CN105745341A

CN105745341A - 电子元件用钛铜

Info

Publication number: CN105745341A
Application number: CN201480063082.2A
Authority: CN
Inventors: 堀江弘泰
Original assignee: JX Nippon Mining and Metals Corp
Current assignee: JX Nippon Mining and Metals Corp
Priority date: 2013-11-18
Filing date: 2014-09-11
Publication date: 2016-07-06
Anticipated expiration: 2034-09-11
Also published as: TWI518191B; KR20160075690A; WO2015072221A1; US20160304990A1; US10100387B2; JP5718436B1; KR101808469B1; TW201522672A; JP2015098622A; CN105745341B

Abstract

本发明提供一种具有较大Ti浓度波动的钛铜。该钛铜是电子元件用钛铜，其含有2.0～4.0质量％的Ti，作为第三元素合计含有0～0.5质量％的选自由Fe、Co、Mg、Si、Ni、Cr、Zr、Mo、V、Nb、Mn、B以及P组成的群中的一种以上元素，剩余部分由铜以及不可避免的杂质构成，针对与轧制方向平行的剖面处的＜100＞晶向的晶粒进行了母相中的Ti浓度的面分析时的Ti浓度的最大最小差为5～16质量％。

Description

电子元件用钛铜

技术领域

本发明涉及一种适于用作连接器等电子元件用构件的钛铜。

背景技术

近年，以移动终端等为代表的电子仪器的小型化日益发展，因此其所用的连接器窄间距化、低高度化以及窄宽度化的趋势明显。由于越是小型的连接器引脚宽度越窄，呈折叠得较小的加工形状，因此对使用的构件要求用以得到所需的弹性的高强度。从这一点来看，由于含钛的铜合金(以下称为“钛铜”。)相对强度较高，在应力松弛特性方面在铜合金中最优秀，因此从很早的时候就一直被用作尤其要求强度的信号系端子用构件。

钛铜是时效硬化型的铜合金。当通过固溶处理形成作为溶质原子的Ti的过饱和固溶体，并从该状态开始在低温下实施相对长时间的热处理时，通过亚稳态分解，在母相中作为Ti浓度的周期性变动的调制结构发达，强度提高。此时，问题在于强度和弯曲加工性相悖的特性这一点。即，若提高强度则有损弯曲加工性，反之，若重视弯曲加工性则无法得到所希望的强度。一般而言，虽然由于越提高冷轧的压缩比，导入的位错就越多，位错密度越高，因此有助于析出的形核位置增加，能提高时效处理后的强度，但是若压缩比过高则弯曲加工性会变差。因此，要解决的问题在于谋求强度以及弯曲加工性的兼顾。

因此，基于添加Fe、Co、Ni、Si等的第三元素(专利文献1)的观点；限制固溶于母相中的杂质元素群的浓度，以它们作为第二相粒子(Cu-Ti-X系粒子)并使其以规定的分布形态析出从而提高调制结构的规则性(专利文献2)的观点；限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)的观点；使晶粒微细化(专利文献4)的观点；以及控制晶向(专利文献5)的观点等，提出一种谋求钛铜的强度和弯曲加工性的兼顾的技术。

此外，专利文献6中记载了随着因亚稳态分解而产生的钛的调制结构渐渐发达，钛的浓度变化的振幅(浓淡)变大，因此对钛铜赋予韧性，提高了强度以及弯曲加工性。因此，在专利文献6中提出了一种控制因亚稳态分解而产生的母相中的Ti浓度的振幅的技术。在专利文献6中，记载了在最终的固溶处理之后加入热处理(亚时效处理)，预先引发亚稳态分解，然后通过进行常规程度的冷轧、常规程度的时效处理或比常规处理更加低温、短时间的时效处理来增大Ti浓度的振幅，实现钛铜的高强度化。

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2006-265611号公报

专利文献5：日本特开2012-188680号公报

专利文献6：日本特开2012-097306号公报

发明内容

本发明所要解决的问题

如此，以往进行了大量从强度以及弯曲加工性这两方面实现特性改善的努力，但是随着电子仪器的小型化，所搭载的连接器等电子元件的小型化也进一步发展。随着这样的技术趋势，钛铜的强度以及弯曲加工性需要达到更高水准。虽然增大因亚稳态分解而产生的Ti浓度的波动，对提高强度以及弯曲加工性的平衡有效这一点已有所例证，但是还有改善的余地。

因此，本发明的目的在于，提供一种具有更大的Ti浓度波动的钛铜。

用于解决问题的方案

本发明人发现对于专利文献6中记载的最终固溶处理→热处理(亚时效处理)→冷轧→时效处理这一钛铜的制造顺序而言，通过将最终固溶处理后的热处理设为两阶段，能进一步增大因亚稳态分解产生的Ti浓度的幅度(浓淡)，由此进一步提高强度以及弯曲加工性的平衡。本发明是以上述见解为背景而完成的，限定如下。

一方面，本发明是一种钛铜，该钛铜是电子元件用钛铜，其含有2.0～4.0质量％的Ti，作为第三元素合计含有0～0.5质量％的选自由Fe、Co、Mg、Si、Ni、Cr、Zr、Mo、V、Nb、Mn、B以及P组成的群中的一种以上元素，剩余部分由铜以及不可避免的杂质构成，针对与轧制方向平行的剖面处的＜100＞晶向的晶粒进行了母相中的Ti浓度的面分析时的Ti浓度的最大最小差为5～16质量％。

另一方面，本发明是一种钛铜，该钛铜是电子元件用钛铜，其含有2.0～4.0质量％的Ti，作为第三元素合计含有0～0.5质量％的选自由Fe、Co、Mg、Si、Ni、Cr、Zr、Mo、V、Nb、Mn、B以及P组成的群中的一种以上元素，剩余部分由铜以及不可避免的杂质构成，针对与轧制方向平行的剖面处的＜100＞晶向的晶粒进行了母相中的Ti浓度的面分析时的Ti浓度的标准偏差为1.0～4.0质量％。

在本发明的钛铜的一实施方式中，与轧制方向平行的剖面的组织观察下的平均结晶粒径为2～30μm。

在本发明的钛铜的另一实施方式中，与轧制方向平行的方向上的0.2％屈服强度为900MPa以上，并且，在以板宽(w)/板厚(t)＝3.0的弯曲幅度作为弯曲半径(R)/板厚(t)＝0而实施了Badway(弯曲轴与轧制方向同向)的W弯曲试验时，弯曲部不会产生裂缝。

再另一方面，本发明是一种具备本发明涉及的钛铜的伸铜制品。

再另一方面，本发明是一种具备本发明涉及的钛铜的电子元件。

发明效果

由于本发明的钛铜与以往相比具有较大的Ti浓度的波动，因此进一步改善了强度以及弯曲加工性的平衡。通过将本发明的钛铜作为材料，能够得到可靠性高的连接器等的电子元件。

具体实施方式

(1)Ti浓度

本发明的钛铜将Ti浓度设为2.0～4.0质量％。钛铜通过固溶处理使Ti固溶于Cu基体中，并通过时效处理使微小的析出物分散到合金中，由此提高强度以及导电率。

当Ti浓度小于2.0质量％时，不会产生Ti浓度的幅度或者Ti浓度的幅度变小，同时析出物的析出不充分而无法得到所希望的强度。当Ti浓度大于4.0质量％时，弯曲加工性变差，轧制时材料容易发生开裂。考虑到强度以及弯曲加工性的平衡，优选Ti浓度为2.5～3.5质量％。

(2)第三元素

本发明的钛铜通过含有选自由Fe、Co、Mg、Si、Ni、Cr、Zr、Mo、V、Nb、Mn、B以及P组成的群中的第三元素的一种以上，能进一步提高强度。但是，当第三元素的合计浓度大于0.5质量％时，弯曲加工性会变差，轧制时材料容易发生开裂。因此，这些第三元素能合计含有0～0.5质量％，考虑到强度以及弯曲加工性的平衡，优选含有总量0.1～0.4质量％的上述元素的一种以上。

(3)Ti浓度的最大最小差以及标准偏差

在本发明中，作为表示母相中的Ti浓度变化的指标规定Ti浓度的最大最小差。使用扫描透射电子显微镜(STEM)，对于与轧制方向平行的剖面通过X射线能谱法(EDX)来进行分析(STEM-EDX分析)。当通过STEM-EDX分析对钛铜的母相进行面分析时，由于亚稳态分解的影响，随着测定点改变，Ti浓度会发生变化。在本发明中，对1个视场(倍率1000000倍，观察视场：140nm×140nm)测定任意的150点处的Ti浓度的最小值以及最大值，将5视场的平均值取作测定值。

在本发明中，钛铜的母相中的Ti浓度的变化(波动)大是特征之一。因此可以认为赋予了钛铜韧性，提高了强度以及弯曲加工性。在本发明的钛铜的一实施方式中，对于与轧制方向平行的剖面处的＜100＞晶向的晶粒，母相中的Ti浓度(质量％)的最大最小差为5质量％以上，优选为6质量％以上，更优选为7质量％以上，进一步优选为8质量％以上，更进一步优选为10质量％以上。

Ti浓度的变化的大小也能通过Ti浓度的标准偏差来表现。这里的标准偏差是指根据通过上述测定条件得到的150点×5视场的Ti浓度的数据计算出的Ti浓度的标准偏差。标准偏差大是指Ti浓度的变化大，标准偏差小是指Ti浓度的变化小。

在本发明的钛铜的一实施方式中，对于与轧制方向平行的剖面处的＜100＞晶向的晶粒，母相中的Ti浓度的标准偏差为1.0质量％以上，优选为1.5质量％以上，更优选为2.0质量％以上。

另一方面，当母相中的Ti浓度(质量％)的变化过大时，粗大的第二相粒子变得易于析出，反而使强度、弯曲加工性呈现出降低的趋势。因此，在本发明的钛铜的一实施方式中，母相中的Ti浓度(质量％)的最大最小差为16质量％以下，优选为15质量％以下，更优选为14质量％以下。此外，在本发明的钛铜的一实施方式中，母相中的Ti浓度的标准偏差为4.0质量％以下，优选为3.5质量％以下，更优选为3.0质量％以下。

(4)0.2％屈服强度以及弯曲加工性

本发明的钛铜，在一实施方式中，进行了依照JIS-Z2241的拉伸试验时与轧制方向平行的方向上的0.2％屈服强度为900MPa以上，并且，在以板宽(w)/板厚(t)＝3.0的弯曲幅度作为弯曲半径(R)/板厚(t)＝0而依照JIS-H3130实施了Badway(弯曲轴与轧制方向同向)的W弯曲试验时弯曲部不会产生裂缝。

本发明的钛铜，在优选的一实施方式中，进行了依照JIS-Z2241的拉伸试验时与轧制方向平行的方向上的0.2％屈服强度为1000MPa以上，并且，在以板宽(w)/板厚(t)＝3.0的弯曲幅度作为弯曲半径(R)/板厚(t)＝0而依照JIS-H3130实施了Badway(弯曲轴与轧制方向同向)的W弯曲试验时弯曲部不会产生裂缝。

本发明的钛铜，在更优选的一实施方式中，进行了依照JIS-Z2241的拉伸试验时与轧制方向平行的方向上的0.2％屈服强度为1050MPa以上，并且，在以板宽(w)/板厚(t)＝3.0的弯曲幅度作为弯曲半径(R)/板厚(t)＝0而依照JIS-H3130实施了Badway(弯曲轴与轧制方向同向)的W弯曲试验时弯曲部不会产生裂缝。

本发明的钛铜，在进一步优选的一实施方式中，进行了依照JIS-Z2241的拉伸试验时与轧制方向平行的方向上的0.2％屈服强度为1100MPa以上，并且，在以板宽(w)/板厚(t)＝3.0的弯曲幅度作为弯曲半径(R)/板厚(t)＝0而依照JIS-H3130实施了Badway(弯曲轴与轧制方向同向)的W弯曲试验时弯曲部不会产生裂缝。

虽然在本发明的目标强度这一点上，并没有特别限制0.2％屈服强度的上限值，但是由于除了花费时间精力以及费用之外，若为了获得高强度而提高Ti浓度则存在热轧时发生开裂的危险性，因此本发明的钛铜的0.2％屈服强度一般而言为1400MPa以下，典型而言为1300MPa以下，更典型而言为1200MPa以下。

(5)结晶粒径

为了提高钛铜的强度以及弯曲加工性，晶粒越小越好。因此，平均结晶粒径优选为30μm以下，更优选为20μm以下，进一步优选为10μm以下。虽然对于下限没有特别限制，但是若微细化到难以判断结晶粒径的程度，则会导致存在未完成晶粒的混粒，因此弯曲加工性反而容易变差。因此，平均结晶粒径优选为2μm以上。在本发明中，平均结晶粒径以通过利用光学显微镜或电子显微镜观察时与轧制方向平行的剖面的组织观察下的等效圆直径来表示。

(6)钛铜的板厚

在本发明的钛铜的一实施方式中，能将板厚制成0.5mm以下，在典型的实施方式中能将厚度制成0.03～0.3mm，在更典型的实施方式中能将厚度制成0.08～0.2mm。

(7)用途

本发明的钛铜能加工成各种伸铜制品，例如能加工成板、条、管、棒以及线。本发明的钛铜适合用作连接器、开关、自动对焦照相机模块、插座、端子(例如电池端子)、继电器等的电子元件的材料，但不局限于此。

(8)制造方法

本发明的钛铜可通过特别是在最终的固溶处理以及此后的工序中实施适当的热处理以及冷轧来制造。以下，按照每一工序依次对优选的制造例进行说明。

＜铸块制造＞

通过熔解以及铸造进行的铸块的制造基本上在真空中或惰性气体环境中进行。当熔解中存在添加元素的熔解残留时，就无法对强度的提高起作用。因此，为了消除熔解残留，Fe、Cr等高熔点的第三元素除了在添加之后充分搅拌之外，还需要保持一定时间。另一方面，由于Ti相对容易熔解于Cu中，因此可以在第三元素熔解之后添加。因此，优选在Cu中，以合计含有0～0.5质量％的方式添加选自由Fe、Co、Mg、Si、Ni、Cr、Zr、Mo、V、Nb、Mn、B以及P组成的群中的一种或两种以上元素，然后以含有2.0～4.0质量％的方式添加Ti来制造铸块。

＜均质化退火以及热轧＞

由于在铸块制造时发生的凝固偏析、结晶物粗大，因此优选通过均质化退火尽量使其固溶于母相中使其缩小，尽可能将其消除。这是因为对于防止弯曲开裂有效果。具体地说，优选在铸块制造工序之后，在加热至900～970℃并进行3～24小时的均质化退火之后，实施热轧。为了防止液体金属脆化，优选热轧前以及热轧中设为960℃以下，并且从原厚度到整体的压缩比为90％的行程设为900℃以上。

＜第一固溶处理＞

之后，优选适当反复进行冷轧和退火后进行第一固溶处理。这里预先进行固溶的理由是为了减少进行最终的固溶处理时的负担。即，在最终的固溶处理中，并不对第二相粒子进行使之固溶化的热处理，由于其已经被固溶化了，因此维持这个状态的同时仅引发再结晶即可，因此稍微进行热处理就好。具体地说，第一固溶处理将加热温度设为850～900℃，进行2～10分钟即可。尽量加快此时的升温速度以及冷却速度，这里优选以不会使第二相粒子析出的方式加快速度。需要说明的是，也可以不进行第一固溶处理。

＜中间轧制＞

越提高最终的固溶处理前的中间轧制过程中的压缩比，越能将最终的固溶处理中的再结晶颗粒控制得均匀并且细小。因此，中间轧制的压缩比优选为70～99％。压缩比以{((轧制前的厚度-轧制后的厚度)/轧制前的厚度)×100％}来定义。

＜最终的固溶处理＞

在最终的固溶处理中，虽然希望使析出物完全固溶，但是当加热到将其完全消除的高温时，晶粒容易粗大化，因而将加热温度设为第二相粒子成分的固溶限附近的温度(在Ti的添加量为2.0～4.0质量％的范围内Ti的固溶限与添加量相等的温度为730～840℃左右，例如Ti的添加量为3.0质量％时为800℃程度)。并且如果迅速加热到该温度，并通过水冷等加快冷却速度的话，就能抑制粗大的第二相粒子的产生。因此，典型而言，加热至相对于730～840℃这一Ti的固溶限与添加量相等的温度-20℃～+50℃的温度，更典型而言，加热至与730～880℃这一Ti的固溶限与添加量相等的温度相比高0～30℃的温度，优选高0～20℃的温度。

此外，最终的固溶处理中的加热时间较短的话能抑制晶粒的粗大化。加热时间能设为例如30秒～10分钟，典型而言能设为1分钟～8分钟。即使在该时间点产生第二相粒子，只要将其细小且均匀地进行分散，就对强度和弯曲加工性基本无碍。但是由于粗大的晶粒在最终的时效处理中具有进一步生长的趋势，因此即使在该时间点生成第二相粒子，也必须尽可能使其生成得少、小。

＜预时效＞

最终的固溶处理之后，紧接着进行预时效处理。以往通常会在最终的固溶处理之后进行冷轧，但是就获得本发明的钛铜而言，重要的是在最终的固溶处理之后不进行冷轧而是直接进行预时效处理。预时效处理是在比下一工序的时效处理更低的温度下进行的热处理，通过连续进行预时效处理以及后述的时效处理可以显著地增大钛铜的母相中的Ti浓度的波动。为了抑制表面氧化膜的产生优选在Ar、N₂、H₂等惰性气体环境下进行预时效处理。

预时效处理过程中的加热温度过低或过高都难以获得上述优点。根据发明人的研究结果，优选在材料温度150～250℃下加热10～20小时，更优选在材料温度160～230℃下加热10～18小时，进一步优选在170～200℃下加热12～16小时。

＜时效处理＞

预时效处理之后，紧接着进行时效处理。也可以在预时效处理之后，暂时冷却至室温。考虑到制造效率，优选在预时效处理之后，不冷却地升温至时效处理温度，连续实施时效处理。无论何种方法获得的钛铜的特性均没有差别。但是，由于预时效的目的在于使第二相粒子在此后的时效处理中均匀地析出，因此在预时效处理和时效处理之间不应实施冷轧。

由于通过预时效处理析出了少量在固溶处理中固溶的钛，因此时效处理应该以比惯例的时效处理稍低的温度实施，优选在材料温度300～450℃下加热0.5～20小时，更优选在材料温度350～440℃下加热2～18小时，进一步优选在材料温度375～430℃下加热3～15小时。基于与预时效处理同样的理由，时效处理优选在Ar、N₂、H₂等惰性气体环境下进行。

＜最终的冷轧＞

上述时效处理之后，进行最终的冷轧。虽然通过最终的冷加工能提高钛铜的强度，但是为了获得本发明想要的高强度和弯曲加工性的良好的平衡，理想的是，将压缩比设为10～50％，优选设为20～40％。

＜弛力退火＞

就提高高温暴露时的耐老化性的观点而言，理想的是在最终的冷轧后实施弛力退火。这是因为通过进行弛力退火位错进行再排列。弛力退火的条件可以是惯用的条件，但是由于当进行过度的弛力退火时会析出粗大粒子，降低强度，因此并不优选。弛力退火优选在材料温度200～600℃下进行10～600秒，更优选在250～550℃下进行10～400秒，进一步优选在300～500℃下进行10～200秒。

需要说明的是，可以理解，只要是本领域的技术人员，就能在上述各工序的间歇期间适当进行用于去除表面的氧化皮的研削、研磨、喷砂酸洗等工序。

实施例

以下将本发明的实施例(发明例)和比较例一并示出，但它们是是为了更好地理解本发明及其优点而提供的实施例，并非要限定发明。

在各种制造条件下制成含有表1(表1-1以及1-2)中所示的合金成分并且剩余部分由铜以及不可避免的杂质构成的钛铜的试验片，并调查了各自的母相中的Ti浓度的最大最小差、0.2％屈服强度以及弯曲加工性。

首先，在真空熔解炉中熔解电解铜2.5kg，以表1所示的混合比例分别添加第三元素之后，添加了同表所示的混合比例的Ti。在以使添加元素不存在熔解残留的方式充分确保添加后的保持时间之后，将它们在Ar环境下注入铸模，分别制造出约2kg的铸块。

对上述铸块进行在950℃下加热3小时的均质化退火之后，在900～950℃下进行热轧，得到板厚15mm的热轧板。在通过面铣除去氧化皮之后，进行冷轧制成坯条的板厚(1～8mm)，进行坯条状态下的第一次固溶处理。第一次固溶处理的条件是在850℃下加热10分钟，然后水冷。接着，在根据表1所记载的最终冷轧中的压缩比以及制品板厚的条件，调整压缩比并进行中间冷轧后，插入到可以迅速加热的退火炉中进行最终的固溶处理，然后水冷。此时的加热条件以材料温度为Ti的固溶限与添加量相等的温度(Ti浓度3.0质量％时约800℃，Ti浓度2.0质量％时约730℃，Ti浓度4.0质量％时约840℃)为基准，如表1所记载那样。接着，在Ar环境中以表1所记载的条件连续进行预时效处理以及时效处理。这里，在预时效处理之后不进行冷却。在通过酸洗除去氧化皮之后，以表1所记载的条件进行最终冷轧，最后以表1所记载的各加热条件进行弛力退火，制成发明例以及比较例的试验片。根据试验片省略了预时效处理、时效处理或者弛力退火。

对于制作出的制品试料，进行了如下评价。

(a)0.2％屈服强度

制作出JIS13B号试验片，对该试验片依照JIS-Z2241使用拉伸试验机测定出与轧制方向平行的方向的0.2％屈服强度。

(b)弯曲加工性

以板宽(w)/板厚(t)＝3.0的弯曲幅度，依照JIS-H3130实施Badway(弯曲轴与轧制方向同向)的W弯曲试验，求出不会发生开裂的最小弯曲半径(MBR)与厚度(t)的比即最小弯曲半径比(MBR/t)。此时，开裂的有无是通过将弯曲部剖面由机械研磨精加工成镜面，用光学显微镜观察弯曲部是否产生了裂缝来判断的。

(c)STEM-EDX分析

对于各试验片，通过用聚焦离子束(FIB)切断轧制面，露出与轧制方向平行的剖面之后，将试料厚度加工至约100nm以下程度的薄度，观察其剖面。观察是在如下条件下进行：使用扫描透射电子显微镜(日本电子株式会社，型号：JEM-2100F)，检测器使用X射线能谱分析仪(EDX)，试料倾斜角度为0°，加速电压为200kV，电子束的光斑直径为0.2nm。并且，将观察倍率设为1000000倍、将每个视场的观察视场设为140nm×140nm进行观察，分析出任意150点的Ti浓度。需要说明的是，为了防止因析出物的影响而造成测定误差，将不存在析出物的位置选为测定位置。

以视场为单位求出Ti浓度的最小值以及最大值，并计算出其差值。在不同的观察视场下重复进行5次相同的分析，计算出其平均值作为Ti浓度的最大最小差的测定值。

(d)结晶粒径

此外，各制品试料的平均结晶粒径的测定通过用FIB切断轧制面，露出与轧制方向平行的剖面之后，使用电子显微镜(Philips社制，XL30SFEG)观察剖面，计数每单位面积的晶粒数，并求出晶粒的平均等效圆直径。具体地说，作出100μm×100μm的框，并对该框中存在的晶粒数进行计数。需要说明的是，对于将框横切的晶粒，都计数为1/2个。框的面积10000μm²除以其合计晶粒数得出的是每一个晶粒的面积的平均值。由于具有该面积的正圆的直径为等效圆直径，因此将其取作平均结晶粒径。

(考察)

在表1(表1-1以及1-2)中示出试验结果。得知在发明例1中，由于最终固溶处理、预时效、时效、最终冷轧的条件分别是合适的，因此Ti浓度的最大最小差增大，实现了高水准下的0.2％屈服强度以及弯曲加工性的兼顾。

发明例2因将预时效的加热温度设为比发明例1低而使得Ti浓度的最大最小差降低，但依然确保了良好的0.2％屈服强度以及弯曲加工性。

发明例3通过将预时效的加热温度设为比发明例1高而使得Ti浓度的最大最小差上升，维持高弯曲加工性的同时提高了0.2％屈服强度。

发明例4因将时效的加热温度设为比发明例1低而使得Ti浓度的最大最小差降低，但依然确保了良好的0.2％屈服强度以及弯曲加工性。

发明例5通过将时效的加热温度设为比发明例1高而使得Ti浓度的最大最小差上升，提高了0.2％屈服强度。

发明例6因将最终冷轧中的压缩比设为比发明例1小而使得0.2％屈服强度低于发明例1，但依然确保了良好的0.2％屈服强度以及弯曲加工性。

发明例7通过将最终冷轧中的压缩比设为比发明例1高从而维持高弯曲加工性的同时提高了0.2％屈服强度。

发明例8相对于发明例1省略了弛力退火，但依然确保了良好的0.2％屈服强度以及弯曲加工性。

发明例9相对于发明例1因增高了弛力退火的加热温度而使得Ti浓度最大最小差上升至接近上限，但依然确保了良好的0.2％屈服强度以及弯曲加工性。

发明例10是相对于发明例1省略了添加第三元素的例子。虽然0.2％屈服强度看起来降低了，但是依然确保了良好的0.2％屈服强度以及弯曲加工性。

发明例11是相对于发明例1将钛铜中的Ti浓度降低至下限的例子。虽然Ti浓度的最大最小差降低并且0.2％屈服强度看起来降低了，但是依然确保了良好的0.2％屈服强度以及弯曲加工性。

发明例12因相对于发明例1将钛铜中的Ti浓度提高至上限而使得Ti浓度的最大最小差上升至接近上限，但依然确保了良好的0.2％屈服强度以及弯曲加工性。

发明例13～18是相对于发明例1更改了第三元素的种类的例子，但依然确保了良好的0.2％屈服强度以及弯曲加工性。

比较例1因最终的固溶处理温度过低而导致未再结晶区域和再结晶区域混在一起的混粒化，Ti浓度的最大最小差降低。因此弯曲加工性差。

比较例2由于未进行预时效处理，因此导致Ti浓度的最大最小差的上升不充分，弯曲加工性差。

比较例3～4相当于专利文献6所记载的钛铜。由于未连续地进行预时效处理和时效处理，因此导致Ti浓度的最大最小差的上升不充分，弯曲加工性差。

比较例5虽然进行了预时效处理，但由于加热温度过低，因此Ti浓度的最大最小差没能充分上升，弯曲加工性差。

比较例6因预时效的加热温度过高而造成过时效，Ti浓度的最大最小差过度上升，由于不耐波动的部分的稳定相析出成为粗大粒子，因此弯曲加工性降低。

比较例7因未进行时效处理而导致亚稳态分解不充分，使得Ti浓度的最大最小差不充分。因此，0.2％屈服强度以及弯曲加工性相对于发明例1降低。

比较例8是进行了最终固溶处理→冷轧→时效处理就能评价的例子。Ti浓度的最大最小差不充分，0.2％屈服强度以及弯曲加工性相对于发明例1降低。

比较例9因时效的加热温度过低而导致Ti浓度的最大最小差不充分，0.2％屈服强度以及弯曲加工性相对于发明例1降低。

比较例10因时效的加热温度过高而导致过时效，Ti浓度的最大最小差过度上升，不耐波动的部分的稳定相析出成为粗大粒子。因此，0.2％屈服强度以及弯曲加工性相对于发明例1降低。

比较例11因弛力退火的加热温度过高而导致Ti浓度的最大最小差过度，不耐波动的部分的稳定相析出成为粗大粒子。因此，0.2％屈服强度以及弯曲加工性相对于发明例1降低。

比较例12由于因第三元素的添加量过多而在热轧时发生了开裂，因此无法制造试验片。

比较例13因Ti浓度过低而导致Ti的浓度最大最小差降低，强度不足。

比较例14由于因Ti浓度过高而在热轧时发生了开裂，因此无法制造试验片。

[表1-1]

[表1-2]

Claims

1.一种钛铜，其为电子元件用钛铜，该钛铜含有2.0～4.0质量％的Ti，作为第三元素合计含有0～0.5质量％的选自由Fe、Co、Mg、Si、Ni、Cr、Zr、Mo、V、Nb、Mn、B以及P组成的群中的一种以上元素，剩余部分由铜以及不可避免的杂质构成，其中，针对与轧制方向平行的剖面处的＜100＞晶向的晶粒进行了母相中的Ti浓度的面分析时的Ti浓度的最大最小差为5～16质量％。

2.一种钛铜，其为电子元件用钛铜，该钛铜含有2.0～4.0质量％的Ti，作为第三元素合计含有0～0.5质量％的选自由Fe、Co、Mg、Si、Ni、Cr、Zr、Mo、V、Nb、Mn、B以及P组成的群中的一种以上元素，剩余部分由铜以及不可避免的杂质构成，其中，针对与轧制方向平行的剖面处的＜100＞晶向的晶粒进行了母相中的Ti浓度的面分析时的Ti浓度的标准偏差为1.0～4.0质量％。

3.根据权利要求1或2所述的钛铜，其中，

与轧制方向平行的剖面的组织观察下的平均结晶粒径为2～30μm。

4.根据权利要求1～3的任一项所述的钛铜，其中，

与轧制方向平行的方向上的0.2％屈服强度为900MPa以上，并且，在以板宽(w)/板厚(t)＝3.0的弯曲幅度作为弯曲半径(R)/板厚(t)＝0而实施了弯曲轴与轧制方向同向即Badway的W弯曲试验时，弯曲部不会发生开裂。

5.一种伸铜制品，具备权利要求1～4的任一项所述的钛铜。

6.一种电子元件，具备权利要求1～4的任一项所述的钛铜。