CN102465215A

CN102465215A - 铜合金、锻制铜、电子元件及连接器

Info

Publication number: CN102465215A
Application number: CN2011103423127A
Authority: CN
Inventors: 江良尚彦; 堀江弘泰
Original assignee: JX Nippon Mining and Metals Corp
Priority date: 2010-10-29
Filing date: 2011-10-28
Publication date: 2012-05-23
Anticipated expiration: 2031-10-28
Also published as: CN102465215B; JP2012097308A; JP5226057B2; TWI426141B; KR20120046051A; KR101365380B1; TW201217551A

Abstract

本发明提供可以实现钛铜的特性改善的新型铜合金、锻制铜、电子元件和连接器。该铜合金为含有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、Nb、Mo、Zr、Si、B、P中的1种以上，剩余部分包含铜和不可避免的杂质的铜合金，其特征在于，轧制面的电解抛光后的表面的通过电子显微镜进行的组织观察中，粒径为0.5μm以上的第二相粒子的个数密度(X)为0.04～0.11个/μm²，粒径为0.5μm以上的第二相粒子沿着晶界析出的个数比率(Y)为45～80％。

Description

铜合金、锻制铜、电子元件及连接器

技术领域

本发明涉及铜合金、锻制铜(伸銅品)、电子元件以及连接器。

背景技术

近年，随着以携带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，一直以来被用作特别是要求原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，形成作为溶质原子的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，对各种技术进行了研究。

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)等角度，进行了同时实现钛铜的强度和弯曲加工性的研究开发。

专利文献1中记载得到了0.2％耐力最大为888MPa的钛铜，此时的MBR/t为0.7(实施例No.10)。专利文献2中记载得到了0.2％耐力最大为839MPa的钛铜，此时的MBR/t为1.7(实施例No.10)。专利文献3中记载得到了0.2％耐力最大为888MPa的钛铜，此时的MBR/t为0.5(实施例No.10)。

此外，专利文献4中公开，在钛铜的情况下，存在与作为母相的α相相容性差的β相(TiCu₃)和相容性好的β’相(TiCu₄)，β相对于弯曲加工性有不良影响，另一方面，均匀且微细地分散β’相有助于同时实现强度和弯曲加工性，因此抑制β相的同时微细分散β’相的钛铜。专利文献4中记载得到了0.2％耐力最大为1019MPa的钛铜，此时的MBR/t为2(实施例No.4)。

此外，这些文献中记载通过锭的熔解铸造→均匀化退火→热轧→(退火以及冷轧的重复进行)→最终固溶化处理→冷轧→时效处理的顺序制造钛铜。特别是认为最终固溶化处理中，抑制作为稳定相的TiCu₃或与母相不相容的第二相粒子的析出是重要的。

[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→(退火以及冷轧的重复进行)→最终固溶化处理→冷轧→时效处理的顺序制造，以该步骤为基础谋求特性的改善。但是我们认为在得到具有更优异的特性的钛铜方面不局限于现有概念的新型制造方法是有用的。

因此，本发明的主要目的在于，提供可以实现钛铜的特性改善的新型铜合金、锻制铜、电子元件以及连接器。

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，最后通过时效处理产生旋节线分解，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，若通过不会生成或生成一部分钛的亚稳相或稳定相程度的热处理，在冷轧之前预先产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，相对于以往的钛铜的制造方法在时效处理的一个阶段进行产生旋节线分解的热处理步骤，本发明的钛铜制造方法中，在进行2个阶段的时效处理，即最终的固溶化处理后，在比以往的时效处理短的时间且形成亚时效的条件下进行热处理后进行冷轧，进一步在冷轧后进行比以往轻度的时效处理方面，与以往方法大幅不同。

进一步可知，通过追加热处理步骤，且在比以往低的温度进行时效处理，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不十分清楚。并非意图通过理论来限定本发明，但是推测其原因如下。钛铜中，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、进而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生长，其向作为亚稳相的β’相变化，最终向作为稳定相的β相变化。而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规定的热处理，则时效处理时即使达到通常β’相应该析出的振幅，β’相也不容易析出，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。但是，测定钛浓度的振幅在技术上有困难，不清楚特性提高的具体机理。总之，通过采用本发明的制造方法，与仅进行一个阶段的旋节线分解的以往的制造方法相比，可以得到高强度的钛铜。

基于以上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、Nb、Mo、Zr、Si、B、P中的1种以上，剩余部分包含铜和不可避免的杂质，其中，轧制面的电解抛光后的表面的通过电子显微镜进行的组织观察中，粒径为0.5μm以上的第二相粒子的个数密度(X)为0.04～0.11个/μm²，粒径为0.5μm以上的第二相粒子沿着晶界析出的个数比率(Y)为45～80％。

本发明的铜合金如下制造，在550～1000℃下，进行加热至比Ti的固溶限与添加量相同的固溶限温度高0～20℃的温度并骤冷的固溶化处理，在固溶化处理之后，进行使电导率提高的热处理，使在钛浓度(质量％)为[Ti]时，电导率的升高值C(％IACS)满足以下的关系式：0.5≤C≤(-0.50[Ti]²-0.50[Ti]+14)，在热处理之后进行最终冷轧，在最终冷轧之后进行时效处理，由此制造本发明的铜合金。

本发明的另一方案为锻制铜，其使用上述铜合金。

本发明的进一步另一方案为电子元件，其使用上述铜合金制造。

本发明的进一步另一方案为连接器，其使用上述铜合金制造。

根据本发明，可以提高钛铜的强度。此外，本发明的优选实施方式中，得到可以以高的水平达成强度和弯曲加工性的钛铜。

附图说明

[图1]图1(a)和图1(b)为对本发明的实施方式的钛铜的电解抛光后的轧制面中出现的第二相粒子的测定方法进行说明的示意图。

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的含量为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。具体地说，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、Si、Cr、V、Nb、Mo、Zr、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，虽然强度稍微提高，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、Nb、Mo、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％。

第二相粒子

本发明中，“第二相粒子”指的是组成与母相的成分组成不同的粒子。第二相粒子为各种在热处理中析出、与母相形成边界的以Cu和Ti作为主要成分的粒子，具体地说，以TiCu₃粒子或含有第三元素组的构成要素X(具体地说，为Mn、Fe、Mg、Co、Ni、Cr、V、Nb、Mo、Zr、Si、B和P中的任意一种)的Cu-Ti-X系粒子方式出现。

通过观察第二相粒子的析出状态，可以间接地对通过旋节线分解实现的材料增强的程度进行评价。本实施方式中，在轧制面的电解抛光后的表面的通过电子显微镜进行的组织观察中，粒径为0.5μm以上的第二相粒子的个数密度(X)为0.04～0.11个/μm²，这在使通过旋节线分解形成的调制结构适当地生长、得到强度和弯曲加工性的良好的平衡上是适当的，更优选为0.04～0.10个/μm²，进一步优选为0.05～0.09个/μm²，若个数密度(X)小于0.04个/μm²，则强度(YS)有可能不足，若个数密度(X)大于0.11个/μm²，则弯曲加工性有可能变差，因此有可能不能同时实现强度和弯曲加工性。

此外，本实施方式的钛铜中，粒径为0.5μm以上的第二相粒子的晶界析出的个数比率(Y)为45～80％是适当的，更优选为50～78％，进一步优选为59～71％。若个数比率(Y)小于45％则强度(YS)有可能不足，若个数比率(Y)大于80％则弯曲加工性(MBR/t)有可能变差，因此有可能不能同时实现强度和弯曲加工性。

本实施方式中，第二相粒子的粒径，在通过电子显微镜观察轧制面的电解抛光后的表面时，定义为内接于第二相粒子的最大圆的直径(参照图1(a))。即“粒径为0.5μm以上的第二相粒子”指的是内接于第二相粒子的最大圆的直径(参照图1(a))为0.5μm以上的粒子。此外，对于评价个数密度(X)时的粒子的个数的计算方法，采用以下的计算方法。即，分散在观察视野中的粒径为0.5μm以上的第二相粒子中，

(A)对于粒径为0.5μm以上且小于1.0μm的第二相粒子，

(a)外接于第二相粒子的最小圆的直径(参照图1(a))为0.5μm以上且小于1.0μm的粒子：计为“1个”，

(b)外接于第二相粒子的最小圆的直径(参照图1(a))为1.0μm以上的粒子：计为“2个”，

(B)对于粒径为1.0μm以上的第二相粒子，

将0.5μm间隔的网格(mesh)置于观察视野时，被边长为0.5μm的方形包围的粒子的部分计为“1个”，超出网格、露出到边长为0.5μm的方形的外侧的粒子的部分计为“1/2个”(参照图1(b))。

对于“粒径为0.5μm以上的第二相粒子的晶界析出的个数比率(Y)”，计算按照上述步骤计数的分散在观察视野中的粒径为0.5μm以上的第二相粒子中、沿着晶界存在的粒子的个数。晶界利用通过SEM观察得到的反射电子图像，定义为对比度不同的界面，粒子的个数的计算方法与个数密度(X)的计算方法相同。

本发明的铜合金的制造方法

本发明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。因此，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，强度不升高，或强度减小的同时弯曲加工性变差。

另一面，本发明中，在最终的固溶化处理后实施热处理，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与此相比温度低、时间短的时效处理，由此提高钛铜的强度。即，其中，根据钛铜的合金组成，并非进行热处理至其硬度达到峰附近的处理条件，而是在其的前阶段(形成亚时效的条件下)结束热处理。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，热处理优选在使电导率升高0.5～8％IACS的条件下进行。而且，若为β’相、β相少量析出的程度则无问题，但是若大量析出则得不到本发明所需的强度提高效果，或即使强度提高，加工性也显著变差，因此更优选在升高1～4％IACS的条件下进行。对应于这种电导率的升高的具体的加热条件为材料温度300～700℃、加热0.001～12小时的条件。

通过亚时效实现的适当的电导率的升高的程度如下规定。即，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)可以满足以下的关系式(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。本实施方式的热处理中，在高温(例如400℃以上)短时间(0.5小时以下)内进行热处理，由此可以制造高强度的钛铜。

由此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0.5～12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0.005～0.01小时

材料温度为600℃以上且低于700℃、加热0.001～0.005小时

热处理更优选在以下的任意一个条件下进行。

材料温度为400℃以上且低于450℃、加热0.25～0.5小时

材料温度为450℃以上且低于500℃、加热0.01～0.25小时

材料温度为500℃以上且低于550℃、加热0.0075～0.01小时

材料温度为550℃以上且低于600℃、加热0.005～0.0075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。若熔解中存在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。由此，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)均匀化退火以及热轧

其中，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，且从原厚度直至整体的加工度为90％的道次设为900℃以上。而且，为了在每个道次中产生适度的重结晶、有效地降低Ti的偏析，可以以每个道次的压下量为10～20mm来实施。

3)第一固溶化处理

然后，优选适当重复进行冷轧和退火后进行固溶化处理。其中，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，若维持该状态的同时仅产生重结晶即可，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，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

最终的固溶化处理中，优选使析出物完全固溶，但是若加热至高温直至完全消除析出物，则由于晶粒粗大化，使加热温度为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(固溶限温度)为730～840℃左右，例如Ti的添加量为3.0质量％时为800℃左右)。而且，若迅速加热至该温度、冷却速度也加快，则粗大的第二相粒子的产生得到抑制。不限于以下的条件，但典型地说，固溶化前的铜合金原料可以加热至比550～1000℃的Ti的固溶限温度高0～20℃的温度、优选高0～10℃的温度。此外，固溶温度下的加热时间越短则晶粒越微细化。因此，优选将材料在550～1000℃的Ti的固溶限大于添加量的温度下加热0.5～3分钟后进行水冷。

6)热处理

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，加工度越高则在以下的时效处理中越易产生晶界析出，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290～400℃下加热3～12小时的条件下进行。不进行时效时、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)或时效温度高时(450℃以上)，电导率升高，但是强度有可能降低。

时效处理更优选在以下的任意一个条件下进行。

材料温度为290℃以上且低于320℃、加热7～12小时

材料温度为320℃以上且低于340℃、加热6～11小时

材料温度为340℃以上且低于360℃、加热5～8小时

材料温度为360℃以上且低于400℃、加热2～7小时

时效处理更优选在以下的任意一个条件下进行。

材料温度为290℃以上且低于320℃、加热8～11小时

材料温度为320℃以上且低于340℃、加热7～10小时

材料温度为340℃以上且低于360℃、加热6～7小时

材料温度为360℃以上且低于400℃、加热3～7小时

而且，若为所属领域的技术人员，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。

本发明的铜合金的特性

通过本发明的制造方法得到的铜合金在一实施方式中可以兼具以下的特性。

(A)轧制平行方向的0.2％耐力为900～1250MPa

(B)进行Badway的W弯曲试验，不产生裂纹的最小半径(MBR)与板厚(t)之比MBR/t值为0.5～2.5

通过本发明的制造方法得到的铜合金的一个优选实施方式中可以兼具以下的特性。

(A)轧制平行方向的0.2％耐力为900～1050MPa

(B)进行Badway的W弯曲试验，不产生裂纹的最小半径(MBR)与板厚(t)之比MBR/t值为0.5～2.0

通过本发明的制造方法得到的铜合金在进一步另外优选的一实施方式中可以兼具以下的特性。

(A)轧制平行方向的0.2％耐力为1050～1250MPa

(B)进行Badway的W弯曲试验，不产生裂纹的最小半径(MBR)与板厚(t)之比MBR/t值为1.5～2.5

通过本发明的制造方法得到的铜合金通常电导率为9～18％IACS，典型地为10～15％IACS。

本发明的铜合金的用途

本发明的铜合金可以加工为各种板厚的锻制铜，作为各种电子元件的材料是有用的。本发明的铜合金特别是作为要求高尺寸精度的小型的弹性材料是优异的，不加以限定，但是可以合适地用作开关、连接器、插座、端子、继电器等的材料。

[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好地理解本发明及其优点而提供的，并非用于限定发明。

例1(制造步骤对钛铜特性的影响)

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1所示的组成分别添加Mn、Fe、Mg、Co、Ni、Cr、Mo、V、Nb、Zr、Si、B和P后，分别添加表1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气氛中中注入到铸模中，分别制造约2kg的锭。

[表1]

No.	Ti	Mn	Fe	Mg	Co	Ni	Cr	Mo	V	Nb	Zr	Si	B	P
															1	3.0
2	3.0
															3	3.0
4	3.0
															5	3.0
6	3.0
															7	3.0
8	3.0
															9	3.0
10	3.0
															11	3.0
12	3.0
															13	3.0	0.05	0.1	0.05	0.1	0.1	0.1
14	3.0	0.05	0.1	0.05	0.1	0.1	0.1
															15	3.0							0.1	0.1	0.1	0.1	0.05	0.05	0.05
16	3.0							0.1	0.1	0.1	0.1	0.05	0.05	0.05
															17	3.0
18	3.1
															19	3.1
20	3.4

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(1.5mm)，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7.5分钟。接着冷轧至中间的板厚(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。此时的加热条件为约820℃下1分钟。然后，在表2记载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，在惰性气氛中进行时效形成发明例和比较例的试验片。热处理和时效处理的条件如表2所记载。

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2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，测定轧制平行方向的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。

<电导率>

根据JIS H 0505，用4端子法测定电导率(％IACS)。

<个数密度(X)>

对于得到的各试验片，在以下的条件下求出析出物的个数密度(X)和晶界析出的个数比率(Y)。将轧制面在磷酸67％+硫酸10％+水的溶液中、在15V60秒的条件下进行电解抛光，由此现出组织，水洗干燥用于观察。对其使用FE-SEM(场发射型扫描电子显微镜、Philips公司制、XL30SFEG)，在加速电压15kV、点径4.0μm、WD＝6.0mm下观察组织的BSE图像，对析出物(第二相粒子)的个数密度(X)进行计数。具体地说，作为存在于100μm×100μm的观察视野中的晶界反应型的粒子，标记含有沿着晶界析出的复杂形状的Ti-Cu系的析出物(晶界反应相)的第二相粒子，内接于所标记的第二相粒子的最大圆的直径(参照图1(a))为0.5μm以上的粒子计为1个来计算个数密度。

<个数比率(Y)>

测定按照上述步骤计数的分散在观察视野中的粒径为0.5μm以上的第二相粒子中，存在于晶界的粒径为0.5μm以上的析出物相对于观察视野中的粒径为0.5μm以上的第二相粒子的全部个数的个数比率(Y)。晶界利用通过SEM观察得到的反射电子图像，定义为对比度不同的界面。对于“粒径为0.5μm以上的第二相粒子的晶界析出的个数比率(Y)”，分散在观察视野中的粒径为0.5μm以上的第二相粒子中，(A)对于粒径为0.5μm以上且小于1.0μm的第二相粒子，(a)外接于第二相粒子的最小圆的直径(参照图1(a))为0.5μm以上且小于1.0μm的粒子：计为“1个”，(b)外接于第二相粒子的最小圆的直径(参照图1(a))为1.0μm以上的粒子：计为“2个”，(B)对于粒径为1.0μm以上的第二相粒子，将0.5μm间隔的网格置于观察视野时，被边长为0.5μm的方形包围的部分计为“1个”，超出网格、露出到边长为0.5μm的方形的外侧的部分计为“1/2个”(参照图1(b))。

[表2]

No.1为以往例。No.1中，未进行固溶化后的热处理(退火)，而且最终时效温度低，因此个数密度小，晶界析出的个数比率也小，所以强度不足。与此相对，施加热处理的No.2的情况下，强度提高。

No.3为未进行热处理、在低温下进行时效处理的比较例。No.3中未进行固溶化后的退火，而且最终时效温度低，因此个数密度小，晶界析出的个数比率也小，所以强度不足。与此相对，施加热处理的No.4的情况下，强度提高，而且，No.4由于时效处理在低温下进行，可以以高的水平同时实现强度和弯曲加工性。

No.5为发明例，为降低时效处理的温度的例子。No.6为尽可能提高热处理时的加热温度的发明例。No.7为尽可能降低热处理时的加热温度的发明例。

No.8为热处理的加热温度过高的比较例，No.9为热处理的加热温度过低的比较例。No.8由于过度退火，个数密度增大，强度不足。No.9由于退火不充分，个数密度和晶界析出的比率小。此外，因为析出量少，因此强度不足。

No.10为增大通过热处理实现的电导率升高程度的发明例。No.11和No.12为通过热处理实现的电导率的升高程度过大的比较例。No.11由于固溶化后的退火中，电导率过度升高，因此第二相粒子增大，在其后的轧制和时效步骤后第二相粒子进一步增大，因此个数密度增大。No.11中强度升高，但弯曲加工性变差。No.12与No.11相比，个数密度进一步增大，因此晶界析出的比率也升高，与No.11相比强度降低，弯曲加工性进一步变差。

No.13为以往例。未进行固溶化后的退火，而且最终时效温度低，因此个数密度小，晶界析出的个数比率也小，所以强度不足。

No.14、16表示添加第三元素时的本发明的效果。

No.15、17为以往例。No.15中未进行固溶化后的退火，进而最终时效温度低，因此个数密度小，晶界析出的个数比率也小，所以强度不足。No.17中未进行固溶化后的退火，因此个数密度小，晶界析出的比率也小，所以强度不足。

No.18～20表示长时间进行固溶化后的退火的例子。比较例18～20中，固溶化后的退火时间长，因此个数密度增大，强度降低，弯曲加工性变差。

例2(组成对钛铜的特性的影响)

除了如表3所示改变钛铜的组成之外，在与No.4的试验片相同的制造条件下制造试验片。得到的各试验片的特性评价的结果如表4所示。

[表3]

No.	Ti	Mn	Fe	Mg	Co	Ni	Cr	Mo	V	Nb	Zr	Si	B	P
															21	1.5
22	2.0
															23	4.0
24	4.5
															25	3.0	0.2
26	3.0			0.2
															27	3.0		0.1

[表4]

No.21为钛浓度过低的比较例，No.24为钛浓度过高的例子，No.21中由于钛浓度低，第二相粒子的个数少，析出至晶界的个数比率也降低，强度不足。No.24由于钛浓度高，优先产生晶界析出，个数比率增大，弯曲加工性变差。

Claims

1.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、Nb、Mo、Zr、Si、B、P中的1种以上，剩余部分包含铜和不可避免的杂质，其特征在于，

轧制面的电解抛光后的表面的通过电子显微镜进行的组织观察中，粒径为0.5μm以上的第二相粒子的个数密度(X)为0.04～0.11个/μm²，

粒径为0.5μm以上的第二相粒子沿着晶界析出的个数比率(Y)为45～80％。

2.如权利要求1所述的铜合金，所述铜合金如下制造，在550～1000℃下进行加热至比Ti的固溶限与添加量相同的固溶限温度高0～20℃的温度并骤冷的固溶化处理，

在固溶化处理之后，进行使电导率提高的热处理，使得在钛浓度(质量％)为[Ti]时，电导率的升高值C(％IACS)满足以下的关系式：

0.5≤C≤(-0.50[Ti]²-0.50[Ti]+14)，

在热处理之后进行最终冷轧，

在最终冷轧之后进行时效处理。

3.锻制铜，其使用权利要求1或2所述的铜合金。

4.电子元件，其使用权利要求1或2所述的铜合金制造。

5.连接器，其使用权利要求1或2所述的铜合金制造。