公开/公告号CN103502487A
专利类型发明专利
公开/公告日2014-01-08
原文格式PDF
申请/专利权人 三菱综合材料株式会社;
申请/专利号CN201280022058.5
申请日2012-05-30
分类号C22C9/00(20060101);B21B3/00(20060101);C22F1/08(20060101);H01B1/02(20060101);H01B13/00(20060101);C22F1/00(20060101);
代理机构11018 北京德琦知识产权代理有限公司;
代理人康泉;王珍仙
地址 日本东京
入库时间 2024-02-19 21:31:47
法律状态公告日
法律状态信息
法律状态
2015-09-16
授权
授权
2014-02-12
实质审查的生效 IPC(主分类):C22C9/00 申请日:20120530
实质审查的生效
2014-01-08
公开
公开
技术领域
本发明涉及一种适合于例如端子、连接器、继电器、引线框架等电子设备用组件 （电子电气组件）的电子设备用铜合金、电子设备用铜合金的制造方法、电子设备用 铜合金塑性加工材料、及电子设备用组件。
本申请基于2011年6月6日在日本申请的日本专利申请第2011-126510号、及2011 年11月7日在日本申请的日本专利申请第2011-243870号主张优先权，将其内容援用 于本说明书中。
背景技术
以往，随着电子设备和电气设备等的小型化，谋求用于这些电子设备和电气设备 等的端子、连接器、继电器、引线框架等电子设备用组件（电子电气组件）的小型化 及薄壁化。因此，作为构成电子设备用组件（电子电气组件）的材料，要求弹性、强 度、导电率优异的铜合金。尤其，如在非专利文献1中所记载，作为用作端子、连接 器、继电器、引线框架等电子设备用组件（电子电气组件）的铜合金，期望屈服强度 较高且杨氏模量较低。
在此，作为用作端子、连接器、继电器、引线框架等电子设备用组件的铜合金， 例如如专利文献1中所示广泛使用含有Sn和P的磷青铜。
并且，作为弹性、强度、导电率优异的铜合金，例如在专利文献2中提供有Cu-Ni-Si 系合金（所谓铜镍硅合金）。该铜镍硅合金为使Ni2Si析出物分散的析出固化型合金， 其具有比较高的导电率、强度及耐应力松弛特性。因此，多用作汽车用端子和信号系 统小型端子用途，近年来，开发活跃地进行着。
并且，作为其他合金，开发出非专利文献2中所记载的Cu-Mg合金、专利文献3 中所记载的Cu-Mg-Zn-B合金等。
如从图1所示的Cu-Mg系状态图可知，这些Cu-Mg系合金中的Mg的含量为3.3 原子%以上时，通过进行固溶处理（500℃至900℃）和析出处理，能够使由Cu和Mg 构成的金属间化合物析出。即，与上述铜镍硅合金同样地，这些Cu-Mg系合金中也能 够通过析出固化而具有比较高的导电率和强度。
然而，专利文献1中所记载的磷青铜中，存在高温中的应力松弛率升高的倾向。 在此，在具有柱型端子（オスタブ）上推并插入于插口端子（メス型端子）的弹簧接 触部的结构的连接器中，若高温中的应力松弛率较高，则有可能在高温环境下的使用 中引起接触压力下降而产生通电不良。因此，无法在汽车的发动机舱周边等高温环境 下使用。
并且，专利文献2中所公开的铜镍硅合金中，杨氏模量为125～135Gpa，较高。 在此，在具有柱型端子上推并插入于插口端子的弹簧接触部的结构的连接器中，若构 成连接器的材料的杨氏模量较高，则有可能因插入时的接触压力急剧变动而且易超过 弹性界限而塑性变形，因此不优选。
并且，非专利文献2及专利文献3中所记载的Cu-Mg系合金中，与铜镍硅合金同 样地使金属间化合物析出。因此，存在杨氏模量较高的倾向，这些Cu-Mg系合金如上 述作为连接器并不优选。
并且，母相中分散有很多粗大的以Cu和Mg为主成分的金属间化合物，因此在弯 曲加工时，这些以Cu和Mg为主成分的金属间化合物易成为起点而产生破裂等。因此， 存在无法成型连接器等形状复杂的电子设备用组件的问题。
专利文献1：日本特开平01-107943号公报
专利文献2：日本特开平11-036055号公报
专利文献3：日本特开平07-018354号公报
非专利文献1：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.54、Ｎｏ.1（2004）ｐ.2～8（野村幸矢， 《连接器用高性能铜合金条的技术动向与本公司的开发战略》，神户制铜技报，Vol.54， No.1（2004）p.2～8）
非专利文献2：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（掘茂德等3人，《Cu-Mg 合金中的粒界型析出》，伸铜技术研究会杂志，Vol.19（1980）p.115～124）
发明内容
本发明是鉴于上述事实而完成的，其目的在于提供一种具有低杨氏模量、高屈服 强度、高导电性、优异的弯曲加工性且适合于端子、连接器和继电器等电子电气组件 的电子设备用铜合金、电子设备用铜合金的制造方法、及电子设备用铜合金塑性加工 材料。
并且，本发明的目的在于提供一种具有低杨氏模量、高屈服强度、高导电性、优 异的耐应力松弛特性、优异的弯曲加工性且适合于端子、连接器、继电器、引线框架 等电子设备用组件的电子设备用铜合金、电子设备用铜合金的制造方法、电子设备用 铜合金塑性加工材料、及电子设备组件。
为了解决该课题，本发明人进行深入研究的结果得到以下见解。
（a）在Cu-Mg合金中至少添加Cr及Zr中的任一种或两种，并通过进行固溶化、 加工、热处理、低温退火来制作加工固化型铜合金。该加工固化型铜合金中，在Cu-Mg 过饱和固溶体中分散有含有Cr及Zr中的任一种或两种的第二相粒子，且具有低杨氏 模量、高屈服强度、高导电性及优异的弯曲加工性。
（b）通过将Cu-Mg合金固溶化后对其进行淬冷，制作出Cu-Mg过饱和固溶体的 加工固化型铜合金。该加工固化型铜合金具有低杨氏模量、高屈服强度、高导电性及 优异的弯曲加工性。并且，通过对由该Cu-Mg过饱和固溶体构成的铜合金进行精加工 后实施适当的热处理，能够提高耐应力松弛特性。并且，通过适量添加Cr及Zr，能 够使晶体粒径微细化，并能够实现强度的提高。
本发明是基于相关见解而完成的，其具有以下必要条件。
（1）一种电子设备用铜合金，其特征在于，以3.3原子%以上且小于6.9原子% 的范围含有Mg，且分别以0.001原子%以上0.15原子%以下的范围至少含有Cr及Zr 中的任一种或两种，并且剩余部分为Cu及不可避免的杂质，
将Mg的浓度设为A原子%时，导电率σ（%IACS）满足以下式（1）。
σ≤｛1.7241/（-0.0347×A2+0.6569×A+1.7）｝×100……（1）
（2）根据上述（1）所述的电子设备用铜合金，其特征在于，杨氏模量E为125GPa 以下，0.2%屈服强度σ0.2为400MPa以上。
（3）根据上述（1）或（2）所述的电子设备用铜合金，其特征在于，平均晶体粒 径为20μm以下。
（4）一种电子设备用铜合金的制造方法，其特征在于，所述电子设备用铜合金的 制造方法制造出上述（1）～（3）中任一项所述的电子设备用铜合金，所述电子设备 用铜合金具备如下工序：加热工序，在该工序中，将铜材加热至300℃以上900℃以下 的温度，所述铜材以3.3原子%以上且小于6.9原子%的范围含有Mg，且分别以0.001 原子%以上0.15原子%以下的范围至少含有Cr及Zr中的任一种或两种，并且剩余部 分为Cu及不可避免的杂质；淬冷工序，在该工序中，以200℃/min以上的冷却速度将 加热的所述铜材冷却至200℃以下；及加工工序，在该工序中，对淬冷的铜材进行加 工。
（5）一种电子设备用铜合金塑性加工材料，其特征在于，所述电子设备用铜合金 塑性加工材料由上述（1）～（3）中任一项所述的电子设备用铜合金构成，轧制方向 的杨氏模量E为125GPa以下，轧制方向的0.2%屈服强度σ0.2为400MPa以上。
（6）根据上述（5）所述的电子设备用铜合金塑性加工材料，其特征在于，所述 的电子设备用铜合金塑性加工材料用作构成端子、连接器或继电器的铜材。
上述方式（1）的电子设备用铜合金中，以固溶限度以上的3.3原子%以上且小于 6.9原子%的范围含有Mg，且在将Mg的含量设为A原子%时导电率σ被设定在上述 式（1）的范围内。因此，电子设备用铜合金为Mg在母相中过饱和固溶的Cu-Mg过 饱和固溶体。
由这种Cu-Mg过饱和固溶体构成的铜合金中存在杨氏模量降低的倾向，即使应用 于例如具有柱型端子上推并插入于插口端子的弹簧接触部的结构的连接器等中，也可 抑制插入时的接触压力变动。并且，因弹性界限较广而不会轻易塑性变形。因此，方 式（1）的电子设备用铜合金尤其适合于端子、连接器和继电器等电子电气组件。
并且，使Mg过饱和固溶，因此能够通过加工固化来提高强度。
并且，母相中未广泛分散有成为破裂起点的粗大的以Cu和Mg为主成分的金属间 化合物，因此弯曲加工性上升。因此，能够成型端子、连接器、继电器等形状复杂的 电子电气组件等。
并且，方式（1）的电子设备用铜合金中分别以0.001原子%以上0.15原子%以下 的范围至少含有Cr及Zr中任一种或两种。因此，晶粒得以微细化，且能够实现加工 性的提高及强度的提高。
并且，Cr及Zr作为含有这些的分散粒子而从母相中析出，因此能够不降低导电 率而实现强度的提高。另外，只要在上述范围内，则含有Cr及Zr的分散粒子非常细 微或少量，因此不会给弯曲加工性带来不良影响。
在此，优选上述电子设备用铜合金如方式（2），杨氏模量E为125GPa以下，0.2% 屈服强度σ0.2为400MPa以上。
当杨氏模量E为125GPa以下且0.2%屈服强度σ0.2为400MPa以上时，弹性能模 量（σ0.22/2E）升高，不易塑性变形。因此，方式（2）的电子设备用铜合金尤其适合 于端子、连接器、继电器等电子电气组件。
并且，优选上述电子设备用铜合金中如方式（3），平均晶体粒径为20μm以下。 通过使平均晶体粒径在20μm以下，能够进一步提高0.2%屈服强度σ0.2。
方式（4）的电子设备用铜合金的制造方法为制造出（制造）上述方式（1）～（3） 中的任一电子设备用铜合金的电子设备用铜合金的制造方法。该制造方法具备将铜材 加热至300℃以上900℃以下的温度的加热工序、将加热的所述铜材以200℃/min以上 的冷却速度冷却至200℃以下的淬冷工序、及对淬冷的铜材进行加工的加工工序。所 述铜材以3.3原子%以上且小于6.9原子%的范围含有Mg，且分别以0.001原子%以上 0.15原子%以下的范围至少含有Cr或Zr中的任一种或两种，并且剩余部分为Cu及不 可避免的杂质。
根据该方式（4）的电子设备用铜合金的制造方法，通过将上述组成的铜材加热至 300℃以上900℃以下的温度的加热工序，能够进行Mg的固溶化。在此，加热温度小 于300℃时固溶化不完全，母相中有可能较多残留以Cu和Mg为主成分的金属间化合 物。另一方面，若加热温度超过900℃，则存在铜材的一部分成为液相而组织或表面 状态不均匀的可能性。因此，将加热温度设定在300℃以上900℃以下的范围。另外， 为了使这种作用效果可靠奏效，优选将加热工序中的加热温度设在500℃以上800℃以 下的范围内。
并且，由于具备将加热的所述铜材以200℃/min以上的冷却速度冷却至200℃以下 的淬冷工序，因此能够抑制以Cu和Mg为主成分的金属间化合物在冷却过程中析出。 由此能够将铜材设为Cu-Mg过饱和固溶体。
并且，由于具备对淬冷的铜材（Cu-Mg过饱和固溶体）进行加工的加工工序，因 此能够通过加工固化来实现强度提高。在此，加工方法无特别限定。例如当最终形态 为板或条时，采用轧制。当最终形态为线或棒时，采用拉制、挤制或孔型轧制。当最 终形态为块状时，采用锻造或冲压。加工温度也无特别限定，但优选将加工温度设定 在成为冷加工或温加工的-200℃～200℃的范围，以免引起析出。加工率以接近于最终 形状的方式适当选择，但考虑到加工固化，优选加工率为20%以上，更优选设为30% 以上。
另外，可以在加工工序后进行所谓的低温退火。通过该低温退火，能够实现力学 特性的进一步提高。
方式（5）的电子设备用铜合金塑性加工材料由上述方式（1）～（3）中的任一电 子设备用铜合金构成，且杨氏模量E为125GPa以下，0.2%屈服强度σ0.2为400MPa 以上。
根据方式（5）的电子设备用铜合金塑性加工材料，弹性能模量（σ0.22/2E）较高， 不易塑性变形。
并且，优选上述电子设备用铜合金塑性加工材料如方式（6），用作构成端子、连 接器、继电器的铜材。
（7）一种电子设备用铜合金，其特征在于，以3.3原子%以上6.9原子%以下的 范围含有Mg，且分别以0.001原子%以上0.15原子%以下的范围至少含有Cr及Zr中 的任一种或两种，并且剩余部分实际上为Cu及不可避免的杂质，将Mg的浓度设为X 原子%时，导电率σ（%IACS）满足以下式（2），在150℃、1000小时下的应力松弛 率为50%以下。
σ≤｛1.7241/（-0.0347×X2+0.6569×X+1.7）｝×100……（2）。
（8）一种电子设备用铜合金，其特征在于，以3.3原子%以上6.9原子%以下的 范围含有Mg，且分别以0.001原子%以上0.15原子%以下的范围至少含有Cr及Zr中 的任一种或两种，并且剩余部分实际上为Cu及不可避免的杂质，通过扫描型电子显 微镜观察的粒径0.1μm以上的以Cu和Mg为主成分的金属间化合物的平均个数为1 个/μm2以下，
在150℃、1000小时下的应力松弛率为50%以下。
（9）一种电子设备用铜合金，其特征在于，以3.3原子%以上6.9原子%以下的 范围含有Mg，且分别以0.001原子%以上0.15原子%以下的范围至少含有Cr及Zr中 的任一种或两种，并且剩余部分实际上为Cu及不可避免的杂质，将Mg的浓度设为X 原子%时，导电率σ（%IACS）满足以下式（2），通过扫描型电子显微镜观察的粒径 0.1μm以上的以Cu和Mg为主成分的金属间化合物的平均个数为1个/μm2以下，在 150℃、1000小时下的应力松弛率为50%以下。
σ≤｛1.7241/（-0.0347×X2+0.6569×X+1.7）｝×100……（2）。
（10）根据上述（7）～（9）中任一项所述的电子设备用铜合金，其特征在于， 杨氏模量为125GPa以下，0.2%屈服强度σ0.2为400MPa以上。
（11）一种电子设备用铜合金的制造方法，其特征在于，所述电子设备用铜合金 的制造方法制造出上述（7）～（10）中任一项所述的电子设备用铜合金，所述设备用 铜合金具备如下工序：精轧制工序，在该工序中，将铜材轧制成预定形状，所述铜材 为以3.3原子%以上6.9原子%以下的范围含有Mg，且分别以0.001原子%以上0.15 原子%以下的范围至少含有Cr及Zr中的任一种或两种，并且剩余部分实际上为Cu及 不可避免的杂质的组成；及精热处理工序，该工序在所述精轧制工序之后实施热处理。
（12）根据上述（11）所述的电子设备用铜合金的制造方法，其特征在于，在所 述精热处理工序中，以超过200℃且800℃以下的范围实施热处理，之后，以200℃/min 以上的冷却速度将加热的所述铜材冷却至200℃以下。
（13）一种电子设备用铜合金塑性加工材料，其特征在于，所述电子设备用铜合 金塑性加工材料由上述（7）～（10）中任一项所述的电子设备用铜合金构成，与轧制 方向平行的方向上的杨氏模量E为125GPa以下，与轧制方向平行的方向上的0.2%屈 服强度σ0.2为400MPa以上。
（14）一种电子设备用铜合金塑性加工材料，其特征在于，所述电子设备用铜合 金塑性加工材料由上述（7）～（10）中任一项所述的电子设备用铜合金构成，其用作 构成电子设备用组件的铜材，所述电子设备用组件为端子、连接器、继电器或引线框 架。
（15）一种电子设备用组件，其特征在于，所述电子设备用组件由上述（7）～（10） 中任一项所述的电子设备用铜合金构成。
上述方式（7）或（9）的电子设备用铜合金中，以固溶限度以上的3.3原子%以上 6.9原子%以下的范围含有Mg，且在将Mg的含量设为X原子%时，导电率σ被设定 在上述式（2）的范围内。因此，电子设备用铜合金为Mg在母相中过饱和固溶的Cu-Mg 过饱和固溶体。
上述方式（8）或（9）的电子设备用铜合金中，以固溶限度以上的3.3原子%以上 6.9原子%以下的范围含有Mg，且通过扫描型电子显微镜观察的粒径0.1μm以上的以 Cu和Mg为主成分的金属间化合物的平均个数为1个/μm2以下。因此，可抑制以Cu 和Mg为主成分的金属间化合物的析出，电子设备用铜合金为Mg在母相中过饱和固 溶的Cu-Mg过饱和固溶体。
另外，使用场发射式扫描电子显微镜以倍率：5万倍、视场：约4.8μm2进行10 个视场观察来计算出粒径为0.1μm以上且以Cu和Mg为主成分的金属间化合物的平 均个数。
并且，以Cu和Mg为主成分的金属间化合物的粒径设为金属间化合物的长径与短 径的平均值。另外，长径为以在中途不与晶界接触为条件在粒内画成最长的直线的长 度，短径为在与长径直角相交的方向上以在中途不与晶界接触为条件画成最长的直线 长度。
由这种Cu-Mg过饱和固溶体构成的铜合金中存在杨氏模量降低的倾向，即使应用 于例如具有柱型端子上推并插入于插口端子的弹簧接触部的结构的连接器等中，也可 抑制插入时的接触压力的变动。并且，因弹性界限较广而不会轻易塑性变形。因此， 方式（7）～（9）的电子设备用铜合金尤其适合于端子、连接器、继电器、引线框架 等电子设备用组件。
并且，Mg过饱和固溶，因此在母相中未广泛分散有成为破裂的起点的粗大的以 Cu和Mg为主成分的金属间化合物，弯曲加工性上升。因此，能够成型端子、连接器、 继电器、引线框架等形状复杂的电子设备用组件等。
并且，由于使Mg过饱和固溶，因此能够通过加工固化来提高强度。
并且，方式（7）～（9）的电子设备用铜合金中，分别以0.001原子%以上0.15 原子%以下的范围至少含有Cr及Zr中的任一种或两种。因此，晶体粒径被微细化， 能够不大幅降低导电率而提高机械强度。
因此，方式（7）～（9）的电子设备用铜合金中，在150℃、1000小时下的应力 松弛率为50%以下，因此即使在高温环境下使用时也能够抑制因接触压力下降而产生 的通电不良。因此，方式（7）～（9）的电子设备用铜合金能够用作在发动机舱等高 温环境下使用的电子设备用组件的原材料。
在此，优选上述电子设备用铜合金如方式（10），杨氏模量E为125GPa以下，0.2% 屈服强度σ0.2为400MPa以上。
当杨氏模量E为125GPa以下且0.2%屈服强度σ0.2为400MPa以上时，弹性能模 量（σ0.22/2E）升高，不易塑性变形。因此，方式（10）的电子设备用铜合金尤其适合 于端子、连接器、继电器、引线框架等电子设备用组件。
方式（11）的电子设备用铜合金的制造方法为制造出方式（7）～（9）中的任一 电子设备用铜合金的电子设备用铜合金的制造方法。该制造方法具备将铜材轧制成预 定形状的精轧制工序、及在该精轧制工序之后实施热处理的精热处理工序。所述铜材 以3.3原子%以上6.9原子%以下的范围含有Mg，且分别以0.001原子%以上0.15原 子%以下的范围至少含有Cr及Zr中的任一种或两种，并且剩余部分实际上为Cu及不 可避免的杂质。
根据该方式（11）的电子设备用铜合金的制造方法，具备将上述组成的铜材加工 成预定形状的精加工工序、及在该精加工工序之后实施热处理的精热处理工序，因此 通过该精热处理工序，能够提高耐应力松弛特性。
在此，优选如方式（12），在所述精热处理工序中以超过200℃且800℃以下的范 围实施热处理。并且，优选以200℃/min以上的冷却速度将加热的所述铜材冷却至200 ℃以下。
此时，能够通过精热处理工序提高耐应力松弛特性，且能够将在150℃、1000小 时下的应力松弛率设为50%以下。
方式（13）的电子设备用铜合金塑性加工材料由方式（7）～（10）中的任一电子 设备用铜合金构成，与轧制方向平行的方向上的杨氏模量E为125GPa以下，与轧制 方向平行的方向上的0.2%屈服强度σ0.2为400MPa以上。
根据方式（13）的电子设备用铜合金塑性加工材料，弹性能模量（σ0.22/2E）较高， 不易塑性变形。
另外，该说明书中塑性加工材料是指在任一制造工序中实施了塑性加工的铜合金。
并且，上述电子设备用铜合金塑性加工材料优选如方式（14），用作构成端子、连 接器、继电器、引线框架等电子设备用组件的铜材。
并且，方式（15）的电子设备用组件由方式（7）～（10）中的任一电子设备用铜 合金构成。
该方式（15）的电子设备用组件（例如端子、连接器、继电器、引线框架）的杨 氏模量较低，且耐应力松弛特性优异，因此在高温环境下也能够使用。
根据本发明的方式，能够提供一种具有低杨氏模量、高屈服强度、高导电性及优 异的弯曲加工性且适合于端子、连接器和继电器等电子电气组件的电子设备用铜合金、 电子设备用铜合金的制造方法、及电子设备用铜合金塑性加工材料。
并且，根据本发明的方式，能够提供一种具有低杨氏模量、高屈服强度、高导电 性、优异的耐应力松弛特性及优异的弯曲加工性且适合于端子、连接器和继电器等电 子设备用组件的电子设备用铜合金、电子设备用铜合金的制造方法、电子设备用铜合 金塑性加工材料、及电子设备用组件。
附图说明
图1是Cu-Mg系状态图。
图2是第1实施方式的电子设备用铜合金的制造方法的流程图。
图3是第2实施方式的电子设备用铜合金的制造方法的流程图。
图4表示本发明例1-3的分析结果，（a）为SEM照片，（b）为（a）的观察 视场中的Cr的分布图，（c）表示以EDX进行定性分析的结果。
图5表示本发明例1-10的分析结果，（a）为SEM照片，（b）为（a）的观 察视场中的Zr的分布图，（c）表示以EDX进行定性分析的结果。
图6表示本发明例2-3的析出物的分析结果，（a）为SEM照片，（b）为（a） 的观察视场中的Mg的分布图，（c）为（a）的观察视场中的Cr的分布图，（d） 表示以EDX进行定性分析的结果。
图7表示本发明例2-8的析出物的分析结果，（a）为SEM照片，（b）为（a） 的观察视场中的Mg的分布图，（c）为（a）的观察视场中的Zr的分布图，（d） 表示以EDX进行定性分析的结果。
具体实施方式
以下，对作为本发明的一实施方式的电子设备用铜合金、其制造方法、电子 设备用铜合金塑性加工材料、及电子设备用组件进行说明。
（第1实施方式）
作为本实施方式的电子设备用铜合金以3.3原子%以上且小于6.9原子%的范 围含有Mg，且分别以0.001原子%以上0.15原子%以下的范围至少含有Cr及Zr 中的任一种或两种，并且剩余部分为Cu及不可避免的杂质。
并且，将Mg的浓度设为A原子%时，导电率σ（%IACS）满足以下式（1）。
σ≤｛1.7241/（-0.0347×A2+0.6569×A+1.7）｝×100……（1）
并且，该电子设备用铜合金的杨氏模量E为125GPa以下，0.2%屈服强度σ0.2为400MPa以上。
（组成）
Mg是具有不会大幅降低导电率而提高强度并且提高再结晶温度的作用效果 的元素。并且，通过使Mg在母相中固溶，杨氏模量抑制在较低，且可获得优异的 弯曲加工性。
在此，Mg的含量小于3.3原子%时，其作用效果无法奏效。另一方面，若Mg 的含量为6.9原子%以上，则为了固溶化而进行热处理时，导致残留有以Cu和Mg 为主成分的金属间化合物，有可能导致在之后的加工等中产生破裂。
从这种理由出发，将Mg的含量设定在3.3原子%以上且小于6.9原子%。
并且，若Mg的含量较少，则强度上升不充分，且无法充分将杨氏模量抑制在 较低。并且，由于Mg为活性元素，有可能因过量添加而在熔解铸造时卷入（含有） 与氧反应而生成的Mg氧化物。因此，更优选将Mg的含量设定为3.7原子%以上 6.3原子%以下的范围。
Cr及Zr是具有易使中间热处理后的晶体粒径微细化的效果的元素。可推断这 是由于含有Cr及Zr的第二相粒子在母相内分散，该第二相粒子具有抑制热处理 中的母相的晶粒的成长的效果。该晶粒微细化的效果通过反复中间加工→中间热 处理而变得更显著。并且，通过这种细微的第二相粒子的分散及晶粒微细化，具 有不会大幅降低导电率而进一步提高强度的效果。
在此，Cr及Zr的含量分别小于0.001原子%时，无法使其作用效果奏效。另 一方面，若Cr及Zr的含量分别超过0.15原子%，则有可能在轧制时产生裂边。
从这种理由出发，将Cr及Zr的含量分别设定在0.001原子%以上0.15原子% 以下。
并且，若Cr及Zr的含量较少，则强度提高和晶粒微细化的效果有可能无法 可靠地奏效。并且，若Cr及Zr的含量较多，则会对轧制性和弯曲加工性带来不 良影响。
因此，更优选将Cr及Zr的含量分别设为0.005原子%以上0.12原子%以下的 范围。
另外，作为不可避免的杂质，可举出Zn、Sn、Fe、Co、Al、Ag、Mn、B、P、 Ca、Sr、Ba、Sc、Y、稀土类元素、Hf、V、Nb、Ta、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。期望这些不可避免的杂质以总量计为0.3质量 %以下。
（导电率σ）
上述组成的铜合金中，若将Mg的浓度设为A原子%时的导电率σ（%IACS） 满足以下式（1），则几乎不存在以Cu和Mg为主成分的金属间化合物。
σ≤｛1.7241/（-0.0347×A2+0.6569×A+1.7）｝×100……（1）。
即，导电率σ超过上述式（1）的右边的值时，大量存在以Cu和Mg为主成 分的金属间化合物，且金属间化合物的尺寸也比较大。因此，弯曲加工性大幅劣 化。并且，由于生成以Cu和Mg为主成分的金属间化合物而导致Mg的固溶量也 减少，从而还导致杨氏模量上升。因此，通过调整制造条件以使导电率σ满足上 述式（1），从而能够将杨氏模量抑制在较低，且能够提高加工性。
接着，参考图2所示的流程图对作为本实施方式的电子设备用铜合金的制造 方法进行说明。
（熔解/铸造工序S101）
首先，熔解铜原料来获得熔融铜，接着在所获得的熔融铜中添加前述元素来 进行成分调整并制作出熔融铜合金。另外，添加Mg、Cr、Zr时能够使用Mg、Cr、 Zr单体或母合金等。并且，也可以将含有Mg、Cr、Zr的原料与铜原料一起熔解。 并且，也可以使用铜合金的再生材料及碎片材料。
在此，优选熔融铜为纯度为99.99质量%以上的铜即所谓的4NCu。并且，在 熔解工序中为了抑制Mg、Cr、Zr的氧化，优选使用真空炉，更优选使用惰性气体 气氛或还原性气氛的气氛炉。
并且，将进行成分调整的熔融铜合金注入到铸模中来制造出铜合金（铜材） 的铸块。另外，考虑批量生产时，优选使用连续铸造法或半连续铸造法。
（加热工序S102）
接着，为了所获得的铸块的均化及固溶化而进行加热处理。在凝固过程中， 由于Mg偏析浓缩，从而生成以Cu和Mg为主成分的金属间化合物等。在铸块内 部存在该以Cu和Mg为主成分的金属间化合物等。因此，为了消除或减少这些偏 析及金属间化合物等，进行将铸块加热至300℃以上900℃以下的温度的加热处理。 由此，在铸块内使Mg均匀扩散，或使Mg在母相中固溶。另外，该加热工序S102 优选在非氧化性或还原性气氛中实施。
（淬冷工序S103）
并且，将在加热工序S102中加热至300℃以上900℃以下的温度的铸块以200 ℃/min以上的冷却速度冷却至200℃以下的温度。通过该淬冷工序S103，能够抑 制在母相中固溶的Mg作为金属间化合物析出。
另外，为了粗加工的效率化和组织的均匀化，也可以在前述加热工序S102之 后实施热加工，并在该热加工之后实施上述淬冷工序S103。此时，对于热加工方 法无特别限定。例如当最终形态为板或条时能够采用轧制。当最终形态为线或棒 时能够采用拉制、挤制及孔型轧制等。当最终形态为块状时能够采用锻造或冲压。
（加工工序S104）
根据需要对经过加热工序S102及淬冷工序S103的铸块进行切断。并且，为 了去除在加热工序S102及淬冷工序S103等中生成的氧化膜等，根据需要进行表 面磨削。之后，加工成预定形状。
在此，加工方法无特别限定。例如当最终形态为板或条时能够采用轧制。当 最终形态为线或棒时能够采用拉制、挤制及孔型轧制。当最终形态为块状时能够 采用锻造或冲压。
另外，虽然该加工工序S104中的温度条件无特别限定，但优选将加工温度设 定在成为冷加工或温加工的-200℃～200℃的范围内，以免引起析出。
并且，以接近于最终形状的方式适当选择加工率，但为了通过加工固化来提 高强度，优选将加工率设为20%以上。并且，当谋求强度的进一步提高时，更优 选将加工率设为30%以上。
并且，如图2所示，可以反复实施上述加热工序S102、淬冷工序S103、加工 工序S104。在此，第2次之后的加热工序S102的目的在于彻底固溶化、再结晶组 织化、晶粒微细化、含有Cr及Zr的第二相粒子的析出、及用于提高加工性的软 化。并且，对象并非铸块而是加工材料。
（热处理工序S105）
接着，对于通过加工工序S104获得的加工材料，为了基于低温退火的固化、 及耐应力松弛特性的提高而实施热处理。关于该热处理条件，根据对制造出的产 品所要求的特性而适当进行设定。
另外，该热处理工序S105中需要设定热处理条件（温度、时间、冷却速度）， 以免固溶化的Mg析出。优选设为例如200℃且1分钟～1小时左右、300℃且1 秒钟～5分钟左右、350℃且1秒钟～3分钟左右。冷却速度优选设定为200℃/min 以上。
并且，热处理方法无特别限定，但优选在非氧化性或还原性气氛中进行100～ 500℃且0.1秒钟～24小时的热处理较好。并且，冷却方法无特别限定，但优选水 淬等、冷却速度在200℃/min以上的方法。
并且，也可以反复实施上述加工工序S104和热处理工序S105。
如此制造出（制造）作为本实施方式的电子设备用铜合金。并且，作为本实 施方式的电子设备用铜合金的杨氏模量E为125GPa以下，0.2%屈服强度σ0.2为 400MPa以上。
并且，将Mg的浓度设为A原子%时，导电率σ（%IACS）满足以下式（1）。
σ≤｛1.7241/（-0.0347×A2+0.6569×A+1.7）｝×100……（1）
根据本实施方式的电子设备用铜合金，以3.3原子%以上且小于6.9原子%的 范围含有Mg，且分别以0.001原子%以上0.15原子%以下的范围至少含有Cr及 Zr中的一种以上，并且剩余部分为Cu及不可避免的杂质。并且在将Mg的浓度设 为A原子%时，导电率σ（%IACS）满足以下式（1）。
σ≤｛1.7241/（-0.0347×A2+0.6569×A+1.7）｝×100……（1）
即，作为本实施方式的电子设备用铜合金为Mg在母相中过饱和固溶的Cu-Mg 过饱和固溶体。
由这种Cu-Mg过饱和固溶体构成的铜合金中存在杨氏模量降低的倾向。即使 应用于例如具有柱型端子上推并插入于插口端子的弹簧接触部的结构的连接器等 中，也可抑制插入时的接触压力变动。并且，因弹性界限较广而不会轻易塑性变 形。因此，尤其适合于端子、连接器和继电器等电子电气组件。
并且，Mg过饱和固溶，因此在母相中未广泛分散有在弯曲加工时成为破裂的 起点的粗大的以Cu和Mg为主成分的金属间化合物，弯曲加工性上升。因此，能 够成型形状复杂的端子、连接器等。
并且，由于使Mg过饱和固溶，因此强度通过加工固化而上升，能够具有比较 高的强度。
并且，固溶有Mg的铜合金中还至少含有Cr及Zr中的任一种或两种，因此能 够使晶粒微细化，并提高加工性。
并且，通过含有这些Cr及Zr的第二相粒子的分散，能够不降低导电率而实 现强度的进一步提高。
并且，电子设备用铜合金中杨氏模量E为125GPa以下，0.2%屈服强度σ0.2为400MPa以上，因此弹性能模量（σ0.22/2E）升高而不易塑性变形。因此，电子 设备用铜合金尤其适合于端子、连接器等。
并且，通过使平均晶体粒径在20μm以下，能够提高0.2%屈服强度σ0.2。
并且，根据作为本实施方式的电子设备用铜合金的制造方法，在加热工序S102 中，将作为含有上述组成即Cu、Mg、及Cr和Zr中的至少一种以上的铜合金（铜 材）的铸块或加工材料加热至300℃以上900℃以下的温度。通过该加热工序S102， 能够进行Mg的固溶化。
并且，在淬冷工序S103中，将通过加热工序S102加热至300℃以上900℃以 下的温度的铸块或加工材料以200℃/min以上的冷却速度冷却至200℃以下。由于 具备该淬冷工序S103，因此能够抑制以Cu和Mg为主成分的金属间化合物在冷却 过程中析出。由此，能够将淬冷后的铸块或加工材料设为Cu-Mg过饱和固溶体。
并且，由于具备对淬冷材料（Cu-Mg过饱和固溶体）进行加工的加工工序S104， 因此能够通过加工固化来实现强度提高。
并且，在加工工序S104之后，为了进行基于低温退火的固化，或为了去除残 余应变，并且为了提高耐应力松弛特性，实施热处理工序S105。因此，能够实现 力学特性的进一步提高。
如上所述，根据作为本实施方式的电子设备用铜合金，能够提供一种具有低 杨氏模量、高屈服强度、高导电性、优异的弯曲加工性且适合于端子、连接器和 继电器等电子电气组件的电子设备用铜合金。
（电子设备用铜合金塑性加工材料）
本实施方式的电子设备用铜合金塑性加工材料由前述的本实施方式的电子设 备用铜合金构成。杨氏模量E为125GPa以下，0.2%屈服强度σ0.2为400MPa以上。 弹性能模量（σ0.22/2E）较高，因此不易塑性变形。因此，可用作构成端子、连接 器、继电器的铜材。另外，塑性加工方法无特别限定，但当最终形状为板或条时， 优选采用轧制。当最终形状为线或棒时，优选采用挤制或孔型轧制。当最终形状 为块状时，优选采用锻造或冲压。
以上，对作为本发明的第1实施方式的电子设备用铜合金、电子设备用铜合 金的制造方法、及电子设备用铜合金塑性加工材料进行了说明，但本发明并不限 定于此，在不脱离本发明的必要条件的范围内能够适当进行变更。
例如，上述实施方式中，对电子设备用铜合金的制造方法的一例进行了说明， 但制造方法并非限定于本实施方式，也可适当选择已有的制造方法来进行制造。
（第2实施方式）
作为本实施方式的电子设备用铜合金的成分组成以3.3原子%以上6.9原子% 以下的范围含有Mg，还分别以0.001原子%以上0.15原子%以下的范围至少含有 Cr及Zr中的任一种或两种，并且剩余部分为Cu及不可避免的杂质。
并且，将Mg的含量设为X原子%时，导电率σ（%IACS）满足以下式（2）。
σ≤｛1.7241/（-0.0347×X2+0.6569×X+1.7）｝×100……（2）。
并且，通过扫描型电子显微镜观察的粒径0.1μm以上的以Cu和Mg为主成 分的金属间化合物的平均个数为1个/μm2以下。
并且，在150℃、1000小时下的应力松弛率为50%以下。在此，应力松弛率 通过以日本伸铜协会技术标准JCBA-T309:2004的悬臂梁螺纹式为基准的方法来负 荷应力并进行测定。
并且，该电子设备用铜合金的杨氏模量E为125GPa以下，0.2%屈服强度σ0.2为400MPa以上。
（组成）
Mg是具有不会大幅降低导电率而提高强度并且提高再结晶温度的作用效果 的元素。并且，通过使Mg在母相中固溶，杨氏模量抑制在较低，且可获得优异的 弯曲加工性。
在此，Mg的含量小于3.3原子%时，其作用效果无法奏效。另一方面，若Mg 的含量超过6.9原子%，则为了固溶化而进行热处理时，导致残留有以Cu和Mg 为主成分的金属间化合物，有可能导致在之后的加工等中产生破裂。
从这种理由出发，将Mg的含量设定在3.3原子%以上6.9原子%以下。
并且，若Mg的含量较少，则强度上升不充分，且无法充分将杨氏模量抑制在 较低。并且，由于Mg为活性元素，有可能因过量添加而在熔解铸造时卷入（含有） 与氧反应而生成的Mg氧化物。因此，更优选将Mg的含量设为3.7原子%以上6.3 原子%以下的范围。
Cr及Zr是具有易使中间热处理后的晶体粒径微细化的效果的元素。可推断这 是由于含有Cr及Zr的第二相粒子在母相内分散，该第二相粒子具有抑制热处理 中的母相的晶粒的成长的效果。该晶粒微细化的效果通过反复中间加工→中间热 处理而变得更显著。并且，通过这种细微的第二相粒子的分散及晶粒微细化，具 有不会大幅降低导电率而进一步提高强度的效果。
在此，Cr及Zr的含量分别小于0.001原子%时，无法使其作用效果奏效。另 一方面，若Cr及Zr的含量分别超过0.15原子%，则有可能在轧制时产生裂边。
从这种理由出发，将Cr及Zr的含量分别设定在0.001原子%以上0.15原子% 以下。
并且，若Cr及Zr的含量较少，则有可能无法使强度提高和晶粒微细化的效 果可靠地奏效。并且，若Cr及Zr的含量较多，则会对轧制性和弯曲加工性带来 不良影响。
因此，更优选将Cr及Zr的含量分别设为0.005原子%以上0.12原子%以下的 范围。
另外，作为不可避免的杂质，可举出Sn、Zn、Al、Ni、Fe、Co、Ag、Mn、B、 P、Ca、Sr、Ba、Sc、Y、稀土类元素、Hf、V、Nb、Ta、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、Be、N、H、Hg等。期望这些不可避免的杂质以总量计为0.3质量 %以下。尤其优选Sn的含量小于0.1质量%，且优选Zn的含量小于0.01质量%。
这基于以下原因。若添加0.1质量%以上的Sn，则易引起以Cu和Mg为主成 分的金属间化合物的析出。并且若添加0.01质量%以上的Zn，则在熔解铸造工序 中产生薰烟并附着在炉或模具的部件上，从而使铸块的表面品质劣化，并且使耐 应力腐蚀破裂性劣化。
（导电率σ）
若将Mg的含量设为X原子%时导电率σ满足以下式（2），则几乎不存在以 Cu和Mg为主成分的金属间化合物。
σ≤｛1.7241/（-0.0347×X2+0.6569×X+1.7）｝×100……（2）。
即，当导电率σ超过上述式（2）的右边的值时，大量存在以Cu和Mg为主 成分的金属间化合物，且金属间化合物的尺寸也比较大。因此，弯曲加工性大幅 劣化。并且，生成以Cu和Mg为主成分的金属间化合物，且Mg的固溶量较少。 因此还导致杨氏模量上升。因此，调整制造条件以使导电率σ满足上述式（2）。
该以Cu和Mg为主成分的金属间化合物具有可由化学式MgCu2、原型MgCu2、 皮尔逊符号cF24及空间群编号Fd-3m来表示的晶体结构。
另外，为了使上述作用效果可靠地奏效，优选导电率σ（%IACS）满足以下 式（3）。
σ≤｛1.7241/（-0.0300×X2+0.6763×X+1.7）｝×100……（3）。
此时，以Cu和Mg为主成分的金属间化合物的量更少，因此弯曲加工性进一 步提高。
为了使上述作用效果可靠地奏效，更优选导电率σ（%IACS）满足以下式（4）。
σ≤｛1.7241/（-0.0292×X2+0.6797×X+1.7）｝×100……（4）。
此时，以Cu和Mg为主成分的金属间化合物的量更加少，因此弯曲加工性进 一步提高。
（应力松弛率）
作为本实施方式的电子设备用铜合金中，如上所述，在150℃、1000小时下 的应力松弛率为50%以下。
该条件中的应力松弛率较低时，即使在高温环境下使用也能够将永久变形抑 制在较小，且能够抑制接触压力下降。因此作为本实施方式的电子设备用铜合金 能够用作在如汽车的发动机舱周围的高温环境下使用的端子。
另外，应力松弛率优选在150℃、1000小时下设为30%以下，更优选在150 ℃、1000小时下设为20%以下。
（组织）
作为本实施方式的电子设备用铜合金中，以扫描型电子显微镜进行观察的结 果，粒径0.1μm以上的以Cu和Mg为主成分的金属间化合物的平均个数为1个/ μm2以下。即，几乎没有以Cu和Mg为主成分的金属间化合物析出，Mg在母相 中固溶。
在此，固溶化不完全或固溶化后有以Cu和Mg为主成分的金属间化合物析出 时，存在大量尺寸较大的以Cu和Mg为主成分的金属间化合物。此时，这些以 Cu和Mg为主成分的金属间化合物成为破裂的起点而在加工时产生破裂，或使弯 曲加工性大幅劣化。并且，若以Cu和Mg为主成分的金属间化合物的量较多则杨 氏模量上升，因此不优选。
对组织进行调查的结果，粒径0.1μm以上的以Cu和Mg为主成分的金属间 化合物在合金中为1个/μm2以下时，即以Cu和Mg为主成分的金属间化合物不 存在或少量存在时，可获得良好的弯曲加工性和低杨氏模量。
并且，为了使上述作用效果可靠地奏效，更优选粒径0.05μm以上的以Cu和 Mg为主成分的金属间化合物的个数在合金中为1个/μm2以下。
另外，对于以Cu和Mg为主成分的金属间化合物的平均个数，使用场发射式 扫描电子显微镜以倍率：5万倍、视场：约4.8μm2进行10个视场观察并计算出 其平均值来求出。
并且，以Cu和Mg为主成分的金属间化合物的粒径设为金属间化合物的长径 与短径的平均值。另外，长径为以在中途不与晶界接触为条件在粒内画成最长的 直线的长度，短径为在与长径直角相交的方向上以在中途不与晶界接触为条件画 成最长的直线长度。
（晶体粒径）
晶体粒径是对耐应力松弛特性有较大影响的因素，晶体粒径小于所需以上时 耐应力松弛特性劣化。并且，晶体粒径大于所需以上时给弯曲加工性带来不良影 响。因此，优选将平均晶体粒径设在0.5μm以上100μm以下的范围内。另外， 更优选将平均晶体粒径设在0.7μm以上50μm以下的范围内，进一步优选设在 0.7μm以上30μm以下的范围内。
另外，后述的精加工工序S206的加工率较高时，有时成为加工组织而无法测 定晶体粒径。因此，优选将精加工工序S206之前（中间热处理工序S205之后） 阶段中的平均晶体粒径设在上述范围内。
在此，晶体粒径超过10μm时，优选利用光学显微镜测定平均晶体粒径。另 一方面，晶体粒径为10μm以下时，优选通过SEM-EBSD（Electron Backscatter Diffraction Patterns）测定装置来测定平均晶体粒径。
接着，参考图3所示的流程图对作为本实施方式的电子设备用铜合金的制造 方法进行说明。
另外，在下述制造方法中，作为加工工序而使用轧制时，加工率相当于轧制 率。
（熔解/铸造工序S201）
首先，熔解铜原料来获得熔融铜，接着在所获得的熔融铜中添加前述元素来 进行成分调整并制作出熔融铜合金。另外，添加Mg时能够使用Mg单体或Cu-Mg 母合金等。并且，也可以将含有Mg的原料与铜原料一起熔解。并且，也可以使用 铜合金的再生材料及碎片材料。
在此，优选熔融铜为纯度为99.99质量%以上的铜即所谓的4NCu。并且，在 熔解工序中为了抑制Mg的氧化，优选使用真空炉、或者惰性气体气氛或还原性气 氛的气氛炉。
并且，将进行成分调整的熔融铜合金注入到铸模中来制造出铜合金（铜材） 的铸块。另外，考虑批量生产时，优选使用连续铸造法或半连续铸造法。
（加热工序S202）
接着，为了所获得的铸块的均化及固溶化而进行加热处理。在凝固过程中， 由于Mg偏析浓缩，从而生成以Cu和Mg为主成分的金属间化合物等。在铸块内 部存在该以Cu和Mg为主成分的金属间化合物等。因此，为了消除或减少这些偏 析及金属间化合物等，进行将铸块加热至400℃以上900℃以下的温度的加热处理。 由此，在铸块内使Mg均匀扩散，或使Mg在母相中固溶。另外，该加热工序S202 优选在非氧化性或还原性气氛中实施。
在此，加热温度小于400℃时固溶化不完全，母相中有可能较多残留以Cu和 Mg为主成分的金属间化合物。另一方面，若加热温度超过900℃，则存在铜材的 一部分成为液相而组织或表面状态不均匀的可能性。因此，将加热温度设定在400 ℃以上900℃以下的范围。加热温度更优选为500℃以上850℃以下，进一步优选 为520℃以上800℃以下。
（淬冷工序S203）
并且，在加热工序S202中将加热至400℃以上900℃以下的温度的铜材以200 ℃/min以上的冷却速度冷却至200℃以下的温度。通过该淬冷工序S203可抑制在 母相中固溶的Mg作为以Cu和Mg为主成分的金属间化合物析出。因此，能够将 通过扫描型电子显微镜观察的粒径0.1μm以上的以Cu和Mg为主成分的金属间 化合物的平均个数设为1个/μm2以下。即，能够将铜材设为Cu-Mg过饱和固溶体。
另外，为了粗加工的效率化和组织的均匀化，也可以设为在前述加热工序S202 之后实施热加工，并在该热加工之后实施上述淬冷工序S203的构成。此时，加工 方法（热加工方法）无特别限定。例如当最终形态为板或条时能够采用轧制。当 最终形态为线或棒时能够采用拉制、挤制或孔型轧制等。当最终形态为块状时能 够采用锻造或冲压。
（中间加工工序S204）
根据需要对经过加热工序S202及淬冷工序S203的铜材进行切断。并且，为 了去除在加热工序S202及淬冷工序S203等中生成的氧化膜等，根据需要进行表 面磨削。之后，塑性加工成预定形状。
另外，该中间加工工序S204中的温度条件无特别限定，但优选将加工温度设 定在成为冷加工或温加工的-200℃～200℃的范围内。并且，以接近于最终形状的 方式适当选择加工率，但为了减少至获得最终形状为止的中间热处理工序S205的 次数，优选将加工率设为20%以上。并且，更优选将加工率设为30%以上。
塑性加工方法无特别限定，但当最终形状为板或条时优选采用轧制。当最终 形状为线或棒时优选采用挤制或孔型轧制。当最终形状为块状时优选采用锻造或 冲压。另外，为了彻底固溶化，也可以反复S202～S204。
（中间热处理工序S205）
在中间加工工序S204之后，以彻底固溶化、再结晶组织化、或用于提高加工 性的软化为目的来实施热处理。
热处理的方法无特别限定，但优选以400℃以上900℃以下的温度条件在非氧 化气氛或还原性气氛中进行热处理。热处理温度更优选为500℃以上850℃以下， 进一步优选为520℃以上800℃以下。
另外，中间加工工序S204及中间热处理工序S205也可以反复实施。
在此，在中间热处理工序S205中将加热至400℃以上900℃以下的温度的铜 材以200℃/min以上的冷却速度冷却至200℃以下的温度。
通过如此淬冷可抑制在母相中固溶的Mg作为以Cu和Mg为主成分的金属间 化合物而析出，且能够在扫描型电子显微镜观察中，将粒径0.1μm以上的以Cu 和Mg为主成分的金属间化合物的平均个数设为1个/μm2以下。即，能够将铜材 设为Cu-Mg过饱和固溶体。
（精加工工序S206）
将中间热处理工序S205之后的铜材精加工成预定形状。另外，该精加工工序 S206中的温度条件无特别限定，但优选在常温下进行。并且，以接近于最终形状 的方式适当选择加工率，但为了通过加工固化来提高强度，优选将加工率设为20% 以上。并且，谋求强度的进一步提高时，更优选将加工率设为30%以上。该塑性 加工方法（精加工方法）无特别限定，但当最终形状为板或条时优选采用轧制。 当最终形状为线或棒时优选采用挤制或孔型轧制。当最终形状为块状时优选采用 锻造或冲压。
（精热处理工序S207）
接着，对于通过精加工工序S206获得的加工材料，为了提高耐应力松弛特性、 及进行基于低温退火的固化，或为了去除残余应变，实施精热处理。
热处理温度优选设在超过200℃且800℃以下的范围内。另外，该精热处理工 序S207中，需要设定热处理条件（温度、时间、冷却速度），以免固溶化的Mg 析出。例如优选设为250℃且10秒钟～24小时左右，更优选设为300℃且5秒钟～ 4小时左右、500℃且0.1秒钟～60秒钟左右。该热处理优选在非氧化气氛或还原 性气氛中进行。
并且，作为冷却方法可举出水淬等，优选将加热的所述铜材以200℃/min以上 的冷却速度冷却至200℃以下的温度。通过如此淬冷可抑制在母相中固溶的Mg作 为以Cu和Mg为主成分的金属间化合物析出。因此，能够将通过扫描型电子显微 镜观察的粒径0.1μm以上的以Cu和Mg为主成分的金属间化合物的平均个数设 为1个/μm2以下。即，能够将铜材设为Cu-Mg过饱和固溶体。
并且，也可反复实施上述精加工工序S206和精热处理工序S207。另外，中间 热处理工序和精热处理工序能够通过是否以使中间加工工序或精加工工序中的塑 性加工后的组织再结晶化为目的来进行区别。
如此，制造出（制造）作为本实施方式的电子设备用铜合金。并且，作为本 实施方式的电子设备用铜合金，其杨氏模量E为125GPa以下，0.2%屈服强度σ0.2为400MPa以上。
并且，将Mg的含量设为X原子%时，导电率σ（%IACS）满足以下式（2）。
σ≤｛1.7241/（-0.0347×X2+0.6569×X+1.7）｝×100……（2）。
并且，通过精热处理工序S207，作为本实施方式的电子设备用铜合金在150 ℃、1000小时下的应力松弛率为50%以下。
根据本实施方式的电子设备用铜合金，以固溶限以上的3.3原子%以上6.9原 子%以下的范围含有Mg，还分别以0.001原子%以上0.15原子%以下的范围至少 含有Cr及Zr中的一种以上，并且剩余部分为Cu及不可避免的杂质。并且将Mg 的含量设为X原子%时，导电率σ（%IACS）满足以下式（2）。
σ≤｛1.7241/（-0.0347×X2+0.6569×X+1.7）｝×100……（2）。
并且，通过扫描型电子显微镜观察的粒径0.1μm以上的以Cu和Mg为主成 分的金属间化合物的平均个数为1个/μm2以下。
即，作为本实施方式的电子设备用铜合金为Mg在母相中过饱和固溶的Cu-Mg 过饱和固溶体。
由这种Cu-Mg过饱和固溶体构成的铜合金中存在杨氏模量降低的倾向。即使 应用于例如具有柱型端子上推并插入于插口端子的弹簧接触部的结构的连接器等 中，也可抑制插入时的接触压力变动，且因弹性界限较广而不会轻易塑性变形。 因此，尤其适合于端子、连接器、继电器、引线框架等电子设备用组件。
并且，Mg过饱和固溶，因此在母相中未广泛分散有成为破裂的起点的粗大的 以Cu和Mg为主成分的金属间化合物，弯曲加工性上升。因此，能够成型端子、 连接器、继电器、引线框架等形状复杂的电子设备用组件。
并且，由于使Mg过饱和固溶，因此强度通过加工固化而提高，能够具有比较 高的强度。
并且，作为本实施方式的电子设备用铜合金分别以0.001原子%以上0.15原子 %以下的范围至少含有Cr及Zr中的任一种或两种。因此，晶体粒径被微细化，能 够不大幅降低导电率而提高机械强度。
并且，作为本实施方式的电子设备用铜合金中，在150℃、1000小时下的应 力松弛率为50%以下。因此，即使在高温环境下使用时也能够抑制因接触压力下 降而产生的通电不良。因此，能够用作在发动机舱等高温环境下使用的电子设备 用组件的原材料。
并且，作为本实施方式的电子设备用铜合金中，杨氏模量E为125GPa以下， 0.2%屈服强度σ0.2为400MPa以上，因此弹性能模量（σ0.22/2E）升高而不易塑性 变形。因此，电子设备用铜合金尤其适合于端子、连接器、继电器、引线框架等 电子设备用组件。
根据作为本实施方式的电子设备用铜合金的制造方法，在加热工序S202中将 具有上述组成的铜材的铸块或加工材料加热至400℃以上900℃以下的温度。通过 该加热工序S202能够进行Mg的固溶化。
并且，在淬冷工序S203中将通过加热工序S202加热至400℃以上900℃以下 的温度的铸块或加工材料以200℃/min以上的冷却速度冷却至200℃以下。由于具 备该淬冷工序S203，因此能够抑制以Cu和Mg为主成分的金属间化合物在冷却过 程中析出。由此，能够将淬冷后的铸块或加工材料设为Cu-Mg过饱和固溶体。
并且，由于具备对淬冷材（Cu-Mg过饱和固溶体）进行塑性加工的中间加工 工序S204，因此能够轻松地获得接近于最终形状的形状。
并且，以彻底固溶化、再结晶组织化或用于提高加工性的软化为目的，在中 间加工工序S204之后具备中间热处理工序S205。因此，能够实现特性的提高及加 工性的提高。
并且，在中间热处理工序S205中将加热至400℃以上900℃以下的温度的铜 材以200℃/min以上的冷却速度冷却至200℃以下的温度。由此，能够抑制以Cu 和Mg为主成分的金属间化合物在冷却过程中析出，并且能够将淬冷后的铜材设为 Cu-Mg过饱和固溶体。
并且，在作为本实施方式的电子设备用铜合金的制造方法中，在用于通过加 工固化来提高强度和加工成预定形状的精加工工序S206之后具备精热处理工序 S207。在该精热处理工序S207中，为了提高耐应力松弛特性及进行基于低温退火 的固化，或为了去除残余应变而实施热处理。由此，能够将在150℃、1000小时 下的应力松弛率设为50%以下。并且，能够实现力学特性的进一步提高。
在此，应力松弛率通过以日本伸铜协会技术标准JCBA-T309:2004的悬臂梁螺 纹式为基准的方法来负荷应力并进行测定。
并且，该电子设备用铜合金的杨氏模量E为125GPa以下，0.2%屈服强度σ0.2为400MPa以上。
（电子设备用铜合金塑性加工材料）
本实施方式的电子设备用铜合金塑性加工材料由前述的本实施方式的电子设 备用铜合金构成。与轧制方向平行的方向上的杨氏模量E为125GPa以下，与轧制 方向平行的方向上的0.2%屈服强度σ0.2为400MPa以上。弹性能模量（σ0.22/2E） 较高，因此不易塑性变形。因此，可用作构成端子、连接器、继电器、引线框架 等电子设备用组件的铜材。另外，塑性加工方法无特别限定，但当最终形状为板 或条时，优选采用轧制。当最终形状为线或棒时，优选采用挤制或孔型轧制。当 最终形状为块状时，优选采用锻造或冲压。
（电子设备用组件）
本实施方式的电子设备用组件由前述的本实施方式的电子设备用铜合金构 成。具体而言为端子、连接器、继电器、引线框架等。该电子设备用组件的杨氏 模量较低且耐应力松弛特性优异，因此在高温环境下也能够使用。
以上，对作为本发明的第2实施方式的电子设备用铜合金、电子设备用铜合 金的制造方法、电子设备用铜合金塑性加工材料、及电子设备用组件进行了说明， 但本发明并非限定于此，在不脱离本发明的必要条件的范围内能够适当进行变更。
例如，上述实施方式中，对电子设备用铜合金的制造方法的一例进行了说明， 但制造方法并非限定于本实施方式，也可适当选择已有的制造方法来进行制造。
实施例
以下，对为了确认本实施方式的效果而进行的确认试验的结果进行说明。
（实施例1）
准备由纯度99.99质量%以上的无氧铜（ASTM B152C10100）构成的铜原料。 将该铜原料装入高纯度石墨坩埚内，在设为Ar气体气氛的气氛炉内高频熔解来获 得熔融铜。在所获得的熔融铜内添加各种添加元素来制备成表1、2所示的成分组 成，并浇注到碳模中来制造出铸块。另外，铸块的尺寸设为厚度约20mm×宽度约 30mm×长度约100～120mm。并且在表1、2所示的组成中，除Mg、Cr及Zr以 外的剩余部分为Cu及不可避免的杂质。
对于所获得的铸块，在Ar气体气氛中实施以表1、2所记载的温度条件进行4 小时加热的加热工序（均化/固溶化），之后实施水淬。
对热处理后的铸块进行切断，并且实施用于去除氧化被膜的表面磨削。
之后，以表1、2所记载的轧制率在常温下实施中间轧制来获得条材。并且， 对于所获得的条材，以表1、2所记载的条件进行中间热处理。以表1、2所记载 的反复次数反复中间轧制及中间热处理。并且在常温下以表1、2所记载的精轧制 率进行精轧制，最后以表1、2所记载的条件进行热处理。在工序中根据需要来进 行用于去除热处理引起的氧化被膜的表面磨削。最终的形状为厚度约0.5mm×宽 度约30mm的条材。
（加工性评价）
作为加工性的评价，在最终精轧制后观察有无裂边（cracked edge）。若以肉 眼完全或几乎确认不到裂边则设为A（优良），若产生了长度小于1mm的较小的 裂边则设为B（良好），若产生了长度1mm以上且小于3mm的裂边则设为C（一 般），若产生了长度3mm以上的较大的裂边则设为D（差），若因裂边而在轧制 过程中发生了破断则设为E（极差）。
另外，裂边的长度为从轧材的宽度方向端部朝向宽度方向中央部的裂边的长 度。
并且，利用前述特性评价用条材测定力学特性及导电率。
（力学特性）
从特性评价用条材中采集JIS Z2201所规定的13B号试验片。以拉伸试验的 拉伸方向与特性评价用条材的轧制方向平行的方式采集该试验片。
通过JIS Z2241的微量残余伸长法测定0.2%屈服强度σ0.2。在前述试验片上 粘贴应变计，测定荷载及伸展率，并通过由这些所获得的应力-应变曲线的倾斜度 来求出杨氏模量E。
（导电率）
从特性评价用条材中采集宽度10mm×长度60mm的试验片。该试验片以其长 边方向与特性评价用条材的轧制方向平行的方式采集。
通过四端子法求出试验片的电阻。并且，利用测微计进行试验片的尺寸测定， 并计算出试验片的体积。并且，由所测定的电阻值和体积计算出导电率。
（弯曲加工性）
依照日本伸铜协会技术标准JCBA-T307:2007的4试验方法进行弯曲加工。
以轧制方向与试验片的长边方向垂直的方式从特性评价用条材采集多个宽度 10mm×长度30mm的试验片。接着利用弯曲角度为90度、弯曲半径为0.5mm的 W型夹具进行W弯曲试验。
并且，以肉眼确认弯曲部的外周部，无法确认破断或细微破裂时设为A（优 良），未引起破断而仅产生细微破裂时设为B（良好），仅有一部分引起破断时设 为C（一般），破断时则设为D（差），以此来进行判定。
（组织观察）
对于各试料的轧制面，进行镜面抛光、离子蚀刻。并且，为了确认包含Cr及 Zr的金属间化合物的析出状态，利用FE-SEM（场发射式扫描电子显微镜）以1 万倍～10万倍进行观察。当确认到包含Cr及Zr的金属间化合物的析出时，在表 中以“○”来进行标记。另外，比较例1-2、1-3、1-5及1-6未能进行组织观察。
并且，对于特性评价用条材的本发明例1-3和本发明例1-10，以约4万倍进行 观察。并且，对于析出物的成分，利用EDX（能量分散型X射线光谱法）进行确 认。将观察结果示于图4及图5。
（晶体粒径测定）
对于各试料进行镜面抛光及蚀刻，并通过光学显微镜以使轧制方向成为照片 的横向的方式进行拍摄，并且以1000倍的视场（约300μm×200μm）进行观察。 接着根据JIS H0501的切断法测定晶体粒径。各画出5条照片的纵、横的预定长 度的线段，对完全被切断的晶体数进行计数，将其切断长度的平均值设为平均晶 体粒径。
将制造条件及评价结果示于表1～4。
比较例1-1、1-4中Mg的含量低于本实施方式的范围，而杨氏模量为126GPa、 127GPa，显示出较高值。
比较例1-2、1-5中Mg的含量高于本实施方式的范围，冷轧时产生较大的裂 边，导致在轧制过程中产生破断。因此，无法实施之后的特性评价。
比较例1-3中Cr的含量高于本实施方式的范围，比较例1-6中Zr的含量高于 本实施方式的范围。比较例1-3、1-6中，虽在冷轧时不至于产生破断，但在冷轧 时产生了较大的裂边。因此，无法实施之后的特性评价。
比较例1-7、1-8、1-9、1-10中Mg的含量、Cr及Zr的含量为本实施方式的范 围，但导电率不满足本实施方式的式（1）。在这些比较例1-7、1-8、1-9、1-10 中确认到弯曲加工性恶劣。可推断这是由于粗大的以Cu和Mg为主成分的金属间 化合物成为了破裂的起点。
并且，作为含有Ni、Si、Zn、Sn的铜合金即所谓的铜镍硅合金的现有例1-1 中，将用于固溶化的加热工序的温度设为980℃并将热处理条件设为400℃×4h来 进行金属间化合物的析出处理。该现有例1-1中抑制了裂边的产生，因析出物细微 而确保了弯曲加工性。然而，确认到杨氏模量升高为131GPa。
与此相对，本发明例1-1～1-18中杨氏模量均设定较低为119Gpa以下，弹性 优异。并且，本发明例1-3～1-5的组成相同，但中间轧制与中间热处理的反复次 数不同，因此加工率的总量不同。同样地，本发明例1-10～1-12也具有相同组成， 但中间轧制与中间热处理的反复次数不同，因此加工率的总量不同。若比较本发 明例1-3～1-5、及本发明例1-10～1-12，则可确认，通过反复进行中间轧制和中间 热处理能够提高0.2%屈服强度。并且，本发明例1-7中，裂边为C，但这种程度 在实际使用中不成问题。并且，本发明例1-7、1-13～1-15、及1-18的弯曲加工性 为C，但确认到这种程度在实际使用中也不成问题。
并且，如图4所示，在含有Cr的本发明例1-3中确认到Cr的析出物粒子，但 未观察到含有Mg的粗大的析出物。并且，如图5所示，在含有Zr的本发明例1-10 中确认到Zr与Cu的析出物粒子，但未观察到含有Mg的粗大的析出物。
从以上可确认，根据实施例1的本发明例，能够提供一种具有低杨氏模量、 高屈服强度、高导电性、优异的弯曲加工性且适合于端子、连接器和继电器等电 子电气组件的电子设备用铜合金。
（实施例2）
准备由纯度99.99质量%以上的无氧铜（ASTM B152C10100）构成的铜原料。 将该铜原料装入高纯度石墨坩埚内，在设为Ar气体气氛的气氛炉内高频熔解来获 得熔融铜。在所获得的熔融铜内添加各种添加元素来制备成表5、6所示的成分组 成，并浇注到碳模中来制造出铸块。另外，铸块的尺寸设为厚度约20mm×宽度约 20mm×长度约100～120mm。
对于所获得的铸块，在Ar气体气氛中实施以表5、6所记载的温度进行4小 时加热的加热工序，之后实施水淬。
对热处理后的铸块进行切断，并且实施用于去除氧化被膜的表面磨削。
之后，在常温下以表5、6所记载的轧制率实施中间轧制来获得条材。并且， 对于所获得的条材，以表5、6所记载的温度在盐浴中实施中间热处理。之后实施 水淬。
接着，以表5、6所示的轧制率实施精轧制，制造出厚度0.25mm、宽度约20mm 的条材。
并且，在精轧制后，以表5、6所示的条件在盐浴中实施精热处理，之后实施 水淬。通过以上制作出特性评价用条材。
（中间热处理后的晶体粒径）
对于进行了表5、6所示的中间热处理后的试料进行晶体粒径的测定。对于各 试料，进行镜面抛光及蚀刻，并通过光学显微镜拍摄轧制面，并且以1000倍的视 场（约300μm×200μm）进行观察。接着根据JIS H0501的切断法测定晶体粒径。 各画出5条照片的纵、横的预定长度的线段，对完全被切断的晶体数进行计数， 将其切断长度的平均值设为平均晶体粒径。
并且，当平均晶体粒径为10μm以下时，通过SEM-EBSD（Electron Backscatter Diffraction Patterns）测定装置并根据以下方法测定平均晶体粒径。利用防水研磨 纸、金刚石磨粒进行机械研磨。接着，利用胶体二氧化硅溶液进行精磨。之后， 利用扫描型电子显微镜对试料表面的测定范围内的各个测定点（像素）照射电子 射线。根据基于电子背散射衍射的方位分析，将相邻的测定点之间的方位差为15 °以上的测定点之间设为大角晶界，15°以下则设为小角晶界。利用大角晶界制 作晶界映射图。并且根据JIS H0501的切断法，对于晶界映射图，各画出5条纵、 横的预定长度的线段，对完全被切断的晶体数进行计数，将其切断长度的平均值 设为平均晶体粒径。
（加工性评价）
作为加工性的评价，观察前述冷轧时有无裂边（cracked edge）。若以肉眼完 全或几乎确认不到裂边则设为A（优良），若产生了长度小于1mm的较小的裂边 则设为B（良好），若产生了长度1mm以上且小于3mm的裂边则设为C（一般）， 若产生了长度3mm以上的较大的裂边则设为D（差），若因裂边而在轧制过程中 发生了破断则设为E（极差）。
另外，裂边的长度为从特性评价用条材的宽度方向端部朝向宽度方向中央部 的裂边的长度。
并且，利用前述特性评价用条材测定力学特性及导电率。
（力学特性）
从特性评价用条材中采集JIS Z2201所规定的13B号试验片。以拉伸试验的 拉伸方向与特性评价用条材的轧制方向平行的方式采集该试验片。
根据JIS Z2241的微量残余伸长法测定0.2%屈服强度σ0.2。在前述试验片上 粘贴应变计，测定荷载及伸展率，并通过由这些所获得的荷载-伸展曲线的倾斜度 来求出杨氏模量E。
（导电率）
从特性评价用条材中采集宽度10mm×长度60mm的试验片。该试验片以其长 边方向与特性评价用条材的轧制方向平行的方式采集。
通过四端子法求出试验片的电阻。并且，利用测微计进行试验片的尺寸测定， 并计算出试验片的体积。并且，由所测定的电阻值和体积计算出导电率。
（耐应力松弛特性）
将试验片（宽度10mm）以其长边方向与特性评价用条材的轧制方向平行的方 式进行采集。
耐应力松弛特性试验通过以日本伸铜协会技术标准JCBA-T309:2004的悬臂梁 螺纹式为基准的方法来进行。根据以悬臂梁螺纹式为基准的方法负载应力，以150 ℃的温度保持预定时间，并测定之后的残余应力率。
以使试验片的表面最大应力成为屈服强度的80%的方式将初始挠曲位移设定 为2mm，并调整Span长度。上述表面最大应力以下式进行设定。
表面最大应力（MPa）=1.5Etδ0/LS2
其中，E、t、δ0、LS分别表示如下。
E：挠曲系数（MPa）
t：试料厚度（t=0.25mm）
δ0：初始挠曲位移（2mm）
LS：Span长度（mm）
由以150℃的温度保持1000小时后的弯曲特性来测定残余应力率，并对应力 松弛率进行评价。另外应力松弛率利用下式进行计算。
应力松弛率（%）=（δt/δ0）×100
其中，δt、δ0分别表示如下。
δt：（以150℃保持1000小时后的永久挠曲位移（mm））-（在常温下保 持24小时后的永久挠曲位移（mm））
δ0：初始挠曲位移（mm）
（组织观察）
对于各试料的轧制面，进行镜面抛光、离子蚀刻。并且，为了确认以Cu及 Mg为主成分的金属间化合物的析出状态，利用FE-SEM（场发射式扫描电子显微 镜）以1万倍的视场（约120μm2/视场）进行观察。
接着，为了调查以Cu和Mg为主成分的金属间化合物的密度（个/μm2），选 择金属间化合物的析出状态并不异常的1万倍的视场（约120μm2/视场），在该 区域以5万倍进行连续10个视场（约4.8μm2/视场）的拍摄。金属间化合物的粒 径设为金属间化合物的长径与短径的平均值。另外，长径为以在中途不与晶界接 触为条件在粒内画成最长的直线的长度，短径为在与长径直角相交的方向上以在 中途不与晶界接触为条件画成最长的直线长度。并且，求出具有0.1μm以上的粒 径且以Cu和Mg为主成分的金属间化合物的密度（平均个数）（个/μm2）。
（弯曲加工性）
依照日本伸铜协会技术标准JCBA-T307:2007的4测试方法进行弯曲加工。
以轧制方向与试验片的长边方向平行的方式从特性评价用条材中采集多个宽 度10mm×长度30mm的试验片。接着利用弯曲角度为90度、弯曲半径为0.25mm 的W型夹具进行W弯曲试验。
并且，以肉眼确认弯曲部的外周部，无法确认破断或细微破裂时设为A（优 良），未引起破断而仅产生细微破裂时设为B（良好），仅有一部分引起破断时设 为C（一般），破断时则设为D（差），以此来进行判定。
将制造条件及评价结果示于表5～8。
比较例2-1、2-2中Mg的含量低于本实施方式的范围，0.2%屈服强度较低， 杨氏模量为127GPa、128GPa，仍然比较高。
比较例2-3、2-4中Mg的含量高于本实施方式的范围，在中间轧制时产生较 大的裂边。因此，无法实施之后的特性评价。
比较例2-5中，组成为本实施方式的范围，但未实施精轧制后的最终热处理（精 热处理）。该比较例2-5中，应力松弛率成为54%。
比较例2-6中，组成为本实施方式的范围，但导电率不满足本实施方式的式 （2）。并且以Cu和Mg为主成分的金属间化合物的个数偏离了本实施方式的范 围。在该比较例2-6中确认到屈服强度降低。并且，在比较例2-6中确认到弯曲加 工性恶劣。
比较例2-7、2-8中Cr及Zr的含量高于本实施方式的范围，在中间轧制时产 生较大的裂边。因此，无法实施之后的特性评价。
并且，作为含有Sn、P的铜合金即所谓磷青铜的现有例2-1、2-2中，导电率 较低，且应力松弛率超过50%。
相对于此，本发明例2-1～2-13中杨氏模量均较低为116GPa以下，0.2%屈服 强度也均为550MPa以上，弹性优异。并且，应力松弛率也较低为48%以下。并 且，中间热处理后的晶体粒径为15μm以下，可通过添加Cr及Zr来实现晶体粒 径的微细化。
在此，如图6所示，在含有Cr的本发明例2-3中可确认到Cr的析出物粒子， 但未观察到以Cu和Mg为主成分的金属间化合物。
并且，如图7所示，在含有Zr的本发明例2-8中可确认到含有Zr的析出物粒 子，但未观察到以Cu和Mg为主成分的金属间化合物。
从以上可确认，根据实施例2的本发明例，能够提供一种具有低杨氏模量、 高屈服强度、高导电性、优异的耐应力松弛特性、优异的弯曲加工性且适合于端 子、连接器和继电器等电子设备用组件的电子设备用铜合金。
产业上的可利用性
本发明的电子设备用铜合金的一方式具有低杨氏模量、高屈服强度、高导电 性、及优异的弯曲加工性。因此，该电子设备用铜合金能够很好地应用于端子、 连接器和继电器等电子设备用组件。
本发明的电子设备用铜合金的另一方式具有低杨氏模量、高屈服强度、高导 电性、优异的耐应力松弛特性、及优异的弯曲加工性。因此，该电子设备用铜合 金能够很好地应用于端子、连接器、继电器、引线框架等电子设备用组件。尤其， 该电子设备用铜合金的耐应力松弛特性优异，因此能够很好地应用于在发动机舱 等高温环境下使用的电子设备用组件。
符号说明
S102-加热工序，S103-淬冷工序，S104-加工工序，S206-精加工工序，S207- 精热处理工序。
机译： 电子设备用铜合金，电子设备用铜合金的制造方法，电子设备用铜合金轧制材料以及电子设备或铜用铜合金用电子和电气成分，端子或连接器
机译： 电子铜合金，电子设备用铜材料，铜合金电子设备的制造方法，铜合金塑料加工材料零件和电子设备用电子设备
机译： 电子设备用铜合金，电子设备用铜合金的制造方法，电子设备用铜合金塑料加工材料以及电子设备用部件
