JP2016172929A

JP2016172929A - 高強度チタン銅

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Publication number: JP2016172929A
Application number: JP2016092736A
Authority: JP
Inventors: 弘泰堀江; Hiroyasu Horie
Original assignee: JX Nippon Mining and Metals Corp
Current assignee: JX Nippon Mining and Metals Corp
Priority date: 2016-05-02
Filing date: 2016-05-02
Publication date: 2016-09-29

Abstract

【課題】本発明はカメラモジュール等の電子部品に使用される導電性ばね材として好適な高強度チタン銅を提供する。
【解決手段】Ｔｉを２．０〜４．０質量％含有し、第三元素としてＦｅ、Ｃｏ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｎ、Ｂ、及びＰからなる群から選択された１種以上を合計で０〜０．５質量％含有し、残部が銅及び不可避的不純物からなり、ＥＢＳＤ測定における結晶方位解析において、ＫＡＭ値が１．５〜３．０であるチタン銅。
【選択図】なし

Description

本発明は、ＦＰＣコネクタやオートフォーカスカメラモジュール等の電子部品用ばね材として好適な高強度チタン銅に関する。

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、使用する部材には、必要なバネ性を得るための高い強度が求められる。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、特に強度が要求される信号系端子用部材として、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。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。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。一般に、冷間圧延の圧下率を高くするほど、導入される転位量が多くなって転位密度が高くなるため、析出に寄与する核生成サイトが増え、時効処理後の強度を高くすることができるが、圧下率を高くしすぎると曲げ加工性が悪化する。このため、強度及び曲げ加工性の両立を図ることが課題とされてきた。

そこで、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｓｉなどの第三元素を添加する（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技術が提案されている。

チタン銅の場合、母相であるα相に対して整合性の悪いβ相（ＴｉＣｕ₃）と、整合性の良いβ’相（ＴｉＣｕ₄）が存在し、β相は曲げ加工性に悪影響を与える一方で、β’相を均一かつ微細に分散させることが強度と曲げ加工性の両立に寄与するとして、β相を抑制しつつβ’相を微細分散させたチタン銅も提案されている（特許文献５）。

結晶方位に着目し、Ｉ｛４２０｝／Ｉ₀｛４２０｝＞１．０及び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（特許文献６）。

しかしながら、上記先行文献に記載の何れのチタン銅においても、その製造方法は、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→時効処理の順序で構成するのを基本としており、特性改善には限界があった。

このような事情の下、近年では、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、すなわち、時効処理→冷間圧延の順番に代えた上で、最後に歪取焼鈍を実施し、曲げ加工性を向上させる試みも行われている（特許文献７）。当該文献によれば、このような製造方法を採用することで、得られるチタン銅の転位密度が上昇するとしている。そして、圧延面における｛２２０｝結晶面のＸ線回線強度ピークの半価幅によって間接的に転位密度を評価し、圧延面の｛２２０｝結晶面からのＸ線回折強度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線回折強度ピークの半価幅であるβ₀｛２２０｝と次式：３．０≦β｛２２０｝／β₀｛２２０｝≦６．０を満たすことを規定している。

特開２００４−２３１９８５号公報特開２００４−１７６１６３号公報特開２００５−９７６３８号公報特開２００６−２６５６１１号公報特開２００６−２８３１４２号公報特開２００８−３０８７３４号公報特開２０１２−０６２５７５号公報

このように、従来は強度及び曲げ加工性の両面から特性の改善を図る努力が多くなされてきたが、コネクタの中には曲げ加工性がほとんど要求されないものもある。例えば、ＦＰＣコネクタやオートフォーカスカメラモジュールは曲げ加工を行わないため、曲げ加工性を改善する要請はない。一方で、コネクタは使用時に高温環境下に曝されることも多いが、チタン銅を高温条件下に長時間暴露すると永久変形（へたり）が生じてしまい、ばね材としての機能が低下するという問題が存在する。これについては未だ十分な検討がなされていない。

そこで、本発明はＦＰＣコネクタやカメラモジュール等の電子部品に使用される導電性ばね材として好適な高強度チタン銅を提供することを目的とする。

本発明者らはチタン銅の０．２％耐力とへたりの関係及び結晶方位とへたりの関係を鋭意調査した結果、０．２％耐力が高く、且つ、ＥＢＳＤ（ＥｌｅｃｔｒｏｎＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒＤｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ：電子後方散乱回折）測定における結晶方位解析において、ＫＡＭ値が１．５〜３．０のときに、特に高温暴露時の耐へたり性が改善されることを見出した。本発明は以上の知見を背景として完成したものであり、以下によって特定される。

本発明は一側面において、Ｔｉを２．０〜４．０質量％含有し、第三元素としてＦｅ、Ｃｏ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｎ、Ｂ、及びＰからなる群から選択された１種以上を合計で０〜０．５質量％含有し、残部が銅及び不可避的不純物からなり、ＥＢＳＤ測定における結晶方位解析において、ＫＡＭ値が１．５〜３．０であるチタン銅である。

本発明に係るチタン銅の一実施形態においては、０．２％耐力が１１００ＭＰａ以上である。

本発明は別の一側面において、本発明に係るチタン銅を備えた伸銅品である。

本発明は更に別の一側面において、本発明に係るチタン銅を備えた電子部品である。

本発明に係る電子部品は一実施形態において、オートフォーカスカメラモジュールである。

本発明は更に別の一側面において、レンズと、このレンズを光軸方向の初期位置に弾性付勢するばね部材と、このばね部材の付勢力に抗する電磁力を生起して前記レンズを光軸方向へ駆動可能な電磁駆動手段を備え、前記ばね部材が本発明に係るチタン銅であるオートフォーカスカメラモジュールである。

カメラモジュール等の電子部品に使用される導電性ばね材として好適な高強度チタン銅が得られる。

本発明に係るオートフォーカスカメラモジュールを示す断面図である。図１のオートフォーカスカメラモジュールの分解斜視図である。図１のオートフォーカスカメラモジュールの動作を示す断面図である。へたり量を測定する方法を示す概略図である。

（１）Ｔｉ濃度
本発明に係るチタン銅においては、Ｔｉ濃度を２．０〜４．０質量％とする。チタン銅は、溶体化処理によりＣｕマトリックス中へＴｉを固溶させ、時効処理により微細な析出物を合金中に分散させることにより、強度及び導電率を上昇させる。
Ｔｉ濃度が２．０質量％未満になると、析出物の析出が不充分となり所望の強度が得られない。Ｔｉ濃度が４．０質量％を超えると、加工性が劣化し、圧延の際に材料が割れやすくなる。強度及び加工性のバランスを考慮すると、好ましいＴｉ濃度は２．５〜３．５質量％である。

（２）第三元素
本発明に係るチタン銅においては、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｎ、Ｂ、及びＰからなる群から選択される第三元素の１種以上を含有させることにより、強度を更に向上させることができる。但し、第三元素の合計濃度が０．５質量％を超えると、加工性が劣化し、圧延の際に材料が割れやすくなる。そこで、これら第三元素は合計で０〜０．５質量％含有することができ、強度及び加工性のバランスを考慮すると、上記元素の１種以上を総量で０．１〜０．４質量％含有させることが好ましい。

（３）０．２％耐力
本発明に係るチタン銅においては一実施形態において、圧延方向に平行な方向での０．２％耐力が１１００ＭＰａ以上を達成することができる。本発明に係るチタン銅の０．２％耐力は好ましい実施形態において１２００ＭＰａ以上であり、更に好ましい実施形態において１３００ＭＰａ以上である。

０．２％耐力の上限値は、本発明が目的とする強度の点からは特に規制されないが、手間及び費用がかかる上、高強度を得るためにチタン濃度を高めると熱間圧延時に割れる危険性があるため、本発明に係るチタン銅の０．２％耐力は一般には２０００ＭＰａ以下であり、典型的には１６００ＭＰａ以下であり、より典型的には１５００ＭＰａ以下である。

本発明においては、チタン銅の圧延方向に平行な方向での０．２％耐力は、ＪＩＳＺ２２４１（金属材料引張試験方法）に準拠して測定する。

（４）ＫＡＭ値
本発明に係るチタン銅は一実施形態において、ＫＡＭ（ＫｅｒｎｅｒＡｖｅｒａｇｅＭｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）値が１．５〜３．０である。このＫＡＭ値は、結晶粒内における隣接測定点間の方位差を表し、ＥＢＳＤ（ＥｌｅｃｔｒｏｎＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒＤｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ：電子後方散乱回折）測定における結晶方位解析により、ＥＢＳＤに付属している解析ソフト（例：ＴＳＬソリューションズ社製のＯＩＭＡｎａｌｙｓｉｓ）を用いることで結晶粒内の方位差を測定することで、算出可能である。本発明においては、測定結果の安定性のために、２００μｍ×２００μｍの視野を５点測定し、その平均値を算出して測定値とする。

本発明においては、ＥＢＳＤ測定における測定条件として以下を採用する。
（ａ）ＳＥＭ条件
・ビーム条件：加速電圧１５ｋＶ、照射電流量５×１０^-8Ａ
・ワークディスタンス：２５ｍｍ
・観察視野：２００μｍ×２００μｍ
・観察面：圧延面
・観察面の事前処理：リン酸６７％＋硫酸１０％＋水の溶液中で１５Ｖ×６０秒の条件で電解研磨して組織を現出
（ｂ）ＥＢＳＤ条件
・測定プログラム：ＯＩＭＤａｔａＣｏｌｌｅｃｔｉｏｎ
・データ解析プログラム：ＯＩＭＡｎａｌｙｓｉｓ
・ステップ幅：０．５μｍ

ＫＡＭ値は、転位密度を間接的に評価する指標である。ＫＡＭ値は転位密度が低くなるにつれて下降し、逆に、転位密度が高くなるにつれて上昇する傾向にある。本発明者は鋭意研究の結果、ＫＡＭ値が１．５〜３．０であるときに強度が高く高温暴露時の耐へたり性が良好な特性が得られることを見出した。ＫＡＭ値が上限を上回ると高温暴露時の耐へたり性が悪化しやすく、また、下限を下回ると強度が低下しやすいため好ましくない。ＫＡＭ値は好ましくは１．８〜３．０であり、より好ましくは２．１〜３．０である。

（５）チタン銅の厚み
一般に、金属材料の厚みが薄くなるにつれて耐へたり性は低下していくが、本発明に係るチタン銅の一実施形態においては、厚みを１．０ｍｍ以下とすることができ、典型的な実施形態においては厚みを０．０２〜０．８ｍｍとすることができ、より典型的な実施形態においては厚みを０．０５〜０．５ｍｍとすることができる。

（６）用途
本発明に係るチタン銅は種々の伸銅品、例えば板、条、管、棒及び線に加工することができる。本発明に係るチタン銅は、限定的ではないが、スイッチ、コネクタ（特に、過酷な曲げ加工性を必要としないフォーク型のＦＰＣコネクタ）、オートフォーカスカメラモジュール、ジャック、端子、リレー等の電子部品の材料として好適に使用することができる。

オートフォーカスカメラモジュールは一実施形態において、レンズと、このレンズを光軸方向の初期位置に弾性付勢するばね部材と、このばね部材の付勢力に抗する電磁力を生起して前記レンズを光軸方向へ駆動可能な電磁駆動手段を備える。電磁駆動手段は例示的には、コの字形円筒形状のヨークと、ヨークの内周壁の内側に収容されるコイルと、コイルを囲繞すると共にヨークの外周壁の内側に収容されるマグネットを備えることができる。

図１は、本発明に係るオートフォーカスカメラモジュールの一例を示す断面図であり、図２は、図１のオートフォーカスカメラモジュールの分解斜視図であり、図３は、図１のオートフォーカスカメラモジュールの動作を示す断面図である。

オートフォーカスカメラモジュール１は、コの字形円筒形状のヨーク２と、ヨーク２の外壁に取付けられるマグネット４と、中央位置にレンズ３を備えるキャリア５と、キャリア５に装着されるコイル６と、ヨーク２が装着されるベース７と、ベース７を支えるフレーム８と、キャリア５を上下で支持する２個のばね部材９ａ、９ｂと、これらの上下を覆う２個のキャップ１０ａ、１０ｂとを備えている。２個のばね部材９ａ、９ｂは同一品であり、同一の位置関係でキャリア５を上下から挟んで支持すると共に、コイル６への給電経路として機能している。コイル６に電流を印加することによってキャリア５は上方に移動する。尚、本明細書においては、上及び下の文言を適宜、使用するが、図１における上下を指し、上はカメラから被写体に向う位置関係を表わす。

ヨーク２は軟鉄等の磁性体であり、上面部が閉じたコの字形の円筒形状を成し、円筒状の内壁２ａと外壁２ｂを持つ。コの字形の外壁２ｂの内面には、リング状のマグネット４が装着（接着）される。

キャリア５は底面部を持った円筒形状構造の合成樹脂等による成形品であり、中央位置でレンズを支持し、底面外側上に予め成形されたコイル６が接着されて搭載される。矩形上樹脂成形品のベース７の内周部にヨーク２を嵌合させて組込み、更に樹脂成形品のフレーム８でヨーク２全体を固定する。

ばね部材９ａ、９ｂは、いずれも最外周部がそれぞれフレーム８とベース７に挟まれて固定され、内周部１２０°毎の切欠き溝部がキャリア５に嵌合し、熱カシメ等にて固定される。

ばね部材９ｂとベース７およびばね部材９ａとフレーム８間は接着および熱カシメ等にて固定され更に、キャップ１０ｂはベース７の底面に取付け、キャップ１０ａはフレーム８の上部に取付けられ、それぞればね部材９ｂをベース７とキャップ１０ｂ間に、ばね部材９ａをフレーム８とキャップ１０ａ間に挟み込み固着している。

コイル６の一方のリード線は、キャリア５の内周面に設けた溝内を通って上に伸ばし、ばね部材９ａに半田付する。他方のリード線はキャリア５底面に設けた溝内を通って下方に伸ばし、ばね部材９ｂに半田付する。

ばね部材９ａ、９ｂは、本発明に係るチタン銅箔の板バネである。バネ性を持ち、レンズ３を光軸方向の初期位置に弾性付勢する。同時に、コイル６への給電経路としても作用する。ばね部材９ａ、９ｂの外周部の一箇所は外側に突出させて、給電端子として機能させている。

円筒状のマグネット４はラジアル（径）方向に磁化されており、コの字形状ヨーク２の内壁２ａ、上面部及び外壁２ｂを経路とした磁路を形成し、マグネット４と内壁２ａ間のギャップには、コイル６が配置される。

ばね部材９ａ、９ｂは同一形状であり、図１及び２に示すように同一の位置関係で取付けているので、キャリア５が上方へ移動したときの軸ズレを抑制することができる。コイル６は、巻線後に加圧成形して製作するので、仕上がり外径の精度が向上し、所定の狭いギャップに容易に配置することができる。キャリア５は、最下位置でベース７に突当り、最上位置でヨーク２に突当るので、上下方向に突当て機構を備えることとなり、脱落することを防いでいる。

図３は、コイル６に電流を印加して、オートフォーカス用にレンズ３を備えたキャリア５を上方に移動させた時の断面図を示している。ばね部材９ａ、９ｂの給電端子に電源が印加されると、コイル６に電流が流れてキャリア５には上方への電磁力が働く。一方、キャリア５には、連結された２個のばね部材９ａ、９ｂの復元力が下方に働く。従って、キャリア５の上方への移動距離は電磁力と復元力が釣合った位置となる。これによって、コイル６に印加する電流量によって、キャリア５の移動量を決定することができる。

上側ばね部材９ａはキャリア５の上面を支持し、下側ばね部材９ｂはキャリア５の下面を支持しているので、復元力はキャリア５の上面及び下面で均等に下方に働くこととなり、レンズ３の軸ズレを小さく抑えることができる。

従って、キャリア５の上方への移動にあたって、リブ等によるガイドは必要なく、使っていない。ガイドによる摺動摩擦がないので、キャリア５の移動量は、純粋に電磁力と復元力の釣合いで支配されることとなり、円滑で精度良いレンズ３の移動を実現している。これによってレンズブレの少ないオートフォーカスを達成している。

なお、マグネット４は円筒形状として説明したが、これに拘わるものでなく、３乃至４分割してラジアル方向に磁化し、これをヨーク２の外壁２ｂの内面に貼付けて固着しても良い。

（７）製造方法
本発明に係るチタン銅は、特に最終の溶体化処理及びそれ以降の工程で適切な熱処理及び冷間圧延を実施することにより製造可能である。以下に、好適な製造例を工程毎に順次説明する。

＜インゴット製造＞
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等の高融点の第三元素は、添加してから十分に攪拌したうえで、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三元素の溶解後に添加すればよい。従って、Ｃｕに、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｎ、Ｂ、及びＰから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ことが望ましい。

＜均質化焼鈍及び熱間圧延＞
インゴット製造時に生じた凝固偏析や晶出物は粗大なので均質化焼鈍でできるだけ母相に固溶させて小さくし、可能な限り無くすことが望ましい。これは曲げ割れの防止に効果があるからである。具体的には、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℃以下とし、且つ、元厚から全体の圧下率が９０％までのパスは９００℃以上とするのが好ましい。

＜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第一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、ここでは第二相粒子が析出しないようにするのが好ましい。なお、第一溶体化処理は行わなくても良い。

＜中間圧延＞
最終の溶体化処理前の中間圧延における圧下率を高くするほど、最終の溶体化処理における再結晶粒を均一かつ微細に制御できる。従って、中間圧延の圧下率は好ましくは７０〜９９％である。圧下率は｛（（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。

＜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、結晶粒が粗大化しやすいので、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℃程度であり、例えばＴｉの添加量が３．０質量％では８００℃程度）。そしてこの温度まで急速に加熱し、水冷等によって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。従って、典型的には、７３０〜８４０℃のＴｉの固溶限が添加量と同じになる温度に対して−２０℃〜＋５０℃の温度に加熱し、より典型的には７３０〜８８０℃のＴｉの固溶限が添加量と同じになる温度に比べて０〜３０℃高い温度、好ましくは０〜２０℃高い温度に加熱する。

また、最終の溶体化処理での加熱時間は短いほうが結晶粒の粗大化を抑制できる。加熱時間は例えば３０秒〜１０分とすることができ、典型的には１分〜８分とすることができる。この時点で第二相粒子が発生しても微細かつ均一に分散していれば、強度と曲げ加工性に対してほとんど無害である。しかし粗大なものは最終の時効処理で更に成長する傾向にあるので、この時点での第二相粒子は生成してもなるべく少なく、小さくしなければならない。

具体的には、最終の溶体化処理後における平均結晶粒径は２〜３０μｍの範囲に制御することが好ましく、２〜１５μｍの範囲に制御することがより好ましく、２〜１０μｍの範囲に制御することが更により好ましい。平均結晶粒径は、圧延方向に平行な断面の組織を、電解研磨により現出させた後、電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察視野１００μｍ×１００μｍを撮影する。そして、ＪＩＳＨ０５０１に基づき、切断法で圧延方向に直角な方向の平均結晶粒径及び圧延方向に平行な方向の平均結晶粒径を求め、両者の平均値を平均結晶粒径とする。

＜予備時効＞
最終の溶体化処理に引き続いて、予備時効処理を行う。従来は最終の溶体化処理の後は冷間圧延を行うことが通例であったが、本発明に係るチタン銅を得る上では最終の溶体化処理の後、冷間圧延を行わずに直ちに予備時効処理を行うことが重要である。予備時効熱処理は次工程の時効処理よりも低温で行われる熱処理であり、予備時効熱処理及び後述する時効処理を連続して行うことによりチタン銅の強度と共に高温暴露時の耐へたり性が有意に向上するという利点が得られる。予備時効処理は表面酸化皮膜の発生を抑制するためにＡｒ、Ｎ₂、Ｈ₂等の不活性雰囲気で行うことが好ましい。

予備時効処理における加熱温度が低すぎても高すぎても上記利点を得るのは困難である。本発明者による検討結果によれば、材料温度１５０〜２５０℃で１０〜２０時間加熱することが好ましく、材料温度１６０〜２３０℃で１０〜１８時間加熱することがより好ましく、１７０〜２００℃で１２〜１６時間加熱することが更により好ましい。

＜時効処理＞
予備時効処理に引き続いて、時効処理を行う。予備時効処理後、いったん室温まで冷却してもよい。製造効率を考えると、予備時効処理の後、冷却せずに時効処理温度まで昇温して、連続して時効処理を実施することが望ましい。何れの方法であっても得られるチタン銅の特性に違いはない。但し、予備時効はその後の時効処理で均一に第二相粒子を析出させることを目的としているため、予備時効処理と時効処理の間には冷間圧延は実施するべきではない。

予備時効処理によって溶体化処理で固溶させたチタンが少し析出していることから、時効処理は慣例の時効処理よりもやや低温で実施するべきであり、材料温度３００〜４５０℃で０．５〜２０時間加熱することが好ましく、材料温度３５０〜４４０℃で２〜１８時間加熱することがより好ましく、材料温度３７５〜４３０℃で３〜１５時間加熱することが更により好ましい。時効処理は予備時効処理と同様の理由により、Ａｒ、Ｎ₂、Ｈ₂等の不活性雰囲気で行うことが好ましい。

理論によって本発明が限定される事を意図しないが、予備時効熱処理及び時効処理を連続して行うことによりチタン銅の特性が有意に向上するのは、以下の理由によるものと考えられる。予備時効熱処理を加えることで微細な第二相粒子が均一に析出する。その後、冷間圧延することで転位密度が高まり従来よりも高強度になる。予備時効熱処理を加えない場合、第二相粒子が粗大化したり不均一になったりするため、冷間圧延しても十分な転位密度が得られず、強度は不十分となる。

＜最終の冷間圧延＞
上記時効処理後、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。本発明が意図するような高い強度を得るためには圧下率を５５％以上、好ましくは６０％以上、より好ましくは９０％以上とする。但し、圧下率が高すぎると製造性が低下することから、圧下率は９９．９％以下とするのが好ましく、９７％以下とするのがより好ましく、９５％以下とするのが更により好ましい。

＜歪取焼鈍＞
高温暴露時の耐へたり性を向上する観点からは、最終の冷間圧延後に歪取焼鈍を実施することが望まれる。歪取焼鈍を行うことで転位が再配列するからである。歪取焼鈍の条件は慣用の条件でよいが、過度の歪取焼鈍を行うと粗大粒子が析出して強度が低下するため好ましくない。歪取焼鈍は材料温度２００〜６００℃で１０〜６００秒行うことが好ましく、２５０〜５５０℃で１０〜４００秒行うことがより好ましく、３００〜５００℃で１０〜２００秒行うことが更により好ましい。

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。

表１に示す合金成分を含有し残部が銅及び不可避的不純物からなる合金を実験材料とし、合金成分、ＫＡＭ値及び製造条件が０．２％耐力及び高温暴露時のへたりに及ぼす影響を調査した。

まず、真空溶解炉にて電気銅２．５ｋｇを溶解し、第三元素を表１に示す配合割合でそれぞれ添加した後、同表に示す配合割合のＴｉを添加した。添加元素の溶け残りがないよう添加後の保持時間にも十分に配慮した後に、これらをＡｒ雰囲気で鋳型に注入して、それぞれ約２ｋｇのインゴットを製造した。

上記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１５ｍｍ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（１〜８ｍｍ）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、その後、水冷した。次いで、表１に記載の最終冷間圧延における圧下率及び製品板厚の条件に応じて圧下率を調整して中間の冷間圧延を行った後、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３．０質量％で約８００℃、Ｔｉ濃度２．０質量％で約７３０℃、Ｔｉ濃度４．０質量％で約８４０℃）を基準として表１に記載の通りとした。次いで、Ａｒ雰囲気中で表１に記載の条件で予備時効処理及び時効処理を連続して行った。すなわち、予備時効処理の後に冷却を行なわなかった。酸洗による脱スケール後、表１に記載の条件で最終冷間圧延を行い、最後に表１に記載の各加熱条件で歪取焼鈍を行って発明例及び比較例の試験片とした。試験片によっては予備時効処理、時効処理又は歪取焼鈍を省略した。

作製した製品試料について、次の評価を行った。
（イ）０．２％耐力
引張試験機を用いてＪＩＳ１３Ｂ号試験片を作製し、上述した測定方法に従い圧延方向と平行な方向の０．２％耐力を測定した。
（ロ）ＫＡＭ値
ＫＡＭ値は、ＴＳＬソリューションズ社製のＯＩＭ−Ａｎａｌｙｓｉｓを用いて、上述した測定方法で求めた。
（ハ）高温暴露後のへたり（永久変形率）
幅１０ｍｍの短冊試料を長手方向が圧延平行方向となるように採取し、図４のように、試料の片端を固定し、この固定端から距離Ｌの位置に、先端をナイフエッジに加工したポンチを１ｍｍ／分の移動速度で押し当て、次式１により試料に１０００ＭＰａ（≒１０２ｋｇ／ｍｍ²）の応力（σ₀）に相当する初期たわみ（ｄ）を与えた。
式１：ｄ＝２／３×Ｌ×σ₀／（Ｅ・ｔ）
ｄ＝初期たわみ（ｍｍ）
Ｌ＝標点距離（ｍｍ）
σ₀＝応力（ｋｇ／ｍｍ²）
Ｅ＝ヤング率（ｋｇ／ｍｍ²）
ｔ＝板厚（ｍｍ）
次いで、たわみを与えた状態で、２５０℃にて３０分間加熱し、ポンチを初期の位置に戻し除荷した後、永久変形量（δ）を求め、永久変形率（＝δ/ｄ×１００）を求めた。

また、最終溶体化処理後の中間品の平均結晶粒径を上述した測定方法により、電子顕微鏡（Ｐｈｉｌｉｐｓ社製ＸＬ３０ＳＦＥＧ）を用いて測定した。

（考察）
表１に試験結果を示す。発明例１〜１８では、０．２％耐力が１１００ＭＰａ以上と高く、永久変形率は低く抑えられていることが分かる。
一方、比較例１は、最終の溶体化処理温度が高すぎたことで結晶粒が粗大化し、ＫＡＭ値も本発明の範囲外となったことで、０．２％耐力及び永久変形率が共に発明例よりも劣っていた。
比較例２は最終の溶体化処理温度が低すぎたことで未再結晶領域と再結晶領域が混在する混粒化が起き、ＫＡＭ値が本発明の範囲外となった。そのため、永久変形率が発明例よりも劣っていた。
比較例３は特開２０１２−０６２５７５７号公報に記載の発明に想到する。予備時効処理を行わなかったことから強度向上が不十分となり、また、ＫＡＭ値も本発明の範囲外となった。そのため、０．２％耐力及び永久変形率が共に発明例よりも劣っていた。
比較例４は予備時効処理を行ったものの加熱温度が低すぎたことから強度向上が不十分となり、ＫＡＭ値も本発明の範囲外となった。そのため、０．２％耐力及び永久変形率が共に発明例よりも劣っていた。
比較例５は予備時効における加熱温度が高すぎたために、過時効となって粗大粒子が析出し、また、ＫＡＭ値も本発明の範囲外となった。そのため、０．２％耐力及び永久変形率が共に発明例よりも劣っていた。
比較例６は時効処理を行わなかったことからスピノーダル分解が不十分となって強度向上も不十分となり、また、ＫＡＭ値も本発明の範囲外となった。そのため、０．２％耐力及び永久変形率が共に発明例よりも劣っていた。
比較例７は時効処理を行ったが加熱温度が低すぎたことから強度向上が不十分となり、ＫＡＭ値も本発明の範囲外となった。そのため、０．２％耐力及び永久変形率が共に発明例よりも劣っていた。
比較例８は時効処理における加熱温度が高すぎたために、過時効となって粗大粒子が析出し、また、ＫＡＭ値も本発明の範囲外となった。そのため、０．２％耐力及び永久変形率が共に発明例よりも劣っていた。
比較例９は最終冷間圧延における圧下率が低すぎたことで、強度不足となり、また、ＫＡＭ値も本発明の範囲外となった。そのため、０．２％耐力及び永久変形率が共に発明例よりも劣っていた。
比較例１０は歪取焼鈍を実施しなかったことからＫＡＭ値が本発明の範囲外となった。そのため、永久変形率が発明例よりも劣っていた。
比較例１１は歪取焼鈍を実施したが加熱温度が低かったためにＫＡＭ値が本発明の範囲外となった。そのため、永久変形率が発明例よりも劣っていた。
比較例１２は歪取焼鈍を実施したが加熱温度が高すぎたために、転位が消滅し、また、ＫＡＭ値も本発明の範囲外となった。そのため、０．２％耐力及び永久変形率が共に発明例よりも劣っていた。
比較例１３は第三元素の添加量が多すぎたことで熱間圧延で割れが発生したため、試験片の製造ができなかった。
比較例１４はＴｉ濃度が低すぎたことで、強度不足となり、また、ＫＡＭ値も本発明の範囲外となった。そのため、０．２％耐力及び永久変形率が共に発明例よりも劣っていた。
比較例１５はＴｉ濃度が高すぎたことで熱間圧延で割れが発生したため、試験片の製造ができなかった。

１オートフォーカスカメラモジュール
２ヨーク
３レンズ
４マグネット
５キャリア
６コイル
７ベース
８フレーム
９ａ上側のばね部材
９ｂ下側のばね部材
１０ａ，１０ｂキャップ

Claims

本明細書に記載の発明。