JP2011208243A - 銅合金、銅合金の製造方法及び電子部品の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】優れた強度及び曲げ加工性を有するチタン銅及びその製造方法を提供する。
【解決手段】Ｔｉを２．０〜４．０質量％含有し、残部銅及び不可避的不純物からなる電子部品用銅合金であって、圧延面の｛２２０｝結晶面からのＸ線回折強度の半価幅であるβ｛２２０｝が、純銅標準粉末の｛２２０｝結晶面からのＸ線回折強度の半価幅であるβ₀｛２２０｝と次式：１．５≦β｛２２０｝／β₀｛２２０｝≦３．０を満たし、且つ、圧延面の｛２２０｝結晶面からのＸ線回折強度であるＩ｛２２０｝が、純銅標準粉末の｛２２０｝結晶面からのＸ線回折強度であるＩ₀｛２２０｝と次式：４．０≦Ｉ｛２２０｝／Ｉ₀｛２２０｝≦７．０を満たす銅合金である。
【選択図】なし

Description

本発明は、例えばコネクタ等の電子部品用部材に好適なチタンを含む銅合金の製造方法及び電子部品の製造方法に関する。

近年では携帯端末などに代表される電子機器の小型化が益々進み、従ってそれに使用されるコネクタは狭ピッチ化及び低背化の傾向が著しい。小型のコネクタほどピン幅が狭く、小さく折り畳んだ加工形状となるため、使用する素材には、必要なバネ性を得るための高い強度と過酷な曲げ加工に耐え得る、優れた曲げ加工性が求められる。この点、チタンを含有する銅合金（以下、「チタン銅」と称する。）は、比較的強度が高く、応力緩和特性にあっては銅合金中最も優れているため、素材強度が要求される信号系端子用素材として古くから使用されてきた。

チタン銅は時効硬化型の銅合金である。具体的には、溶体化処理によって溶質原子であるＴｉの過飽和固溶体を形成させ、その状態から低温で比較的長時間の熱処理を施すと、スピノーダル分解によって、母相中にＴｉ濃度の周期的変動である変調構造が発達し、強度が向上する。かかる強化機構を基本としてチタン銅の更なる特性向上を目指して種々の手法が研究されている。

この際、問題となるのは、強度と曲げ加工性が相反する特性である点である。すなわち、強度を向上させると曲げ加工性が損なわれ、逆に、曲げ加工性を重視すると所望の強度が得られないということである。

そこで、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｓｉなどの第３元素を添加する（特許文献１）、母相中に固溶する不純物元素群の濃度を規制し、これらを第二相粒子（Ｃｕ−Ｔｉ−Ｘ系粒子）として所定の分布形態で析出させて変調構造の規則性を高くする（特許文献２）、結晶粒を微細化させるのに有効な微量添加元素と第二相粒子の密度を規定する（特許文献３）、結晶粒を微細化する（特許文献４）などの観点から、チタン銅の強度と曲げ加工性の両立を図ろうとする研究開発が従来なされてきた。

また、特許文献５では、結晶方位に着目し、曲げ加工における割れを防止するために熱間圧延条件を調整してＩ｛４２０｝／Ｉ₀｛４２０｝＞１．０とし、さらに冷間圧延率を調整してＩ｛２２０｝／Ｉ₀｛２２０｝≦３．０を満たすように結晶配向を制御することで、強度、曲げ加工性及び耐応力緩和性を改善した技術も提案されている。

特開２００４−２３１９８５号公報 特開２００４−１７６１６３号公報 特開２００５−９７６３８号公報 特開２００６−２８３１４２号公報 特開２００８−３０８７３４号公報

上記のチタン銅は、インゴットの溶解鋳造→均質化焼鈍→熱間圧延→（焼鈍及び冷間圧延の繰り返し）→最終溶体化処理→冷間圧延→時効処理の順序によって製造することを基本としている。

しかしながら、より優れた特性をもつチタン銅を得る上では、更なる改善の余地が残されている。そこで、本発明は、従来とは異なる観点からチタン銅の特性改善を試みることにより、優れた強度及び曲げ加工性を有するチタンを含む銅合金の製造方法及び電子部品の製造方法を提供することを課題とする。

本発明者は上記課題を解決するための検討過程において、最終溶体化処理の後に行う冷間圧延及び時効処理の順序を、従来とは逆に行う方法、すなわち、時効処理→冷間圧延の順番に変更した上で、更に時効処理の時間を従来に比べて短時間の焼鈍とすることを試みたところ、曲げ加工性が有位に向上することを見出した。すなわち、従来の手順で製造したチタン銅と本発明のチタン銅を比べると、同一の強度の場合に本発明のチタン銅の方が曲げ加工性が優れているということである。また、曲げ加工性が同一の場合には強度が優れているということである。本発明者はその原因を調査するために、本発明に係るチタン銅の組織を調査したところ、転位密度と圧延で発達する結晶方位とに特徴点を見出した。

ところが転位密度は直接測定することが困難である。それは変調構造や析出粒子の分布により転位の分布が不均一になるためである。そのため、本発明では、転位に相関を持つ圧延面における｛２２０｝結晶面のＸ線回折強度（Ｉ）及びその半価幅（β）を測定し、この測定結果を評価の基準として利用することにより、転位密度の状態を間接的に示した。なお、半価幅はＸ線回折強度曲線のピーク強度（Ｉ）の１／２の強度における回折強度曲線の幅（β）であって２θで表わされる。

上記知見に基づいて完成した本発明は一側面において、Ｔｉを２．０〜４．０質量％含有し、残部銅及び不可避的不純物からなる電子部品用銅合金であって、圧延面の｛２２０｝結晶面からのＸ線回折強度の半価幅であるβ｛２２０｝が、純銅標準粉末の｛２２０｝結晶面からのＸ線回折強度の半価幅であるβ₀｛２２０｝と次式：１．５≦β｛２２０｝／β₀｛２２０｝≦３．０を満たし、且つ、圧延面の｛２２０｝結晶面からのＸ線回折強度であるＩ｛２２０｝が、純銅標準粉末の｛２２０｝結晶面からのＸ線回折強度であるＩ₀｛２２０｝と次式：４．０≦Ｉ｛２２０｝／Ｉ₀｛２２０｝≦７．０を満たす銅合金である。

本発明に係る銅合金の一実施形態では、第３元素としてＭｎ、Ｆｅ、Ｍｇ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｓｉ、Ｂ及びＰよりなる群から選択される１種又は２種以上を合計で０〜０．５質量％含有する。

本発明は別の一側面において、Ｔｉを２．０〜４．０質量％含有し、残部銅及び不可避的不純物からなる銅合金の製造方法であって、最終の溶体化処理後に、材料温度４００℃以上５００℃未満で０．１〜０．５時間の加熱条件で焼鈍を行った後、冷間圧延、時効処理を順に行うことを含む銅合金の製造方法である。

本発明は別の一側面において、Ｔｉを２．０〜４．０質量％含有し、残部銅及び不可避的不純物からなる電子部品用銅合金の製造方法であって、最終の溶体化処理後に、材料温度５００℃以上６００℃未満で０．００５〜０．０１時間の加熱条件で焼鈍を行った後、冷間圧延、時効処理を順に行うことを含む銅合金の製造方法である。

本発明は別の一側面において、Ｔｉを２．０〜４．０質量％含有し、残部銅及び不可避的不純物からなる電子部品用銅合金の製造方法であって、最終の溶体化処理後に、材料温度６００℃以上７００℃未満で０．００１〜０．００５時間の加熱条件で焼鈍を行った後、冷間圧延、時効処理を順に行うことを含む銅合金の製造方法である。

本発明に係る製造方法の一実施形態では、第３元素としてＭｎ、Ｆｅ、Ｍｇ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｓｉ、Ｂ及びＰよりなる群から選択される１種又は２種以上を合計で０〜０．５質量％含有する。

本発明に係る製造方法の一実施形態では、焼鈍が、導電率を０．５〜８％ＩＡＣＳ上昇させる焼鈍である。

本発明に係る製造方法の一実施形態では、冷間圧延の加工度が１０〜３０％である。

本発明は別の一側面において、上記製造方法によって銅合金を製造する工程と、銅合金を加工する工程を含む電子部品の製造方法である。

＜Ｔｉ含有量＞
Ｔｉが２質量％未満ではチタン銅本来の変調構造の形成による強化機構を充分に得ることができないことから十分な強度が得られず、逆に４質量％を超えると粗大なＴｉＣｕ₃が析出し易くなり、強度及び曲げ加工性が劣化する傾向にある。従って、本発明に係る銅合金中のＴｉの含有量は２．０〜４．０質量％であり、好ましくは２．７〜３．５質量％である。このようにＴｉの含有量を適正化することで、電子部品用に適した強度及び曲げ加工性を共に実現することができる。

＜第３元素＞
第３元素は結晶粒の微細化に寄与するため、所定の第３元素を添加することができる。具体的には、Ｔｉが十分に固溶する高い温度で溶体化処理をしても結晶粒が容易に微細化し、強度が向上しやすい。また、第３元素は変調構造の形成を促進する。更に、ＴｉＣｕ₃の析出を抑制する効果もある。そのため、チタン銅本来の時効硬化能が得られるようになる。

チタン銅において上記効果が最も高いのがＦｅである。そして、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｂ及びＰにおいてもＦｅに準じた効果が期待でき、単独の添加でも効果が見られるが、２種以上を複合添加してもよい。

これらの元素は、合計で０．０５質量％以上含有するとその効果が現れだすが、合計で０．５質量％を超えるとＴｉの固溶限を狭くして粗大な第二相粒子を析出し易くなり、強度は若干向上するが曲げ加工性が劣化する。同時に、粗大な第二相粒子は、曲げ部の肌荒れを助長し、プレス加工での金型磨耗を促進させる。従って、第３元素群としてＭｎ、Ｆｅ、Ｍｇ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｓｉ、Ｂ及びＰよりなる群から選択される１種又は２種以上を合計で０〜０．５質量％含有することができ、合計で０．０５〜０．５質量％含有するのが好ましい。

これら第３元素のより好ましい範囲は、Ｆｅにおいて０．１７〜０．２３質量％であり、Ｃｏ、Ｍｇ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｎ、Ｍｏにおいて０．１５〜０．２５質量％、Ｚｒ、Ｂ、Ｐにおいて０．０５〜０．５質量％である。

＜Ｘ線回折強度＞
圧延等の加工を行うと、原子がすべり変形して転位が形成され母相が歪む。例えば、溶体化後に時効して圧延する場合は、時効で母相が歪み、続く冷間圧延で母相が更に歪む。更に加えて析出粒子の周りには転位の影響が残るため更に歪むこととなる。加工では結晶粒界も歪む。母相と析出粒子の周りの歪みと結晶粒界の歪みの程度が同等でバランスが取れていれば、曲げや割れに対する抵抗は高くなると考えられる。しかしながら、析出粒子が粒界で粗大化していたり、無析出帯のように弱まっていたりすると、歪みのバランスがとれていないため、曲げ加工で割れやすい。

従来のように、溶体化後に圧延して時効する場合は、圧延で歪んだ母相内の、歪みの大きい部分で析出するので、半価幅の増加は、主に圧延加工で導入された歪み（半価幅の増分）と考えられる。

一方、本実施形態に係る銅合金のように、溶体後に焼鈍して圧延し、時効する場合は、最終冷間前に焼鈍して、予め変調構造を形成して適切な格子歪みを導入することで、焼鈍後に適切な圧延加工度で加工歪みを制御することができる。

＜ピーク強度（Ｉ）及び半価幅（β）＞
本発明では転位密度の指標として圧延面における｛２２０｝結晶面のＸ線回線強度として、ピーク強度（Ｉ）とピークの半価幅（β）を用いる。具体的には、本実施形態に係るチタン銅は、圧延面の｛２２０｝結晶面からのＸ線回折強度Ｉ｛２２０｝とピークの半価幅であるβ｛２２０｝が、純銅標準粉末の｛２２０｝結晶面からのＸ線回折強度Ｉ₀｛２２０｝とピークの半価幅であるβ₀｛２２０｝と次式：
４≦Ｉ｛２２０｝／Ｉ₀｛２２０｝≦７、
１．５≦β｛２２０｝／β₀｛２２０｝≦３．０
を満たす。
Ｉ｛２２０｝、Ｉ₀｛２２０｝及び、β｛２２０｝、β₀｛２２０｝は、同一測定条件で測定する。純銅標準粉末は３２５メッシュ（ＪＩＳ Ｚ８８０１）の純度９９．５％の銅粉末で定義される。

本実施形態において、Ｉ／Ｉ₀は、４〜７であるのが好ましく、より好ましくは４〜６である。一方、β／β₀は、１．５〜３．０であるのが好ましく、より好ましくは１．９〜２．７である。Ｉは結晶方位を示し、βは局所的な格子間隔に影響を受ける。圧延により結晶が回転してIが圧延方位へ変化するが、析出により｛２２０｝の格子間隔が変化してβに変化が現れる。Ｉ／Ｉ₀の下限を４とするのは、焼鈍前後のＥＣ差と圧延加工度を制御して析出歪と加工歪をバランスよく確保するためである。なお、ＥＣ差と圧延加工度の一方だけを過剰に蓄えても、他方が不足すれば下限を下回ってしまう。また、一方を適切に制御しても、他方に過不足が生じれば、下限を下回る。Ｉ／Ｉ₀の上限を７とするのは加工歪と析出歪をバランスよく制御するためであり、歪が過剰に蓄積されて曲げ加工性を損なうのを抑制するためである。β／β₀の下限を１．５とするのは、焼鈍前後のＥＣを制御して最低限必要な析出歪を確保するためであり、加工歪だけでは達成できない組織に制御する。β／β₀の上限を３．０とするのは、焼鈍前後のＥＣが過剰とならないように制御して析出歪の増大を抑制し、曲げ加工性を損なうのを抑制するためである。

＜用途＞
本実施形態に係る銅合金は種々の伸銅品、例えば板、条、管、棒及び線として提供されることができる。本実施形態に係る銅合金を加工することにより、例えばスイッチ、コネクタ、ジャック、端子、リレー等の電子部品が得られる。

＜製造方法＞
本実施形態に係る銅合金の１つの特徴は、最終溶体化処理の後、冷間圧延前に所定の材料温度条件で短時間の焼鈍を行うことである。焼鈍時、材料の温度が高く長くなり過ぎると、その後の時効処理において強度にそれほど寄与しないβ’相や曲げ加工性を悪化させるβ相の析出がしやすくなる。また、焼鈍時の材料の温度が低く短くなり過ぎると、時効処理においてスピノーダル分解によって生じる変調構造の発達が不十分となりやすい。

溶体化処理後のチタン銅を焼鈍すると、変調構造の発達に伴い導電率が上昇するので、焼鈍の度合は、焼鈍の前後での導電率の変化を指標とすることができる。本発明者の研究によれば、焼鈍は導電率を０．５〜８％ＩＡＣＳ、好ましくは１〜４％ＩＡＣＳ上昇させるような条件で行うのが望ましい。

よって、焼鈍は以下の何れかの条件で行うのが好ましい。
・材料温度４００℃以上５００℃未満として０．１〜０．５時間加熱
・材料温度５００℃以上６００℃未満として０．００５〜０．０１時間加熱
・材料温度６００℃以上７００℃未満として０．００１〜０．００５時間加熱

また、焼鈍は以下の何れかの条件で行うのがより好ましい。
・材料温度５００℃以上５５０℃未満として０．００７５〜０．０１時間加熱
・材料温度５５０℃以上６００℃未満として０．００５〜０．００７５時間加熱
・材料温度６００℃以上６５０℃未満として０．００２５〜０．００５時間加熱

以下、工程毎に好ましい実施形態を説明する。
１）インゴット製造工程
溶解及び鋳造によるインゴットの製造は、基本的に真空中又は不活性ガス雰囲気中で行う。溶解において添加元素の溶け残りがあると、強度の向上に対して有効に作用しない。よって、溶け残りをなくすため、ＦｅやＣｒ等の高融点の添加元素は、添加してから十分に攪拌したうで、一定時間保持する必要がある。一方、ＴｉはＣｕ中に比較的溶け易いので第３元素群の溶解後に添加すればよい。従って、Ｃｕに、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｍｇ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｓｉ、Ｂ及びＰよりなる群から選択される１種又は２種以上を合計で０〜０．５０質量％含有するように添加し、次いでＴｉを２．０〜４．０質量％含有するように添加してインゴットを製造する。

２）均質化焼鈍及び熱間圧延
ここでは凝固偏析や鋳造中に発生した晶出物をできるだけ無くすことが望ましい。後の溶体化処理において、第二相粒子の析出を微細かつ均一に分散させる為であり、混粒の防止にも効果があるからである。インゴット製造工程後には、９００〜９７０℃に加熱して３〜２４時間均質化焼鈍を行った後に、熱間圧延を実施するのが好ましい。液体金属脆性を防止するために、熱延前及び熱延中は９６０℃以下とするのが好ましい。

３）第一溶体化処理
その後、冷延と焼鈍を適宜繰り返してから溶体化処理を行うのが好ましい。ここで予め溶体化を行っておく理由は、最終の溶体化処理での負担を軽減させるためである。すなわち、最終の溶体化処理では、第二相粒子を固溶させるための熱処理ではなく、既に溶体化されてあるのだから、その状態を維持しつつ再結晶のみ起こさせればよいので、軽めの熱処理で済む。具体的には、第一溶体化処理は加熱温度を８５０〜９００℃とし、２〜１０分間行えばよい。そのときの昇温速度及び冷却速度においても極力速くし、第二相粒子が析出しないようにするのが好ましい。

４）中間圧延
最終の溶体化処理前の中間圧延における加工度を高くするほど、最終の溶体化処理における第二相粒子が均一かつ微細に析出する。但し、加工度をあまり高くして最終の溶体化処理を行うと、再結晶集合組織が発達して、塑性異方性が生じ、プレス整形性を害することがある。従って、中間圧延の加工度は好ましくは７０〜９９％ある。加工度は｛（圧延前の厚み−圧延後の厚み）／圧延前の厚み）×１００％｝で定義される。

５）最終の溶体化処理
最終の溶体化処理では、析出物を完全に固溶させることが望ましいが、完全に無くすまで高温に加熱すると、結晶粒が粗大化するので、加熱温度は第二相粒子組成の固溶限付近の温度とする（Ｔｉの添加量が２．０〜４．０質量％の範囲でＴｉの固溶限が添加量と等しくなる温度は７３０〜８４０℃であり、例えばＴｉの添加量が３質量％では８００℃程度）。そしてこの温度まで急速に加熱し、冷却速度も速くすれば粗大な第二相粒子の発生が抑制される。また、固溶温度での加熱時間は短い程、結晶粒が微細化する。従って、材料を７３０〜８４０℃のＴｉの固溶限が添加量よりも大きくなる温度で０．５〜３分加熱した後に水冷するのが好ましい。

６）焼鈍
最終の溶体化処理の後、焼鈍を行う。焼鈍の条件は先述した通りである。

７）最終の冷間圧延
上記焼鈍後、最終の冷間圧延を行う。最終の冷間加工によってチタン銅の強度を高めることができる。この際、加工度が１０％未満では充分な効果が得られないので加工度を１０％以上とするのが好ましい。但し、加工度が高すぎると粒内析出による格子歪よりも結晶粒の扁平による加工歪が大きくなり、曲げ加工性が劣化する。さらに必要に応じて実施する時効処理や歪取焼鈍で粒界析出が起こり易いので、加工度を５０％以下、より好ましくは２５％以下とする。

８）時効処理
最終の冷間圧延の後、必要に応じて、歪取焼鈍や時効処理を行う。時効処理の条件は慣用の条件でよいが、時効処理を従来に比べてと軽めに行うと、強度と曲げ加工性のバランスが更に向上する。具体的には、時効処理は材料温度３００〜４００℃で３〜１２時間加熱の条件で行うのが好ましい。

時効処理は以下の何れかの条件で行うのがより好ましい。
・材料温度３４０℃以上３６０℃未満として５〜８時間加熱
・材料温度３６０℃以上３８０℃未満として４〜７時間加熱
・材料温度３８０℃以上４００℃以下として３〜６時間加熱

時効処理は以下の何れかの条件で行うのが更により好ましい。
・材料温度３４０℃以上３６０℃未満として６〜７時間加熱
・材料温度３６０℃以上３８０℃未満として５〜６時間加熱
・材料温度３８０℃以上４００℃以下として４〜６時間加熱

なお、当業者であれば、上記各工程の合間に適宜、表面の酸化スケール除去のための研削、研磨、ショットブラスト酸洗等の工程を行なうことができることは理解できるだろう。

以下に本発明の実施例を比較例と共に示すが、これらの実施例は本発明及びその利点をよりよく理解するために提供するものであり、発明が限定されることを意図するものではない。

本発明例の銅合金を製造するに際しては、活性金属であるＴｉが第２成分として添加されるから、溶製には真空溶解炉を用いた。また、本発明で規定した元素以外の不純物元素の混入による予想外の副作用が生じることを未然に防ぐため、原料は比較的純度の高いものを厳選して使用した。

Ｃｕに必要に応じて表１の第３元素を添加した後、表１の濃度のＴｉを添加し、残部銅及び不可避的不純物の組成を有するインゴットに対して９５０℃で３時間加熱する均質化焼鈍の後、９００〜９５０℃で熱間圧延を行い、板厚１０ｍｍの熱延板を得た。面削による脱スケール後、冷間圧延して素条の板厚（２．０ｍｍ）とし、素条での第１次溶体化処理を行った。第１次溶体化処理の条件は８５０℃で１０分間加熱とした。次いで、中間の冷間圧延では最終板厚が０．１０ｍｍとなるように中間の板厚を調整して冷間圧延した後、急速加熱が可能な焼鈍炉に挿入して最終の溶体化処理を行い、その後、水冷した。このときの加熱条件は材料温度がＴｉの固溶限が添加量と同じになる温度（Ｔｉ濃度３．２質量％で約８００℃、Ｔｉ濃度２．０質量％で約７３０℃、Ｔｉ濃度５．０質量％で約８８５℃）を基準として、表１に記載の加熱条件で各々１分間保持した。

次いで、試験片によっては冷間圧延を表１に記載の条件で行った後に、Ａｒ雰囲気中で表１に記載の条件で焼鈍を行った。酸洗による脱スケール後、表１に記載の条件で最終の冷間圧延し、最後に表１に記載の各加熱条件で時効処理を行って、実施例、従来例及び比較例の試験片とした。

得られた各試験片について、以下の条件で特性評価を行った。結果を表２に示す。
＜強度＞
引張方向が圧延方向と平行になるように、プレス機を用いてＪＩＳ１３Ｂ号試験片を作製した。ＪＩＳ−Ｚ２２４１に従ってこの試験片の引張試験を行ない、圧延平行方向の０．２％耐力（ＹＳ）を測定した。
＜曲げ加工性＞
ＪＩＳ Ｈ ３１３０に従って、Ｂａｄｗａｙ（曲げ軸が圧延方向と同一方向）のＷ曲げ試験を行って割れの発生しない最小半径（ＭＢＲ）の板厚（ｔ）に対する比であるＭＢＲ／ｔ値を測定した。
＜導電率＞
ＪＩＳ Ｈ ０５０５に準拠し、４端子法で導電率（ＥＣ：％ＩＡＣＳ）を測定した。
＜結晶方位＞
各試験片について、理学電機社製型式ｒｉｎｔ Ｕｌｔｉｍａ２０００のＸ線回折装置を用いて、以下の測定条件で圧延面の回折強度曲線を取得し、｛２２０｝結晶面のＸ線回線強度Ｉ｛２２０｝を測定した。同様の測定条件で、純銅粉標準試料についても、Ｘ線解析強度Ｉ₀｛２２０｝を求め、Ｉ／Ｉ₀を計算した。
・ターゲット：Ｃｕ管球
・管電圧：４０ｋＶ
・管電流：４０ｍＡ
・走査速度：５°／ｍｉｎ
・サンプリング幅：０．０２°
＜半価幅＞
各試験片について、理学電機社製型式ｒｉｎｔ Ｕｌｔｉｍａ２０００のＸ線回折装置を用いて、以下の測定条件で圧延面の回折強度曲線を取得し、｛２２０｝結晶面のＸ線回線強度ピークの半価幅β｛２２０｝を測定した。同様の測定条件で、純銅粉標準試料についても、半価幅β₀｛２２０｝を求め、β／β₀を計算した。
・ターゲット：Ｃｕ管球
・管電圧：４０ｋＶ
・管電流：４０ｍＡ
・走査速度：５°／ｍｉｎ
・サンプリング幅：０．０２°
・測定範囲（２θ）：６０°〜８０°

＜考察＞
発明例Ｎｏ．１〜８によれば、曲げ性及び強度の面のバランスにおいて優れた銅合金が得られている。また、Ｉ／Ｉ₀及びβ／β₀の評価結果も良好であり金属組織全体に均一に結晶格子の歪みが分布していることが想定できる。
一方、従来例１は、溶体化→圧延→時効の従来の製造方法を用いた例である。従来例１では、最終冷間圧延前に焼鈍を行っていないので析出物が存在せず、本発明例と同等の冷間圧延加工度で最終圧延を行っても、析出歪及び加工歪ともに不足し、β／β₀の値が実施例１〜８に比べて不足した。また、実施例１〜８に比べて強度が低かった。
従来例２は、従来例１と同様の従来の製造方法において、最終の冷間圧延加工度を実施例１〜８に比べて大きくした例である。従来例２では、圧延時の加工度を高くすることにより、加工歪が増加して強度は上昇しているが、時効析出による歪よりも加工歪の影響が大きく残りすぎたので曲げ加工性が劣化した。また析出による歪が少ないため、Ｉ／Ｉ₀の値が実施例１〜８に比べて低くなったものと考えられる。
比較例１は、実施例と同様の製造工程において、焼鈍条件を適正な条件で行わなかった（材料温度が高く焼鈍時間が長い）例である。比較例１では、焼鈍条件が溶体化温度に近いので析出が進まず、焼鈍前後のＥＣ差が小さく、析出歪が小さくなり、β／β₀の値が実施例１〜８に比べて不足し、強度が不足した。
比較例２は、適切な焼鈍条件よりも低い温度で焼鈍したため、析出が不足して、焼鈍前後のＥＣ差が小さく、析出歪が小さくなり、Ｉ／Ｉ₀とβ／β₀の値が実施例１〜８に比べて不足し、強度が不足した。
比較例３は、焼鈍時間が実施例１〜５に比べて長すぎる例を示す。比較例３では圧延加工度は適正なので加工歪は適当であるが、焼鈍時間が長すぎて焼鈍前後のＥＣ差が高くなり、続く冷間圧延、時効処理後に析出歪の影響が大きくなりすぎて、β／β₀が高くなったので、曲げ加工性が劣化した。
比較例４は、焼鈍時間を実施例１〜５に比べて長くするとともに最終冷間圧延加工度を低くした例である。比較例４では、析出歪の影響が大きくなりすぎてβ／β₀が高くなったが、加工度が不足しているためＩ／Ｉ₀が低くなり、強度が不足した。
比較例５は、Ｔｉ濃度を高くしすぎたため、焼鈍時の析出量が多すぎて焼鈍前後のＥＣが高くなり、続く冷間圧延、時効処理後に析出歪の影響が大きくなりすぎてＩ／Ｉ₀、β／β₀がともに高くなって、曲げ加工性が劣化した。

Claims (9)

1. Ｔｉを２．０〜４．０質量％含有し、残部銅及び不可避的不純物からなる電子部品用銅合金であって、
   圧延面の｛２２０｝結晶面からのＸ線回折強度の半価幅であるβ｛２２０｝が、純銅標準粉末の｛２２０｝結晶面からのＸ線回折強度の半価幅であるβ₀｛２２０｝と次式：
   １．５≦β｛２２０｝／β₀｛２２０｝≦３．０
   を満たし、且つ、
   圧延面の｛２２０｝結晶面からのＸ線回折強度であるＩ｛２２０｝が、純銅標準粉末の｛２２０｝結晶面からのＸ線回折強度であるＩ₀｛２２０｝と次式：
   ４．０≦Ｉ｛２２０｝／Ｉ₀｛２２０｝≦７．０
   を満たす銅合金。
2. 第３元素としてＭｎ、Ｆｅ、Ｍｇ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｓｉ、Ｂ及びＰよりなる群から選択される１種又は２種以上を合計で０〜０．５質量％含有する請求項１に記載の銅合金。
3. Ｔｉを２．０〜４．０質量％含有し、残部銅及び不可避的不純物からなる銅合金の製造方法であって、
   最終の溶体化処理後に、材料温度４００℃以上５００℃未満で０．１〜０．５時間の加熱条件で焼鈍を行った後、冷間圧延、時効処理を順に行うことを含む銅合金の製造方法。
4. Ｔｉを２．０〜４．０質量％含有し、残部銅及び不可避的不純物からなる電子部品用銅合金の製造方法であって、
   最終の溶体化処理後に、材料温度５００℃以上６００℃未満で０．００５〜０．０１時間の加熱条件で焼鈍を行った後、冷間圧延、時効処理を順に行うことを含む銅合金の製造方法。
5. Ｔｉを２．０〜４．０質量％含有し、残部銅及び不可避的不純物からなる電子部品用銅合金の製造方法であって、
   最終の溶体化処理後に、材料温度６００℃以上７００℃未満で０．００１〜０．００５時間の加熱条件で焼鈍を行った後、冷間圧延、時効処理を順に行うことを含む銅合金の製造方法。
6. 第３元素としてＭｎ、Ｆｅ、Ｍｇ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｓｉ、Ｂ及びＰよりなる群から選択される１種又は２種以上を合計で０〜０．５質量％含有する請求項３〜５のいずれか１項に記載の銅合金の製造方法。
7. 前記焼鈍が、導電率を０．５〜８％ＩＡＣＳ上昇させる焼鈍である請求項３〜６のいずれか１項に記載の銅合金の製造方法。
8. 前記冷間圧延の加工度が１０〜３０％である請求項３〜７のいずれか１項に記載の銅合金の製造方法。
9. 請求項３〜８のいずれか１項に記載の製造方法によって銅合金を製造する工程と、前記銅合金を加工する工程を含む電子部品の製造方法。