JP4663031B1 - チタン銅、伸銅品、電子部品及びコネクタ - 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これを用いた伸銅品、電子部品及びコネクタを提供する。
【解決手段】Ｔｉを１．０〜５．０質量％含有し、残部銅及び不可避的不純物からなるチタン銅であって、電子顕微鏡による圧延面の電解研磨後の表面の組織観察において、平均結晶粒径が２０μｍ以下、結晶粒内に存在する粒径１μｍより大きい第二相粒子の平均個数密度（Ｘ）が１５×１０³個／ｍｍ²以下、結晶粒内に存在する粒径１００ｎｍ〜１μｍの第二相粒子の平均個数密度（Ｙ）が３０×１０³個／ｍｍ²以下であり、ＥＢＳＰ測定により、チタン銅の圧延方向と平行な方向［１００］の結晶方位の極密度を測定した場合に｛１１１｝から３０°以内の範囲に強度２〜３０のピークが存在することを特徴とするチタン銅である。
【選択図】図４

Description

本発明は、例えばコネクタ等の電子部品用部材に利用可能なチタン銅及びこれを用いた伸銅品、電子部品及びコネクタに関する。

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と、過酷な曲げ加工に耐えることのできる、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、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を有する点である。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）。

結晶方位と最大結晶粒径、最小結晶粒径の差に着目し、Ｉ｛４２０｝／Ｉ₀｛４２０｝＞１．０及びＩ｛２２０｝／Ｉ₀｛２２０｝≦４．０を満たすように結晶配向を制御し、（最大結晶粒径−最小結晶粒径）/平均結晶粒径が０．２０以下を満たすように結晶粒径の大きさを制御することで、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７）。

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２０１０−１２６７７７号公報

このように、これまでチタン銅の強度及び曲げ加工性の改善のために各種の手法が研究されてきているが、未だその改善の余地は残されている。
そこで、本発明はこれまでとは別異の観点からチタン銅の特性改善を試み、優れた強度及び曲げ加工性を有するチタン銅及びこれを用いた伸銅品、電子部品及びコネクタを提供することを課題とする。

本発明者は、強度及び曲げ加工性の両立を図るための検討過程において、チタン銅の製造工程を、従来一般的に行われる手法とは異なる方法で実施することを考えた。即ち、従来は、最終溶体化処理→冷間圧延→時効処理の順序によりチタン銅を製造していたものを、本発明においては、最終溶体化処理→時効処理→冷間圧延の順序でチタン銅を製造し、この場合の最終溶体化処理を適正な条件とすることにより、強度及び曲げ加工性の双方に優れたチタン銅が得られることを見出した。

本発明者はその原因を調査するために、本発明の実施の形態に係るチタン銅の組織を調査したところ、結晶粒径、結晶粒界内に存在する第二相粒子の個数密度及び結晶粒の方位の関係に特徴点を見出した。つまり、本発明の実施の形態に係るチタン銅は、結晶粒径が小さく、結晶粒界内には第二相粒子が殆ど存在せず、結晶粒が一定の方向を向いている割合が高いことが分かった。

上記知見を基礎として完成した本発明は一側面において、Ｔｉを１．０〜５．０質量％含有し、残部銅及び不可避的不純物からなるチタン銅であって、電子顕微鏡による圧延面の電解研磨後の表面の組織観察において、平均結晶粒径が２０μｍ以下、結晶粒内に存在する粒径１．０μｍより大きい第二相粒子の平均個数密度（Ｘ）が１５×１０³個／ｍｍ²以下、結晶粒内に存在する粒径１００ｎｍ〜１．０μｍの第二相粒子の平均個数密度（Ｙ）が３５×１０³個／ｍｍ²以下であり、ＥＢＳＰ測定によりチタン銅の圧延方向と平行な方向［１００］から結晶方位の極密度を測定した場合に｛１１１｝から３０°以内の範囲に強度２〜３０のピークが存在するチタン銅である。

本発明に係るチタン銅の一実施形態では、圧延面の電解研磨後の表面の組織観察において、せん断帯が５本以上存在する結晶粒の割合が１５〜９０％であるチタン銅である。

本発明に係るチタン銅の一実施態様では、伸びが３．０％以上、引張強さが９５０ＭＰａ以上である。

本発明に係るチタン銅の別の一実施形態では、曲げ表面の平均粗さＲａが１．０μｍ以下である。

本発明に係る銅合金の更に別の一実施形態では、第３元素群としてＭｎ、Ｆｅ、Ｍｇ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｓｉ、Ｂ、Ａｇ、Ｂｅ、ミッシュメタル及び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０〜１．０質量％含有する。

本発明は別の一側面において、上記チタン銅からなる伸銅品である。

本発明は更に別の一側面において、上記チタン銅を備えた電子部品である。

本発明は更に別の一側面において、上記チタン銅を備えたコネクタである。

本発明によれば、優れた強度及び曲げ加工性を有するチタン銅及びこれを用いた伸銅品、電子部品及びコネクタが得られる。

本発明の実施の形態に係るチタン銅を電子顕微鏡で観察した写真である。 本発明の実施の形態に係るチタン銅のＥＢＳＰ測定における方位と圧延方向との関係を表す斜視図である。 本発明の実施の形態に係るチタン銅をＥＢＳＰ測定する場合の電子線の入射角度と試験片との方向関係を示す概略図である。 本発明の実施の形態に係るチタン銅をＥＢＳＰ測定した場合の方位マップ像（ＩＰＦマップ）の例である。

−チタン銅の組成−
＜Ｔｉ含有量＞
Ｔｉが１．０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５．０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、本発明の実施の形態に係る銅合金中のＴｉの含有量は、１．０〜５．０質量％であり、好ましくは１．５〜４．５質量％、更に好ましくは２．０〜４．０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元素をチタン銅に添加すると、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、強度を向上させる効果がある。また、所定の第３元素は変調構造の形成を促進する。更に、ＴｉＣｕ₃等の析出を抑制する効果もあるため、チタン銅本来の時効硬化能が得られるようになる。

第３元素としては、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｍｇ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｓｉ、Ｂ、Ａｇ、Ｂｅ、ミッシュメタル及びＰを単独で添加するか、又は２種以上を複合添加してもよい。ここでミッシュメタルとは、Ｃｅ、Ｌａ、Ｄｙ、Ｎｄ、Ｙなどを含む希土類元素の混合物である。

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１．０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、Ａｇ、Ｂｅ、ミッシュメタル及び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０〜１．０質量％含有することができ、合計で０．０５〜１．０質量％、好ましくは０．０５〜０．５質量％含有するのが好ましい。

＜結晶粒径＞
本発明の実施の形態に係るチタン銅の一例を図１に示す。チタン銅の強度を向上させるためには結晶粒が小さいほど好ましい。そこで、好ましい平均結晶粒径は２０μｍ以下、より好ましくは１５μｍ以下であり、例えば５〜１５μｍである。下限について特に制限はないが、未再結晶領域が無く均一に再結晶させるためには、１．０μｍ以上が好ましい。本実施形態において「平均結晶粒径」は、光学顕微鏡又は電子顕微鏡による観察で圧延面の電解研磨後の表面の組織観察に対してＪＩＳ Ｇ０５５１の直線交差線分法により測定する。

＜第二相粒子＞
本発明において「第二相粒子」とは母相の成分組成とは異なる組成の粒子を指す（例えば図１の粒子１１参照）。第二相粒子は種々の熱処理途中に析出するＣｕとＴｉを主成分とした粒子であり、具体的にはＴｉＣｕ₃粒子又は第３元素群の構成要素Ｘ（具体的にはＭｎ、Ｆｅ、Ｍｇ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｓｉ、Ｂ、Ａｇ、Ｂｅ、ミッシュメタル及びＰの何れか）を含むＣｕ−Ｔｉ−Ｘ系粒子として現れる。またＣｕ−Ｘ系粒子、Ｔｉ−Ｘ系粒子もこの「第二相粒子」に含む。

本発明では、第二相粒子を粒径１００ｎｍ以上１．０μｍ以下のものと、粒径１．０μｍを超えるものの二種類に分け、それらの平均個数密度（Ｙ）、（Ｘ）を規定している。粒径１００ｎｍ以上１．０μｍ以下の第二相粒子は主に時効処理時に析出したものであり、粒径１．０μｍを超える第二相粒子は主に時効処理を行う前に析出して残留していたものが時効処理時に更に成長したものであると考えられる。なお、前者の粒径を１００ｎｍ以上としたのは、あまりにも微細な第二相粒子はカウントするのが困難だからである。

従って、粒径１００ｎｍ以上１．０μｍ以下の第二相粒子の平均個数密度（Ｙ）は、時効処理における条件を反映し、粒径１．０μｍを超える第二相粒子の平均個数密度（Ｘ）は時効処理における条件に加えて溶体化処理終了時までの熱処理条件も反映する。

粒径粒径１００ｎｍ以上１．０μｍ以下の第二相粒子の平均個数密度（Ｙ）は、時効処理の度合を小さく（例：低温短時間）行うと小さくなり、時効処理の度合を大きく（例：高温長時間）で行うと大きくなる。平均個数密度（Ｙ）が小さ過ぎると時効処理の度合が不十分であること（亜時効）を示し、必要な強度が得られない。一方、平均個数密度（Ｙ）が大きすぎても今度は時効処理の度合が過剰であったこと（過時効）を示し、ピーク強度が得られる時効処理条件を超えて強度が低下するとともに曲げ加工性が悪化する。

本実施形態に係るチタン銅では、圧延面の電解研磨後の表面の検鏡によって観察される粒径１００ｎｍ以上１．０μｍ以下の第二相粒子の平均個数密度（Ｙ）が３５×１０³個／ｍｍ²以下であることが、強度及び曲げ加工性の良好なバランスを得る上で適切であり、より好ましくは３．５×１０³〜２２．５×１０³個／ｍｍ²、更に好ましくは４．５×１０³〜１５×１０³個／ｍｍ²である。この個数密度は、従来のチタン銅で言えば過時効条件のときに得られる個数密度に相当する。

一方、粒径１．０μｍを超える第二相粒子の平均個数密度（Ｘ）は、平均個数密度（Ｙ）と同様に時効処理の影響も受けるが、時効処理前の熱処理条件、とりわけ最終の溶体化処理条件に影響を受ける。最終の溶体化処理を適切に行うことにより、それ以前の工程で析出した第二相粒子を固溶させることができるが、溶体化処理の条件が不適切であれば第二相粒子が残留したり、新たに析出したりする。粒径１．０μｍを超える第二相粒子は粒径１．０μｍ以下のものに比べて強度及び曲げ加工性に与える悪影響が大きいので、極力少ないことが望ましい。

従って、本発明に係るチタン銅の好ましい一実施形態においては、表面の検鏡によって観察される粒径１．０μｍを超える第二相粒子の平均個数密度（Ｘ）が１５×１０³個／ｍｍ²以下であり、より好ましくは１２×１０³個／ｍｍ²以下であり、例えば１．５×１０³〜１２×１０³個／ｍｍ²とすることができる。

本発明においては、第二相粒子の粒径を顕微鏡によって観察したときに、第二相粒子を取り囲む最小円の直径として定義する。

＜結晶方位＞
本発明で規定した成分の範囲のチタン銅の結晶構造は面心立方構造であるため、原子が最も密になる面は｛１１１｝面であり、この面は「すべり面」と呼ばれる。冷間圧延をはじめとする塑性加工により転位がすべり面上を移動し、結晶粒界に転位が徐々に蓄積されていき、加工硬化が生じる。しかしながら結晶粒の配向性が高い場合には、隣り合う結晶粒同士のすべり面がほぼ同じ方向を向いているため、転位が結晶粒界を介して隣の結晶粒のすべり面へ移動し、結晶粒界への転位の蓄積が減少する。その結果、曲げ加工性に優れた銅合金材料が得られる。本発明者は本実施形態に係る銅合金の結晶方位を調査したところ、｛１１１｝面近傍の極密度が従来のチタン銅に比べて向上していることが分かった。即ち本発明では、図４の三角形の３つの頂点のうち、極密度のピークが｛１１１｝面に最も近いもの（つまり、｛１１１｝から３０°の範囲に結晶方位の極密度のピークが存在すること）がチタン銅の曲げ性向上に寄与していることが分かった。

結晶材料の結晶方位分布の測定方法としては、ＥＢＳＰ法（Electro Back Scattering Pattern）がある。ＳＥＭ内にセットした試料に電子線を照射した時に発生するＥＢＳＰをコンピューターに取り込み、既知の結晶系のデータを用いて、連続的に自動解析することで数万〜数十万点以上の測定ポイントに関する位置データと結晶方位データ（３次元オイラー角表示）が得られる。さらに、前述の結晶方位データからコンピューターによりＯＤＦ（Orient Distribution Function：結晶方位分布関数）を計算することで、正極点図および逆極点図の等高線表示が可能となる（図４参照）。正極点図および逆極点図では結晶方位に統計的な偏りがない状態、いわゆるランダムな状態の極密度を１として、集合組織を等高線で表示する事が多い。本発明に係る逆極点図においても結晶方位がランダムな状態を１として結晶方位の偏りを等高線で表示している。

結晶方位の極密度のピーク強度の高さと集合度の高さは、冷間圧延等の冷間加工により結晶粒に加わったひずみの量と最終溶体化処理の温度により決まる。ひずみの量が多くなるほど結晶粒は結晶回転を起こし、圧延面表面から観察したときに一定の方向を向いた結晶粒が増えてくる。回転する方向は結晶が回転しやすい方向である。Ｃｕ−Ｔｉ合金は本発明で規定した成分の範囲では面心立方構造を有するため、｛１１１｝の面方位に向かって回転する。
ひずみの量が増えると結晶方位の極密度のピークは高くなるが、結晶粒に多くのひずみがたまっているため、曲げ性が低下する。逆に、ひずみの量が少ないと結晶粒の回転が進まず、結晶方位がバラバラなため曲げ性に劣る。その上、加工硬化の度合いが小さく、強度が不足する場合がある。

なお、従来の手順（溶体化処理→圧延→時効処理）によりチタン銅を製造する場合は、時効の熱処理により結晶粒内のひずみが解放され、結晶粒がランダムな方向を向いているために、特定の方向にピークは示さない。

本実施形態に係るチタン銅においては、ＥＢＳＰ測定により、チタン銅の圧延方向と平行な方向［１００］から逆極点図を撮影した場合に得られる結晶方位の極密度のピークが、｛１１１｝から０°〜３０°の範囲、好ましくは０°〜２５°の範囲に存在することが好ましい。結晶方位の極密度のピークと｛１１１｝との角度の測定は、結晶方位の極密度のピークを標準ステレオ三角形上に表示し、ウルフ（Ｗｕｌｆｆ）ネットを用いて測定することができる。
また、ピーク強度の高さは、２〜３０の範囲、好ましくは２〜２０の範囲に存在することが好ましい。なお、２以下では、ピークであるかの判別が難しく、３０以上の場合には、冷間加工により結晶粒に多くの歪みがたまりすぎるため、曲げ性が低下する。本実施形態において、試料座標系を、図２に示すように、チタン銅１の圧延方向に平行な方向を［１００］（ＲＤ方向）、［１００］と垂直且つチタン銅１の厚さ方向と平行な方向を［００１］（ＮＤ方向）、チタン銅１の幅方向と平行な［０１０］（ＴＤ方向）と定義する（結晶座標系は、ブラベー格子のａ₁，ａ₂，ａ₃軸方向を、それぞれ［１００］、［０１０］、［００１］として定義する）。

結晶方位の極密度のピークを制御する方法としては、圧延加工度を変更すること、冷間圧延時の圧延油の粘度を変更すること、圧延荷重を変更すること等によって行うことができる。具体的には、圧延加工度、圧延油の粘度、圧延荷重を制御高くするなどして、金属材料に歪みが入りやすい状態とすることにより、極密度を高めることができる。

本実施形態においては、チタン銅の圧延面を電解研磨により組織現出させ、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）に付属の後方散乱電子回折像（ＥＢＳＰ）を用いて逆極点図を作成する。その中の方位で極密度の一番高い方位の１点をそのサンプルの結晶方位の極密度のピークとする。

＜せん断帯＞
本実施形態に係るチタン銅は、結晶粒内に、筋状の凹凸を持ったせん断帯が形成されている。本実施形態において「せん断帯」とは、金属材料を圧延加工した場合、結晶表面を電解研磨したときに生じる筋状又は線状の深さ０．０５〜１．０μｍの段差を意味する（図１のせん断帯１２参照）。なお、この段差は電解研磨をした際に観察される。このせん断帯は結晶粒界を跨ぐことはなく、結晶粒の内部に存在している。せん断帯の本数は結晶粒に加わったひずみの量により決まる。ひずみの量が多くなるほどせん断帯の本数は増え、せん断帯が存在する結晶粒の割合も増える。そのためせん断帯が多いと結晶粒に多くのひずみがたまっているため、曲げ性が低下する。逆に、せん断帯が少なすぎると、加工硬化の度合いが小さく、強度が不足する場合がある。なお、従来の手順（溶体化処理→圧延→時効処理）によりチタン銅を製造する場合は、時効の熱処理により結晶粒内のひずみが解放され、せん断帯が消滅するため、電解研磨を実施しても結晶粒内にはせん断帯が表れない。

本実施形態に係るチタン銅においては、結晶粒内にせん断帯が５本以上存在する割合が１５〜９０％となるように制御すること好ましく、より好ましくは３０〜９０％、更に好ましくは４５〜９０％である。

せん断帯の発達を制御する方法としては、結晶方位の極密度のピークを制御する方法と同様に、圧延加工度を変更すること、冷間圧延時の圧延油の粘度を変更すること、圧延荷重を変更すること等によって行うことができる。具体的には、圧延加工度、圧延油の粘度、圧延荷重を高くするなどして、金属材料に歪みが入りやすい状態とすることにより、せん断帯の発生頻度を上げることができる。

本実施形態においては、せん断帯の有無を、チタン銅の表面に対して電解研磨により組織を現出させ、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて、結晶粒の表面（圧延面）から深さが０．０１μｍ以上のものをカウントする。深さの下限を０．０１μｍ以上としたのは、あまりにも微細なせん断帯はカウントするのが困難だからである。

−チタン銅の特性−
本実施形態に係る銅合金は一実施形態において以下の特性を兼備することができる。
（Ａ）圧延平行方向の０．２％耐力が９５０ＭＰａ以上
（Ｂ）ＢａｄｗａｙのＷ曲げ試験を行う際の曲げ表面の平均粗さＲａが１．０μｍ以下、好ましくは０．８μｍ以下、
（Ｃ）圧延平行方向の伸びが３％以上
（Ｄ）導電率が１０％ＩＡＣＳ以上１６％ＩＡＣＳ以下

本実施形態に係る銅合金は別の一実施形態において以下の特性を兼備することができる。
（Ａ）圧延平行方向の０．２％耐力が９４０ＭＰａ以上１０００ＭＰａ以下
（Ｂ）ＢａｄｗａｙのＷ曲げ試験を行う際の曲げ表面の表面粗さＲａが０．５μｍ以上０．７μｍ以下、
（Ｃ）圧延平行方向の伸びが６％以上１２％以下
（Ｄ）導電率が１０％ＩＡＣＳ以上１６％ＩＡＣＳ以下

本実施形態に係る銅合金は別の一実施形態において以下の特性を兼備することができる。
（Ａ）圧延平行方向の０．２％耐力が１０００ＭＰａ以上１１００ＭＰａ以下
（Ｂ）ＢａｄｗａｙのＷ曲げ試験を行う際の曲げ表面の平均粗さＲａが０．５μｍ以上０．９μｍ以下、
（Ｃ）圧延平行方向の伸びが６％以上１０．０％以下
（Ｄ）導電率が１０％ＩＡＣＳ以上１６％ＩＡＣＳ以下

−用途−
本実施形態に係るチタン銅は種々の伸銅品、例えば板、条、箔、管、棒及び線として提供されることができる。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、ジャック、端子、リレー、電池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。

−チタン銅の製造方法−
本実施形態に係るチタン銅は、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。

１）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場合がある。よって、溶け残りをなくすため、ＦｅやＣｒ等の高融点の第３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３元素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、Ａｇ、Ｂｅ、ミッシュメタル及び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０〜１．０質量％含有するように添加し、次いでＴｉを１．０〜５．０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。

２）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、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。

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再結晶粒が均一かつ微細に生成するので、中間圧延の加工度は高めに設定する。好ましくは７０〜９９％である。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。また、中間圧延の途中で、溶体化処理を数回行うことも可能である。溶体化条件は８５０℃〜９００℃程度で２〜１０分程度行えばよい。

５）最終溶体化処理
最終溶体化処理前の銅合金素材中には、鋳造又中間圧延過程で生成された析出物が存在する。この析出物は、曲げ性及び時効後の機械的特性増加を妨げる場合があるため、最終の溶体化処理では、銅合金素材中の析出物を完全に固溶させる温度に銅合金素材を加熱することが望ましい。しかしながら、析出物を完全に無くすまで高温に加熱すると、析出物による粒界のピン止め効果が無くなり、結晶粒が急激に粗大化する。結晶粒が急激に粗大化すると強度が低下する傾向にある。

このため、加熱温度としては、溶体化前の銅合金素材が、第二相粒子組成の固溶限付近になるまで加熱する。Ｔｉの添加量が１．０〜５．０質量％の範囲でＴｉの固溶限が添加量と等しくなる温度（本発明では「固溶限温度」という。）は５５０〜１０００℃程度であり、例えばＴｉの固溶限温度は、Ｔｉ濃度１．０質量％で６００℃、Ｔｉ濃度１．５質量％で６８０℃、Ｔｉ濃度２．０質量％で７３０℃、Ｔｉ濃度３．０質量％で８００℃、Ｔｉ濃度４．０質量％で８４０℃、Ｔｉ濃度５．０質量％で８８５℃である。
なお、固溶限温度が高すぎると、その後に最終冷間圧延（仕上げ圧延）をしても、｛１１１｝から３０°以内の範囲の結晶方位の極密度のピーク強度が十分に高くならない場合がある。原因は不明であるが、高温に加熱しすぎて結晶粒径が大きくなると｛１１１｝から３０°以内の範囲に結晶粒は回転しにくいと推測される。本実施形態においては、溶体化前の銅合金素材が、５５０〜１０００℃のＴｉの固溶限温度、より典型的には５５０〜１０００℃のＴｉの固溶限温度に比べて０〜２０℃高い温度、好ましくは０〜１５℃高い温度、更に好ましくは０〜１０℃高い温度になるまで加熱するのが好ましい。

最終溶体化処理における粗大な第二相粒子の発生を抑制するために、銅合金素材の加熱及び冷却は、出来るだけ急速に行うのが好ましい。具体的には、第二相粒子組成の固溶限付近の温度よりも５０〜５００℃程度、好ましくは１５０〜５００℃程度高くした雰囲気中に銅合金素材を配置することにより急速加熱を行える。この場合、銅合金素材が２００℃に達した後の昇温速度を４０℃／ｓ以上、好ましくは４５℃／ｓ以上として、銅合金素材を加熱する。冷却は水冷等により行われる。この場合、Ｔｉの合金素材が加熱最高温度から２００℃に冷却されるまでの冷却速度を９０℃／ｓ以上、好ましくは冷却速度１００℃／ｓ以上として、銅合金素材を冷却するのが好ましい。

更に、本実施形態に係る最終溶体化処理においては、加熱から冷却までの時間、即ち、銅合金素材がＴｉの固溶限温度付近の温度に至った時から冷却を開始するまでの時間（＝保持時間）をできるだけ短くするのが好ましい。本実施形態では、保持時間を５秒未満、更には３秒以下とすることが好ましい。保持時間をできるだけ短くすることにより、結晶粒の粗大化を抑制できる。

６）時効処理
最終溶体化処理に引き続いて、時効処理を行う。従来は最終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、本実施形態に係るチタン銅を得る上では最終溶体化処理の後、冷間圧延を行わずに直ちに時効処理を行うことが好ましい。従来の工程では、曲げ性と強度を両立することができなかった。高加工度では高強度だが曲げ性が悪く、低加工度では曲げ性には優れるが強度は不足した。時効処理はＴｉ-Ｃｕ系の微細な析出物が適切な大きさと間隔で均質に分布するように、ピーク強度が得られる時効処理条件で実施する。ここで、ピーク強度とは例えば時効処理時間を一定として（例えば１０時間）、時効処理温度を変化させた場合（例えば３５０、３７５、４００、４２５、４５０、４７５、５００℃の各時効処理温度で時効処理をした場合）に、最も強度（引張強さ）が高くなる条件で時効処理した場合の強度をいう。このときの時効条件は従来の工程の時効条件よりもやや高温で行うとよい。具体的には、材料温度３５０〜５００℃で０．１〜２０時間加熱することが好ましく、材料温度３８０〜４８０℃で１〜１６時間加熱することがより好ましく、材料温度３８０〜４８０℃で４〜１６時間加熱することが更に好ましい。

７）最終冷間圧延（仕上げ圧延）
上記時効処理後、最終冷間圧延を行うことにより、チタン銅の強度を高めることができる。高い強度を得ることを目的とする場合は加工度を５％以上、好ましくは１０％以上、より好ましくは１５％以上とする。但し、加工度が高すぎると結晶粒の集合度についてはピークが高くなるが、結晶粒に入るひずみの量が多くなりすぎるため、曲げ性が悪化することから加工度を３５％以下、好ましくは３０％以下、より好ましくは２５％以下とする。
なお、時効後の圧延方法を歪みが入りやすい条件にすると、表面の結晶粒のみ回転し、板厚方向中央部の結晶粒が回転しにくく、結晶方位が揃わず、曲げ性が悪化するため、本実施形態では、同一加工度でも材料表面に歪みの入りにくい条件で圧延することが好ましい。
なお、最終溶体化処理後の銅合金の結晶粒径が大きい場合には、結晶が回転する方向が異なるため、好ましい圧延条件で実施しても｛１１１｝から３０°以内の範囲に結晶方位の極密度のピーク強度が高くならない。

このため、本実施形態においては、最終冷間圧延の圧延荷重を、材料の幅方向の単位長さ当たりで１１５ｋｇ／ｍｍ以下とするのが好ましく、より好ましくは１００ｋｇ／ｍｍ以下であり、例えば、１００〜８５ｋｇ／ｍｍである。圧延油の粘度は１０ｃＳＴ以下とするのが好ましく、より好ましくは８ｃＳＴ以下、更に好ましくは８〜３ｃＳＴである。

８）歪取焼鈍
最終の冷間圧延の後、電子部品に適用するのに必要な応力緩和特性を得るため、歪取焼鈍を行う。歪取焼鈍の条件は慣用の条件でよいが、具体的には、材料温度２００℃以上５５０℃未満で０．００１〜２０時間加熱の条件で行うのが好ましく、低温であれば長時間（例えば材料温度２００〜３００℃で１２〜２０時間加熱）、高温であれば短時間（例えば材料温度３００〜４００℃で０．００１〜１２時間加熱）の条件で行うのがより好ましい。また要求特性によっては本工程を省略することも可能である。

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。

実施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ため、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。

表１に記載の濃度のＴｉを添加し、場合により第３元素を更に添加して、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。その後、急速加熱が可能な焼鈍炉に挿入して最終溶体化処理を行い、銅合金素材が所定の材料温度に達した時点で直ぐに焼鈍炉から取り出し水冷した。

最終溶体化処理は、試験片の材料最高温度がＴｉの固溶限温度（Ｔｉ濃度１．０質量％で約６００℃、Ｔｉ濃度１．５質量％で約６８０℃、Ｔｉ濃度２．０質量％で約７３０℃、Ｔｉ濃度３．０質量％で約８００℃、Ｔｉ濃度４．０質量％で約８４０℃、Ｔｉ濃度５．０質量％で約８８５℃）となるように、表１に記載の昇温速度及び冷却速度で加熱及び冷却した。表１中「保持時間」とは、試験片が材料最高温度に達した時から水冷を開始するまでの時間を示す。「昇温速度」は、試験片が２００℃に達してから材料最高温度に達するまでの平均昇温速度を表す。具体的には（昇温速度（℃/ｓ））＝（材料最高温度（℃）−２００（℃））/（試験片が２００℃に達してから材料最高温度に達するまでに要した時間（ｓ））で算出した。「冷却速度」は、試験片が材料最高温度から２００℃まで冷却されるまでの平均冷却速度を表す。具体的には（冷却速度（℃/ｓ））＝（材料最高温度（℃）−２００（℃））/（水冷を開始してから試験片の温度が２００℃になるまでに要した時間（ｓ））で算出した。なお、昇温速度、及び冷却速度の基準を、試験片が２００℃に達した後又は２００℃に冷却されるまでの時間と規定したのは、２００℃以下の温度域では析出物の消滅、生成、成長の駆動力となる原子の拡散距離が無視できるくらい小さいからである。その後、最終溶体化処理後の試験片に対してそれぞれピーク強度が得られる時効処理条件（例えば、４００℃、１０時間）で時効処理を行った後、表１に示す条件で仕上げ圧延を行い、実施例及び比較例の試験片を作製した。なお、表１中「圧延荷重」は、試験片の幅方向の（圧延方向に垂直な方向）単位長さあたりの圧延荷重を示す。（幅方向の単位長さあたりの圧延荷重(kg／mm)）＝（圧延荷重（kg））/（サンプル幅（mm））

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。
＜結晶粒径＞
結晶粒径（平均結晶粒径）の測定は、圧延面表面をリン酸６７％＋硫酸１０％＋水の溶液中で１５Ｖ６０秒の条件で電解研磨により組織を現出させ、水洗乾燥させ観察に供した。これをＦＥ−ＳＥＭ（電解放射型走査電子顕微鏡、Ｐｈｉｌｉｐｓ社製、ＸＬ３０ＳＦＥＧ）を用いて組織を観察し、ＪＩＳ Ｇ０５５１の交差線分法により平均結晶粒径を求めた。

＜せん断帯＞
チタン銅の圧延面表面に対して結晶粒径測定と同一条件の電解研磨により組織を現出させた。そして、電解研磨により現出させた圧延面表面の組織の凹凸を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて測定した（倍率５０００倍）。そして、結晶粒の表面から深さが０．０１μｍ以上のものをせん断帯としてカウントした。具体的には、ＳＥＭ写真の任意の領域に対して１００μｍ×１００μｍの枠を作製し、この中に存在する結晶粒と、結晶粒内にせん断帯が５本以上存在する結晶粒の数をカウントした。枠を横切っている結晶粒については、すべて１／２個としてカウントした。
せん断帯の測定については、筋状又は線状の模様が存在する範囲の組織の凹凸を測定し、ある谷（凹部）から隣の山（凸部）までの高さが０．０１μｍ以上である谷（凹部）を「せん断帯」としてカウントした。ここで「筋状又は線状の模様が存在する範囲」は、ＳＥＭ写真（倍率５０００倍）を目視することにより特定した（図１の範囲１４参照）。なお、結晶粒界はせん断帯としてカウントしなかった。
そして、せん断帯が５本以上存在する結晶粒の割合を以下の様に算出した。
（せん断帯が５本以上存在する結晶粒の割合（％））＝（１００μｍ×１００μｍの枠内に存在するせん断帯が５本以上存在する結晶粒の個数（個/１００００μｍ²））／（１００μｍ×１００μｍの枠内に存在する全ての結晶粒の個数（個/１００００μｍ²））×１００（％）

＜第二相粒子の個数密度＞
結晶粒径の測定と同様の条件で組織を現出させ、ＦＥ−ＳＥＭを用い、粒径と析出物の個数を計測した。析出物を取り囲む最小円の直径を粒径とした。また、計測対象の析出物の成分としてＣｕ、Ｔｉのどちらかまたは両方が含まれることは、ＦＥ−ＳＥＭのＥＤＳ（エネルギー分散型Ｘ線分析）を用いて全ての析出物に対して成分分析することにより確認した。粒径１００ｎｍ以上１．０μｍ以下の第二相粒子と、粒径１．０μｍを超える第二相粒子に分けて数え、それぞれの個数密度（Ｙ）及び（Ｘ）を測定した。本実施例では、粒界反応型の粒子として結晶粒界に沿って析出するＴｉ−Ｃｕ系の析出物（粒界反応相）（図１の粒界反応相１３参照）については計算しないこととした。

＜結晶方位の極密度のピーク＞
試験片の圧延面表面をリン酸６７％＋硫酸１０％＋水の溶液中で１５Ｖ６０秒の条件で電解研磨して組織を現出させ、水洗乾燥後させた後、ＸＰＳを用いてＡｒイオンを３ｋＶ、３０秒スパッタし観察に供した。ＥＢＳＰ測定は日本電子株式会製ＪＸＡ８５００Ｆを用いた。ＥＢＳＰ測定では、図３に示すように、試験片の圧延面側表面を入射電子線に対して７０度傾けて設置した。測定プログラムはTSL OIM data collection Ver.3.5、解析プログラムはTSL OIM Analysis Ver.3.0（いずれもテクセムラボラトリーズ社製）を用いて逆極点図を作成した。測定した方位における極密度の一番高い方位の１点を試験片の結晶方位の極密度のピークの方位として測定した。結晶方位の極密度のピークと｛１１１｝との角度の測定は、結晶方位の極密度のピークを標準ステレオ三角形上に表示し、ウルフ（Ｗｕｌｆｆ）ネットを用いて測定した。

＜引張強さ＞
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、圧延平行方向の破断強度（引張強さ）を測定した。

＜導電率＞
ＪＩＳ−Ｈ０５０５に準拠し、４端子法で導電率（ＥＣ：％ＩＡＣＳ）を測定した。

＜伸び＞
引張試験を実施したサンプルに対して、ＪＩＳ−Ｚ２２４１に従って、破断伸びを測定した。

＜曲げ表面＞
ＪＩＳ−Ｚ２２４８に従いＷ曲げ試験をＢａｄｗａｙ（曲げ軸が圧延方向と同一方向）、Ｒ／ｔ＝０で実施し、この試験片の曲げ表面を観察した。観察方法はレーザーテック社製コンフォーカル顕微鏡ＨＤ１００を用いて曲げ表面を撮影し、付属のソフトウェアを用いて平均粗さＲａを測定し、比較した。なお、曲げ加工前の試料表面はコンフォーカル顕微鏡を用いて観察したところ凹凸は確認できなかった。曲げ加工後の表面平均粗さＲａが１．０μｍを超える場合を曲げ加工後の外観に劣ると評価した。

＜考察＞
実施例１〜５は、Ｔｉ濃度とそのＴｉ濃度に好適な材料最高温度で最終の溶体化処理を実施した場合の例を示す。いずれの実施例も引張強さ及び伸びともに良好であった。
実施例６は、昇温速度及び冷却速度を実施例１〜５よりも速くし、仕上げ圧延の圧延荷重をやや小さくした場合の例を示す。実施例６では、｛１１１｝から３０°以内範囲のピーク高さの値が大きくなくなったが、せん断帯が存在する結晶粒の割合が小さくなり、強度がやや低下した。
実施例７〜９は、仕上げ圧延の加工度を５％、１０％、３０％と徐々に変化させた場合の例を示す。実施例７のように加工度を小さくすることにより、伸びが向上し、実施例９のように加工度を大きくすることにより、｛１１１｝から３０°以内の範囲のピーク高さの値が大きくなり、強度が増加した。
実施例１０〜１５は、Ｔｉの濃度と溶体化処理の条件と圧延の条件を変化させた実施例である。実施例１〜９に比べてほぼ同等の良好な特性を得られている。
実施例１６は、第３元素としてＦｅ、実施例１７はＣｏ、実施例１８、３１はＣｒ、実施例１９はＮｉ、実施例２０はＺｒ、実施例２１はＭｎ、実施例２２、２８、２９、３０はＦｅ、実施例３２はＶ、実施例３３はＮｂ、実施例３４はＭｏ、実施例３５はＳｉ、実施例３６はＢ、実施例３７はＰ、実施例３８はＢｅ、実施例３９はＡｇを単一の元素で添加した例である。いずれの実施例も第二相粒子の個数密度（Ｘ）、（Ｙ）が小さく、引張強さ及び伸びともに良好であった。
実施例２３〜２７及び４０は、第３元素として複数の種類の元素を添加した場合の例を示す。実施例２３〜２７及び４０によれば複数の元素を添加しても単一の元素を添加した場合と同様の結果が得られる。
一方、比較例１は、Ｔｉの固溶限温度まで十分に材料最高温度を上げなかった場合の例である。比較例１では溶体化温度が固溶限温度より低いため、Ｔｉが十分に固溶せず、最終溶体化処理前に存在した析出物が粗大化したため個数密度（Ｘ）の値が大きくなり、強度及び伸びが低下し、曲げ表面が粗くなった。
比較例２は、材料最高温度をＴｉの固溶限温度よりも２００℃以上高い温度とした場合の例である。比較例２では最終溶体化処理時に析出物が十分に固溶しすぎたために、Ｔｉを添加することによるピン止め効果が抑制され、母材の結晶粒径が大きくなり、強度が低下した。その上、結晶粒径も大きく、実施例１に比べ曲げ性も劣った。
比較例３〜６は、最終溶体化処理の材料最高温度を、Ｔｉの固溶温度よりもそれぞれ７３℃、１００℃、９６℃、８５℃を高くし、且つ、保持時間を長く（１５秒以上）した例を示す。比較例３〜６では、結晶粒径が大きくなり、｛１１１｝から３０°以内の範囲にあるピーク高さの値も小さくなり、Ｔｉ濃度が同程度である実施例と比べて引張強さが３０〜１００ＭＰａ程度低下し、曲げ表面が粗くなった。
比較例７〜９は、試験片の温度が材料最高温度に達した時から水冷を開始するまでの時間である保持時間を長くした例である（比較例７は１０秒、比較例８は４０秒、比較例９は７０秒）。昇温から冷却までの保持時間を実施例に比べて長くすることにより、結晶粒径が大きくなり、｛１１１｝から３０°以内の範囲にあるピーク高さの値が小さくなり、Ｔｉ濃度が同程度である実施例と比べて引張強さが２０〜１５０ＭＰａ程度低下し、曲げ表面が粗くなった。
比較例１０及び１１は最終溶体化処理の昇温速度又は冷却速度を実施例よりも遅くした例である。比較例６に示すように、昇温速度を３０℃/ｓと遅くすることにより、結晶粒径が大きくなったため、強度が低下し、曲げ表面が粗くなった。また、冷却速度を７０℃/ｓと遅くした比較例１１では、第二相粒子の個数密度（Ｙ）の割合が増加したため強度が低下し、曲げ表面が粗くなった。
比較例１２及び１３は、Ｔｉ濃度を実施例の範囲外としたものである。比較例１２及び１３では強度が低下した。
比較例１４は、仕上げ圧延時の加工度を０．５％と低くしすぎたために、結晶粒にたまるひずみが少なく、｛１１１｝から３０°以内の範囲にあるピーク高さの値が小さくなり、また、せん断帯の発生する本数が少なく、せん断帯が５本以上存在する結晶粒の割合が小さくなり、強度が低下した。
比較例１５では加工度を４０％と高くしすぎたために、結晶粒にたまるひずみが多く、｛１１１｝から３０°以内の範囲にあるピーク高さの値が大きくなり、また、せん断帯が多く発生し、せん断帯が５本以上存在する結晶粒の割合が大きくなったため、伸びが悪くなり、曲げ表面が粗くなった。
比較例１６は、仕上げ圧延時の圧延荷重を１５０ｋｇ／ｍｍと大きくした例であり、せん断帯が多く発生し、また、｛１１１｝から３０°以内の範囲にあるピーク高さの値が大きくなったため、曲げ表面も粗くなった。
比較例１７は、圧延油の粘度を１５ｃＳＴと高くした例であり、実施例に比べてせん断帯が多く発生し、また、｛１１１｝から３０°以内の範囲にあるピーク高さの値が大きくなったため、曲げ表面が粗くなった。
比較例１８は、最終溶体化処理の材料最高温度をＴｉの固溶限温度よりも２０℃以上高くし、且つ保持時間を長くした結果であり、結晶粒径が大きくなった。また、｛１１１｝から３０°以内の範囲にあるピーク高さの値が小さくなり、Ｔｉ濃度が同程度である実施例と比べて引張強さが１２５ＭＰａ低下し、曲げ表面が粗くなった。
比較例１９〜２２は、製造工程を従来の工程、即ち、最終溶体化処理→圧延→時効の順で行った例である。比較例１９では、伸びは良好であったが強度が弱くなった。比較例２０では加工度を４５％まで高くした結果、強度は実施例１と同等になったが、伸びが悪くなり、曲げ表面に亀裂が発生した。比較例２１では、最終溶体化処理の加熱から冷却までの保持時間を実施例より４０ｓに長くするとともに加工度を４５％と高くした例であり、結晶粒径が大きくなるとともに、伸びが悪くなり、曲げ表面に亀裂が発生した。比較例２２では、保持時間を７０ｓと長くした場合であるが、伸びは良好であったが、強度が弱くなり、曲げ表面に亀裂が発生した。

１ チタン銅
１１ 第二相粒子
１２ せん断帯
１３ 粒界反応相

Claims (8)

1. Ｔｉを１．０〜５．０質量％含有し、残部銅及び不可避的不純物からなるチタン銅であって、電子顕微鏡による圧延面の電解研磨後の表面の組織観察において、平均結晶粒径が２０μｍ以下、結晶粒内に存在する粒径１．０μｍより大きい第二相粒子の平均個数密度（Ｘ）が１５×１０³個／ｍｍ²以下、前記結晶粒内に存在する粒径１００ｎｍ〜１．０μｍの第二相粒子の平均個数密度（Ｙ）が３５×１０³個／ｍｍ²以下であり、ＥＢＳＰ測定により、前記チタン銅の圧延方向と平行な方向［１００］から結晶方位の極密度を測定した場合に、｛１１１｝から３０°以内の範囲に強度２〜３０のピークが存在することを特徴とするチタン銅。
2. 圧延面の電解研磨後の表面の組織観察において、せん断帯が５本以上存在する結晶粒の割合が１５〜９０％である請求項１に記載のチタン銅。
3. 伸びが３．０％以上、引張強さが９５０ＭＰａ以上である請求項１又は２に記載のチタン銅。
4. 曲げ表面の平均粗さＲａが１．０μｍ以下である請求項１〜３のいずれか１項に記載のチタン銅。
5. 第３元素群としてＭｎ、Ｆｅ、Ｍｇ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｓｉ、Ｂ及びＰ、Ａｇ、Ｂｅ、ミッシュメタルよりなる群から選択される１種又は２種以上を、合計で０〜１．０質量％含有する請求項１〜４のいずれか１項に記載のチタン銅。
6. 請求項１〜５いずれか１項記載のチタン銅からなる伸銅品。
7. 請求項１〜５いずれか１項記載のチタン銅からなる電子部品。
8. 請求項１〜５いずれか１項記載のチタン銅を備えたコネクタ。