間圧延を次の条件で行うことを特徴とする上記（１）〜（３）の電気電子機器用銅合金の製造方法、
（イ）インゴットを８００〜９００℃で１〜５時間加熱する。
（ロ）熱間圧延終了時の材料温度を６００〜７００℃とする。
（ハ）熱間圧延中に、加工度が３０％以上の通板を２回以上行う。
に関するものである。

（イ）Ｚｎ及びＳｎ濃度
本発明の銅合金は、ＺｎとＳｎを基本成分とし、両元素の作用により機械的特性と導電率を作りこむ。Ｚｎ濃度の範囲は２〜１２質量％、好ましくは５〜１０重量％、Ｓｎ濃度の範囲は０．１〜１．０質量％、好ましくは０．１〜０．５重量％とする。Ｚｎが２質量％未満であると、強度が不足するとともに、Ｃｕ−Ｚｎ合金の特徴である良好な製造性が失われる。Ｚｎが１２質量％を超えると、Ｓｎ濃度を調整しても３５％ＩＡＣＳ以上の導電率が得られなくなる。Ｓｎは圧延の際の加工硬化を促進する作用を持ち、Ｓｎが０．１質量％未満であると強度が不足する。一方、Ｓｎが１．０質量％を超えると、合金の製造性が低下する。
ＳｎとＺｎの合計濃度（Ｔ）は、次のように調整する。
０．５≦Ｔ≦２．０
Ｔ＝［％Ｓｎ］＋０．１６［％Ｚｎ］
ここで、［％Ｓｎ］及び［％Ｚｎ］はそれぞれＳｎ及びＺｎの質量％濃度である。Ｔを２．０以下にすれば３５％ＩＡＣＳ以上の導電率が得られる。また、Ｔを０．５以上にすれば、金属組織を適切に調整することにより、４１０ＭＰａ以上の引張強さが得られる。そこで、Ｔを０．５〜２．０、好ましくは０．６〜１．７に規定する。この範囲に調整することにより、３５％ＩＡＣＳ以上の導電率と４１０ＭＰａ以上の引張強さがより安定して得られる。

（ロ）Ｎｉ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｃｏ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｐ、Ｓｉ及びＡｇ
本発明の合金には、合金の強度、耐熱性、耐応力緩和性等を改善する目的で、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｃｏ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｐ、Ｓｉ及びＡｇの群から選ばれた少なくとも一種を合計で０．００５〜０．５質量％添加することができる。ただし、合金元素の追加は、導電率の低下、製造性の低下、原料コストの増加等を招くことがあるので、この点への配慮は必要である。
上記元素の合計量が０．００５質量％未満であると、特性向上の効果が発現しない。一方、上記元素の合計量が０．５質量％を超えると、導電率低下が著しくなる。そこで、合計量を０．００５〜０．５質量％に規定する。

（ハ）化合物粒子
直径０．１μｍ以上５μｍ以下の化合物粒子（以下、微細粒子とする）を、圧延面に平行な断面において５００個／ｍｍ²以上の頻度で含有すると、プレス打ち抜き加工後のバリが小さくなる。一方、微細粒子の化合物粒子の頻度が、５００００個／ｍｍ²を超えると曲げ加工性が低下する。そこで、微細粒子の化合物粒子の頻度を、５００〜５００００個／ｍｍ²に規定する。より好ましい頻度は１０００〜１００００個／ｍｍ²であり、良好な打ち抜き加工性と曲げ加工性が、より安定して両立する。上記化合物粒子の構成成分については下記（ニ）に記載する。
直径５μｍ超の化合物粒子（以下、粗大粒子とする）は、曲げ加工性を顕著に劣化させる。そこで、粗大粒子の頻度を、圧延面に平行な断面において１０個／ｍｍ²以下に規定する。１０個／ｍｍ²以下であれば、曲げ加工性への影響は無視できる。
なお、直径が０．１μｍ未満である化合物粒子は、打ち抜き加工性や曲げ加工性に影響を及ぼさない。そこで、直径が０．１μｍ未満である化合物粒子の頻度については特に規定しない。

（ニ）Ｓ濃度、Ｏ濃度
Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｎ系合金における化合物粒子としては、ＺｎＯ、ＺｎＳ、Ｃｕ₂Ｓ、ＣａＯ、ＣａＳ、ＭｇＳ、ＭｇＯ、ＳｉＯ₂等がある。Ｚｎ及びＣｕの化合物は合金成分に由来するものであり、Ｃａ、Ｍｇ及びＳｉの化合物は溶解炉の炉材成分等に由来するものである。
化合物粒子成分は酸化物及び硫化物が多いので、Ｓ濃度及びＯ濃度を調整することにより、化合物粒子の頻度を調整することができる。
Ｓ及びＯは、好ましくは合計で１５〜６０質量ｐｐｍに調整する。Ｓ及びＯの合計が１５質量ｐｐｍ未満であると、微細粒子の頻度を５００個／ｍｍ²以上に調整することが困難になる。一方、Ｓ及びＯの合計が６０質量ｐｐｍを超えると、微細粒子が５００００個／ｍｍ²を超えたり、粗大粒子の頻度が１０個／ｍｍ²を超えることがある。

（ホ）製造方法
本発明のＣｕ−Ｚｎ−Ｓｎ系合金の製造では、まず溶解鋳造によりインゴットを製造し、このインゴットを熱間圧延し、その後、冷間圧延と再結晶焼鈍を繰り返し、最後に冷間圧延で所定の製品厚みに仕上げる。ばね限界値、応力腐食割れ感受性、耐応力緩和性等を改善する目的で、仕上冷間圧延の後に歪取焼鈍を行なうこともある。また、製品の表面に、リフローすずめっき等のめっきを施すこともある。これら一連の工程において、化合物粒子調整のために重要な工程は、熱間圧延（以下、熱延）である。
インゴットの金属組織は樹枝状晶より構成されており、樹枝状晶の間隙に硫化物や酸化物等の化合物が分布する。インゴット中の化合物は粗大であり、このままの形態では打ち抜き加工性向上への効果が少ない。そこで、熱延において粗大な化合物を一旦母地に溶解し、微細な化合物粒子として再析出させること、及び熱延中に粗大な化合物を破砕し微細化すること、が必要である。
化合物を母地に溶解するために、インゴットを８００〜９５０℃の温度で１〜５時間加熱する。温度が８００℃未満である場合は、化合物の溶解が不充分になる。一方、温度が９５０℃を超えると熱延で割れが発生する。インゴットの加熱時間が１時間未満の場合は、化合物の溶解が不充分になる。一方、５時間を超える加熱を行っても、化合物が更に溶解することは無く、コストが増加し不経済である。
一旦母地に溶解した化合物粒子を再析出させるために、熱延終了時の材料温度を６００〜７００℃とする。化合物の母地への溶解度は低温ほど少ないので、材料温度が熱延開始温度（８００〜９５０℃）から６００〜７００℃に低下する間に、化合物粒子が再析出する。熱延終了時の材料温度が７００℃を超えると化合物粒子の再析出が不充分となる。熱延終了時の材料温度が６００℃未満であると加工性が低下し熱延割れが発生する。
熱延の圧延加工では、材料を複数回、圧延機に通板し、所定の厚みに仕上げる。粗大な化合物を効果的に破砕するには、加工度を３０％以上に調整した通板を、熱延中に合計で２回以上行う必要がある。ここで、加工度Ｒは次式で定義する。
Ｒ＝（ｔ₀−ｔ）／ｔ₀（ｔ₀：圧延前の厚み、ｔ：圧延後の厚み）

高周波誘導炉を用い、内径６０ｍｍ、深さ２００ｍｍの黒鉛るつぼ中で２ｋｇの電気銅を溶解した。溶銅表面を木炭片で覆った後、Ｚｎ及びＳｎを添加した。また、Ｓ濃度の調整のために必要に応じＣｕＳを添加し、Ｏ濃度の調整のために必要に応じＣｕＯを添加した。溶銅温度を１２００℃に調整した後、金型に鋳込み、幅６０ｍｍ、厚み３０ｍｍのインゴットを製造し、以下の工程を標準工程とし、厚み０．３ｍｍまで加工した。
（工程１）熱間圧延（熱延）により厚さを６ｍｍにする。
（工程２）熱間圧延板の表面の酸化スケールをグラインダーで研削、除去する。
（工程３）板厚１．５ｍｍまで冷間圧延（素圧延）する。
（工程４）再結晶焼鈍（中間焼鈍）として、大気中、４００℃で３０分間加熱し、結晶粒径を約３μｍに調整する。
（工程５）１０質量％硫酸−１質量％過酸化水素溶液による酸洗及び＃１２００エメリー紙による機械研磨を順次行ない、焼鈍で生成した表面酸化膜を除去する。
（工程６）冷間圧延（中間圧延）により、厚み０．４３ｍｍまで加工度７１％で圧延する。
（工程７）再結晶焼鈍（最終焼鈍）として、大気中、４００℃で３０分間加熱し、結晶粒径を約３μｍに調整する。
（工程８）１０質量％硫酸−１質量％過酸化水素溶液による酸洗及び＃１２００エメリー紙による機械研磨を順次行ない、焼鈍で生成した表面酸化膜を除去する。
（工程９）冷間圧延（仕上圧延）で０．３ｍｍまで加工度３０％で圧延する。
得られた試料につき、以下の評価を行った。

化合物粒子の測定：
圧延面を機械研磨と電解研磨により鏡面に仕上げた。電解研磨では、電解液として燐酸１２５ｍＬ、蒸留水２５０ｍＬ、エタノール１２５ｍＬ、プロパノール２５ｍＬ、尿酸２．５ｇを混合した溶液を用い、試料をアノードとして通電を行った。
電解研磨後の表面をＦＥ−ＳＥＭ（電界放出型走査電子顕微鏡）を用いて観察し、化合物粒子の個数を測定した。直径０．１μｍ以上５μｍ以下の化合物粒子については、一万倍の倍率で０．０１ｍｍ²の面積を観察し、得られた粒子個数を１ｍｍ²あたりの個数に換算した。直径５μｍ超の化合物粒子については、千倍の倍率で１ｍｍ²の面積を観察し、粒子個数を測定した。
なお、化合物粒子の形が楕円状、棒状、線状などの場合には、図１に示すように、短軸（Ｌ１）と長軸（Ｌ２）の平均値を直径とした。また、圧延方向に連なった粒子から構成される粒子群（例えば、ＪＩＳＧ０５５５におけるＢ系介在物）については、粒子群の直径及び個数を測定するのではなく、粒子群を構成する個々の粒子の直径と個数を測定した。

プレス打ち抜き加工性：
プレス打ち抜き加工により、試料に丸孔を形成した。ポンチは直径９．９６ｍｍの円筒形状とし、ダイス側の孔径は１０．００ｍｍとした（クリアランス０．０２ｍｍ）。打ち抜き速度は１０ｍｍ／ｍｉｎとし、材料押さえは行わなかった。
丸孔の破面を断面から観察し、図２に示すバリの高さを測定した。測定位置は、圧延方向に平行な破面部位とした。各試料につき１０回の測定を行い、その平均値を求めた。バリ高さが１０μｍ以下の場合に良好な打ち抜き加工性が得られたと判断した。

曲げ加工性：
幅１０ｍｍの短冊形試料を用い、ＪＩＳＨ３１１０に規定されたＷ曲げ試験を実施した。曲げ方向はＧｏｏｄＷａｙ及びＢａｄＷａｙとし、曲げ半径は０．０３ｍｍ（曲げ半径Ｒ／板厚ｔ＝０．１）とした。
曲げ後の試料につき、曲げ部の表面及び断面から、割れの有無を観察し、ＧｏｏｄＷａｙ及びＢａｄＷａｙともに割れが発生しなかった場合を○、ＧｏｏｄＷａｙ及びＢａｄＷａｙの両方又は片方で割れが発生した場合を×と評価した。なお、深さが１０μｍを超える亀裂を割れとみなした。

導電率：
ＪＩＳＨ０５０５に準拠し、４端子法で測定した。
引張強さ：
引張方向が圧延方向と平行になるように、プレス機を用いてＪＩＳ１３Ｂ号試験片を作製した。ＪＩＳ−Ｚ２２４１に従ってこの試験片の引張試験を行い、引張強さを求めた。

（実施例１）
表２に示す成分のＣｕ−Ｚｎ−Ｓｎ系合金インゴットを製造し、上記標準工程に従い厚み０．３ｍｍまで加工した。いずれの試料においても、熱間圧延では、インゴットを８５０℃で３時間加熱した。その後、熱間圧延での加工パターンを示す表１中のパターンＡに従って加工度が３０％以上の通板を２回行い、厚みを６ｍｍに仕上げた。熱間圧延を終えた直後の材料温度（熱間圧延終了温度）は、約６３０℃であった。
Ｚｎ濃度及びＳｎ濃度並びに化合物粒子がプレス打ち抜き性に及ぼす影響を表２に示す。
発明例１〜２１では、ＳとＯの合計濃度を１５〜６０質量ｐｐｍに調整した結果、微細粒子の頻度が５００〜５００００個／ｍｍ²に収まり、粗大粒子は１０個／ｍｍ²以下となった。このため、バリ高さは１０μｍ以下であり、Ｒ／ｔ＝０．１のＷ曲げで割れが発生しなかった。また、合金成分の濃度を適正範囲に調整したため、３５％ＩＡＣＳ以上の導電率及び４１０ＭＰａ以上の引張強さが得られた。
発明例１〜５、比較例２２〜２４では、Ｃｕ−８質量％Ｚｎ−０．３質量％Ｓｎ合金に対し、ＳとＯの合計濃度を変化させている。ＳとＯの合計濃度が増えるに従い、微細粒子が増え、バリが小さくなることが分かる。これらのうち比較例２２では、ＳとＯの合計濃度が１５質量ｐｐｍに満たないため、微細粒子が規定範囲未満であり、１０μｍを超えるバリが発生した。比較例２３、２４では、ＳとＯの合計濃度が６０質量ｐｐｍを超えた。このため比較例２３では微細粒子が規定範囲を超え、Ｒ／ｔ＝０．１のＷ曲げで割れが発生した。同様に、比較例２４では微細粒子及び粗大粒子が規定範囲を超え、Ｒ／ｔ＝０．１のＷ曲げで割れが発生した。
比較例２５〜２８は、合金成分の濃度が不適切であったため、バリは小さくＷ曲げが可能であったものの、目標とする導電率又は引張強さが得られなかった例である。比較例２５はＺｎ濃度が低いため、比較例２６はＳｎ濃度が低いため、引張強さが４１０ＭＰａに満たなかった。比較例２７はＺｎとＳｎ濃度が高いため、比較例２８はＡｌとＳｉ濃度が高いため、導電率が３５％ＩＡＣＳに満たなかった。
比較例２９は、Ｎｉ濃度が高すぎるため導電率が低く、Ｗ曲げで割れが発生した。更にＳとＯの合計濃度が１５質量ｐｐｍに満たなかったため、バリ高さが１０μｍを超えた。

（実施例２）
熱間圧延条件が化合物粒子及びプレス打ち抜き性に及ぼす影響を表３に示す。
Ｚｎ濃度が８質量％、Ｓｎ濃度が０．３質量％、（［％Ｓｎ］＋０．１６［％Ｚｎ］）が１．５８、Ｓ濃度が１５質量ｐｐｍ、Ｏ濃度が２０質量ｐｐｍのインゴットを上記標準工程に従い板厚０．３ｍｍまで加工した。熱間圧延では、インゴットの加熱温度と時間を変化させ、また加工パターンを表１のＡ〜Ｆの７種類で変化させた。更に、各通板間で材料を空冷するなどし、熱間圧延終了温度を変化させた。
発明例３０〜４６では、本発明の条件で熱間圧延が行われた結果、微細粒子の頻度が５００〜５００００個／ｍｍ²に収まり、粗大粒子は１０個／ｍｍ²以下となった。このため、バリ高さは１０μｍ以下であり、Ｒ／ｔ＝０．１のＷ曲げで割れが発生しなかった。
発明例３０〜３３、比較例４７〜４９では、インゴットの加熱時間を３時間、加工パターンをＢ（加工度３０％以上の通板２回）、熱延終了温度を約６５０℃とし、インゴットの加熱温度を変化させている。加熱温度が高いほど、粗大粒子が減って微細粒子が増え、バリが小さくなることが分かる。これらのうち比較例４７は加熱温度が８００℃より低かっため、粗大粒子が１０個／ｍｍ²を超え、Ｗ曲げで割れが発生した。比較例４８は加熱温度が更に低かったため、粗大粒子が１０個／ｍｍ²を超えるとともに微細粒子が５００個／ｍｍ²未満であり、Ｗ曲げで割れが発生し１０μｍを超えるバリが発生した。比較例４９は、インゴットの加熱温度が９００℃を超えたため、熱延中に割れが発生し、板厚０．３ｍｍまで加工できなかった。
発明例３１、３４〜３８、比較例５０では、インゴットの加熱温度を８３０℃、加工パターンをＢ（加工度３０％以上の通板２回）、熱延終了温度を約６５０℃とし、インゴットの加熱時間を変化させている。加熱時間が長いほど、粗大粒子が減って微細粒子が増え、バリが小さくなることが分かる。比較例５０は、加熱時間が１時間より短いため、粗大粒子が１０個／ｍｍ²を超え、Ｗ曲げで割れが発生した。発明例３８の加熱時間は６時間と、加熱時間５ｈの発明例３７より長いにもかかわらず、微細粒子及び粗大粒子の数は発明例３４と同等であり、加熱時間を長くした効果は認められない。
発明例３５、３９〜４２、比較例５１〜５３では、インゴットの加熱温度を８３０℃、加熱時間を２時間、加工パターンをＢ（加工度３０％以上の通板２回）とし、熱延終了時の材料温度を変化させている。熱間圧延終了時の材料温度が低いほど微細粒子が増え、バリが小さくなることが分かる。比較例５２、５３は熱延終了温度が７００℃を超えたために、微細粒子の再析出が不充分であり、微細粒子の個数が５００個／ｍｍ²未満であり、バリ高さが１０μｍを超えた。比較例５１は、熱延後半において６００℃未満である温度で加工を行った際に材料に割れが発生し、０．３ｍｍまで加工できなかった。
発明例４０、４３〜４６、比較例５４〜５６では、インゴットの加熱温度を８３０℃、加熱時間を２時間、熱延終了温度を約６５０℃とし、熱延での加工パターンを変化させている。加工度３０％以上の通板回数を多くすることで、粗大化合物の破砕が進んで粗大粒子の個数が減り、微細粒子の個数が増えることが分かる。比較例５４〜５６は、加工度３０％以上の通板が２回未満のため、粗大粒子の個数が１０個／ｍｍ²を超え、Ｗ曲げで割れが発生した。

化合物粒子の形が楕円状、棒状、線状などの場合の、短軸（Ｌ１）と長軸（Ｌ２）を示す概略図である。プレス打ち抜き加工性測定においてプレス破面断面（圧延方向は図に垂直）のバリの高さを示す概略図である。

Claims

２〜１２質量％のＺｎ、０．１〜１．０質量％のＳｎを含有し、Ｓｎの質量％濃度（［％Ｓｎ］）とＺｎの質量％濃度（［％Ｚｎ］）との関係が、
０．５≦［％Ｓｎ］＋０．１６［％Ｚｎ］≦２．０
の範囲に調整され残部が銅及びその不可避的不純物から構成される銅合金であり、圧延面に平行な断面において、直径０．１μｍ以上５μｍ以下の化合物粒子の頻度が５００〜５００００個／ｍｍ²であり、直径５μｍ超の化合物粒子の頻度が１０個／ｍｍ²以下であることを特徴とする電気電子機器用銅合金。
２〜１２質量％のＺｎ、０．１〜１．０質量％のＳｎを含有し、Ｓｎの質量％濃度（［％Ｓｎ］）とＺｎの質量％濃度（［％Ｚｎ］）との関係が、
０．５≦［％Ｓｎ］＋０．１６［％Ｚｎ］≦２．０
の範囲に調整され、
更に、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｃｏ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｐ、Ｓｉ及びＡｇの群から選ばれた少なくとも一種を０．００５〜０．５質量％の範囲で含有し、残部が銅及びその不可避的不純物から構成される銅合金であり、
圧延面に平行な断面において、直径０．１μｍ以上５μｍ以下の化合物粒子の頻度が５００〜５００００個／ｍｍ²であり、直径５μｍ超の化合物粒子の頻度が１０個／ｍｍ²以下であることを特徴とする電気電子機器用銅合金。
更に、Ｓ及びＯを合計で１５〜６０質量ｐｐｍ含有することを特徴とする請求項１又は２の電気電子機器用銅合金。
溶解鋳造によりインゴットを製造し、このインゴットを熱間圧延し、その後、冷間圧延と再結晶焼鈍を繰り返し、最後に冷間圧延で所定の製品厚みに仕上げる工程で製造する工程において、熱間圧延を次の条件で行うことを特徴とする請求項１〜３いずれか１項記載の電気電子機器用銅合金の製造方法：
（１）インゴットを８００〜９００℃で１〜５時間加熱する。
（２）熱間圧延終了時の材料温度を６００〜７００℃とする。
（３）熱間圧延中に、加工度が３０％以上の通板を２回以上行う。