CN102822362A - 高强度钛铜板及其制造方法 - Google Patents

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长野真之
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Abstract

本发明提供强度、导电率和弯曲加工性优异的钛铜板及其制造方法。该高强度钛铜板含有2.5～4.0质量%的Ti，余量包含Cu和不可避免的杂质，拉伸强度为950MPa以上，并且0.2%弹性极限应力为拉伸强度的0.9倍以上，使弯曲轴与轧制方向平行来进行W弯曲试验时，不产生裂纹的最小弯曲半径(MBR)与板厚(t)之比(MBR/t)为1.0以下。

Description

高强度钛铜板及其制造方法
技术领域
本发明涉及钛铜板及其制造方法，涉及适合用于连接器、端子、继电器、开关等的导电性弹簧材料中的钛铜板及其制造方法。
背景技术
作为电子仪器的各种端子、连接器、继电器、开关等必需导电性和弹性的材料，重视制造成本时使用廉价的黄铜，重视弹性时使用磷青铜，重视弹性和耐腐蚀性时使用锌白铜。但是，近年随着电子仪器类及其元件的轻量化、薄化和小型化，利用这些材料时难以充分提高强度，因此钛铜等所谓高级弹簧的需求增大。
JIS合金编号C1990中规定的钛铜通过在固溶处理之后进行冷轧，接着进行时效处理来制造。通过固溶处理，使铸造或热轧时生成的粗大的Cu-Ti化合物固溶在Cu基质中，同时使Cu基质重结晶，调整重结晶粒子的结晶粒径。时效处理中，使Cu3Ti或Cu4Ti的微细粒子析出，这些微细粒子有助于提高拉伸强度、弹性极限应力、弹簧极限值等强度特性。
而且，随着电子仪器类及其元件的轻量化等进一步发展，对材料的高强度化的要求进一步严格，因此进行了钛铜的制造工艺的改良。例如报告了在钛铜的固溶处理、冷轧、时效处理后进一步进行冷轧，由此具有高拉伸强度和高弹性极限应力的同时提高弯曲加工性的技术(专利文献1)。
专利文献1：日本特开2004-91871号公报。
发明内容
但是，本发明人进行了研究，结果发现，专利文献1中记载的钛铜虽然强度高，但是弯曲性的改善不充分。
因此，同时改善强度和弯曲加工性、适合用于小型连接器的钛铜仍然未得到开发。
即，本发明是为了解决上述课题而提出的，其目的在于，提供强度和弯曲加工性优异的高强度钛铜板及其制造方法。
本发明人进行了各种研究，结果发现，在固溶处理之后依次进行时效、冷轧，提高强度的同时减少了粗大的第二相粒子，由此得到优异的强度和弯曲加工性。
即，本发明中，本发明的高强度钛铜板含有2.5～4.0质量%的Ti，余量包含Cu和不可避免的杂质，拉伸强度为950MPa以上，并且0.2%弹性极限应力为拉伸强度的0.9倍以上，使弯曲轴与轧制方向平行来进行W弯曲试验时，不产生裂纹的最小弯曲半径(MBR)与板厚(t)之比(MBR/t)为1.0以下。
优选观察平行于轧制方向和厚度方向的截面的金相组织时，平均结晶粒径为3～15μm，晶粒的纵横比为1.1～2.0，且观察轧制面的金相组织时，直径超过1μm的第二相粒子的面积率为0～0.2%。
优选(MBR/t)为0.5以下，观察平行于轧制方向和厚度方向的截面的金相组织时，晶粒的纵横比为1.2～1.6，且观察轧制面的金相组织时，直径超过1μm的第二相粒子的面积率为0～0.16%。
优选含有选自Ag、B、Co、Cr、Fe、Mg、Mn、Mo、Nb、Ni、P、Si、V和Zr 中的一种或两种以上总计0～0.5质量%。
优选板厚为0.15mm以下。
本发明的高强度钛铜板的制造方法是制造上述高强度钛铜板的方法，其中，对含有2.5～4.0质量%的Ti、余量包含Cu和不可避免杂质的铸锭依次进行热轧、冷轧、固溶处理、时效处理、加工度为8～25%的时效后冷轧。
优选上述固溶处理在920～1050℃下进行5～50秒，上述时效处理在380～480℃下进行3～20小时。
优选上述时效后冷轧之后，在200～700℃下进行0.5～15小时的消除应力退火，或在300～600℃下进行10～1000秒的消除应力退火。
本发明可以得到强度和弯曲加工性优异的高强度钛铜板。
附图说明
[图1] 是表示平行于轧制方向和厚度方向的截面的示意图。
[图2] 是表示将本发明的高强度钛铜板的轧制面电解抛光后的金相组织的二次电子图像的图。
具体实施方式
以下对本发明的实施方式涉及的高强度钛铜板及其制造方法进行说明。本发明中的“%”只要不特别说明则表示“质量%”。
连接器等电子元件中，通过对铜合金条施以弯曲的弹性变形，得到电接点的接触压力。若由于弯曲而在铜合金内部产生的应力超过铜合金的弹性极限应力，则铜合金产生塑性变形(弹力减弱)，接触压力降低。因此，材料的弹性极限应力越高则得到更高的接触压力、即弹性。另一方面，材料的拉伸强度越高则弯曲加工性越降低。因此，有必要以相同的拉伸强度实现更高的弹性极限应力(拉伸强度的0.9倍以上)。连接器所要求的材料的弹簧强度，通过使弹性极限应力比拉伸强度高来提高。
由此，本发明人对钛铜板的晶粒的大小、形态及第二相粒子(Cu-Ti系化合物)的状态与强度及弯曲加工性的关系进行了深入调查。结果发现，固溶处理后依次进行时效、冷轧，提高强度的同时，减少粗大的第二相粒子，由此得到高的强度和弯曲加工性。
具体地说，通过以下的组成和其它的规定，本发明的高强度钛铜板具有如下特性：拉伸强度为950MPa以上，0.2%弹性极限应力为拉伸强度的0.9倍以上，使弯曲轴与轧制方向平行来进行W弯曲试验时，不产生裂纹的最小弯曲半径(MBR)与板厚(t)之比(MBR/t)为1.0以下。由此，例如可以提高小型电子元件所要求的弹性和弯曲加工性。
优选拉伸强度为1000MPa以上，(MBR/t)为0.5以下，进一步优选(MBR/t)为0.2以下。
接着对本发明的高强度钛铜板的组成和其它的规定进行说明。
(1) 组成
使Ti浓度为2.5～4.0质量%。对于钛铜，通过固溶处理使Ti固溶在Cu基质中，通过时效处理使微细的析出物分散在合金中，由此提高强度和导电率。
若Ti浓度小于2.5质量%，则析出物的析出不充分，得不到950MPa以上的拉伸强度。另一方面，若Ti浓度超过4.0质量%，则弯曲加工性变差，(MBR/t)超过1.0。
若Ti浓度为2.9～3.4质量%，则由于稳定地得到拉伸强度为950MPa以上、(MBR/t)为1.0以下的特性，所以优选。
进一步地，通过含有选自Ag、B、Co、Cr、Fe、Mg、Mn、Mo、Nb、Ni、P、Si、V和Zr 中的一种或两种以上总计0～0.5质量%，可以进一步提高拉伸强度。这些元素的总含量可以为0，换而言之，可以不含有这些元素。另一方面，若这些元素的总含量超过0.5质量%，则弯曲加工性变差，(MBR/t)有可能超过1.0。
更优选含有上述元素的一种或两种以上总计0.05～0.4质量%。
(2) 板厚
优选本发明的高强度钛铜板的板厚为0.15mm以下。这是由于，本发明的高强度钛铜板的厚度越薄则有弯曲性提高、(MBR/t)的值减小的趋势，若厚度为0.15mm以下则(MBR/t)易达到1.0以下。更优选的板厚为0.05～0.12mm。
(3) 晶粒和组织
为了实现上述特性，优选观察平行于轧制方向和厚度方向的截面的金相组织时，平均结晶粒径为3～15μm，晶粒的纵横比为1.1～2.0，且观察轧制面的金相组织时，直径超过1μm的第二相粒子的面积率为0～0.2%。
其中，如图1所示，平行于轧制方向R和厚度方向T的截面以符号S表示。此外，平均结晶粒径如以下确定。首先，在截面S的组织照片中，在厚度方向T上任意画3条直线，求出被直线切断的晶粒的个数，将直线的长度除以晶粒的个数得到的值计为a。同样地，在轧制方向L上任意画3条直线，求出被直线切断的晶粒的个数，将直线的长度除以晶粒的个数得到的值记为b。然后，将(a＋b)/2的值作为平均结晶粒径。此外，b/a的值作为晶粒的纵横比。
此外，第二相粒子是指，观察将轧制面电解抛光后的金相组织的二次电子图像时，色调与基质不同(即，组成与基质不同)的部分。该部分是不会因电解抛光熔化而残留下来的部分，表示Cu3Ti、Cu4Ti等Cu-Ti系的第二相粒子，该部分为直径1μm以上时，弯曲加工性变差。
直径为1μm以上的第二相粒子的面积率如下计算：对上述二次电子图像进行图像分析，对于色调与基质不同的区域，分别求出包含该区域的最小圆的直径，将其作为第二相粒子的直径。然后，将直径1μm以上的第二相粒子的总面积除以观察视野的总面积得到的值作为面积率。
图2是将本发明例2的高强度钛铜板的轧制面电解抛光后的金相组织的实际二次电子图像的例子。
平均结晶粒径小于3μm时，由于固溶处理不充分，局部残留未重结晶的粒子或残留粗大的第二相粒子，因此弯曲加工性变差，(MBR/t)有可能超过1.0。若平均结晶粒径超过15μm，则对强度有利的晶界减少，拉伸强度有可能小于950MPa。为了稳定地得到950MPa以上的拉伸强度和(MBR/t)≤0.5，结晶粒径更优选为3～12μm。
此外，晶粒的纵横比表示材料的加工度，纵横比越高则加工度也越高。因此，若晶粒的纵横比小于1.1则拉伸强度有可能小于950MPa。另一方面，若晶粒的纵横比超过2.0则加工过度而弯曲加工性变差，(MBR/t)有可能超过1.0。为了稳定地得到950MPa以上的拉伸强度和(MBR/t)≤1.0，晶粒的纵横比更优选为1.2～1.6。
此外，若直径超过1μm的第二相粒子的面积率超过0.2%，则由于粗大的第二相粒子存在于组织中，弯曲加工性变差，(MBR/t)有可能超过1.0。
为了稳定地得到(MBR/t)≤1.0，更优选直径超过1μm的第二相粒子的面积率为0.16%以下。
接着对本发明的高强度钛铜板的制造方法进行说明。
本发明的高强度钛铜板的制造方法中，对含有2.5～4.0质量%的Ti、余量包含Cu和不可避免杂质的铸锭依次进行热轧、冷轧、固溶处理、时效处理、加工度为8～25%的时效后冷轧。
本发明中，在固溶处理和时效处理之间不进行冷轧。这是由于，若进行这种冷轧则虽然拉伸强度稍微增加，但是弯曲加工性变差。
铸锭可以通过将上述组成的材料熔化以及铸造，例如制成厚度100～300mm的锭。为了防止钛的氧化损耗，优选熔化以及铸造在真空中或惰性气体氛围中进行。接着可以将铸锭例如在850～1000℃下加热3～24小时左右，进行热轧直到厚度为3～30mm。
固溶处理优选使用连续退火炉进行。若固溶处理在920～1050℃下进行5～50秒，则可以将上述平均结晶粒径调整为3～15μm。这里，即使在固溶处理后进行时效后冷轧，平均结晶粒径也几乎不会改变，因此可以调整固溶处理条件使得刚固溶处理之后的平均结晶粒径为3～15μm。若进行时效后冷轧，则与刚固溶处理后相比晶粒的纵横比发生变化。
固溶处理温度低于920℃或固溶处理时间小于5秒时，固溶处理不充分，部分残留未重结晶的粒子，因此存在难以将平均结晶粒径调整为3μm以上，并且难以将直径超过1μm的第二相粒子的面积率调整为0.2%以下的趋势。结果所得到的高强度钛铜板的弯曲加工性变差，(MBR/t)有可能超过1.0。另一方面，固溶处理温度超过1050℃或固溶处理时间超过50秒时，固溶处理过度，结晶过度生长，存在难以将平均结晶粒径调整为15μm以下的趋势。
在固溶处理之前，可以进行多次预固溶处理。对预固溶处理的条件没有特别限定。进行多次预固溶处理时，可以在各固溶处理之间进行冷轧。
时效处理优选使用间歇退火炉进行。优选时效处理在380～480℃下进行3～20小时。时效处理温度低于380℃或时效处理小于3小时时，由于时效不足而未生成充分的析出物(有助于提高强度的Cu3Ti或Cu4Ti的微细粒子)，存在难以达到950MPa以上的拉伸强度的趋势。另一方面，时效处理温度超过480℃或时效处理超过20小时时，由于过度时效而使析出物粗大化，存在拉伸强度小于950MPa并且(MBR/t)超过1.0的情况。
使时效后冷轧的加工度为8～25%。若加工度小于8%则拉伸强度小于950MPa，同时0.2%弹性极限应力未达到拉伸强度的0.9倍以上。另一方面，若加工度超过25%则弯曲加工性变差，(MBR/t)超过1.0。
为了稳定地得到950MPa以上的拉伸强度，并且使(MBR/t)≤1.0，0.2%弹性极限应力稳定地达到拉伸强度的0.9倍以上，更优选加工度为10～20%。
为了实现弹簧极限值的改善，可以在时效后冷轧之后进行消除应力退火。消除应力退火可以使用间歇退火炉或连续退火炉进行。使用间歇退火炉时，在200～700℃的加热炉中将材料保持0.5～15小时。间歇退火炉的温度低于200℃或保持时间小于0.5小时时，难以充分改善弹簧极限值。间歇退火炉的温度超过700℃或保持时间超过15小时时，拉伸强度降低。
另一方面，使用连续退火炉时，在300～600℃的加热炉中将材料保持10～1000秒。连续退火炉的温度低于300℃或保持时间小于10秒时，难以充分改善弹簧极限值。连续退火炉的温度超过600℃或保持时间超过1000秒时，拉伸强度降低。
在上述各步骤之间也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好地理解本发明及其优点而提供的，无意限定发明。
利用真空熔化炉熔化电解铜，以表1、表2所示的比率添加Ti以及其它元素(表1、表2的副成分)。将该熔液铸造，得到厚度150mm、宽度600mm、长度6000mm的长方体锭。将该锭在950℃下加热3小时，通过热轧制成厚度10mm的热轧板。通过刮面除去氧化皮后，以中间冷轧、固溶处理、时效和时效后冷轧的顺序进行加工，得到表1、表2所示的厚度的板样品。
对一部分样品在时效后冷轧之后，用间歇退火炉实施300℃、3小时的消除应力退火，或用连续退火炉实施500℃、10秒的消除应力退火。
对于时效后冷轧之后(进行了消除应力退火时在消除应力退火后)的样品，进行以下的特性评价。
(拉伸强度、0.2%弹性极限应力)
使用冲压机制造JIS13B号试验片使拉伸方向与轧制方向平行。根据JIS-Z2241进行该试验片的拉伸试验，测定轧制平行方向的拉伸强度以及0.2%弹性极限应力。
(弯曲加工性)
根据JIS-H3130，进行Badway(弯曲轴与轧制方向为同一方向)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)的值。使样品的宽度为10mm。
(弹簧极限值)
通过JIS-H3130中规定的扭矩式试验(モメント式試験)测定与轧制方向平行的方向的弹簧极限值。
(平均结晶粒径以及纵横比)
将样品的与轧制方向平行的截面(图1的S)通过机械抛光精加工为镜面后，通过使用水(100mL)-FeCl3(5g)-HCl(10mL)水溶液的蚀刻使晶界现出，使用光学显微镜拍摄组织照片。在组织照片上，在厚度方向T上任意画3条直线，求得被直线切断的晶粒的个数，将直线的长度除以晶粒的个数得到的值记为a。同样地，在轧制方向L上任意画3条直线，求得被直线切断的晶粒的个数，将直线的长度除以晶粒的个数得到的值记为b。然后，将(a＋b)/2的值作为平均结晶粒径。此外，b/a的值作为晶粒的纵横比。
(第二相粒子)
将样品的轧制面电解抛光(电解液：水(250mL)＋磷酸(125mL)＋尿素(2.5g)＋乙醇(125mL)＋丙醇(25mL)、12A、1分钟)后，使用场致发射型扫描电子显微镜(FE-SEM：日本FEI社制造的型号XL30SFEG)，以750倍的倍率对0.017mm2的视野的二次电子图像改变视野观察12个部位。然后使用图像分析装置，以阈值60将观察视野的深浅的明度二值化后，对于色调与基质不同的区域，分别求得含有该区域的最小圆的直径，将其作为第二相粒子的直径。然后将直径1μm以上的第二相粒子的总面积除以观察视野的总面积得到的值作为面积率。
所得到的结果如表1～表4所示。
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由表1～表4可知，发明例1～26中，拉伸强度为950MPa以上，0.2%弹性极限应力为拉伸强度的0.9倍以上，(MBR/t)为1.0以下，强度和弯曲加工性都优异。
特别是发明例2～7、12、14、20、24～26中，拉伸强度为1000MPa以上，0.2%弹性极限应力为拉伸强度的0.9倍以上，(MBR/t)为0.5以下，强度和弯曲加工性都优异。
Ti浓度小于2.5%的比较例1中，拉伸强度小于950MPa。另一方面，Ti浓度超过4.0%的比较例2中，弯曲加工性降低，(MBR/t)超过1.0。
板厚超过0.15mm的比较例3中，弯曲加工性降低，(MBR/t)超过1.0。
时效后冷轧的加工度小于8%的比较例4中，晶粒的纵横比小于1.1，拉伸强度降低到小于950MPa，0.2%弹性极限应力小于拉伸强度的0.9倍。另一方面，时效后冷轧的加工度超过25%的比较例5中，纵横比超过2.0，弯曲加工性降低，(MBR/t)超过1.0。
固溶处理温度低于920℃的比较例6中，结晶粒径小于3μm，直径超过1μm的第二相粒子的面积率超过0.2%，弯曲加工性降低，(MBR/t)超过1.0。另一方面，固溶处理时间超过50秒的比较例7中，结晶粒径超过15μm，拉伸强度降低到小于950MPa。
板厚超过0.15mm的同时、固溶处理温度低于920℃、时效后冷轧的加工度超过25%的比较例8中，直径超过1μm的第二相粒子的面积率超过0.2%，纵横比超过2.0。因此弯曲加工性降低，(MBR/t)超过1.0。
时效处理温度低于380℃的比较例9中，拉伸强度降低到小于950MPa。另一方面，时效处理温度超过480℃的比较例10中，拉伸强度降低到小于950MPa的同时，弯曲加工性降低，(MBR/t)超过1.0。
除了时效后冷轧之外，还在固溶处理与时效处理之间进行加工度20%的时效前冷轧的比较例11中，弯曲加工性降低，(MBR/t)超过1.0。比较例11除了进行时效前冷轧之外，在与发明例2相同的条件下制造，拉伸强度稍微增加(20MPa)，但是导致弯曲加工性的降低。
除了时效后冷轧之外，还在固溶处理与时效处理之间进行加工度11.2%的时效前冷轧的比较例12中，也是弯曲加工性降低，(MBR/t)超过1.0。比较例12除了进行时效前冷轧之外，在与发明例11相同的条件下制造，拉伸强度稍微增加(11MPa)，但是导致弯曲加工性的降低。
此外，比较例12的总加工度({(固溶处理时的板厚)－(最终板厚)}/(固溶处理时的板厚×100))为20%，即使是与总加工度相同的发明例12相比，弯曲加工性也变差。
比较例11和12中，由于进行了时效前冷轧，在时效处理时促进析出物的粗大化，直径超过1μm的第二相粒子的面积率超过0.2%，认为弯曲加工性变差。
权利要求书(按照条约第19条的修改)
1.高强度钛铜板，其含有2.5～4.0质量%的Ti，余量包含Cu和不可避免的杂质，拉伸强度为950MPa以上，并且0.2%弹性极限应力为拉伸强度的0.9倍以上，使弯曲轴与轧制方向平行来进行W弯曲试验时，不产生裂纹的最小弯曲半径(MBR)与板厚(t)之比(MBR/t)为0.5以下，
观察平行于轧制方向和厚度方向的截面的金相组织时，晶粒的纵横比为1.2～1.6，并且
观察轧制面的金相组织时，直径超过1μm的第二相粒子的面积率为0～0.16%。
2.如权利要求1所述的高强度钛铜板，其中，观察平行于轧制方向和厚度方向的截面的金相组织时，平均结晶粒径为3～15μm。
3.如权利要求1或2所述的高强度钛铜板，其中，含有选自Ag、B、Co、Cr、Fe、Mg、Mn、Mo、Nb、Ni、P、Si、V和Zr 中的一种或两种以上总计0～0.5质量%。
4.如权利要求1～3中任意一项所述的高强度钛铜板，其板厚为0.15mm以下。
5.权利要求1～4中任意一项所述的高强度钛铜板的制造方法，其中，对含有2.5～4.0质量%的Ti、进一步根据需要含有选自Ag、B、Co、Cr、Fe、Mg、Mn、Mo、Nb、Ni、P、Si、V和Zr 中的一种或两种以上总计0～0.5质量%、余量包含Cu和不可避免杂质的铸锭依次进行热轧、冷轧、固溶处理、时效处理、加工度为8～25%的时效后冷轧，
其中，所述固溶处理在920～1050℃下进行5～50秒，所述时效处理在380～480℃下进行3～20小时。
6.如权利要求5所述的高强度钛铜板的制造方法，其中，所述时效后冷轧之后，在200～700℃下进行0.5～15小时的消除应力退火，或在300～600℃下进行10～1000秒的消除应力退火。
说明或声明(按照条约第19条的修改)
在权利要求1中明确了“(MBR/t)为0.5以下”。
文献1记载的发明中，在“900℃”(文献1的第0027段)下进行固溶处理，(MBR/t)超过1.0的可能性高，即使如审查员所指出的那样参考文献2第0040段的记载，也顶多实现(MBR/t)=1.0，不能达到(MBR/t)≤0.5。这由文献2记载的发明中，在“900℃”下进行固溶处理(文献2的第0023段)，结果文献2的实施例(表4)的(MBR/t)的最小值为1.0可知。文献5中记载了(MBR/t)=0.5的实施例(文献3的表3的发明例3)，但是该实施例中，0.2%弹性极限应力小于拉伸强度的0.9倍，与本申请发明不同。
进一步地，本申请说明书中记载了“固溶处理温度低于920℃或固溶处理时间小于5秒时，固溶处理不充分”，“存在难以将第二相粒子的面积率调整为0.2%以下的趋势。结果所得到的高强度钛铜板的弯曲加工性变差，(MBR/t)超过1.0”(说明书第6页倒数第3段)。而本申请的权利要求1涉及的发明通过将第二相粒子的面积率进一步限定到0.16%以下，“稳定地得到(MBR/t)≤1.0”(说明书第5页倒数第1段～第6页第1段)，换而言之也实现(MBR/t)≤0.5。

Claims (8)

1. 高强度钛铜板，其含有2.5～4.0质量%的Ti，余量包含Cu和不可避免的杂质，拉伸强度为950MPa以上，并且0.2%弹性极限应力为拉伸强度的0.9倍以上，使弯曲轴与轧制方向平行来进行W弯曲试验时，不产生裂纹的最小弯曲半径(MBR)与板厚(t)之比(MBR/t)为1.0以下。
2. 如权利要求1所述的高强度钛铜板，其中，观察平行于轧制方向和厚度方向的截面的金相组织时，平均结晶粒径为3～15μm，晶粒的纵横比为1.1～2.0，并且
观察轧制面的金相组织时，直径超过1μm的第二相粒子的面积率为0～0.2%。
3. 如权利要求1所述的高强度钛铜板，其中，(MBR/t)为0.5以下，
观察平行于轧制方向和厚度方向的截面的金相组织时，晶粒的纵横比为1.2～1.6，并且
观察轧制面的金相组织时，直径超过1μm的第二相粒子的面积率为0～0.16%。
4. 如权利要求1～3中任意一项所述的高强度钛铜板，其中，含有选自Ag、B、Co、Cr、Fe、Mg、Mn、Mo、Nb、Ni、P、Si、V和Zr 中的一种或两种以上总计0～0.5质量%。
5. 如权利要求1～4中任意一项所述的高强度钛铜板，其板厚为0.15mm以下。
6. 权利要求1～5中任意一项所述的高强度钛铜板的制造方法，其中，对含有2.5～4.0质量%的Ti、余量包含Cu和不可避免杂质的铸锭依次进行热轧、冷轧、固溶处理、时效处理、加工度为8～25%的时效后冷轧。
7. 如权利要求6所述的高强度钛铜板的制造方法，其中，所述固溶处理在920～1050℃下进行5～50秒，所述时效处理在380～480℃下进行3～20小时。
8. 如权利要求6或7所述的高强度钛铜板的制造方法，其中，所述时效后冷轧之后，在200～700℃下进行0.5～15小时的消除应力退火，或在300～600℃下进行10～1000秒的消除应力退火。
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