TWI426141B

TWI426141B - Copper alloy, copper products, electronic parts and connectors

Info

Publication number: TWI426141B
Application number: TW100136252A
Authority: TW
Inventors: Naohiko Era; Hiroyasu Horie
Original assignee: Jx Nippon Mining & Metals Corp
Priority date: 2010-10-29
Filing date: 2011-10-06
Publication date: 2014-02-11
Also published as: KR20120046051A; KR101365380B1; JP2012097308A; CN102465215A; CN102465215B; JP5226057B2; TW201217551A

Description

銅合金、伸銅品、電子零件及連接器

本發明係關於銅合金、伸銅品、電子零件及連接器。

近年來，以行動終端等為代表之電子機器之小型化不斷發展，因此其中所使用之連接器之窄間距化及低背化(Low Profile)之傾向顯著。連接器越小型，接腳寬度(pin width)越窄，為了成為摺疊得較小之加工形狀，要求所使用之構件具有較高的強度以獲得必需之彈性、以及具有可承受嚴酷彎曲加工之優異彎曲加工性。

於該方面，由於含有鈦之銅合金(以下，稱為「鈦銅」)之強度比較高，且應力緩和特性在銅合金中最為優異，因此自先前以來即被用作特別要求強度之訊號系端子用構件。鈦銅係時效硬化型之銅合金。具體而言，若藉由固溶處理形成作為溶質原子之Ti之過飽和固溶體，並自該狀態於低溫下實施較長時間之熱處理，則會因為離相分解(spinodal decomposition)，而使得母相中之Ti濃度之週期變動即調變結構(modulated structure)擴展，且強度提高。正研發有以該強化結構為基本，謀求使鈦銅之特性更進一步提升之各種手段。

此時，問題在於強度與彎曲加工性相反之特性這一方面。即，若使強度提高，則會損及彎曲加工性，相反地，若重視彎曲加工性，則無法獲得期望之強度。因此，已研究開發有從如下觀點來謀求兼具鈦銅之強度與彎曲加工性之先前未有的技術：添加Fe、Co、Ni、Si等第三元素(專利文獻1)；限制於母相中固溶之雜質元素群濃度，並使該等作為第二相粒子(Cu-Ti-X系粒子)以特定之分佈形態析出來提高調變結構之規則性(專利文獻2)；規定有效使晶粒微細化之微量添加元素與第二相粒子之密度(專利文獻3)等。

專利文獻1中，記載有獲得0.2%保證應力最大為888MPa的鈦銅，且此時的MBR/t為0.7(實施例No.10)。專利文獻2中，記載有獲得0.2%保證應力最大為839MPa的鈦銅，且此時的MBR/t為1.7(實施例No.10)。專利文獻3中，記載有獲得0.2%保證應力最大為888MPa的鈦銅，且此時的MBR/t為0.5(實施例No.10)。

又，專利文獻4中揭示有如下的鈦銅：在為鈦銅的情況下，存在對於母相之α相結合性差的β相(TiCu₃ )、及結合性佳的β'相(TiCu₄ )，β相會對彎曲加工性產生不良影響，另一方面使β'相均勻且微細地分散將有助於兼顧強度與彎曲加工性，由此抑制β相且使β'相微細分散。專利文獻4中，記載有獲得0.2%保證應力最大為1019MPa的鈦銅，且此時的MBR/t為2(實施例No.4)。

又，此等文獻中記載有藉由鑄錠之熔解鑄造→均質化退火→熱壓延→(反覆進行退火及冷壓延)→最終固溶處理→冷壓延→時效處理的順序製造鈦銅。特別重要的是於最終固溶處理中，抑制對於穩定相之TiCu₃ 或母相為不結合的第2相粒子的析出。

[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2006-283142號公報

如上所述，鈦銅通常是藉由鑄錠之熔解鑄造→均質化退火→熱壓延→(反覆進行退火及冷壓延)→最終固溶處理→冷壓延→時效處理的順序來製造，以該步驟為基本來謀求特性的改善。然而，在獲得具有更加優異特性的鈦銅的方面，尋找不固守於現有概念的新的製造方法較為有用。

因此，本發明的主要課題在於提供一種可實現鈦銅特性之改善的新銅合金、伸銅品、電子零件及連接器。

先前的鈦銅的製造方法中，係藉由最終固溶處理使鈦充分固溶在母相之後，進行冷壓延使強度提升一定程度，最後再以時效處理引起離相分解而獲得高強度鈦銅。因此，不考慮在冷壓延前實施可能導致特意固溶之鈦的穩定相析出的熱處理。

然而，本發明人進行潛心研究的結果發現，若在冷壓延前藉由不生成或生成一部分鈦的準穩定相或穩定相程度的熱處理，而預先引起一定程度的離相分解，則之後進行冷壓延及時效處理而最後獲得的鈦銅的強度將會有效地得到提高。即，先前的鈦銅的製造方法是在時效處理的一個階段進行引起離相分解的熱處理步驟，相對於此，於本發明的鈦銅的製造方法中，與習知方法較大不同之處在於，於最終固溶處理後，以比先前之時效處理更短的時間且成為次時效之條件進行熱處理，之後，進行冷壓延，進一步於冷壓延後進行兩階段的比先前之時效處理輕度的時效處理。

進而亦得知，藉由追加熱處理步驟，而且與先前相比在更低溫側進行時效處理，可獲得強度及彎曲加工性之平衡大幅提高的鈦銅。

藉由採用上述製造步驟可使鈦銅的特性提高的原因尚未十分清楚。可對該原因作以下推測，但並不意圖藉由理論來限定本發明。鈦銅中，隨著時效處理中鈦的調變結構擴展，鈦的濃度變化的振幅(濃淡)變大，但當達到一定振幅時，則無法承受波動的頂點附近的鈦向更穩定的β'相，甚至是β相變化。即，藉固溶處理而固溶於母相的鈦，因之後施加熱處理，而使得為Ti濃度之周期性變動即調變結構慢慢擴展，其朝準穩定相即β'相變化，並最後變化為穩定相即β相。然而，若預先在最終固溶處理後、冷壓延前實施可引起離相分解之特定的熱處理，則在時效處理時即使達到通常β'相會析出的振幅，β'相亦難以析出，成長至具有更大振幅的調變結構。而且，可認為此種波動大的調變結構會對鈦銅賦予韌性。但在技術上難以對鈦濃度的振幅進行測定，特性提高的詳細機制並不明確。無論如何，與僅進行一個階段的離相分解的先前製造方法相比，採用本發明的製造方法可獲得高強度的鈦銅。

基於以上所完成之本發明於一態樣中，係一種銅合金，其含有2.0～4.0質量%之Ti，含有合計0～0.5質量%之選自Mn、Fe、Mg、Co、Ni、Cr、V、Nb、Mo、Zr、Si、B、P中之1種以上的元素作為第3元素，剩餘部份由銅及不可避免之雜質所構成；於藉由電子顯微鏡進行對壓延面的電解研磨後之表面的組織觀察中，粒徑0.5μm以上的第二相粒子之個數密度(X)為0.04～0.11個/μm² ，粒徑0.5μm以上的第二相粒子沿著粒界析出之個數比例(Y)為45～80%。

本發明之銅合金，係藉由進行下述步驟而製造：固溶處理：其係加熱至比在550～1000℃內Ti之固溶限度變成與添加量相同之固溶限溫度高0～20℃的溫度，然後加以急冷；熱處理：其係於固溶處理後，於鈦濃度(質量%)設為[Ti]之情形時，以導電率之上升值C(% IACS)滿足以下關係式：0.5≦C≦(-0.50[Ti]² -0.50[Ti]+14)的方式，使導電率上升；於熱處理後，進行最終冷壓延；於最終冷壓延後，進行時效處理。

本發明於另一態樣中，係一種伸銅品，其係使用有上述銅合金。

本發明於再另一態樣中，為一種電子零件，其係使用上述銅合金製作而成。

本發明於再另一態樣中，為一種連接器，其係使用上述銅合金製作而成。

根據本發明，可提高鈦銅的強度。又，本發明的較佳實施形態中，可獲得能夠以高水準實現強度與彎曲加工性的鈦銅。

Ti含量

於Ti未達2質量%時，無法充分地獲得由鈦銅原本之調變結構之形成所產生的強化機制，因此無法獲得充分之強度，相反地若超過4.0質量%，則存在粗大之TiCu₃ 易於析出，且強度及彎曲加工性劣化之傾向。因此，本發明之銅合金中之Ti的含量為2.0～4.0質量%，較佳為2.7～3.5質量%。藉由將Ti之含量適當化，可同時實現適合用於電子零件之優異強度及彎曲加工性。

第3元素

第3元素由於有助於晶粒的微細化，因此可添加特定之第3元素。具體而言，即使在Ti充分固溶之較高溫度中進行固溶處理，晶粒亦容易微細化，強度容易提高。又，第3元素會促進調變結構的形成。進一步，第3元素亦具有抑制TiCu₃ 析出的效果。因此，可獲得鈦銅原有的時效硬化能(Age-hardening Power)。

鈦銅中上述效果最高者為Fe。而且，Mn、Mg、Co、Ni、Si、Cr、V、Nb、Mo、Zr、B及P亦可期待與Fe同等的效果，即使單獨添加亦可表現出效果，但亦可複合添加2種以上。

此等元素若含有合計0.05質量%以上，則可表現出其效果，但若合計超過0.5質量%，則Ti的固溶限度變小而容易析出粗大的第二相粒子，雖然強度些許提高，但彎曲加工性會發生劣化。同時，粗大的第二相粒子會促使彎曲部的表面變得粗糙，且會促進加壓加工中的金屬模具磨損。因此，可含有合計0～0.5質量%之選自由作為第3元素群之Mn、Fe、Mg、Co、Ni、Cr、V、Nb、Mo、Zr、Si、B及P所構成之群中的1種或2種以上，較佳為含有合計0.05～0.5質量%。

此等第3元素的更佳範圍，Fe為0.17～0.23質量%，Co、Mg、Ni、Cr、Si、V、Nb、Mn、Mo為0.15～0.25質量%，Zr、B、P為0.05～0.1質量%。

第二相粒子

本發明中「第二相粒子」係指與母相之組成成分不同之組成的粒子。第二相粒子係於各種的熱處理中析出而與母相形成晶界之以Cu與Ti為主成分的粒子，具體而言，係以含有TiCu₃ 粒子或第3元素群之構成要素X(具體而言為Mn、Fe、Mg、Co、Ni、Cr、V、Nb、Mo、Zr、Si、B及P之任一者)的Cu-Ti-X系粒子來表示。

藉由觀察第二相粒子之析出狀態，可間接地評價因離相分解而導致之材料強化的程度。於本實施形態，在藉由電子顯微鏡進行對壓延面的電解研磨後之表面的組織觀察中，粒徑0.5μm以上的第二相粒子之個數密度(X)為0.04～0.11個/μm² ，但從使由離相分解所造成之調變結構適度地擴展而得到強度及彎曲加工性良好地平衡的觀點上而言，更佳為0.04～0.10個/μm² ，再更佳為0.05～0.09個/μm² 。因為若個數密度(X)少於0.04個/μm² ，則有強度(YS)不足的情況，若個數密度(X)多於0.11個/μm² ，則有彎曲加工性惡化之情況，故有無法謀求強度與彎曲加工性兼具之情況。

又，於本實施形態之鈦銅中，粒徑0.5μm以上的第二相粒子之粒界析出的個數比例(Y)較適當為45～80%，更佳為50～78%，再更佳為59～71%。因為若個數比例(Y)低於45%則有強度(YS)不足之情形，若個數比例(Y)高於80%則有彎曲加工性(MBR/t)變差之情形，故有無法謀求強度與彎曲加工性兼具之情況。

於本實施形態中，將藉由電子顯微鏡觀察壓延面之電解研磨後表面時第二相粒子的粒徑定義為與第二相粒子內切之最大圓直徑(參考圖1(a))。亦即，「粒徑0.5μm以上的第二相粒子」係指與第二相粒子內切之最大圓直徑(參考圖1(a))為0.5μm以上的粒子。又，關於評價個數密度(X)時之粒子個數的計算方法，係採用下述計算方法。亦即，於分散在觀察視野中之粒徑0.5μm以上的第二相粒子中，

(A)對於粒徑0.5μm以上且未達1.0μm的第二相粒子

(a)與第二相粒子外切之最小圓直徑(參考圖1(a))為0.5μm以上且未達1.0μm的粒子：計數為「1個」

(b)與第二相粒子外切之最小圓直徑(參考圖1(a))為1.0μm以上的粒子：計數為「2個」

(B)對於粒徑1.0μm以上的第二相粒子

於觀察視野中每0.5μm間隔之網目的情形時，將包圍0.5μm四角的粒子部分設為「1個」，將超過網目而露出於0.5μm四角之外側的粒子部分設為「1/2個」(參考圖1(b))而進行計算。

關於「粒徑0.5μm以上之第二相粒子的粒界析出之個數比例(Y)」，係計算於以上述步驟計數之分散於觀察視野的粒徑0.5μm以上的第二相粒子中，沿著晶界存在之粒子的個數。晶界係定義為利用以SEM觀察而得到之反射電子影像，其對比不同的界面，且粒子個數的計算方法係與個數密度(X)的計算方法相同。

本發明之銅合金的製造方法

本發明之銅合金，可藉由對上述專利文獻1～4所記載之公知的鈦銅的製造方法加以特定改變來進行製造。即，在最終固溶處理之後、冷壓延前，預先進行可引起離相分解的熱處理。

先前的鈦銅的製造方法，係藉由最終固溶處理而使鈦充分固溶在母相之後，進行冷壓延而使強度提升一定程度，最後以時效處理引起離相分解而獲得高強度鈦銅。因此，重要的是最後的時效處理，且重點在於藉由最終固溶處理而使鈦充分固溶於母相，且在時效處理中以適當的溫度與時間引起最大限度的離相分解。若溫度過低且時間過短，則時效處理中因離相分解所生成的調變結構容易變得擴展不足，藉由提高溫度、延長時間而使離相分解所生成的調變結構成長，藉此既可維持適度的彎曲加工性又可提高強度。然而，若材料的溫度過高且時間過長，則對強度貢獻不大的β'相或導致彎曲加工性惡化的β相容易析出，強度未見提高，或者強度減小，且彎曲加工性惡化。

另一方面，本發明中在最終固溶處理後加入熱處理而預先引起離相分解，其後，進行先前水準的冷壓延、先前水準的時效處理或者較先前更低的溫度、短時間的時效處理，藉此謀求鈦銅的高強度化。亦即，於此處根據鈦銅之銅合金組成，並非進行熱處理至該硬度到達峰值附近的處理條件，而是於在這之前的階段(於成為次時效般之條件下)結束熱處理。若對固溶處理後的鈦銅進行熱處理，則導電率會隨著離相分解的進行而上升，因此本發明中，係以熱處理前後的導電率的變化為指標來規定適當的熱處理程度。根據本發明人的研究，熱處理較佳為以導電率上升0.5～8%IACS的條件進行。再者，β'相或β相若為少量析出的程度則不存在問題，但若β'相或β大量析出，則無法獲得本發明所謀求的強度提高效果，或者即使強度較高，彎曲加工性亦會顯著惡化，因此更佳為以上升1～4%IACS的條件進行。與該導電率的上升對應的具體加熱條件為材料溫度300～700℃且加熱0.001～12小時的條件。

進行次時效而導致之適當的導電率上升程度係規定如下。亦即，本實施形態之熱處理於鈦濃度(質量%)設為[Ti]之情形時，導電率之上升值C(% IACS)可滿足以下關係式(1)：

0.5≦C≦(-0.50[Ti]² -0.50[Ti]+14)‧‧‧(1)。

若根據上述(1)式，例如於Ti濃度為2.0質量%之情形時，較理想為以使導電率上升0.5～11%IACS的條件來進行，於Ti濃度為3.0質量%之情形時，較理想為以使導電率上升0.5～8%IACS的條件來進行，於Ti濃度為4.0質量%之情形時，較理想為以使導電率上升0.5～4%IACS的條件來進行。

本實施形態之熱處理，更佳係於鈦濃度(質量%)設為[Ti]之情形時，導電率之上升值C(% IACS)滿足以下關係式(2)：

1.0≦C≦(0.25[Ti]² -3.75[Ti]+13)‧‧‧(2)。

若根據上述(2)式，例如於Ti濃度為2.0質量%之情形時，較理想為以使導電率上升1.0～6.5%IACS的條件來進行，於Ti濃度為3.0質量%之情形時，較理想為以使導電率上升1.0～4%IACS的條件來進行，於Ti濃度為4.0質量%之情形時，較理想為以使導電率上升1.0～2%IACS的條件來進行。

再者，於最終固溶處理後之熱處理中進行使銅合金之硬度成為峰值之時效時，導電率之差成為，例如於Ti濃度2.0質量%時上升13%IACS左右，於Ti濃度3.0%時上升10%IACS左右，於Ti濃度4.0%時上升5%IACS左右。亦即，本實施形態之最終固溶處理後的熱處理，比起硬度成為峰值之時效，賦予銅合金之熱量非常地小。於本實施形態中，藉由以高溫(例如400℃以上)短時間(0.5小時以下)進行熱處理，可製造高強度之鈦銅。

因此，熱處理較佳為以下述任一條件進行。

‧材料溫度在300℃以上、未達400℃，加熱0.5～12小時。

‧材料溫度在400℃以上、未達500℃，加熱0.01～0.5小時。

‧材料溫度在500℃以上、未達600℃，加熱0.005～0.01小時。

‧材料溫度在600℃以上、未達700℃，加熱0.001～0.005小時。

熱處理更佳為以下述任一條件下進行。

‧材料溫度在400℃以上、未達450℃，加熱0.25～0.5小時。

‧材料溫度在450℃以上、未達500℃，加熱0.01～0.25小時。

‧材料溫度在500℃以上、未達550℃，加熱0.0075～0.01小時。

‧材料溫度在550℃以上、未達600℃，加熱0.005～0.0075小時。

‧材料溫度在600℃以上、未達650℃，加熱0.0025～0.005小時。

以下，說明每個步驟之較佳實施形態。

1)鑄錠製造步驟

利用熔解及鑄造來進行的鑄錠的製造，基本上是在真空中或惰性氣體環境中進行。若熔解中殘留有添加元素，則不會有效地作用於提高強度。因此，為了消除熔解殘留，必須在添加Fe、Cr等高熔點添加元素後充分攪拌，然後保持特定時間。另一方面，Ti由於比較容易溶在Cu中，因此在第3元素群熔解之後添加即可，因此，於Cu中以含有合計0～0.50質量%的方式添加選自由Mn、Fe、Mg、Co、Ni、Cr、V、Nb、Mo、Zr、Si、B及P所組成之群之1種或2種以上的元素，接著以含有2.0～4.0質量%的方式添加Ti，來製造鑄錠。

2)均質化退火及熱壓延

在此，較佳為盡可能地消除凝固偏析或鑄造中所產生的結晶物。其原因在於，在之後的固溶處理中，使第二相粒子的析出微細且均勻地分散，且亦具有防止混粒的效果。

較佳為在鑄錠製造步驟之後，加熱至900～970℃並進行3～24小時的均質化退火，然後實施熱壓延。為了防止液體金屬脆性，較佳為熱壓延前及熱壓延中設在960℃以下，且自原本厚度至整體加工度為90%為止的道次中設在900℃以上。而且，為了在每一道次中產生適度的再結晶而有效地降低Ti的偏析，可以每一道次的軋縮量為10～20mm來實施。

3)第一固溶處理

其後，較佳為適當反覆進行冷壓延與退火後再進行固溶處理。在此，預先進行固溶的原因在於，減輕最終之固溶處理的負擔。即，最終之固溶處理，並非是用以使第二相粒子固溶的熱處理，而是第二相粒子已固溶，因此只要一邊維持其狀態一邊僅產生再結晶即可，因此進行輕度的熱處理即可。具體而言，第一固溶處理係將加熱溫度設為850～900℃，且進行2～10分鐘即可。較佳為以此時的升溫速度及冷卻速度極快以使第二相粒子不析出來進行。

4)中間壓延

最終固溶處理前的中間壓延中的加工度越高，最終固溶處理中的第二相粒子越會均勻且微細地析出。但若過度提高加工度來進行最終固溶處理，則有時會使得再結晶織構擴展，產生塑性異向性，損害加壓整形性。因此，中間壓延的加工度較佳為70～99%。加工度係以{((壓延前的厚度-壓延後的厚度)/壓延前的厚度)×100%}來定義。

5)最終固溶處理

最終固溶處理中，較佳為使析出物完全固溶，但若高溫加熱至完全消除析出物，則晶粒會粗大化，因此將加熱溫度設為第二相粒子組成的固溶限度附近的溫度(在Ti的添加量為2.0～4.0質量%的範圍，Ti的固溶限度變成與添加量相等的溫度(固溶限溫度)為730～840℃左右，例如Ti的添加量為3.0質量%時為800℃左右)。而且若急速加熱至該溫度，且亦加快冷卻速度，則粗大的第二相粒子的產生會受到抑制。雖然不受以下之條件所限制，但典型的是，可將固溶前的銅合金素材加熱至成為比550～1000℃之Ti之固溶限溫度高0～20℃之溫度，較佳為可加熱成為至比550～1000℃之Ti之固溶限溫度高0～10℃之溫度。又，於固溶溫度中的加熱時間越短，則晶粒細微化。因此，較佳為以550～1000℃之Ti的固溶限度大於添加量的溫度加熱材料0.5～3分鐘之後進行水冷。

6)熱處理

在最終固溶處理之後進行熱處理。熱處理的條件如上所述。

7)最終冷壓延

上述熱處理後進行最終冷壓延。可藉由最終冷加工以提高鈦銅的強度。此時，若加工度未達10%，則無法獲得充分的效果，因此較佳為將加工度設在10%以上。但加工度越高，在接下來的時效處理中越容易引起粒界析出，因此將加工度設在50%以下，更佳為設在25%以下。

8)時效處理

在最終冷壓延之後進行時效處理。時效處理的條件為常用的條件即可，但若與先前相比輕度地進行時效處理，則可進一步提高強度與彎曲加工性的平衡。具體而言，時效處理較佳為以材料溫度290～400℃加熱3～12小時的條件進行。於不進行時效處理的情況、時效處理時間較短(未達2小時)的情況、或時效處理溫度較低(未達290℃)的情況下，會有強度及導電率下降之情形。又，於時效時間較長的情況(13小時以上)、或時效溫度較高的情況(450℃以上)，會有雖然導電率變高，但強度下降的情形。

時效處理更佳為以下述任一條件進行。

‧材料溫度在290℃以上、未達320℃，加熱7～12小時。

‧材料溫度在320℃以上、未達340℃，加熱6～11小時。

‧材料溫度在340℃以上、未達360℃，加熱5～8小時。

‧材料溫度在360℃以上、未達400℃，加熱2～7小時。

時效處理再更佳為以下述任一條件進行。

‧材料溫度在290℃以上、未達320℃，加熱8～11小時。

‧材料溫度在320℃以上、未達340℃，加熱7～10小時。

‧材料溫度在340℃以上、未達360℃，加熱6～7小時。

‧材料溫度在360℃以上、未達400℃，加熱3～7小時。

再者，本領域技術人員應可理解，可在上述各步驟之間適當地進行用以除去表面氧化銹皮之磨削、研磨、珠粒噴擊酸洗等步驟。

本發明之銅合金的特性

藉由本發明之製造方法所獲得的銅合金在一實施形態中可兼具以下特性。

(A)壓延平行方向的0.2%保證應力為900～1250MPa。

(B)進行Badway的W彎曲測試而不產生裂縫的最小半徑(MBR)相對於板厚(t)的比即MBR/t值為0.5～2.5。

藉由本發明之製造方法所獲得的銅合金在較佳的一實施形態中可兼具以下的特性。

(A)壓延平行方向的0.2%保證應力為900～1050MPa。

(B)進行Badway的W彎曲測試而不產生裂縫的最小半徑(MBR)相對於板厚(t)的比即MBR/t值為0.5～2.0。

藉由本發明之製造方法所獲得的銅合金在又一較佳實施形態中可兼具以下的特性。

(A)壓延平行方向的0.2%保證應力為1050～1250MPa。

(B)進行Badway的W彎曲測試而不產生裂縫的最小半徑(MBR)相對於板厚(t)的比即MBR/t值為1.5～2.5。

藉由本發明之製造方法所獲得的銅合金的導電率通常為9～18%IACS，典型的是10～15%IACS。

本發明之銅合金的用途

本發明之銅合金可加工成各種板厚的伸銅品，且適用作為各種電子零件的材料。本發明之銅合金特別適合作為要求高尺寸精度之小型的彈性材料等，但並不限定於此，可較佳地使用作為開關、連接器、插孔、端子、繼電器等的材料。

[實施例]

以下一併顯示本發明的實施例及比較例，但此等實施例僅是提供用以更加理解本發明及其優勢，並未意欲限定本發明。

例1(製造步驟對鈦銅特性的影響)

在製造本發明例的銅合金時，由於將活性金屬Ti作為第2成分而添加，因此於熔製時使用真空熔解爐。又，為避免由於混入本發明中規定之元素以外之雜質元素而產生預想外之副作用，原料係嚴格挑選純度比較高者來使用。

首先，分別以表1所示的組成添加Mn、Fe、Mg、Co、Ni、Cr、Mo、V、Nb、Zr、Si、B及P於Cu後，再分別添加該表所示之組成Ti。在亦充分確保添加後的保持時間以不使添加元素殘留之後，將此等物質在Ar環境中注入鑄模，分別製造約2kg的鑄錠。

對上述鑄錠進行以950℃加熱3小時的均質化退火之後，以900～950℃進行熱壓延而獲得板厚10mm的熱壓延板。藉由表面磨削除去氧化銹皮後，進行冷壓延而形成原料條的板厚(1.5mm)，對原料條進行第1次固溶處理。第1次固溶處理的條件是以850℃加熱7.5分鐘。接著，冷壓延至中間板厚(0.10mm)之後，插入可急速加熱的退火爐進行最終固溶處理。此時的加熱條件設為約820℃加熱1分鐘。接著，以表2所記載的條件進行熱處理。藉由酸洗除去氧化銹皮之後，進行冷壓延而形成板厚0.075mm，在惰性氣體環境中進行時效處理而製成發明例及比較例的測試片。熱處理及時效處理的條件記載在表2。

以下述條件對所獲得的各測試片進行特性評價，結果示於表2。

〈強度〉

以拉伸方向與壓延方向平行的方式，使用加壓機製作JIS13B號測試片。依照JIS-Z2241對該測試片進行拉伸測試，測定壓延平行方向的0.2%保證應力(YS)。

〈彎曲加工性〉

依照JIS H 3130，測定進行Badway(彎曲軸與壓延方向為同一方向)的W彎曲測試而不產生裂縫的最小半徑(MBR)相對於板厚(t)的比即MBR/t值。

〈導電率〉

根據JIS H 0505，以4端子法測定導電率(%IACS)。

〈個數密度(X)〉

以下述之條件針對所得到的各測試片求出析出物的個數密度(X)及粒界析出的個數比例(Y)。於磷酸67%+硫酸10%+水的溶液中以15V 60秒的條件將壓延面進行電解研磨，藉此使組織顯現，將其水洗乾燥以供觀察。使用FE-SEM(電解放射型掃描電子顯微鏡，Philips公司製造的XL30SFEG)以加速電壓15kV、點徑4.0μm、WD=6.0mm的條件觀察該組織的BSE影像，並計算析出物(第二相粒子)的個數密度(X)。具體而言，標記含有沿著晶界析出的複雜形狀之Ti-Cu系析出物(粒界反應相)的第二相粒子作為存在於100μm×100μm之觀察視野的粒界反應型粒子，且將與已標記之第二相粒子內切的最大圓之直徑(參考圖1(a))為0.5μm以上的粒子設為1個，計算個數密度。

〈個數比例(Y)〉

計算於以上述步驟計數之分散於觀察視野的粒徑0.5μm以上的第二相粒子中，存在於粒界中之粒徑0.5μm以上的析出物相對於觀察視野中粒徑0.5μm以上的第二相粒子之總個數的個數比例(Y)。晶界係定義為利用以SEM觀察而得到之反射電子影像，其對比不同的界面。關於「粒徑0.5μm以上之第二相粒子的粒界析出之個數比例(Y)」，係於分散在觀察視野的粒徑0.5μm以上的第二相粒子中，(A)對於粒徑0.5μm以上且未達1.0μm的第二相粒子，(a)與第二相粒子外切之最小圓直徑(參考圖1(a))為0.5μm以上且未達1.0μm的粒子：計數為「1個」；(b)與第二相粒子外切之最小圓直徑(參考圖1(a))為1.0μm以上的粒子：計數為「2個」，且(B)對於粒徑1.0μm以上的第二相粒子，於觀察視野中每0.5μm間隔之網目的情形時，將包圍0.5μm四角的部分設為「1個」，將超過網目而露出於0.5μm四角之外側的部分設為「1/2個」(參考圖1(b))而進行計算。

No.1為先前例。因為於No.1中不進行固溶後之熱處理(退火)，進一步最終時效溫度較低，故個數密度較少，又因為粒界析出的個數比例亦較小，故強度不足。相對於此，得知在經施加熱處理的No.2的情況下強度獲得提高。

No.3是不進行熱處理而以低溫進行時效處理的比較例。因為於No.3中不進行固溶後之退火，進一步最終時效溫度較低，故個數密度較少，又因為粒界析出的個數比例亦較小，故強度不足。相對於此，得知在經施加熱處理的No.4的情況強度獲得提高，而且，No.4是以低溫進行時效處理，因此可高水準地兼顧強度與彎曲加工性。

No.5為發明例，但其是時效處理的溫度較低之例。No.6是盡可能提高熱處理時的加熱溫度的發明例。No.7是盡可能降低熱處理時的加熱溫度的發明例。

No.8是熱處理的加熱溫度過高的比較例，No.9是熱處理的加熱溫度過低的比較例。No.8因為過度進行退火故個數密度變高，強度不足。No.9因為退火不足，故個數密度與於粒界析出的比例減少。又，因為總析出量較少，故強度不足。

No.10是增大由熱處理所致之導電率上升程度的發明例。No.11及No.12是熱處理所致之導電率上升程度過大的比較例。No.11由於利用固溶後的退火而使導電率過度上升，故第二相粒子增大，繼而，於壓延及時效步驟後第二相粒子進一步增大，因此個數密度變高。於No.11中，雖然強度上升，但是彎曲加工性劣化。因為No.12比No.11其個數密度更進一步得增大，故粒界析出的比例亦提高，強度比No.11低，且彎曲加工性進一步劣化。

No.13為先前例。因為不進行固溶後之退火，進一步最終時效溫度較低，故個數密度較少，又因為粒界析出的個數比例亦較小，故強度不足。

No.14與No.16顯示添加有第三元素的情形之本發明的效果。

No.15與17為先前例。於No.15中，因為不進行固溶後之退火，進一步最終時效溫度較低，故個數密度較少，又因為粒界析出的個數比例亦較小，故強度不足。於No.17中，因為不進行固溶後之退火，故個數密度較少，又因為粒界析出的比例亦較小，故強度不足

No.18～20係顯示長時間進行固溶後的退火之例。於比較例18～20中，因為於固溶後的退火時間較長，故個數密度增大、強度降低，且彎曲加工性劣化。

例2(組成對鈦銅特性的影響)

除使鈦銅的組成變化如表3以外，係以與No.4的測試片相同的製造條件製造測試片。將所得到的各測試片之特性評價的結果示於表4。

No.21是鈦濃度過低的比較例，No.24是鈦濃度過高之例。於No.21中，由於鈦濃度較低，故第二相粒子的各數較少，析出於粒界的各數比例變低，強度不足。No.24由於鈦濃度較高，故優先產生粒界析出，個數比例變高，彎曲加工性劣化。

圖1：圖1(a)及圖1(b)係說明表現於本發明之實施形態之鈦銅的電解研磨後之壓延面的第二相粒子之測定方法的概略圖。

Claims

一種銅合金，其含有2.0～4.0質量%之Ti，含有合計0～0.5質量%之選自Mn、Fe、Mg、Co、Ni、Cr、V、Nb、Mo、Zr、Si、B、P中之1種以上的元素作為第3元素，剩餘部份由銅及不可避免之雜質所構成；於藉由電子顯微鏡進行對壓延面的電解研磨後之表面的組織觀察中，粒徑0.5μm以上的第二相粒子之個數密度(X)為0.04～0.11個/μm² ，粒徑0.5μm以上的第二相粒子沿著粒界析出之個數比例(Y)為45～80%。
如申請專利範圍第1項之銅合金，其係藉由進行下述步驟而製造：固溶處理：其係加熱至比在550～1000℃內Ti之固溶限度變成與添加量相同之固溶限溫度高0～20℃的溫度，然後加以急冷；熱處理：其係於固溶處理後，於鈦濃度(質量%)設為[Ti]之情形時，以導電率之上升值C(% IACS)滿足以下關係式：0.5≦C≦(-0.50[Ti]² -0.50[Ti]+14)的方式，使導電率上升；於熱處理後，進行最終冷壓延；於最終冷壓延後，進行時效處理。
一種伸銅品，其係使用有申請專利範圍第1或2項之銅合金。
一種電子零件，其係使用申請專利範圍第1或2項之銅合金製作而成。
一種連接器，其係使用申請專利範圍第1或2項之銅合金製作而成。