JP4683669B1 - 強度、導電率及び曲げ加工性に優れたチタン銅及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】強度、導電率及び曲げ加工性に優れたチタン銅及びその製造方法を提供する。
【解決手段】２．５〜４．５質量％のＴｉを含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物からなり、０．２％耐力が８５０ＭＰａ以上、導電率が１８％ＩＡＣＳ以上であり、且つ圧延方向に平行な断面の平均結晶粒径が１５μｍ以上であって、ＪＩＳ Ｈ ３１３０に規定するＷ曲げ試験を圧延方向に直角な方向に行った際、割れの生じない最小曲げ半径（ＭＢＲ、単位：ｍｍ）と板厚（ｔ、単位：ｍｍ）との比（ＭＢＲ／ｔ）が１以下であるチタン銅である。
【選択図】図１
【解決手段】２．５〜４．５質量％のＴｉを含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物からなり、０．２％耐力が８５０ＭＰａ以上、導電率が１８％ＩＡＣＳ以上であり、且つ圧延方向に平行な断面の平均結晶粒径が１５μｍ以上であって、ＪＩＳ Ｈ ３１３０に規定するＷ曲げ試験を圧延方向に直角な方向に行った際、割れの生じない最小曲げ半径（ＭＢＲ、単位：ｍｍ）と板厚（ｔ、単位：ｍｍ）との比（ＭＢＲ／ｔ）が１以下であるチタン銅である。
【選択図】図１
Description
本発明はチタン銅合金及びその製造方法に関し、コネクタ、端子、リレ−、スイッチ等の導電性ばね材に好適に用いられるチタン銅合金及びその製造方法に関する。
近年の電子機器の小型化に伴い、電子機器のコネクタには著しい小型化、薄肉化が要求されており、またコネクタに複雑な曲げ加工が施されている。したがって、コネクタに使用される金属材料には、高い強度、導電性及び曲げ加工性が求められる。
強度、導電性及び曲げ加工性に優れたコネクタ材料として、高ベリリウム銅（ＪＩＳ Ｃ１７２０）が使用されているが、ベリリウム化合物が毒性を有し、また製造工程が複雑でコストが高いことから、代替材が求められている。
高ベリリウム銅の代替材として、ＪＩＳ Ｃ１９９０に代表されるＴｉ含有銅合金（以下、チタン銅）の需要が高まっている。一般にチタン銅は、鋳塊を熱間圧延、冷間圧延、溶体化処理した後、時効処理してＣｕ−Ｔｉ系金属間化合物を析出させて製造される。しかしながら、チタン銅の導電率（約１２％ＩＡＣＳ）は、高ベリリウム銅（約２０％ＩＡＣＳ）より劣るという問題がある。
強度、導電性及び曲げ加工性に優れたコネクタ材料として、高ベリリウム銅（ＪＩＳ Ｃ１７２０）が使用されているが、ベリリウム化合物が毒性を有し、また製造工程が複雑でコストが高いことから、代替材が求められている。
高ベリリウム銅の代替材として、ＪＩＳ Ｃ１９９０に代表されるＴｉ含有銅合金（以下、チタン銅）の需要が高まっている。一般にチタン銅は、鋳塊を熱間圧延、冷間圧延、溶体化処理した後、時効処理してＣｕ−Ｔｉ系金属間化合物を析出させて製造される。しかしながら、チタン銅の導電率（約１２％ＩＡＣＳ）は、高ベリリウム銅（約２０％ＩＡＣＳ）より劣るという問題がある。
そこで、Ｃｕ−Ｔｉ系金属間化合物の析出量を調整することにより、チタン銅の導電率を改善する技術が報告されている（特許文献１）。又、Ｔｉ濃度、及びＣｕ−Ｔｉ系金属間化合物の大きさ等を規定すると共に、平均結晶粒径を１０μm以下に制御して導電率及び曲げ加工性を改善したチタン銅が報告されている（特許文献２）。
又、時効（析出）処理後に加工率３％以上の冷間圧延を行って高耐力と曲げ加工性を確保したチタン銅が報告されている（特許文献３）。さらに、溶体化処理後の平均結晶粒径と最終冷間圧延加工度を制御し、曲げ性を改善したチタン銅が報告されている（特許文献４）。
又、時効（析出）処理後に加工率３％以上の冷間圧延を行って高耐力と曲げ加工性を確保したチタン銅が報告されている（特許文献３）。さらに、溶体化処理後の平均結晶粒径と最終冷間圧延加工度を制御し、曲げ性を改善したチタン銅が報告されている（特許文献４）。
しかしながら、特許文献１に記載されたチタン銅の場合、曲げ加工性の改善が十分とはいえない。又、特許文献２に記載されたチタン銅の場合、０．２％耐力が８５０ＭＰａ以上で導電率が１８％ＩＡＣＳ以上のときのＭＢＲ／ｔは最小でも１．８であり、曲げ加工の厳しい小型コネクタ用の材料として不充分である。
一方、特許文献３に記載されたチタン銅の場合、０．２％耐力が８５０ＭＰａ以上で、かつ導電率が１８％ＩＡＣＳ以上の高強度、高導電率のものが得られていない。同様に、特許文献４に記載されたチタン銅の場合、導電率が１８％ＩＡＣＳ以上のものが得られない。
一方、特許文献３に記載されたチタン銅の場合、０．２％耐力が８５０ＭＰａ以上で、かつ導電率が１８％ＩＡＣＳ以上の高強度、高導電率のものが得られていない。同様に、特許文献４に記載されたチタン銅の場合、導電率が１８％ＩＡＣＳ以上のものが得られない。
このように、強度、導電率及び曲げ加工性を共に改善させ、小型コネクタに適したチタン銅は未だ開発されていない。
すなわち、本発明は上記の課題を解決するためになされたものであり、強度、導電率及び曲げ加工性に優れたチタン銅及びその製造方法の提供を目的とする。
すなわち、本発明は上記の課題を解決するためになされたものであり、強度、導電率及び曲げ加工性に優れたチタン銅及びその製造方法の提供を目的とする。
本発明者らは種々検討した結果、結晶粒径を粗大化させることで、高い導電率を得るために高温で時効しても優れた強度及び曲げ加工性が得られることを見出した。
上記の目的を達成するために、本発明のチタン銅は、２．５〜４．５質量％のＴｉを含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物からなり、０．２％耐力が８５０ＭＰａ以上、導電率が１８％ＩＡＣＳ以上であり、且つ圧延方向に平行な断面の平均結晶粒径が１５μｍ以上であって、ＪＩＳ Ｈ ３１３０に規定するＷ曲げ試験を圧延方向に直角な方向に行った際、割れの生じない最小曲げ半径（ＭＢＲ、単位：ｍｍ）と板厚（ｔ、単位：ｍｍ）との比（ＭＢＲ／ｔ）が１以下であり、
圧延面の金属組織において、粒内に存在するＣｕ−Ｔｉ系化合物の単位面積当たりの面積率が、粒界に存在するＣｕ−Ｔｉ系化合物の単位面積当たりの面積率より大きい。
上記の目的を達成するために、本発明のチタン銅は、２．５〜４．５質量％のＴｉを含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物からなり、０．２％耐力が８５０ＭＰａ以上、導電率が１８％ＩＡＣＳ以上であり、且つ圧延方向に平行な断面の平均結晶粒径が１５μｍ以上であって、ＪＩＳ Ｈ ３１３０に規定するＷ曲げ試験を圧延方向に直角な方向に行った際、割れの生じない最小曲げ半径（ＭＢＲ、単位：ｍｍ）と板厚（ｔ、単位：ｍｍ）との比（ＭＢＲ／ｔ）が１以下であり、
圧延面の金属組織において、粒内に存在するＣｕ−Ｔｉ系化合物の単位面積当たりの面積率が、粒界に存在するＣｕ−Ｔｉ系化合物の単位面積当たりの面積率より大きい。
更にＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｂ及びＰの群から選ばれる１種以上を合計０．０１〜０．５質量％含有することが好ましい。
本発明のチタン銅の製造方法は、前記チタン銅の製造方法であって、２．５〜４．５質量％のＴｉを含有し、更に必要に応じてＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｂ及びＰの群から選ばれる１種以上を合計０．０１〜０．５質量％含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物からなる鋳塊を熱間圧延、冷間圧延、溶体化処理、時効処理、時効後冷間圧延の順で行い、前記溶体化処理の温度を８００℃以上とし、前記時効処理の温度Ｔ（℃）の範囲を２３．９×ｌｎ［ＧＳ］＋３８６≦Ｔ≦２３．９×ｌｎ［ＧＳ］＋４５３（［ＧＳ］は圧延方向に平行な断面の平均結晶粒径、単位：μm）、時効処理時間を５〜２０時間とし、前記時効後冷間圧延の加工度を１０〜３０％とする。
前記時効後冷間圧延の後に３００〜６００℃で１０〜３００秒加熱する歪取り焼鈍を行うことが好ましい。
本発明によれば、強度、導電率及び曲げ加工性に優れたチタン銅が得られる。
以下、本発明の実施形態に係る銅合金について説明する。なお、本発明において％とは、特に断らない限り、質量％を示すものとする。
まず、図１、図２を参照し、本発明の技術思想について説明する。一般にチタン銅は、鋳塊を熱間圧延、冷間圧延した後、溶体化処理してＣｕマトリックス中にＴｉを固溶させ、さらにその後に時効処理してＣｕ−Ｔｉ系金属間化合物を析出させて製造され、これにより高い強度及び導電率が得られる。そして、チタン銅の導電率を改善させるためには、時効温度を高くし、Ｃｕ−Ｔｉ系金属間化合物の析出を促進させれば良い。
図２は、このようにして製造される一般的なチタン銅の組織を示す模式図である。まず、時効処理の初期段階において、結晶粒界Ｇ１のエネルギーは粒内のエネルギーより高いため、Ｃｕ−Ｔｉ系金属間化合物（析出物）Ｐ２が粒界Ｇ１に優先的に析出する。次いで、時効が進行するに従って粒界Ｇ１の析出物Ｐ２が成長すると共に、粒内でも析出物Ｐ１が発生し始める。
ここで、高い導電率を得るために時効温度を高くすると、時効の初期段階に粒界Ｇ１に析出した析出物Ｐ２が粗大化し、強度及び曲げ加工性が劣化する。このように、チタン銅の強度及び曲げ加工性と、導電率との向上は相反し、これらすべてを改善することは難しい。
ここで、高い導電率を得るために時効温度を高くすると、時効の初期段階に粒界Ｇ１に析出した析出物Ｐ２が粗大化し、強度及び曲げ加工性が劣化する。このように、チタン銅の強度及び曲げ加工性と、導電率との向上は相反し、これらすべてを改善することは難しい。
このようなことから、本発明者らは、チタン銅の結晶粒径及びＣｕ−Ｔｉ系化合物の析出状態と、強度、導電率及び曲げ加工性との関係を鋭意調査した。その結果、結晶粒径を粗大化させることで、高い導電率を得るために高温で時効しても優れた強度及び曲げ加工性が得られることを見出した。
図１は、本発明のチタン銅の組織を示す模式図である。まず、溶体化処理で結晶粒を粗大化させる（結晶粒径Ｄ０を従来の結晶粒の結晶粒径Ｄ１より大きくする）。ここで、結晶粒径Ｄ０が大きくなるほど、粒界Ｇ０の総面積を小さくすることができる。そのため、時効処理の初期段階で、粒界Ｇ０での析出物Ｐ４の析出が抑制される一方、粒内での析出物Ｐ３の析出が促進され、微細な析出物Ｐ３、Ｐ４を均一に分散させることができる。
従って、高い導電率を得るために高温で時効しても、粒内及び粒界の析出物Ｐ３、Ｐ４が均一に成長し、粒界Ｇ０での析出物Ｐ４の粗大化が抑制され、強度及び曲げ加工性と、導電率とを両立することができる。
図１は、本発明のチタン銅の組織を示す模式図である。まず、溶体化処理で結晶粒を粗大化させる（結晶粒径Ｄ０を従来の結晶粒の結晶粒径Ｄ１より大きくする）。ここで、結晶粒径Ｄ０が大きくなるほど、粒界Ｇ０の総面積を小さくすることができる。そのため、時効処理の初期段階で、粒界Ｇ０での析出物Ｐ４の析出が抑制される一方、粒内での析出物Ｐ３の析出が促進され、微細な析出物Ｐ３、Ｐ４を均一に分散させることができる。
従って、高い導電率を得るために高温で時効しても、粒内及び粒界の析出物Ｐ３、Ｐ４が均一に成長し、粒界Ｇ０での析出物Ｐ４の粗大化が抑制され、強度及び曲げ加工性と、導電率とを両立することができる。
次に、本発明のチタン銅の組成及びその他の規定について説明する。
（１）組成
チタン銅は、２．５〜４．５質量％のＴｉを含有する。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、強度及び導電率を向上させる。
Ｔｉ濃度が２．５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。一方、Ｔｉ濃度が４．５質量％を超えると、熱間圧延で割れが発生し、製造性が著しく悪化する。
更にＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｂ及びＰの群から選ばれる１種以上を合計０．０１〜０．５質量％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。これらの合計含有量が０．０１質量％未満になると強度上昇の効果は得られず、合計含有量が０．５質量％を超えると導電率が低下する場合がある。なお、これらの元素がチタン銅の強度を向上させること自体は知られており、例えば特許文献４に記載されている。
（１）組成
チタン銅は、２．５〜４．５質量％のＴｉを含有する。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、強度及び導電率を向上させる。
Ｔｉ濃度が２．５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。一方、Ｔｉ濃度が４．５質量％を超えると、熱間圧延で割れが発生し、製造性が著しく悪化する。
更にＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｂ及びＰの群から選ばれる１種以上を合計０．０１〜０．５質量％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。これらの合計含有量が０．０１質量％未満になると強度上昇の効果は得られず、合計含有量が０．５質量％を超えると導電率が低下する場合がある。なお、これらの元素がチタン銅の強度を向上させること自体は知られており、例えば特許文献４に記載されている。
（２）０．２％耐力及び導電率
０．２％耐力を高めると、コネクタとして使用する際に接点部での接圧が高くなり、接触電気抵抗が減少する。０．２％耐力が８５０ＭＰａ以上となると、接圧が高ベリリウム銅と同レベルになるので、高ベリリウム銅の代替材料として機能する。より好ましくは０．２％耐力が９００ＭＰａ以上である。
導電率を高めると、コネクタとして使用する際、接点部での接触電気抵抗及び通電に伴う発熱量が減少する。導電率が１８％ＩＡＣＳ以上となると、接触電気抵抗や発熱量が高ベリリウム銅と同レベルになるので、高ベリリウム銅の代替材料として機能する。より好ましくは導電率が２０％ＩＡＣＳ以上である。
０．２％耐力を高めると、コネクタとして使用する際に接点部での接圧が高くなり、接触電気抵抗が減少する。０．２％耐力が８５０ＭＰａ以上となると、接圧が高ベリリウム銅と同レベルになるので、高ベリリウム銅の代替材料として機能する。より好ましくは０．２％耐力が９００ＭＰａ以上である。
導電率を高めると、コネクタとして使用する際、接点部での接触電気抵抗及び通電に伴う発熱量が減少する。導電率が１８％ＩＡＣＳ以上となると、接触電気抵抗や発熱量が高ベリリウム銅と同レベルになるので、高ベリリウム銅の代替材料として機能する。より好ましくは導電率が２０％ＩＡＣＳ以上である。
（３）平均結晶粒径
上記したように、溶体化処理で結晶粒を粗大化させて粒界の総面積を小さくすると、時効処理で粒界への析出が抑制される一方、粒内での析出が促進され、高温で時効しても強度、導電率及び曲げ加工性を共に向上させることができる。このような効果を生じさせるためには、圧延方向に平行な断面の平均結晶粒径が１５μｍ以上である必要がある。より好ましくは２０μｍ以上である。なお、この平均結晶粒径は最終製品の値であり、又、平均結晶粒径は、ＪＩＳ Ｈ０５０１の切断法により測定する。
圧延方向に平行な断面の平均結晶粒径が１５μｍ未満になると粒界の総面積が増え、時効処理で粒界へ粗大な析出物が析出し、強度と曲げ加工性が劣化する。
上記したように、溶体化処理で結晶粒を粗大化させて粒界の総面積を小さくすると、時効処理で粒界への析出が抑制される一方、粒内での析出が促進され、高温で時効しても強度、導電率及び曲げ加工性を共に向上させることができる。このような効果を生じさせるためには、圧延方向に平行な断面の平均結晶粒径が１５μｍ以上である必要がある。より好ましくは２０μｍ以上である。なお、この平均結晶粒径は最終製品の値であり、又、平均結晶粒径は、ＪＩＳ Ｈ０５０１の切断法により測定する。
圧延方向に平行な断面の平均結晶粒径が１５μｍ未満になると粒界の総面積が増え、時効処理で粒界へ粗大な析出物が析出し、強度と曲げ加工性が劣化する。
以上のようにチタン銅を規定することで、ＪＩＳ Ｈ ３１３０に規定するＷ曲げ試験を圧延方向に直角な方向に行った際、割れの生じない最小曲げ半径（ＭＢＲ、単位：ｍｍ）と板厚（ｔ、単位：ｍｍ）との比（ＭＢＲ／ｔ）を１以下とすることができ、特に小型コネクタ用の材料として適する。
（４）Ｃｕ−Ｔｉ系化合物の面積率
上記したように、結晶粒径を粗大化させ、時効処理で粒内及び粒界に均一に析出物を析出させることで、高温で時効しても強度、導電率及び曲げ加工性を共に向上させることができる。
ここで、粒内及び粒界に析出物が均一に析出する指標として、圧延面の金属組織において、粒内に存在するＣｕ−Ｔｉ系化合物の単位面積当たりの面積率が、粒界に存在するＣｕ−Ｔｉ系化合物の単位面積当たりの面積率より大きいことが好ましい。
このような組織は、粒内の析出物が多く、粒界の粗大析出物が少ないので、強度及び曲げ加工性が向上する。
上記したように、結晶粒径を粗大化させ、時効処理で粒内及び粒界に均一に析出物を析出させることで、高温で時効しても強度、導電率及び曲げ加工性を共に向上させることができる。
ここで、粒内及び粒界に析出物が均一に析出する指標として、圧延面の金属組織において、粒内に存在するＣｕ−Ｔｉ系化合物の単位面積当たりの面積率が、粒界に存在するＣｕ−Ｔｉ系化合物の単位面積当たりの面積率より大きいことが好ましい。
このような組織は、粒内の析出物が多く、粒界の粗大析出物が少ないので、強度及び曲げ加工性が向上する。
次に、本発明のチタン銅の製造方法について説明する。
本発明のチタン銅の製造方法は、２．５〜４．５質量％のＴｉを含有し残部がＣｕ及び不可避不純物からなる鋳塊を熱間圧延、冷間圧延、溶体化処理、時効処理、時効後冷間圧延の順で行う。
本発明のチタン銅の製造方法は、２．５〜４．５質量％のＴｉを含有し残部がＣｕ及び不可避不純物からなる鋳塊を熱間圧延、冷間圧延、溶体化処理、時効処理、時効後冷間圧延の順で行う。
（イ）溶体化処理
（チタン銅の最終製品の）平均結晶粒径を１５μｍ以上とするため、溶体化温度を８００℃以上とする。より好ましくは８５０℃以上である。溶体化温度が８００℃未満であっても加熱時間を長くすれば、平均結晶粒径を１５μｍ以上にすることができるが、生産性が低下するので工業的に好ましくない。
（チタン銅の最終製品の）平均結晶粒径を１５μｍ以上とするため、溶体化温度を８００℃以上とする。より好ましくは８５０℃以上である。溶体化温度が８００℃未満であっても加熱時間を長くすれば、平均結晶粒径を１５μｍ以上にすることができるが、生産性が低下するので工業的に好ましくない。
（ロ）時効処理
チタン銅の強度、導電率及び曲げ加工性を向上させるため、時効処理の温度Ｔ（℃）の範囲を以下の式１；
２３．９×ｌｎ［ＧＳ］＋３８６≦Ｔ≦２３．９×ｌｎ［ＧＳ］＋４５３（［ＧＳ］は圧延方向に平行断面の平均結晶粒径、単位：μｍ）とし、時効処理時間を５〜２０時間とする。
時効温度Ｔが上記範囲の下限値未満、又は時効処理時間が５時間未満になると、導電率が低下する。一方、時効温度Ｔが上記範囲の上限値を超え、又は時効処理時間が２０時間を超えると、強度及び曲げ加工性が低下する。
また、時効処理前に圧延を行うと、時効処理による析出が促進され、粗大な析出物が生成するため、強度、導電率及び曲げ加工性の両立ができなくなる。したがって、本発明においては、溶体化処理と時効処理の間に圧延を行わない。
チタン銅の強度、導電率及び曲げ加工性を向上させるため、時効処理の温度Ｔ（℃）の範囲を以下の式１；
２３．９×ｌｎ［ＧＳ］＋３８６≦Ｔ≦２３．９×ｌｎ［ＧＳ］＋４５３（［ＧＳ］は圧延方向に平行断面の平均結晶粒径、単位：μｍ）とし、時効処理時間を５〜２０時間とする。
時効温度Ｔが上記範囲の下限値未満、又は時効処理時間が５時間未満になると、導電率が低下する。一方、時効温度Ｔが上記範囲の上限値を超え、又は時効処理時間が２０時間を超えると、強度及び曲げ加工性が低下する。
また、時効処理前に圧延を行うと、時効処理による析出が促進され、粗大な析出物が生成するため、強度、導電率及び曲げ加工性の両立ができなくなる。したがって、本発明においては、溶体化処理と時効処理の間に圧延を行わない。
（ハ）冷間圧延
強度を向上させるため、時効処理後に冷間圧延（時効後冷間圧延という）を行う。０．２％耐力を８５０ＭＰａ以上とするためには、時効後冷間圧延の加工度を１０〜３０％とする必要がある。より好ましくは時効後冷間圧延の加工度は１０〜２５％である。時効後冷間圧延の加工度が１０％未満であると所望の強度が得られず、３０％を超えると曲げ加工性が著しく悪化する。
強度を向上させるため、時効処理後に冷間圧延（時効後冷間圧延という）を行う。０．２％耐力を８５０ＭＰａ以上とするためには、時効後冷間圧延の加工度を１０〜３０％とする必要がある。より好ましくは時効後冷間圧延の加工度は１０〜２５％である。時効後冷間圧延の加工度が１０％未満であると所望の強度が得られず、３０％を超えると曲げ加工性が著しく悪化する。
（ニ）歪取り焼鈍
時効後冷間圧延で低下したばね性（ばね限界値）を改善するため、時効後冷間圧延後に歪取り焼鈍を行ってもよい。歪取り焼鈍の温度は３００〜６００℃、焼鈍時間は１０〜３００秒とする。より好ましくは歪取り焼鈍の温度が４００〜５５０℃、焼鈍時間が１０〜１００秒である。歪取り焼鈍の温度が３００℃未満であるか、又は焼鈍時間が１０秒未満になると、ばね性が改善されない場合がある。一方、歪取り焼鈍の温度が６００℃を超え、又は焼鈍時間が３００秒を超えると強度が低下する場合がある。
時効後冷間圧延で低下したばね性（ばね限界値）を改善するため、時効後冷間圧延後に歪取り焼鈍を行ってもよい。歪取り焼鈍の温度は３００〜６００℃、焼鈍時間は１０〜３００秒とする。より好ましくは歪取り焼鈍の温度が４００〜５５０℃、焼鈍時間が１０〜１００秒である。歪取り焼鈍の温度が３００℃未満であるか、又は焼鈍時間が１０秒未満になると、ばね性が改善されない場合がある。一方、歪取り焼鈍の温度が６００℃を超え、又は焼鈍時間が３００秒を超えると強度が低下する場合がある。
電気銅を原料として、高周波真空溶解炉にて表１に示す各種インゴット（幅６０ｍｍ×厚さ３０ｍｍ）を鋳造し、８５０℃で厚さ８ｍｍまで熱間圧延を行い、表面の酸化スケールを面削した後、冷間圧延を行った。その後、表１に示す温度及び時間で溶体化処理を行った。さらに、表１に示す温度及び時間で時効処理した後、表１に示す加工度で時効後冷間圧延を行って最終板厚を０．１ｍｍとした。また、一部の試料については、時効後冷間圧延の後に、さらに表１に示す温度及び時間で歪取り焼鈍を実施した。
このようにして得られた各チタン銅試料について、諸特性の評価を行った。０．２％耐力は引張試験機を用いてＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して測定した。導電率はＪＩＳ Ｈ ０５０５に準拠して測定した。ばね性（ばね限界値）はＪＩＳ Ｈ ３１３０に準拠して測定した。曲げ加工性は、ＪＩＳ Ｈ ３１３０に記載されたＷ曲げ試験を圧延方向に直角な方向に行った際、割れの生じない最小曲げ半径（ＭＢＲ、単位：ｍｍ）を求め、板厚（ｔ、単位：ｍｍ）との比（ＭＢＲ／ｔ）を測定した。
結晶粒径は圧延方向に平行な断面の組織を、エッチング（水（１００ｍＬ）−ＦｅＣｌ３（５ｇ）−ＨＣｌ（１０ｍＬ））により現出させ、切断法（ＪＩＳ Ｈ ０５０１）に準拠して行った。
結晶粒径は圧延方向に平行な断面の組織を、エッチング（水（１００ｍＬ）−ＦｅＣｌ３（５ｇ）−ＨＣｌ（１０ｍＬ））により現出させ、切断法（ＪＩＳ Ｈ ０５０１）に準拠して行った。
圧延面を電解研磨（電解液：水（２５０ｍＬ）＋りん酸（１２５ｍＬ）＋尿素（２．５ｇ）＋エタノール（１２５ｍＬ）＋プロパノール（２５ｍＬ）、１２Ａ、１分間）した後、２０００倍の倍率で２５００μm２の視野の反射電子像を、ＦＥ−ＳＥＭ（日本ＦＥＩ社製ＸＬ３０ＳＦＥＧ）を用いて観察した。その後、画像解析装置を使用して、観察視野における粒内及び粒界に存在するＣｕ−Ｔｉ系化合物の面積率をそれぞれ求めた。
得られた結果を表１に示す。なお、表１の「温度範囲」は、各試料のＧＳを測定した値を上記式に代入して求めた。
表１から明らかなように、平均結晶粒径が１５μｍ以上である各発明例の場合、０．２％耐力が８５０ＭＰａ以上、導電率が１８％ＩＡＣＳ以上で、（ＭＢＲ／ｔ）が１以下となり、強度、導電率及び曲げ加工性がいずれも優れた。ただし、発明例１５は歪取り焼鈍の温度が３００℃未満であったため、他の発明例よりばね限界値が低く、歪取り焼鈍の効果が得られなかった。なお、発明例１５の特性も実用上は問題ない。
Ｔｉ濃度が２．５質量％未満である比較例１の場合、０．２％耐力が８５０ＭＰａ未満と低くなった。Ｔｉ濃度が４．５質量％を超えた比較例２の場合、熱間圧延時に割れが発生し、試料が得られなかった。
溶体化処理温度が８００℃未満であるために平均結晶粒径が１５μｍ未満となった比較例３の場合、０．２％耐力が８５０ＭＰａ未満と低く、（ＭＢＲ／ｔ）が１を超えて曲げ加工性が劣化した。
溶体化処理温度が８００℃未満であるために平均結晶粒径が１５μｍ未満となった比較例３の場合、０．２％耐力が８５０ＭＰａ未満と低く、（ＭＢＲ／ｔ）が１を超えて曲げ加工性が劣化した。
時効処理温度Ｔが、上記式１（２３．９×ｌｎ［ＧＳ］＋３８６≦Ｔ≦２３．９×ｌｎ［ＧＳ］＋４５３）の規定の下限値より低い比較例４の場合、導電率が１８％ＩＡＣＳ未満と低くなった。
一方、時効処理温度Ｔが、上記式１の規定の上限値より高い比較例５の場合、０．２％耐力が８５０ＭＰａ未満となり、（ＭＢＲ／ｔ）が１を超えて曲げ加工性が劣化した。
一方、時効処理温度Ｔが、上記式１の規定の上限値より高い比較例５の場合、０．２％耐力が８５０ＭＰａ未満となり、（ＭＢＲ／ｔ）が１を超えて曲げ加工性が劣化した。
時効後冷間圧延の加工度が１０％未満である比較例６の場合、０．２％耐力が８５０ＭＰａ未満となった。一方、時効後冷間圧延の加工度が３０％を超えた比較例７の場合、（ＭＢＲ／ｔ）が１を超えて曲げ加工性が劣化した。
歪取り焼鈍時間が３００秒を超えた比較例８の場合、０．２％耐力が８５０ＭＰａ未満となった。
溶体化処理と時効処理との間に加工度２０％の冷間圧延を実施した比較例９の場合、粒内のＣｕ−Ｔｉ系化合物の面積率が粒界のそれより小さく、０．２％耐力が８５０ＭＰａ未満となり、（ＭＢＲ／ｔ）が１を超えて曲げ加工性が劣化した。これは、冷間圧延により時効処理時の析出が促進されたためと考えられる。
歪取り焼鈍時間が３００秒を超えた比較例８の場合、０．２％耐力が８５０ＭＰａ未満となった。
溶体化処理と時効処理との間に加工度２０％の冷間圧延を実施した比較例９の場合、粒内のＣｕ−Ｔｉ系化合物の面積率が粒界のそれより小さく、０．２％耐力が８５０ＭＰａ未満となり、（ＭＢＲ／ｔ）が１を超えて曲げ加工性が劣化した。これは、冷間圧延により時効処理時の析出が促進されたためと考えられる。
Claims (4)
- ２．５〜４．５質量％のＴｉを含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物からなり、０．２％耐力が８５０ＭＰａ以上、導電率が１８％ＩＡＣＳ以上であり、且つ圧延方向に平行な断面の平均結晶粒径が１５μｍ以上であって、
ＪＩＳ Ｈ ３１３０に規定するＷ曲げ試験を圧延方向に直角な方向に行った際、割れの生じない最小曲げ半径（ＭＢＲ、単位：ｍｍ）と板厚（ｔ、単位：ｍｍ）との比（ＭＢＲ／ｔ）が１以下であり、
圧延面の金属組織において、粒内に存在するＣｕ−Ｔｉ系化合物の単位面積当たりの面積率が、粒界に存在するＣｕ−Ｔｉ系化合物の単位面積当たりの面積率より大きいチタン銅。 - 更にＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｂ及びＰの群から選ばれる１種以上を合計０．０１〜０．５質量％含有する請求項１に記載のチタン銅。
- 請求項１又は２に記載のチタン銅の製造方法であって、
２．５〜４．５質量％のＴｉを含有し、更に必要に応じてＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｂ及びＰの群から選ばれる１種以上を合計０．０１〜０．５質量％含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物からなる鋳塊を熱間圧延、冷間圧延、溶体化処理、時効処理、時効後冷間圧延の順で行い、
前記溶体化処理の温度を８００℃以上とし、
前記時効処理の温度Ｔ（℃）の範囲を２３．９×ｌｎ［ＧＳ］＋３８６≦Ｔ≦２３．９×ｌｎ［ＧＳ］＋４５３（［ＧＳ］は圧延方向に平行な断面の平均結晶粒径、単位：μm）、時効処理時間を５〜２０時間とし、
前記時効後冷間圧延の加工度を１０〜３０％とするチタン銅の製造方法。 - 前記時効後冷間圧延の後に３００〜６００℃で１０〜３００秒加熱する歪取り焼鈍を行う請求項３に記載のチタン銅の製造方法。
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