TW202009309A

TW202009309A - 鈦銅板、壓制加工品以及壓制加工品的製造方法

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Publication number: TW202009309A
Application number: TW108121322A
Authority: TW
Inventors: 柿谷明宏
Original assignee: 日商Ｊｘ金屬股份有限公司
Priority date: 2018-08-30
Filing date: 2019-06-19
Publication date: 2020-03-01
Also published as: JP6629400B1; CN112601828B; EP3845676A4; TWI692535B; CN112601828A; JP2020033617A; KR20210038638A; KR102455771B1; WO2020044699A1; EP3845676A1

Abstract

本發明提供一種鈦銅板，其是在壓制加工後進行熱處理的鈦銅板的非磨碾硬化材料，且熱處理後的彈簧特性以及尺寸穩定性良好。該鈦銅板，含有2.0～4.5質量%的Ti，餘量由銅以及不可避免的雜質組成，軋製平行方向上的抗拉強度為750MPa以上，電導率為4.0～8.0%IACS，以400℃進行2小時熱處理後軋製平行方向上的彈簧極限值為800MPa以上，並且以400℃進行2小時熱處理後軋製平行方向上的熱伸縮率為100ppm以下。

Description

鈦銅板、壓制加工品以及壓制加工品的製造方法

本發明涉及一種鈦銅板，壓制加工品以及壓制加工品的製造方法，特別是一種作為在壓制加工後進行熱處理的非磨碾硬化材料（non-mill hardened materials），且能夠合適地用作連接器等電子部件用材料的鈦銅板、壓制加工品以及壓制加工品的製造方法。

近年，以便攜終端等為代表的電子設備的小型化不斷發展，在該電子設備中使用的連接器窄間距化以及低高度化的傾向顯著。若是小型的連接器，則引腳寬度窄且會形成折疊成較小的加工形狀，因此所使用的材料需要具有可得到所需的彈簧特性的高強度，和可耐受苛刻的彎曲加工的優良彎曲加工性。基於這一點，含有鈦的銅合金（以下稱作“鈦銅”。），由於強度比較高且具有應力鬆弛特性，因而在銅合金中最優選，所以特別是作為需要強度的信號系統端子用部件，近年，需求逐漸增大。

已知，鈦銅通常是時效硬化型的銅合金。具體地的，通過固溶化處理形成溶質原子為Ti的過飽和的固溶體，若始於這個狀態在低溫下施加比較長時間的熱處理，則調幅分解（Spinodal decomposition）導致Ti濃度在母相中週期性波動的調製結構發達，且強度提高。以所涉及的強化機制為基礎，為了進一步提高鈦銅特性研究了各種方法。此時，成為技術問題的是，強度與彎曲加工性是相反的特性這一點。即，若提高強度則彎曲加工性受損，另一方面，若重視彎曲加工性則無法得到所需的強度。因此，基於添加Fe、Co、Ni、Si等第三元素（專利文獻1）；限制固溶在母相中的雜質元素群的濃度，使這些元素以第二相粒子（Cu－Ti－X系粒子）的方式以規定的分佈形態析出並提高調製結構的規則性（專利文獻2）；規定對晶粒微小化有效的微量添加元素和第二相粒子的密度（專利文獻3）——等等觀點出發，以往進行了試圖實現鈦銅的強度和彎曲加工性的並存的研究開發。

已知通常，在鈦銅的製造過程中，若第二相粒子過於粗大化，則存在彎曲加工性受損的傾向。因此，在以往的最終固溶化處理中，採取了如下方法：將材料加熱到規定的溫度後，通過水冷等以盡可能更快的冷卻速度進行材料的冷卻，以抑制冷卻過程中的第二相粒子的析出。例如，在日本特開2001－303222號公報（專利文獻4）中，公開了為了減少特性的偏差，在材料的熱處理後以200K（200℃）/秒以上的冷卻速度迅速地冷卻材料的示例。另外，在日本特開2002－356726號公報（專利文獻5）中，為了不損失彎曲加工性且實現高強度化，公開了一種在相對於軋製方向垂直的方向上進行W彎曲試驗時，得到所需的彎曲半徑比的鈦銅合金。

現有技術文獻

專利文獻

專利文獻1：日本特開2004－231985號公報

專利文獻2：日本特開2004－176163號公報

專利文獻3：日本特開2005－97638號公報

專利文獻4：日本特開2001－303222號公報

專利文獻5：日本特開2002－356726號公報

發明要解決的技術問題

另一方面，在通過壓制加工製造連接器等電子部件的情況下，對於強度高的材料來說，存在彎曲加工後的回彈大而壓制後的尺寸難以達到目標尺寸的問題。另外，存在由於壓制導入應變因此彈簧極限值降低的問題。因此，考慮使用對固溶化後進行了精冷軋制的強度比較低的材料進行壓制加工得到所需的尺寸之後，進行熱處理以提高強度以及彈簧極限值這一類型的材料（非磨碾硬化材料）。作為通過在壓制後進行了熱處理從而具有高強度和高電導率的合金，已知在Cu中添加Be的材料，例如C17200（1.8～2.0質量%Be－0.2質量%以上的Ni＋Co，餘量Cu）登記在CDA（銅業發展協會（Copper Development Association））中。

在專利文獻5的權利要求16中，列舉了在壓制加工後進行時效處理（以下稱作熱處理），且熱處理後的硬度為345Hv以上的鈦銅，但是熱處理後的尺寸變化大、尺寸穩定性差。特別是在專利文獻5的表10的發明例（No.1～10，12，14～16）中，熱處理後平行於軋製方向的方向上的熱伸縮量較大為0.05%（500ppm）以上。

因此，本發明在一實施方式中，目的在於提供一種鈦銅板，該鈦銅板是在壓制加工後進行熱處理的鈦銅的非磨碾硬化材料，且熱處理後的彈簧特性以及尺寸穩定性良好

解決技術問題的方法

本發明人，為了解決上述技術問題，對熱處理後的彈簧特性以及尺寸穩定性與鈦銅的特性進行深入研究發現，對熱處理前的抗拉強度以及電導率進行調節後的鈦銅，在熱處理後具有優良的彈簧極限值以及熱伸縮特性，並且該鈦銅可通過下文所述的固溶化處理條件、溫軋製溫度以及軋製加工度得到，以至於完成本發明。

即，本發明在一個方面是一種鈦銅板，其含有2.0～4.5質量%的Ti，餘量由銅以及不可避免的雜質組成，軋製平行方向上的抗拉強度為750MPa以上，電導率為4.0～8.0%IACS，以400℃進行2小時熱處理後軋製平行方向上的彈簧極限值為800MPa以上，並且以400℃進行2小時熱處理後軋製平行方向上的熱伸縮率為100ppm以下。

在本發明的鈦銅板的一實施方式中，所述電導率為4.0～6.0%IACS。

在本發明的鈦銅板的一實施方式中，所述彈簧極限值為850MPa以上。

在本發明的鈦銅板的一實施方式中，以400℃進行2小時熱處理後，軋製平行方向上的熱伸縮率與平行於軋製面且相對于軋製平向方向正交的軋製垂直方向上的熱伸縮率之和為200ppm以下。

在本發明的鈦銅板的一實施方式中，在彎曲軸相對于軋製方向平行（BW方向）的W彎曲試驗中，最小彎曲半徑（MBR）與板厚（t）之比MBR／t≦2.0。

在本發明的鈦銅板的一實施方式中，所述MBR／t≦1.8。

在本發明的鈦銅板的一實施方式中，還含有合計0.5質量%以下的選自由Fe、Co、Mg、Si、Ni、Cr、Zr、Mo、V、Nb、Mn、B、以及P組成的群組的1種以上作為第3元素。

另外，本發明在另一方面，是具備上述任一項所述的鈦銅板的壓制加工品。

另外，本發明在又一方面，是一種壓制加工品的製造方法，包括將上述任一方面的鈦銅板依次進行壓制加工以及時效處理

發明的效果

根據本發明，能夠得到一種熱處理後的彈簧特性以及尺寸穩定性優良的鈦銅板。本發明的鈦銅板，由於熱處理後的彈簧極限值以及熱伸縮特性優良，因此在通過彎曲加工以及此後的熱處理製造的電子部件中，能夠合適地用於製造具有良好的產品尺寸以及彈簧特性的小型電子部品。

以下，列舉合適的實施方式，詳細說明本發明。需要說明的是，本發明不限於以下的實施方式，在不改變本發明的主旨的範圍內能夠進行各種更改。

［1.鈦銅板］

本發明的鈦銅板，在一實施方式中，含有2.0～4.5質量%的Ti，餘量由銅以及不可避免的雜質組成，軋製平行方向上的抗拉強度為750MPa以上，電導率為4.0～8.0%IACS，在400℃下進行2小時熱處理後軋製平行方向上的彈簧極限值為800MPa以上，以及在400℃下進行2小時熱處理後軋製平行方向上的熱伸縮率為100ppm以下。以下，說明各組成的優選方式。

（Ti含有量）

在本發明的鈦銅板的一實施方式中，通過得到所需的Ti含有量，並通過固溶化處理使得Ti固溶於Cu基體中，通過時效處理使得微細的析出物分散在合金中，從而提高了強度。即，基於熱處理前的軋製平行方向上的抗拉強度為750MPa以上，且在熱處理後得到足夠的彈簧極限值的觀點，Ti含有量為2.0質量%以上，優選為2.5質量%以上，更優選為3.0質量%以上。另外，基於減少熱軋制中材料的破裂，並使得彎曲加工性優良的觀點，Ti含有量為4.5質量%以下，優選為3.5質量%以下，更優選為3.3質量%以下。

（第3元素）

本發明的鈦銅板，根據需要，除了銅以及鈦以外能夠含有並使用規定的第3元素。在優選的實施方式中，作為第3元素，可以含有合計0.5質量%以下的選自由Fe、Co、Mg、Si、Ni、Cr、Zr、Mo、V、Nb、Mn、B、以及P組成的群組的1種以上。但是，這些元素的合計含有量可以為0，即，也可以不含有這些元素。例如，能夠在0.01～0.5質量%，優選0.01～0.3質量%，更優選0.05～0.3質量%的範圍內含有並使用。通過添加這類第3元素，能夠改善鈦銅的時效硬化，但是不添加第3元素的鈦銅，也能夠發揮本發明的優效果。

另外，Fe的優選的添加量為0.5質量%以下，更優選的添加量為0.25質量%以下。Co的優選的添加量為0.5質量%以下，更優選的添加量為0.1質量%以下。Mg的優選的添加量為0.1質量%以下，更優選的添加量為0.05質量%以下。Si的優選的添加量為0.1質量%以下，更優選的添加量為0.05質量%以下。Ni的優選的添加量為0.5質量%以下，更優選的添加量為0.1質量%以下。Cr的優選的添加量為0.1質量%以下，更優選的添加量為0.05質量%以下。Zr的優選的添加量為0.1質量%以下，更優選的添加量為0.05質量%以下。Mo的優選的添加量為0.5質量%以下，更優選的添加量為0.3質量%以下。V的優選的添加量為0.1質量%以下，更優選的添加量為0.05質量%以下。Nb的優選的添加量為0.1質量%以下，更優選的添加量為0.05質量%以下。Mn的優選的添加量為0.1質量%以下，更優選的添加量為0.05質量%以下。B的優選的添加量為0.1質量%以下，更優選的添加量為0.05質量%以下。P的優選的添加量為0.5質量%以下，更優選的添加量為0.1質量%以下。但是，不限於上述的添加量。

（厚度）

產品的厚度，即板厚（t）優選為0.02～1.5mm。雖然板厚沒有特別的限制，但是如果板厚過大，則彎曲加工難以進行。

（抗拉強度）

在本發明中，在鈦銅板的抗拉強度在軋製平行方向上為750MPa以上，且滿足下文所示的電導率的情況下，在400℃下進行2小時熱處理後可得到所需的彈簧極限值。抗拉強度優選為775MPa以上，更優選為800MPa以上。但是，雖然沒有特別設置上限，但基於不會過度回彈，並維持產品的尺寸穩定性的觀點，抗拉強度優選小於900MPa。另一方面，若抗拉強度低於750MPa，則熱處理後的彈簧極限值降低，彈簧特性容易變差。

需要說明的是，抗拉強度，使用拉伸試驗機遵照JIS Z2241（2011）進行測量。

（電導率）

本發明的鈦銅板，在一實施方式中，如果滿足上文所需的抗拉強度，並且該鈦銅板的電導率為4.0～8.0%IACS，則基於時效析出的均衡度最合適的理由，在400℃下進行2小時熱處理後可得到所需的熱伸縮率以及彈簧極限值。電導率優選為4.0～7.0%IACS，更優選為4.0～6.0%IACS。若電導率低於4.0%IACS，則存在抗拉強度容易降低，該熱處理後的彈簧極限值降低的擔憂。另一方面，若電導率超過8.0%IACS，則存在該熱處理後的彈簧極限值降低的傾向。

需要說明的是，電導率，遵照JIS H 0505進行測量。

（熱伸縮率）

熱處理導致的尺寸變化，雖然是基於熱處理後在軋製平行方向上、在平行於軋製面且垂直於軋製方向的軋製垂直方向上以及在板厚方向上的熱伸縮變化的平均而得出，但是能夠使用在400℃下進行2小時熱處理後軋製平行方向上的尺寸變化進行大致評價。基於該熱處理後的產品的尺寸變化小且良好的觀點，該軋製平行方向上的熱伸縮率優選為100ppm以下，更優選為90ppm以下，還更優選為60ppm以下。這裡，測量熱伸縮率時的加熱條件選用以400℃進行2小時的理由是，以該條件進行測量時，容易得到最高的鈦銅板的強度。需要說明的是，雖然從該鈦銅板的特性這一點來看，不限制熱伸縮率的下限值，但是熱伸縮率通常很少為1ppm以下。

進一步，測量以400℃進行2小時熱處理後與軋製方向正交的軋製垂直方向上的尺寸變化，計算出上述軋製平行方向上的熱伸縮率與軋製垂直方向上的熱伸縮率之和。此時，如果以400℃進行2小時的熱處理後的軋製平行方向上的熱伸縮率與軋製垂直方向上的熱伸縮率之和為200ppm以下，則熱處理後的尺寸穩定性更加良好，優選為150ppm以下，更優選為100ppm以下。其中，上述熱伸縮率之和，越小越優選。

需要說明的是，熱伸縮率如下進行測量。

以試驗片的長度方向平行於軋製方向的方式，裁取該鈦銅板的試驗片。另外，以試驗片的長度方向是與板厚正交的軋製垂直方向的方式，裁取該鈦銅板的別的試驗片。接著，如圖1所示，隔著規定的間隔（L₀ ）刻印兩點的打痕。然後，以規定的條件加熱軋製平行方向以及軋製垂直方向的試驗片，分別測量加熱後的打痕間隔（L）。

（彎曲加工性）

彎曲加工性的評價，使用寬度10mm×長度30mm的短條狀的試驗片，通過W彎曲試驗（JIS H3130（2012））進行。試驗片裁取方向，選用彎曲軸相對于軋製方向平行的方向（BW方向），通過沒有產生裂紋的最小彎曲半徑MBR（Minimum Bend Radius）與板厚t之比MBR／t，進行評價。基於確保良好的彎曲性的觀點，該最小彎曲半徑（MBR）的比（MBR／t）優選為2.0以下。MBR／t的更理想的範圍為1.8以下。

需要說明的是，彎曲加工性，遵照JIS H 3130（2012）進行測量。

（彈簧極限值）

對以400℃進行2小時熱處理後的鈦銅板，測量彈簧極限值。如果彈簧極限值為800MPa以上，則可認為充分地滿足了用於連接器的彈簧特性。上限雖然沒有特別設定，但優選為825MPa以上，更優選為850MPa以上。

需要說明的是，彈簧極限值的測量方法，實施JIS H 3130（2012）中規定的力矩式試驗。

［2. 鈦銅板的製造方法］

在鈦銅板的通常的製造步驟中，首先用熔融爐將電解銅、Ti等原料熔融，得到所需的組成的熔液。然後，將該熔液鑄造成鑄塊。為了防止鈦的氧化損耗，熔融以及鑄造優選在真空中或者惰性氣體氣氛中進行。然後，按照熱軋制、冷軋制、固溶化處理的順序加工得到具有所需的厚度以及特性的板。固溶化處理後，為了除去熱處理時生成的表面氧化膜，可以進行表面的酸洗、研磨等。另外，為了高強度化，固溶化處理後可進行冷軋制。

特別地，通過在合適的條件下實施固溶化處理，以及之後的精軋製（溫軋製）的步驟，由此能夠製造本發明的鈦銅板。以下，按照各個步驟依次說明優選的製造例。

1）鑄塊製造

通過熔融以及鑄造進行的鑄塊的製造，基本上在真空中或惰性氣體氣氛中進行。如果在熔融中添加元素有未熔融的剩餘，則無法有效地發揮提高強度的作用。因此，為了完全熔融且沒有剩餘，添加Fe、Cr等高熔點的第3元素後進行充分攪拌，並且還需要保溫一定時間。另一方面，Ti比較容易溶於Cu中，因此可以在第3元素熔融之後添加。因此，優選，在Cu中以合計含有0.5質量%以下方式添加選自由Fe、Co、Mg、Si、Ni、Cr、Zr、Mo、V、Nb、Mn、B、以及P組成的群組的1種以上作為第3元素，接著以含有2.0～4.5質量%的方式添加Ti作為第2元素，由此製造鑄塊。其中，第3元素的添加量，優選為0.05質量%以上。需要說明的是，在Cu中添加Ti和第3元素的順序，沒有特別限定。

2）均質化退火以及熱軋制

由於在鑄塊製造時產生凝固偏析、結晶物粗大，因此優選通過進行均質化退火，盡可能地使其固溶于母相中且變小，盡可能使它們不存在。因為這樣有防止彎曲破裂的效果。具體地，優選在鑄塊製造步驟後，將材料溫度加熱到900～970℃進行3～24小時的均質化退火後，實施熱軋制。為了防止液體金屬脆性，在熱軋制前以及熱軋制中材料溫度優選為960℃以下。

3）固溶化處理

之後，優選在適當地重複進行冷軋制和退火後，進行固溶化處理。在本發明中，基於將電導率調節至合適的範圍，並提高熱處理後的彈簧極限值的觀點，固溶化溫度優選為750℃以上，更優選為775℃以上，還更優選為790℃以上。另一方面，基於金屬組織緻密，抗拉強度高，且彎曲加工性良好的觀點，固溶化溫度優選為900℃以下，更優選為875℃以下，還更優選為850℃以下。需要說明的是，此時的升溫速度，優選盡可能快速。

另外，在一實施方式中，為了充分進行固溶化處理，固溶化時間優選為5秒～30分鐘，更優選為10秒～5分鐘。

在另一方面，該固溶化處理後的冷卻優選為水冷，在理想的實施方式中，例如，平均冷卻速度優選為150℃／sec以上，更優選為155℃／sec以上。若平均冷卻速度小於150℃／sec，則由於冷卻時產生析出故而有電導率升高、熱處理後的彈簧極限值降低的擔憂。另一方面，沒有設置冷卻速度的上限，只要是水冷就具有所需的充分的冷卻速度。但是，基於充分地得到強度上升的效果的觀點，平均冷卻速度優選為1500℃／sec以下。固溶化後的電導率能夠調節到2.0～5.0%IACS的範圍內。這裡，平均冷卻速度是指，測量從冷卻開始時的750℃到冷卻到100℃為止所需的時間（冷卻時間），通過（750－100）（℃）／冷卻時間（秒）而算出的值（℃／sec）。

4）精軋製

固溶化處理後進行溫熱的精軋製（以下也稱作「溫軋製」。）。在優選的實施方式中，基於得到優選的熱伸縮率的觀點，溫軋製的加工度（壓下率）為50%以下，優選為40%以下，基於進一步提高彎曲性的觀點，更優選為35%以下。但是，基於抗拉強度在優選的範圍內，並提高熱處理後的彈簧極限值的觀點，溫軋製的加工度（壓下率）為15%以上，優選為20%以上，更優選為25%以上。需要說明的是，加工度定義為｛（（軋製前的厚度－軋製後的厚度）／軋製前的厚度）×100%｝。

另外，優選將溫軋製結束時的材料溫度（以下稱作溫軋製溫度）調節到250～350℃的範圍內，以形成通過固溶化而已固溶的Ti在溫軋製的作用下析出所必需的核。溫軋製的開始溫度低於固溶化溫度也沒有問題，重要的是控制溫軋製結束時的材料溫度。

基於軋製後的電導率為4.0%IACS以上，從而使得以400℃進行2小時的熱處理後的軋製平行方向的熱伸縮率為100ppm以下，並且，熱處理後的彈簧極限值升高的觀點，上述溫軋製溫度優選為250℃以上，更優選為280℃以上，還更優選為300℃以上。但是，基於析出的核不會過多地生成，Cu-Ti化合物不會過度析出，且電導率不會升高，並降低熱處理後的彈簧極限值的觀點，上述溫軋製溫度優選為350℃以下，更優選為330℃以下，還更優選為320℃以下。通過像這樣使得的溫軋製溫度在合適的範圍內，從而以400℃進行2小時的熱處理後在軋製平行方向上的熱伸縮率與在平行於軋製面且相對於軋製方向正交的軋製垂直方向上的熱伸縮率之和為200ppm以上。

優選調節上述條件，以使得溫軋製後的電導率在4.0～8.0%IACS的範圍內。以下不意在特別地限制本發明，雖然在壓制加工後通過對上述材料進行熱處理使得Cu－Ti化合物析出，但是析出導致的鈦銅的晶格常數變化可能會給熱伸縮率造成影響。可認為，通過進行上述溫軋製步驟可減少壓制加工後的析出量，因此熱伸縮量變小。

需要說明的是，本領域技術人員能夠理解，在上述各步驟之間以及精軋製之後，為了除去表面的氧化皮膜能夠適當地進行磨削、研磨、拋丸、酸洗以及脫脂等。

［3. 壓制加工品的製造方法］

壓制品製造者通過對上述的製造方法製造的鈦銅板進行壓制加工以及時效處理，可得到所需的特性以及形狀。例如依次實施壓制加工以及時效處理。壓制加工以及時效處理，可以在典型的條件下實施。為了使得該處理後的材料的彈簧極限值以及尺寸穩定性良好，時效處理的溫度優選為300～440℃。另外，時效處理的處理時間優選為0.5～10小時。需要說明的是，壓制加工品，具有上述的鈦銅板。

〔實施例〕

以下，與比較例一起示出本發明的實施例，但是提供這些實施例是為了更好地理解本發明及其優點，不意在限定發明。

［鈦銅板的製造］

在製造發明例1~15以及比較例1~9的鈦銅板時，由於添加活性金屬Ti作為第2元素，因此使用真空熔融爐進行熔融製造。另外，為了防範本發明中規定的元素以外的雜質元素的混入導致產生預料外的副作用于未然，嚴格選擇並使用純度比較高的原料。

首先，在真空熔融爐中熔融電解銅，對應于發明例1～15以及比較例1～9以得到表1中記載的Ti濃度的方式添加Ti，取決於具體情況按照表1中記載的濃度進一步添加第3元素，餘量為銅以及不可避免的雜質，對於具有如上組成的鑄塊以950℃加熱3小時進行均質化退火後，以900～950℃進行熱軋制，得到板厚10mm的熱軋板。需要說明的是，表中所示的各成分的數字表示質量%。

接著，通過面銑進行除鏽後，通過冷軋制形成厚度0.25mm的板。此後，以表1所記載的條件進行10分鐘的固溶化處理後，進行水冷。更具體地，在固溶化處理中，將試料和熱電偶放入調節為700～1000℃的電爐中，用熱電偶測量材料溫度，在材料溫度達到700～1000℃的時刻從爐中取出試料，放入水槽（25℃）中或者保持為規定的溫度的爐內進行冷卻。除水冷以外的冷卻速度（℃／sec），根據從材料所達到的溫度開始到材料的最終溫度100℃為止的冷卻時間來求出。之後，通過酸洗進行除鏽後，作為最終軋製，進行溫軋製（板厚0.15mm），且該溫壓制調節為能夠獲得表1中記載的加工度以及結束時的材料溫度，得到發明例1～15以及比較例1～9的各試驗片。

對於如上進行了處理的各試驗片，按照以下的條件進行特性評價。

［成分組成］

通過ICP－品質分析法分析去應變退火後的材料的合金元素濃度。其結果是，實質上與添加的元素的組成比相同。

［抗拉強度］

以試驗片的長度方向平行於軋製方向的方式，遵照JIS Z2241（2011），使用拉伸試驗機分別測量抗拉強度。

［電導率］

以試驗片的長度方向平行於軋製方向的方式裁取試驗片，遵照JIS H0505通過四端子法測量20℃下的電導率。

［彎曲加工性］

最終得到的各試驗片的彎曲加工性，遵照JIS H 3130（2012），通過Badway（彎曲軸與軋製方向為同一方向）的W彎曲試驗，測量不產生破裂的最小半徑（MBR）與板厚（t）之比MBR／t的值，由此進行評價。

［熱伸縮率］

以試驗片的長度方向與軋製方向平行的方式，從溫軋製後的材料上裁取寬度20mm、長度210mm的短條形狀的試驗片。另外，以試驗片的長度方向是與板厚正交的軋製垂直方向的方式，裁取其他的試驗片。接著，如圖1所示，隔著L₀ （＝200mm）的間隔刻印兩點的打痕。之後，以400℃將軋製平行方向以及軋製垂直方向的試驗片加熱2小時，分別測量加熱後的打痕間隔（L）。然後，求出通過（L－L₀ ）／L₀ ×106的公式算出的值的絕對值，作為熱伸縮率（ppm）。進一步，求出軋製平行方向上的熱伸縮率與軋製垂直方向上的熱伸縮率之和。

［彈簧極限值］

將溫軋製後的材料以400℃加熱2小時後，通過JIS H 3130（2012）中規定的力矩式試驗，以試驗片的長度方向平行於軋製方向的方式夾持較長的短條狀的試驗片（試驗片寬度10mm）的一段，根據基於材料板厚規定的產生永久撓曲量的彎曲力矩，測量表面最大應力，作為軋製垂直方向的彈簧極限值。

試驗條件是，對於材料板厚t（mm）、從材料的固定端到負荷點為止的距離l（mm）、永久撓曲量δ（mm），選用l² ＝4000t，δ＝0.1，進行試驗。

［尺寸穩定性］

關於熱處理前的彎曲角度，在不發生彎曲破裂的範圍內對溫軋製後的材料進行W彎曲加工後，求出彎曲加工部的實際的彎曲變形角度θ。雖然在彎曲方向是Goodway（彎曲軸與軋製方向正交的方向）且板厚（t）0.15mm的情況下，選用R／t＝3.3作為彎曲條件，但是只要是在不發生彎曲破裂的範圍內，就能夠採用任意的彎曲度R。進一步，作為熱處理後的彎曲角度，將該試驗片以400℃加熱2小時後，與上述同樣地進行彎曲，求出彎曲變形角度θ’。

根據以上，計算出熱處理前後的彎曲角度變化「θ’－θ」的絕對值。在表1中，將該值小於0.5°記做「◎」，0.5°以上且小於1.0°記做「○」，1.0°以上記做「×」。需要說明的是，可判斷「◎」為熱處理後的尺寸穩定性優良，「○」為熱處理後的尺寸穩定性良好，「×」為熱處理後的尺寸穩定性差。

【表1】

［結果］

如上所述，在表1所示的各條件下製造各發明例以及各比較例的鈦銅作為試驗片，結果發現具有表1所示的特性。如此，鈦銅板的發明例1～15，具有上述抗拉強度以及電導率，在以400℃進行2小時熱處理後具有優良的彈簧特性以及尺寸穩定性。且可知，鈦銅板的發明例1～15，可通過對上述組成的鈦銅，按照上述各條件進行熱軋制、中間軋製、固溶化處理，溫熱的精軋製來進行製造。

另外，在發明例1、3～7、10～14中，由於使得溫軋製後的精加工度為35%以下，因此除了彈簧極限值以及熱伸縮率以外，彎曲加工性也優良。

進一步，作為參考例示出了市售的Cu－Be合金（C1720－1／4H（日本礙子NGK製造）），與時效溫度400℃（參考例1）以及Cu－Be合金的推薦時效溫度315℃（參考例2）相比，鈦銅板的發明例1、3～5、9、10具有與Cu－Be合金同等的彈簧極限值，並且熱伸縮特性大幅度改善。

在比較例1中，由於Ti濃度高，因此熱加工性顯著惡化工序難以進行。

在比較例2中，由於Ti濃度低於2.0%，因此溫軋製後的抗拉強度低，熱處理後的彈簧極限值變差。

在比較例3中，由於固溶化溫度高，因此最終軋製後的抗拉強度低，另外，由於熱處理後的熱伸縮率高，因此尺寸變化以及彈簧極限值變差。

在比較例4中，由於固溶化溫度低，因此溫軋製後的電導率高，彈簧極限值變差。

在比較例5中，由於固溶化時的冷卻速度慢，因此溫軋製後的電導率高，彈簧極限值變差。

在比較例6中，由於溫熱的溫軋製加工度高，因此熱處理後的熱伸縮率升高，尺寸穩定性變差。

在比較例7中，由於溫熱的溫軋製加工度低，因此抗拉強度低，熱處理後的彈簧極限值變差。

在比較例8中，由於溫軋製溫度高，因此溫軋製後的電導率高，熱處理後的彈簧極限值變差。

在比較例9中，由於溫軋製溫度低，且溫軋製後的電導率低，因此熱處理後的熱伸縮率高因此尺寸穩定性變差，另外，由於熱處理時的析出的核少，因此彈簧極限值變差。

以上所述僅為本發明較佳可行實施例而已，舉凡應用本發明說明書及申請專利範圍所為之等效變化，理應包含在本發明之專利範圍內。

無

圖１為對熱收縮率測量用的試驗片進行說明的圖。

Claims

一種鈦銅板，含有2.0～4.5質量%的Ti，餘量由銅以及不可避免的雜質組成，軋製平行方向上的抗拉強度為750MPa以上，電導率為4.0～8.0%IACS，以400℃進行2小時熱處理後軋製平行方向上的彈簧極限值為800MPa以上，並且以400℃進行2小時熱處理後軋製平行方向上的熱伸縮率為100ppm以下。
如請求項1所述之鈦銅板，其中所述電導率為4.0～6.0%IACS。
如請求項1或2所述之鈦銅板，其中所述彈簧極限值為850MPa以上。
如請求項1或2所述之鈦銅板，其中，在以400℃進行2小時熱處理後，軋製平行方向上的熱伸縮率，和平行於軋製面且相對於軋製方向正交的軋製垂直方向上的熱伸縮率之和為200ppm以下。
如請求項1或2所述之鈦銅板，其中，在彎曲軸相對于軋製方向平行（BW方向）的W彎曲試驗中，最小彎曲半徑（MBR）與板厚（t）之比MBR／t≦2.0。
如請求項5所述的鈦銅板，其中，所述MBR／t≦1.8。
如請求項1或2所述之鈦銅板，其中，還含有合計0.5質量%以下的選自由Fe、Co、Mg、Si、Ni、Cr、Zr、Mo、V、Nb、Mn、B、以及P組成的群組的1種以上作為第3元素。
一種壓制加工品，其具備如請求項1～7中任一項所述的鈦銅板。
一種壓制加工品的製造方法，包括對如請求項1～7中任一項所述的鈦銅板依次進行壓制加工以及時效處理。