CN102453814A

CN102453814A - 铜合金、锻制铜、电子元件及连接器

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Publication number: CN102453814A
Application number: CN2011103422603A
Authority: CN
Inventors: 堀江弘泰; 江良尚彦
Original assignee: JX Nippon Mining and Metals Corp
Current assignee: JX Nippon Mining and Metals Corp
Priority date: 2010-10-29
Filing date: 2011-10-28
Publication date: 2012-05-16
Anticipated expiration: 2031-10-28
Also published as: CN102453814B; TWI429765B; KR101365354B1; JP2012097306A; TW201229255A; JP5226056B2; KR20120046050A

Abstract

本发明提供具有优异的强度和弯曲加工性的铜合金、锻制铜、电子元件以及连接器。铜合金为含有2.0～4.0质量％的Ti，总计含有0～0.5质量％的作为第三元素的选自Mn、Fe、Mg、Co、Ni、Cr、V、Mo、Nb、Zr、Si、B和P中的1种或2种以上，剩余部分包含铜和不可避免的杂质的铜合金，其中，使用扫描型透射电子显微镜对电子元件用铜合金的母相中的钛浓度进行观察的结果，铜合金的与轧制方向平行的截面的母相中的Ti浓度的振幅为Y(wt％)、上述电子元件用铜合金中的Ti浓度为X(wt％)时，满足0.83X-0.65＜Y＜0.83X+0.50的关系。

Description

铜合金、锻制铜、电子元件及连接器

技术领域

本发明涉及适于例如电子元件用材料的含有钛的铜合金、使用该铜合金的锻制铜(伸銅品)、使用该铜合金制造的电子元件以及连接器。

背景技术

近年，随着以便携式终端等为代表的电子仪器的小型化的日益发展，其中使用的连接器的间距变窄以及低矮化的趋势显著。越是小型的连接器，则管脚宽度越窄，形成弯折越小的加工形状，因此要求所使用的原料具有得到必要的弹性所需的高强度、和可以耐严酷的弯曲加工的优异的弯曲加工性。由此，含有钛的铜合金(以下称为“钛铜”)由于强度比较高、应力缓和特性在铜合金中最优异，一直以来被用作要求原材料强度的信号系统端子用原料。

钛铜为时效硬化型的铜合金。具体地说，通过固溶化处理，形成溶质原子Ti的过饱和固溶体，如果由该状态在低温下实施比较长时间的热处理，则通过旋节线分解，母相中Ti浓度周期性变动的调制结构生长，强度提高。基于上述增强机理，为了进一步提高钛铜的特性，对各种方法进行了研究。

此时，问题在于，强度和弯曲加工性为相反的特性。即，若提高强度则损害弯曲加工性，相反地，若重视弯曲加工性则得不到所需的强度。

因此，以往从添加Fe、Co、Ni、Si等第三元素(专利文献1)，规定固溶在母相中的杂质元素组的浓度、使它们作为第二相粒子(Cu-Ti-X系粒子)以规定的分布形态析出来提高调制结构的规则性(专利文献2)，规定对于使晶粒微细化有效的微量添加元素和第二相粒子的密度(专利文献3)，使晶粒微细化(专利文献4)等角度，为了同时实现钛铜的强度和弯曲加工性进行了研究开发。

[现有技术文献]

[专利文献]

[专利文献1]日本特开2004-231985号公报

[专利文献2]日本特开2004-176163号公报

[专利文献3]日本特开2005-97638号公报

[专利文献4]日本特开2006-283142号公报

发明内容

如此，钛铜通常通过锭的熔解铸造→均匀化退火→热轧→(退火和冷轧的重复进行)→最终固溶化处理→冷轧→时效处理的顺序制造，一直以来以该步骤为基础来谋求特性的改善。

但是在得到具有更优异特性的钛铜方面还有进一步改善的余地。因此，本发明通过从与以往不同的角度尝试改善钛铜的特性，提供具有优异的强度和弯曲加工性的铜合金、锻制铜、电子元件及连接器。

以往的钛铜的制造方法中，通过最终的固溶化处理使钛充分固溶在母相中后，进行冷轧使强度升高一定程度，最后通过时效处理发生旋节线分解，从而得到高强度的钛铜。因此，没有考虑过在冷轧之前实施好不容易固溶了的钛的稳定相有可能析出的热处理。

但是，本发明人进行精心研究，结果发现，若通过不生成或生成一部分钛的亚稳相或稳定相程度的适当热处理，在冷轧之前预先发生一定程度的旋节线分解，则随后进行冷轧以及时效处理而最终得到的钛铜的强度显著提高。即，相对于以往的钛铜在时效处理的一个阶段进行发生旋节线分解的热处理步骤，本发明的钛铜制造方法中，在隔着冷轧在2个阶段发生旋节线分解方面大幅不同。进一步可知，通过追加热处理步骤而在比以往低的温度一侧进行最终的时效处理，由此得到强度和弯曲加工性的平衡飞跃性地提高的钛铜。

通过采用上述制造步骤，钛铜的特性提高的原因还不十分清楚。并非意图通过理论来限定本发明，但是本发明人推测其原因如下。即，对于钛铜，在时效处理中随着钛的调制结构生长，钛的浓度变化的振幅(浓淡)增大，但是若达到一定的振幅，则不耐起伏的顶点附近的钛向更稳定的β’相、进一步β相变化。即，通过固溶化处理而固溶在母相中的钛通过随后施加热处理，Ti浓度周期性变动的调制结构慢慢变化，其向亚稳相β’相变化，最终向作为稳定相的β相变化。但是，认为若在最终固溶化处理之后，冷轧之前，预先实施可以产生旋节线分解的热处理，则时效处理时即使达到通常β’相应该析出的振幅，β’相也不易析出，而是生长至具有更大的振幅的调制结构。而且认为，这种起伏大的调制结构使钛铜具有粘性。

进一步地，本发明人为了具体地研究其原因，使用扫描型透射电子显微镜(STEM)对本发明的钛铜进行了观察，结果在母相中钛浓度振幅的大小方面发现特征点。

基于上述发现完成的本发明的一方案为铜合金，其含有2.0～4.0质量％的Ti、总计含有0～0.5质量％作为第三元素的选自Mn、Fe、Mg、Co、Ni、Cr、V、Mo、Nb、Zr、Si、B和P中的1种或2种以上，剩余部分包含铜和不可避免的杂质，其中，使用扫描型透射电子显微镜对铜合金的与铜合金的轧制方向平行的截面的母相中的钛浓度进行线分析(線分析)的结果，铜合金的Ti浓度为X(wt％)、母相中的Ti浓度的振幅为Y(wt％)时，满足0.83X-0.65＜Y＜0.83X+0.50的关系。

本发明的铜合金的一实施方式中，母相中的钛浓度的波长为21nm以上。

本发明的另一方案为锻制铜，其为使用上述铜合金的锻制铜。

本发明的另一方案为电子元件，其使用上述铜合金制造。

本发明的另一方案为连接器，其使用上述铜合金制造。

根据本发明，可以提供具有优异的强度和弯曲加工性的铜合金、锻制铜、电子元件及连接器。

附图说明

图1表示本发明的实施方式的钛铜的母相中的钛浓度(wt％)的周期变动的测定结果的一例。

图2为表示本发明的实施方式的钛铜中含有的钛浓度与母相的振幅之间的关系的图。

图3为表示本发明的实施方式的钛铜的0.2％耐力(YS)与弯曲加工性(MBR/t)的关系的图。

具体实施方式

<Ti含量>

Ti小于2质量％时，由于不能充分得到通过钛铜本来的调制结构的形成实现的增强机理，因此得不到充分的强度，相反地若超过4质量％则易析出粗大的TiCu₃，有强度和弯曲加工性变差的趋势。因此，本发明的铜合金中的Ti含量为2.0～4.0质量％，优选为2.7～3.5质量％。如此通过使Ti的含量适当，可以同时实现适于电子元件的强度和弯曲加工性。

<第三元素>

第三元素有助于晶粒的微细化，因此可以添加规定的第三元素。具体地，在Ti充分固溶的高的温度下进行固溶化处理，也容易使晶粒微细化，强度易提高。此外，第三元素促进调制结构的形成。进一步地，还具有抑制TiCu₃析出的效果。因此，得到钛铜本来的时效硬化能力。

钛铜中，上述效果最高的为Fe。而且对于Mn、Mg、Co、Ni、Cr、V、Mo、Nb、Zr、Si、B和P，也可以期待相当于Fe的效果，单独添加也有效果，但是也可以复合2种以上来添加。

这些元素若总计含有0.05质量％以上则表现出其效果，但是若总计超过0.5质量％，则Ti的固溶限变窄，易析出粗大的第二相粒子，强度虽然稍微提高，但是弯曲加工性变差。同时粗大的第二相粒子助长弯曲部的表面粗糙，促进加压加工中的模具磨损。因此，作为第三元素组，可以含有选自Mn、Fe、Mg、Co、Ni、Cr、V、Mo、Nb、Zr、Si、B和P中的1种或2种以上总计0～0.5质量％，优选总计含有0.05～0.5质量％。

这些第三元素的更优选的范围，对于Fe为0.17～0.23质量％，对于Co、Mg、Ni、Cr、Si、V、Nb、Mn、Mo为0.15～0.25质量％，对于Zr、B、P为0.05～0.1质量％。

<振幅与波长的关系>

图1表示本实施方式的钛铜的母相中的钛浓度(wt％)的周期变动的测定结果的一例。示出分析利用使用扫描型透射电子显微镜(STEM)通过能量分散型X射线(EDX)进行的分析(STEM-EDX分析)的例子。如图1所示，若通过STEM-EDX分析对钛铜的母相进行线分析，则可以观察到钛浓度周期性地变化。图1所示的平均线表示通过线分析测定的各测定部位的钛浓度的总计值除以测定部位数得到的值(平均值)。进一步地，由图1所示的数据测定钛浓度的波长Z、振幅Y、钛浓度的最大值(Ti-MAX)(wt％)、最小值(Ti-MIN)(wt％)。其中，波长Z为测定数据的测定距离除以周期数得到的值，振幅Y为由各周期的1个周期内的最大值减去1周期内的最小值得到的值的总计除以周期数而得到的值，Ti-MAX为测定距离范围内的最大值，Ti-MIN为测定距离范围内的最小值。将得到的值与使用以往方法(最终固溶化处理→冷轧→时效处理)制造的钛铜比较可知，本实施方式的钛铜与通过以往方法得到的钛铜相比，有振幅增大、波长增长的趋势。测定结果的一例如表1所示。

[表1]

	波长Z(nm)	振幅Y(wt％Ti)	Ti-MAX	Ti-MIN	MAX-MIN
						实施例	25.5	2.21	5.05	0.79	4.26
比较例	18.4	1.57	4.48	1.48	3.00

认为这是由于，以往的钛铜随着钛的调制结构生长，钛浓度变化的振幅增大，若达到一定的振幅，则不耐起伏的图1的曲线顶点附近的钛向更稳定的β’相进而向β相变化，由此振幅Y的大小减小。此外，表1的实施例的强度(YS)为1054MPa、比较例的强度为933MPa，表1的实施例的弯曲性(MBR/t)为1.5、比较例的弯曲性为1.0，实施例与比较例相比，强度和弯曲性的平衡优异，因此根据本实施方式的钛铜，通过在最终固溶化处理后、冷轧之前预先进行热处理，即使达到通常β’相应该析出的振幅β’相也不会析出，生长至具有更大振幅Y的调制结构，认为这是由于使钛铜具有粘性、从而实现了弯曲性和强度的提高。

钛浓度的振幅Y有随着钛铜中的钛浓度X增大而增大的趋势，可知本实施方式的钛铜，添加到铜合金中的Ti量(Ti浓度X)与振幅Y之间还具有一定的关系。表示钛浓度X与振幅Y的关系的一例的图示于图2。即，本实施方式的钛铜使用扫描型透射电子显微镜对钛铜的与轧制方向平行的截面的母相中的钛浓度进行线分析的结果，铜合金中的Ti浓度为X(wt％)、母相中的Ti浓度的振幅为Y(wt％)时，可以满足0.83X-0.65＜Y＜0.83X+0.50的关系，更优选满足0.83X-0.45＜Y＜0.83X+0.30的关系，进一步优选满足0.83X-0.25＜Y＜0.83X+0.10的关系。钛浓度X和振幅Y不满足上述范围时，弯曲性变差或旋节线分解的生长不充分，因此强度有可能不充分(参照图3)。而且，本实施方式中，为了消除由于析出物检测所导致的误差，评价对不存在析出的任意的母材表面每隔一定的间隔间断地进行EDX线分析的结果。

若考虑到强度和弯曲性的平衡，则钛铜优选波长短、振幅长。但是，若通过固溶化后的热处理，使旋节线分解生长则钛的浓淡更明确，由此振幅变长，随之波长也变长。若波长过短，则通过旋节线分解形成的调制结构的生长不充分，因此强度不充分，相反地若波长过长，则不耐起伏的一部分的稳定相析出·生长，弯曲性有可能变差。本实施方式的钛铜利用使用扫描型透射电子显微镜(STEM)通过能量分散型X射线(EDX)进行的分析(STEM-EDX分析)进行线分析时，与轧制方向平行的截面的母相中的钛浓度的波长Z优选为21nm以上，更优选为21～31nm，进一步优选为21～28nm。

<用途>

本实施方式的铜合金可以以各种锻制铜，例如板、条、箔、管、棒和线形式提供。通过对本实施方式的铜合金进行加工，可以得到例如开关、连接器、插座、端子、继电器等电子元件。

<制造方法>

本实施方式的铜合金可以通过对上述专利文献1～4中记载的公知的钛铜的制造方法进行规定的改变来制造。即，在最终固溶化处理之后、冷轧之前预先进行可以产生旋节线分解的热处理。

以往的钛铜的制造方法中，通过最终的固溶化处理使钛充分固溶在母相中后，进行冷轧使强度升高一定程度，最后通过时效处理产生旋节线分解，从而得到高强度的钛铜。在此，最后的时效处理是重要的，通过最终的固溶化处理使钛充分固溶在母相中，时效处理中，在适当的温度和时间下产生最大限度的旋节线分解是重点。若温度低、时间过短，则在时效处理中通过旋节线分解产生的调制结构的生长容易变得不充分，通过升高温度、延长时间，由旋节线分解产生的调制结构生长，由此维持适当的弯曲加工性的同时，强度升高。但是，若材料的温度过高、时间过长，则对强度没有那么大作用的β’相、使弯曲加工性变差的β相容易析出，仍然看不到强度升高，或强度减小的同时弯曲加工性变差。

另一方面，本发明中，在最终的固溶化处理后实施热处理(亚时效处理)，预先产生旋节线分解，然后进行以往水平的冷轧、以往水平的时效处理或以与以往相比温度低、时间短的时效处理，由此实现钛铜的高强度化。

若对固溶化处理后的钛铜进行热处理，则随着旋节线分解的进行，电导率升高，因此，本发明中，以热处理前后的电导率的变化为指标来规定适当的热处理的程度。根据本发明人的研究，这里的热处理不是处理后的钛铜的硬度为最大硬度的接近所谓的峰时效的时效处理，而优选在使电导率升高0.5～8％IACS、优选1～4％IACS的条件下进行。即，优选进行小于峰硬度的90％的热处理。对应于这种电导率的升高的具体的热处理条件为材料温度300℃以上且低于700℃、加热0.001～12小时的条件。

更具体地说，本实施方式的热处理，在钛浓度(质量％)为[Ti]时，电导率的升高值C(％IACS)可以满足以下的关系式(1)。

0.5≤C≤(-0.50[Ti]²-0.50[Ti]+14) (1)

根据上述(1)式，例如Ti浓度为2.0质量％时，优选在使电导率升高0.5～11％IACS的条件下进行，Ti浓度为3.0质量％时，优选在使电导率升高0.5～8％IACS的条件下进行，Ti浓度为4.0质量％时，优选在使电导率升高0.5～4％IACS的条件下进行。

更优选本实施方式的热处理在钛浓度(质量％)为[Ti]时，电导率的升高值C(％IACS)满足以下的关系式(2)。

1.0≤C≤(0.25[Ti]²-3.75[Ti]+13) (2)

根据上述(2)式，例如Ti浓度为2.0质量％时，优选在使电导率升高1.0～6.5％IACS的条件下进行，Ti浓度为3.0质量％时，优选在使电导率升高1.0～4％IACS的条件下进行，Ti浓度为4.0质量％时，优选在使电导率升高1.0～2％IACS的条件下进行。

而且，最终的固溶化处理后的热处理中，进行铜合金的硬度形成峰的时效时，电导率的差例如在Ti浓度2.0质量％下升高13％IACS，Ti浓度3.0质量％下升高10％IACS，Ti浓度4.0质量％下升高5％IACS左右。即，本实施方式的最终固溶化处理后的热处理，与硬度形成峰的时效相比，对铜合金提供的热量非常小。

热处理优选在以下的任意一个条件下进行。

材料温度为300℃以上且低于400℃、加热0.5～3小时

材料温度为400℃以上且低于500℃、加热0.01～0.5小时

材料温度为500℃以上且低于600℃、加热0.001～0.01小时

材料温度为600℃以上且低于700℃、加热0.001～0.005小时

此外，热处理更优选在以下的任意一个条件下进行。

材料温度为350℃以上且低于400℃、加热1～3小时

材料温度为400℃以上且低于450℃、加热0.2～0.5小时

材料温度为500℃以上且低于550℃、加热0.005～0.01小时

材料温度为550℃以上且低于600℃、加热0.001～0.005小时

材料温度为600℃以上且低于650℃、加热0.0025～0.005小时

以下对每个步骤的优选实施方式进行说明。

1)锭制造步骤

通过熔解以及铸造进行的锭的制造基本上在真空中或惰性气体气氛中进行。若熔解中有添加元素的熔化残留，则对于强度的提高不能有效地发挥作用。因此，为了消除熔化残留，Fe、Cr等高熔点的添加元素必须在添加后充分地进行搅拌，且保持一定时间。另一方面，Ti由于比较容易熔化在Cu中，可以在第三元素组的熔解后添加。因此，在Cu中以0～0.50质量％的总含量添加选自Mn、Fe、Mg、Co、Ni、Cr、V、Nb、Mo、Zr、Si、B和P中的1种或2种以上，然后以2.0～4.0质量％的含量添加Ti来制造锭。

2)均匀化退火和热轧

在此，优选尽可能消除凝固偏析、铸造中产生的结晶物。这是为了在之后的固溶化处理中，微细且均匀地分散第二相粒子的析出，对于防止混粒来说也具有效果。锭制造步骤之后，优选在加热至900～970℃进行3～24小时均匀化退火后实施热轧。为了防止液体金属脆性，优选在热轧前以及热轧中设为960℃以下。

3)第一固溶化处理

然后，优选在将冷轧和退火适当重复后进行固溶化处理。在此，预先进行固溶化的原因在于，降低最终的固溶化处理的负担。即，最终的固溶化处理并非用于使第二相粒子固溶的热处理，由于已经固溶化，因此若维持该状态的同时仅发生重结晶即可，因此进行轻度的热处理即可。具体地说，第一固溶化处理可以在850～900℃的加热温度下进行2～10分钟。此时的升温速度和冷却速度优选极力加速、使得第二相粒子不会析出。

4)中间轧制

最终的固溶化处理前的中间轧制中的加工度越高，则最终的固溶化处理中的第二相粒子越是均匀且微细地析出。但是若加工度太高，进行最终的固溶化处理时重结晶集合组织生长，而产生塑性各向异性，有可能损害加压整形性。因此，中间轧制的加工度优选为70～99％。加工度以{(轧制前的厚度-轧制后的厚度)/轧制前的厚度)×100％}定义。

5)最终的固溶化处理

在最终固溶化处理前的铜合金原材料中存在铸造或中间轧制过程中生成的析出物。该析出物由于有可能阻碍弯曲性以及时效后的机械特性增加，因此在最终的固溶化处理中，优选将铜合金原料加热至使铜合金原料中的析出物完全固溶的温度。但是，若加热至高温直至析出物完全消失，则通过析出物实现的晶界的锁定效果消失，晶粒急剧粗大化。若晶粒急剧粗大化，则有强度降低的趋势。

因此，作为加热温度，优选将固溶化前的铜合金原料加热至第二相粒子组成的固溶限附近的温度。Ti的添加量为2.0～4.0质量％的范围时，Ti的固溶限与添加量相等的温度(本发明中称为“固溶限温度”)为550～1000℃左右，例如Ti的添加量为3.0质量％时为800℃左右。对其不进行限定，但固溶化前的铜合金原料可以加热至比550～1000℃的Ti的固溶限温度、更典型地说比550～1000℃的Ti的固溶限温度高0～20℃的温度、优选高0～10℃的温度。

为了抑制最终固溶化处理中粗大的第二相粒子的产生，优选尽可能迅速地进行铜合金原料的加热和冷却。具体地说，通过在比第二相粒子组成的固溶限附近的温度高50～500℃左右、优选高150～500℃左右的气氛中配置铜合金原料来进行迅速加热。冷却例如通过水冷等进行。

6)热处理(亚时效处理)

最终的固溶化处理后进行热处理。热处理的条件如上所述。

7)最终的冷轧

上述热处理后，进行最终的冷轧。通过最终的冷加工，可以提高钛铜的强度。此时，加工度小于10％时，得不到充分的效果，因此优选使加工度为10％以上。但是，若加工度过高，则与粒内析出引起的晶格变形相比、晶粒的扁平引起的加工变形增大，弯曲加工性变差。进而在根据需要实施的时效处理、消除应力退火中易产生晶界析出，因此加工度为50％以下，更优选为25％以下。

8)时效处理

最终的冷轧后，进一步进行时效处理。时效处理的条件可以为惯用的条件，但是若与以往相比轻度进行时效处理，则强度和弯曲加工性的平衡进一步提高。具体地说，时效处理优选在材料温度300～400℃下加热3～12小时的条件下进行。而且，不进行时效处理时，时效处理时间短(小于2小时)时或时效处理温度低(低于290℃)时，强度和电导率有可能降低。此外，时效时间长(13小时以上)时或时效温度高时(450℃以上)，电导率升高，但是强度有可能降低。

而且，若为本领域技术人员，则可以理解在上述各步骤的间隔可以适当进行用于除去表面的氧化皮的研磨、抛光、喷丸酸洗等步骤。

[实施例]

以下对本发明的实施例和比较例进行说明，但是这些实施例是为了更良好地理解本发明及其优点而提供的，并非用于限定发明。

制造本发明例的铜合金时，添加活性金属Ti作为第二成分，因此熔解时使用真空熔解炉。此外，为了防止由于本发明中规定的元素以外的杂质元素的混入而产生预想不到的副作用，严格选择纯度比较高的原料来使用。

首先，在Cu中以表2所示的组成分别添加Mn、Fe、Mg、Co、Ni、Cr、V、Mo、Nb、Zr、Si、B和P后，分别添加表2所示组成的Ti。充分考虑添加后的保持时间使得添加元素无熔化残留后，将它们在Ar气氛中注入到铸模中，分别制造约2kg的锭。

[表2]

对于上述锭进行在950℃下加热3小时的均匀化退火后，在900～950℃下进行热轧，得到板厚为10mm的热轧板。通过表面磨削脱氧化皮后进行冷轧，形成坯条的板厚(2.0mm)，进行坯条的第一次固溶化处理。第一次固溶化处理的条件为850℃下加热10分钟。接着在中间的冷轧中调整中间的板厚进行冷轧使得最终板厚为0.10mm后，插入到可以进行迅速加热的退火炉中进行最终的固溶化处理，然后进行水冷。而且，最终的固溶化处理的材料的加热温度在Ti的添加量为1.5质量％时是680℃、Ti的添加量为2.0质量％时是730℃、Ti的添加量为3.0质量％时是800℃、Ti的添加量为4.0质量％时是840℃、Ti的添加量为4.5质量％时是860℃，最终的固溶化处理的加热时间为1.5分钟。然后，在表3的条件下进行热处理。通过酸洗进行脱氧化皮后，进行冷轧使板厚为0.075mm，在表3记载的各加热条件下于惰性气体气氛中进行时效处理，形成实施例和比较例的试验片。

对于得到的各试验片，在以下的条件下进行特性评价。结果如表3所示。

<强度>

使拉伸方向与轧制方向平行来使用加压机制造JIS 13B号试验片。根据JIS-Z2241进行该试验片的拉伸试验，测定轧制方向的0.2％耐力(YS)。

<弯曲加工性>

根据JIS H3130，进行Badway(弯曲轴与轧制方向为相同方向)的W弯曲试验，测定不产生裂纹的最小半径(MBR)与板厚(t)之比MBR/t值。

<STEM-EDX分析>

对于各试验片，通过聚焦离子束(FIB)切断与轧制方向平行的截面，露出截面后，对该截面进行观察。观察使用扫描型透射电子显微镜(日本电子株式会社型号：JEM-2100F)，检测器使用能量分散型检测器(EDX)，在样品倾斜角度0°、加速电压200kV、电子束的点径0.2nm下进行。而且，通过使母相的测定距离：150nm、母相的测定距离每150nm的测定部位数：60个部位、母相的测定部位的间隔：2.5nm来进行EDX线分析。为了防止析出物的影响所导致的测定误差，母相的测定位置选择不存在析出物的任意位置。

由测定结果计算浓度分布数据(例如参照图1)，求出母材中的钛浓度的波长Z、振幅Y。波长Z为测定距离除以浓度分布数据内的周期数得到的值，振幅Y为各周期的由1周期内的最大值减去1周期内的最小值得到的值的总计除以周期数而得到的值。重复同样的分析6次，算出其平均值。

[表3]

<考察>

实施例1～3为在适当的条件下进行最终固溶化处理后的热处理和时效处理时的例子。对于母相中的钛浓度，振幅和波长都变长，强度与弯曲性的平衡也优异。

实施例4为与实施例1～3相比提高最终固溶化处理后的热处理温度时的例子，实施例5为与实施例1～3相比降低最终固溶化处理后的热处理温度时的例子。都通过调整热处理时间进行了适当的热处理，因此对于钛浓度，振幅和波长都变长，强度与弯曲性的平衡也优异。

实施例6～10表示与实施例1～5相比提高Ti浓度时的例子。实施例6～10中，对于钛浓度，振幅和波长都变长，强度与弯曲性的平衡也优异。

实施例11～15表示与实施例1～5相比降低Ti浓度时的例子。与实施例1～10相比，通过降低Ti浓度，虽然钛浓度的振幅减小，但是得到强度和弯曲性平衡优异的合金。

实施例16～19表示加入有添加元素时的例子。实施例16～19中，对于母相中的钛浓度，振幅和波长都变长，强度与弯曲性的平衡也都优异。

另一方面，比较例1～9为在最终固溶化处理后不进行热处理的现有例。根据比较例1～9可知，即使调整时效处理条件，振幅、波长与实施例1～10相比都减小，强度降低。

比较例10、11、14、15、18、19表示最终固溶化处理后的热处理之后的时效处理条件不适当的情况。比较例10、14、18中，时效处理过强而形成过时效，结果振幅变长，但是不耐起伏的一部分的稳定相析出·生长，因此弯曲性变差。比较例11、15、19中，时效处理过弱而形成亚时效，结果由于调制结构未生长，振幅缩短、强度降低。

比较例12、13、16、17、20、21表示最终固溶化处理后的热处理的处理温度不适当的情况。比较例12、16、20中，热处理温度过高，结果振幅变长，但是不耐起伏的一部分的稳定相析出·生长，因此弯曲性变差。比较例13、17、21中，热处理温度过低，结果由于调制结构未生长，振幅缩短、强度降低。

比较例22、23表示Ti浓度不在适当范围的情况。比较例22中，弯曲性变差，比较例23中，强度变差，得不到弯曲性和强度的平衡良好的合金。

比较例24表示在钛铜的硬度形成峰的条件下进行热处理，缩短时效处理的时间的情况。热处理时间过长，结果振幅变长，但是不耐起伏的一部分的稳定相析出·生长，因此弯曲性变差。

Claims

1.铜合金，其为含有2.0～4.0质量％的Ti，总计含有0～0.5质量％的作为第三元素的选自Mn、Fe、Mg、Co、Ni、Cr、V、Mo、Nb、Zr、Si、B和P中的1种或2种以上，剩余部分包含铜和不可避免的杂质的铜合金，其中，使用扫描型透射电子显微镜对所述铜合金的与轧制方向平行的截面的母相中的钛浓度进行线分析的结果，所述铜合金的Ti浓度为X(wt％)、所述母相中的Ti浓度的振幅为Y(wt％)时，满足0.83X-0.65＜Y＜0.83X+0.50的关系。

2.如权利要求1所述的铜合金，其中，上述母相中的钛浓度的波长为21nm以上。

3.锻制铜，其使用权利要求1或2中任意一项所述的铜合金。

4.电子元件，其使用权利要求1或2中任意一项所述的铜合金制造。

5.连接器，其使用权利要求1或2中任意一项所述的铜合金制造。