TWI429765B - Copper alloy, copper products, electronic parts and connectors - Google Patents

Description

銅合金、伸銅品、電子零件及連接器

本發明係關於一種例如適於電子零件用構件之含鈦之銅合金、使用該銅合金之伸銅品、使用該銅合金製成之電子零件及連接器。

近年來，攜帶終端等所代表之電子機器日益小型化，因此其所使用之連接器明顯越來越窄間距化及低背化。越是小型連接器，接腳寬度越窄，越形成為摺疊得較小之加工形狀，故而對於使用之原材料，要求用以獲得必需之彈性的高強度與可承受嚴苛彎曲加工的優異彎曲加工性。於此方面，含有鈦之銅合金(以下稱作「鈦銅」)由於強度相對較高，且應力緩和特性優於所有的銅合金，故而自以前一直使用作為要求原材料強度之訊號系統端子用原材料。

鈦銅係時效硬化型銅合金。具體而言，若藉由固溶處理而形成Ti(作為溶質原子)之過飽和固溶體，並自該狀態於低溫實施相對較長時間之熱處理，則會因離相分解而使作為Ti濃度之週期性變動的調變結構於母相中擴展，從而提升強度。以該強化機制作為基礎，為了進一步提升鈦銅之特性，研究了各種方法。

此時，會成為問題的是強度與彎曲加工性為相反的特性。即，若提升強度，則會使彎曲加工性受損，反之若重視彎曲加工性，則無法獲得所期望之強度。

又，根據添加Fe、Co、Ni、Si等第3元素(專利文獻1)之觀點，規定固溶於母相中之雜質元素群之濃度，將該等作為第二相粒子(Cu-Ti-X系粒子)並以特定之分佈形態析出而提高調變結構之規則性(專利文獻2)之觀點，規定有助於結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)之觀點，及對結晶粒進行微細化(專利文獻4)等之觀點，以往一直從事謀求兼具鈦銅之強度與彎曲加工性的研究開發。

[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

通常鈦銅係依此方式，即依鑄錠之熔解鑄造→均質化退火→熱壓延→(反覆進行退火及冷壓延)→最後固溶處理→冷壓延→時效處理之順序製造，以該步驟為基礎，謀求特性之改善。

然而，在獲得具有更優異之特性的鈦銅方面，仍有進一步改善之空間。因此，本發明之課題在於藉由根據與先前不同之觀點嘗試改善鈦銅之特性，以提供一種具有優異之強度及彎曲加工性的銅合金、伸銅品、電子零件及連接器。

以往鈦銅之製造方法係藉由最後之固溶處理使鈦充分固溶於母相後，進行冷壓延使強度提升一定程度，最後藉由時效處理引起離相分解而獲得高強度鈦銅。因此，並無考慮於冷壓延前實施可能會析出特地固溶之鈦之穩定相的熱處理。

然而，本發明人等經潛心研究的結果發現：若藉由不會生成鈦之準穩定相或穩定相、或者僅生成一部分之程度的適當熱處理，於冷壓延前預先引起一定程度之離相分解，則會提升其後進行冷壓延及時效處理而最後所獲得之鈦銅的強度。即，相對於以往之鈦銅將引起離相分解之熱處理步驟於時效處理之1階段中進行的情形，本發明之鈦銅之製造方法則加入冷壓延而以2階段引起離相分解，兩者在此點上大不相同。並且，亦得知增加熱處理步驟後於較先前更低溫側進行最後時效處理，藉此可獲得強度及彎曲加工性之平衡大幅提升的鈦銅。

藉由採用上述製造步驟而會使得鈦銅之特性提升的理由並不十分清楚。雖然並非意味本發明受到理論限定，但本發明人等推測如下。即，鈦銅於時效處理時隨著鈦之調變結構發展，鈦濃度變化之振幅(濃稀)逐漸變大，一旦達到一定的振幅時，則無法承受波動之頂點附近的鈦會變成更穩定之β’相，甚至是β相。即，藉由固溶處理而固溶於母相之鈦，會因為其後施加熱處理，使得為鈦濃度之週期變動的調變結構緩慢地變化，而使其變成為準穩定相之β’相，最後變成為穩定相之β相。然而，若於最後固溶處理後且冷壓延前，預先實施可引起離相分解之熱處理，則於時效處理時，即使達到通常會析出β’相之振幅，亦不易析出β’相，且成長至具有更大振幅之調變結構。而且，該種波動較大之調變結構會賦予鈦銅黏性。

進而，本發明人等為了詳細調查其原因，而使用掃描型穿透式電子顯微鏡(STEM)觀察本發明之鈦銅後，結果於母相中之鈦濃度的振幅大小發現特徵點。

根據上述見解而完成之本發明於一形態中為一種銅合金，其含有2.0～4.0質量%之Ti，合計0～0.5質量%之選自由作為第3元素之Mn、Fe、Mg、Co、Ni、Cr、V、Mo、Nb、Zr、Si、B及P所組成之群中的1種或2種以上，剩餘部分由銅及不可避免之雜質所構成，使用掃描型穿透式電子顯微鏡對與銅合金之壓延方向平行之剖面之母相中的鈦濃度進行線分析，結果於將銅合金之Ti濃度設為X(wt%)，母相中的Ti濃度之振幅設為Y(wt%)之情形時，滿足0.83X-0.65＜Y＜0.83X+0.50之關係。

本發明之銅合金於一實施態樣中，母相中之鈦濃度的波長為21nm以上。

本發明於另一形態中，為一種使用有上述銅合金之伸銅品。

本發明於另一形態中，為一種使用上述銅合金製得之電子零件。

本發明於另一形態中，為一種使用上述銅合金製得之連接器。

根據本發明，可提供一種具有優異之強度及彎曲加工性之銅合金、伸銅品、電子零件及連接器。

＜Ti含量＞

Ti未達2質量%時，由於無法充分獲得由鈦銅原本之調變結構之形成所致的強化機制，因此無法獲得充分之強度，相反地若超過4質量%，則有變得容易析出粗大之TiCu₃ ，使強度及彎曲加工性劣化之傾向。因此，本發明之銅合金中的Ti含量為2.0～4.0質量%，較佳為2.7～3.5質量%。如此，藉由以此方式使Ti含量適當化，可同時實現適於電子零件用之強度及彎曲加工性。

＜第3元素＞

由於第3元素有助於結晶粒之微細化，故可添加特定之第3元素。具體而言，即使於充分固溶Ti之高溫進行固溶處理，結晶粒亦容易微細化，易於提升強度。且第3元素會促進調變結構之形成。並且，亦具有抑制TiCu₃ 之析出的效果。因此，可獲得鈦銅原本之時效硬化能。

於鈦銅中上述效果最高者為Fe。並且，亦可於Mn、Mg、Co、Ni、Cr、V、Mo、Nb、Zr、Si、B及P中期待比照Fe之效果，即使是單獨添加亦具有效果，但亦可複合添加2種以上。

若合計含有0.05質量%以上之該等元素，則會顯現出該效果，但若合計超過0.5質量%，則會縮小Ti之固溶限度而易於析出粗大之第二相粒子，雖然強度會些微提高，但會使得彎曲加工性劣化。同時，粗大之第二相粒子會助長彎曲部之表面粗糙，從而促進加壓加工時之金屬模具損耗。因此，可合計含有0～0.5質量%之選自由作為第3元素群之Mn、Fe、Mg、Co、Ni、Cr、V、Mo、Nb、Zr、Si、B及P所組成之群中之1種或2種以上，較佳為合計含有0.05～0.5質量%。

該等第3元素之更佳的範圍，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%。

＜振幅及波長之關係＞

圖1表示本實施形態之鈦銅之母相中的鈦濃度(wt%)週期變動測定結果的一例。表示分析係利用掃描型穿透式電子顯微鏡(STEM)並利用能量分散型X射線(EDX)之分析(STEM-EDX分析)之例。如圖1所示，若藉由STEM-EDX分析對鈦銅之母相進行線分析，則可觀察到鈦濃度發生週期性變化。再者，圖1所示之平均線係表示將線分析所測定之各測定處之鈦濃度的合計值除以測定處數而獲得之值(平均值)。並且，根據圖1所示之資料，測定鈦濃度之波長Z、振幅Y、鈦濃度之最大值(Ti-MAX)(wt%)、最小值(Ti-MIN)(wt%)。此處，波長Z為將測定資料之測定距離除以週期數而獲得之值，振幅Y為將自1週期內之最大值減去1週期內之最小值所獲得之值之每個週期的合計除以週期數而獲得之值，Ti-MAX為測定距離範圍內之最大值，Ti-Min為測定距離範圍內之最小值。將所獲得之值與使用先前方法(最後固溶處理→冷壓延→時效處理)所製得之鈦銅比較後，可知本實施形態之鈦銅相較於以先前方法所製作之鈦銅，有振幅變大、波長變長之傾向。將測定結果之一例示於表1。

此係認為先前之鈦銅其鈦濃度變化之振幅會隨著鈦之調變結構發展而變大，一旦達到一定之振幅，則無法承受波動之圖1之圖形頂點附近的鈦會變成更穩定之β’相，甚至變成β相，因而使振幅Y之大小變小。又，表1之實施例之強度(YS)為1054MPa，比較例之強度為933MPa，表1之實施例之彎曲性(MBR/t)為1.5，比較例之彎曲性為1.0，由於實施例相較於比較例，強度及彎曲性之平衡更優異，故只要利用本實施形態之鈦銅，則藉由在最後之固溶處理後且冷壓延前預先進行熱處理，即使達到通常會析出β’相之振幅亦不會使β’相析出，且會發展至具有更大振幅Y之調變結構，認為其係與賦予鈦銅黏性、提升彎曲性及強度有關聯者。

雖然鈦濃度之振幅Y有隨著鈦銅中之鈦濃度X變高而變大的傾向，但得知本實施形態之鈦銅於銅合金所添加之Ti量(Ti濃度X)與振幅Y之間進一步具有一定的關係。將表示鈦濃度X與振幅Y之關係之一例的圖形顯示於圖2。即，使用掃描型穿透式電子顯微鏡對與鈦銅之壓延方向平行之剖面之母相中的鈦濃度進行線分析，結果於將銅合金中的Ti濃度設為X(wt%)，母相中的Ti濃度之振幅設為Y(wt%)時，本實施形態之鈦銅可滿足0.83X-0.65＜Y＜0.83X+0.50之關係，更佳為滿足0.83X-0.45＜Y＜0.83X+0.30，再更佳為滿足0.83X-0.25＜Y＜0.83X+0.10之關係。當鈦濃度X與振幅Y不滿足上述範圍時，由於彎曲性劣化或離相分解之發展不充分，而有強度不足之情形(參照圖3)。再者，於本實施形態中，為了消除因檢測析出物所導致之誤差，係按照每一定之間隔間斷地對不存在析出之任意的母材表面進行EDX線分析，並評價結果。

若考慮強度與彎曲性之平衡，則鈦銅較佳為波長短且振幅長者。然而，若藉由固溶後之熱處理使離相分解發展，則鈦之濃稀會變得更明確，因而使振幅變長，隨之波長亦變長。若波長過短，則由於因離相分解所產生之調變結構之發展並不充分，故強度會不足，反之若波長過長，則會使得無法承受波動之一部分的穩定相析出、成長，彎曲性劣化。於本實施形態之鈦銅使用掃描型穿透式電子顯微鏡(STEM)並利用藉由能量分散型X射線(EDX)之分析(STEM-EDX分析)進行線分析之情形時，與壓延方向平行之剖面之母相中的鈦濃度之波長Z較佳為21nm以上，更佳為21～31nm，再更佳為21～28nm。

＜用途＞

本實施形態之銅合金可提供作為各種伸銅品例如板、條、箔、管、棒及線。藉由加工本實施形態之銅合金，例如可獲得開關、連接器、插孔、端子、繼電器等電子零件。

＜製造方法＞

本實施形態之銅合金可藉由對上述專利文獻1～4中記載之公知的鈦銅製造方法作特定之改變來製造。即，於最後固溶處理後且冷壓延前預先進行可引起離相分解之適當的熱處理。

先前之鈦銅製造方法係在藉由最後之固溶處理使鈦充分固溶於母相後，進行冷壓延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。此處重要的是最後之時效處理，重點在於藉由最後之固溶處理使鈦銅充分固溶於母相，於時效處理時以適當之溫度與時間引起最大限度之離相分解。若溫度變得過低且時間變得過短，則於時效處理時由離相分解所產生之調變結構之發展易變得不充分，而藉由提高溫度且延長時間，由離相分解所產生之調變結構之成長可維持適當之彎曲加工性，並且提升強度。然而，若材料之溫度變得過高且時間變得過長，則易於析出不太有助於強度之β’相或會使彎曲加工性劣化之β相，於未見強度提升或強度減小下，彎曲加工性發生劣化。

另一方面，於本發明中，於最後之固溶處理加入熱處理(亞時效處理)，預先引起離相分解，然後進行先前程度之冷壓延、先前程度之時效處理或者較其更低溫、更短時間之時效處理，藉此謀求鈦銅之高強度化。

若對固溶處理後之鈦銅進行熱處理，則由於導電率會隨著離相分解之進行而上升，故於本發明中，以熱處理前後之導電率的變化作為指標，規定適當之熱處理的程度。根據本發明人等之研究，此處之熱處理並非進行使處理後之鈦銅之硬度成為最大硬度之接近所謂峰時效的時效處理，而宜於使導電率上升0.5～8%IACS(較佳為上升1～4%IACS)之條件下進行。即，較佳為進行使峰硬度小於90%之熱處理。與此種導電率之上升相應之具體的熱處理條件，為使材料溫度在300℃以上且未達700℃加熱0.001～12小時的條件。

更具體而言，本實施形態之熱處理於將鈦濃度(質量%)設為[Ti]之情形時，導電率之上升值C(%IACS)可滿足以下之關係式(1)。

0.5≦C≦(-0.50[Ti]² -0.50[Ti]+14)[MSOffice1]…(1)

根據上述(1)式，例如於Ti濃度為2.0質量%之情形時，宜於使導電率上升0.5～11%IACS之條件下進行，於Ti濃度為3.0質量%之情形時，宜於使導電率上升0.5～8%IACS之條件下進行，於Ti濃度為4.0質量%之情形時，則宜於使導電率上升0.5～4%IACS之條件下進行。

更佳為本實施形態之熱處理於將鈦濃度(質量%)設為[Ti]之情形時，導電率之上升值C(%IACS)滿足以下之關係式(2)。

1.0≦C≦(0.25[Ti]² -3.75[Ti]+13)[MSOffice2]…(2)

根據上述(2)式，例如於Ti濃度為2.0質量%之情形時，宜於使導電率上升1.0～6.5%IACS之條件下進行，於Ti濃度為3.0質量%之情形時，宜於使導電率上升1.0～4%IACS之條件下進行，於Ti濃度為4.0質量%之情形時，則宜於使導電率上升1.0～2%IACS之條件下進行。

再者，於最後之固溶處理後之熱處理中進行使銅合金硬度成為峰值之時效的情形時，導電率之差例如於Ti濃度為2.0質量%時上升13%IACS程度，於Ti濃度為3.0%時上升10%IACS程度，於Ti濃度為4.0%時則上升5%IACS程度。即，本實施形態之最後固溶處理後之熱處理提供給銅合金之熱量遠小於使硬度成為峰值之時效。

熱處理較佳為以下述任一條件進行。

‧將材料溫度設為300℃以上且未達400℃加熱0.5～3小時

‧將材料溫度設為400℃以上且未達500℃加熱0.01～0.5小時

‧將材料溫度設為500℃以上且未達600℃加熱0.001～0.01小時

‧將材料溫度設為600℃以上且未達700℃加熱0.001～0.005小時

又，熱處理更佳為以下述任一條件進行。

‧將材料溫度設為350℃以上且未達400℃加熱1～3小時

‧將材料溫度設為400℃以上且未達450℃加熱0.2～0.5小時

‧將材料溫度設為500℃以上且未達550℃加熱0.005～0.01小時

‧將材料溫度設為550℃以上且未達600℃加熱0.001～0.005小時

‧將材料溫度設為600℃以上且未達650℃加熱0.0025～0.005小時

以下對每個步驟較佳之實施形態進行說明。

1)鑄錠製造步驟

藉由熔解及鑄造製造鑄錠，基本上係於真空中或惰性氣體環境中進行。若於熔解時有添加元素之熔解殘餘，則不會對提升強度發揮有效作用。因此，為了消除熔解殘餘，Fe或Cr等高熔點之添加元素自添加後充分地攪拌後，必需保持一定時間。另一方面，Ti由於相對比較容易熔解於Cu中，故只要於熔解第3元素群後再添加即可。因此，於Cu中以合計含有0～0.50質量%之方式添加選自由Mn、Fe、Mg、Co、Ni、Cr、V、Nb、Mo、Zr、Si、B及P所組成之群中之1種或2種以上，接著以含有2.0～4.0質量%之方式添加Ti來製造鑄錠。

2)均質化退火及熱壓延

此處宜儘量消除於凝固偏析或鑄造中所產生之結晶物。其原因在於：為了於其後之固溶處理中，使第二相粒子之析出微細且均勻地分散，且對防止混粒亦具效果。較佳為於鑄錠製造步驟後，加熱至900～970℃並進行3～24小時均質化退火後實施熱壓延。為了防止液體金屬脆性，較佳為將熱壓延前及熱壓延過程中設為960℃以下。

3)第一固溶處理

然後，較佳於適當反覆進行冷壓延與退火後進行固溶處理。此處預先進行固溶化之原因在於：為了減輕最後之固溶處理的負擔。即，最後之固溶處理並非用以使第二相粒子固溶之熱處理，由於已經進行固溶化，故只要維持其狀態並且僅發生再結晶即可，因此只要進行稍微之熱處理即可。具體而言，第一固溶處理只要將加熱溫度設為850～900℃，並進行2～10分鐘即可。較佳為極力加快此時之升溫速度及冷卻速度，不使第二相粒子析出。

4)中間壓延

越提高最後之固溶處理前之中間壓延時的加工度，最後之固溶處理時之第二相粒子越均勻且微細地析出。惟，若過度提高加工度而進行最後之固溶處理，則有時會使得再結晶織構發展，產生塑性異向性，損害加壓成形性。因此，中間壓延之加工度較佳為70～99%。加工度係以{(壓延前之厚度-壓延後之厚度)/壓延前之厚度)×100%}定義。

5)最後之固溶處理

於最後固溶處理前之銅合金原材料中會存在鑄造或中間壓延過程所生成之析出物。由於該析出物有時會阻礙彎曲性及時效後之機械特性增加，故於最後之固溶處理中，宜於將銅合金原材料加熱至使銅合金原材料中之析出物完全固溶的溫度。然而，若加熱至完全消除析出物之高溫，則會使得析出物所產生之晶界之釘扎效果(pinning effect)消失，結晶粒會急速粗大化。若結晶粒急速粗大化，則有強度下降之傾向。

因此，加熱溫度較佳為加熱至固溶化前之銅合金原材料成為第二相粒子組成之固溶限度附近的溫度。Ti之添加量為2.0～4.0質量%之範圍，Ti之固溶限度與添加量相等之溫度(本發明中稱作「固溶限溫度」)為550～1000℃左右，例如若Ti之添加量為3.0質量%，則為800℃左右。雖然並未限定，但可加熱至固溶化前之銅合金原材料成為550～1000℃之Ti之固溶限溫度，更典型成為較550～1000℃之Ti之固溶限溫度高0～20℃(較佳為高0～10℃)之溫度。

為了抑制最後固溶處理時產生粗大之第二相粒子，較佳為儘量快速地進行銅合金原材料之加熱及冷卻。具體而言，可藉由將銅合金原材料配置於較第二相粒子組成之固溶限度附近之溫度高50～500℃左右(較佳為高150～500℃左右)之環境中進行快速加熱。冷卻例如可藉由水冷等進行。

6)熱處理(亞時效處理)

於最後之固溶處理後進行熱處理。熱處理之條件如上述。

7)最後之冷壓延

於上述熱處理後進行最後之冷壓延。藉由最後之冷加工可提高鈦銅之強度。此時，於加工度未達10%時，由於無法獲得充分之效果，故較佳為將加工度設為10%以上。惟，若加工度過高，則相較於因粒內析出所引起之晶格變形，結晶粒之扁平所引起之加工變形變大，使彎曲加工性劣化。並且由於視需要所實施之時效處理或弛力退火中容易發生粒界析出，故將加工度設在50%以下，更佳為設在25%以下。

8)時效處理

於最後之冷壓延後，進一步進行時效處理。時效處理之條件可為慣用之條件，若較先前更輕程度地進行時效處理，則會更加提升強度與彎曲加工性之平衡。具體而言，時效處理較佳於材料溫度為300～400℃加熱3～12小時之條件下進行。再者，於不進行時效處理之情形、時效處理時間較短(未達2小時)之情形、或時效處理溫度較低(未達290℃)之情形時，有時會導致強度及導電率下降。又，於時效時間較長之情形(13小時以上)或時效溫度較高之情形(450℃以上)時，有時雖然導電率會變高但強度卻會下降。

再者，只要為該行業者，則可理解於上述各步驟之間可適當進行用以去除表面之氧化銹皮之研削、研磨、珠粒噴擊酸洗等步驟。

[實施例]

以下一併顯示本發明之實施例及比較例，提供該等實施例係為了更好理解本發明及其優點，而非意欲限定本發明。

於製造本發明例之銅合金時，由於添加作為活性金屬之Ti作為第2成分，因此於熔製時使用真空熔解爐。又，為了防止因本發明所規定之元素以外的雜質元素混入而引起預料外的副作用於未然，使用之原料係嚴格選取純度相對較高者。

首先，以表2中所示之組成，分別將Mn、Fe、Mg、Co、Ni、Cr、V、Mo、Nb、Zr、Si、B及P添加於Cu後，再分別添加該表中所示組成之Ti。為了不使添加元素之熔解殘餘存在而亦充分考慮添加後之保持時間後，於Ar環境下將該等注入至鑄模中，分別製造約2kg之鑄錠。

在以950℃對上述鑄錠加熱3小時之均質化退火後，於900～950℃進行熱壓延，獲得板厚10mm之熱軋板。於藉由端面切削去除銹皮後，進行冷壓延而形成條料之板厚(2.0mm)，並進行條料之第1次固溶處理。第1次固溶處理之條件設為850℃加熱10分鐘。繼而，於中間之冷壓延時，以最後板厚成為0.10mm之方式調整中間之板厚並進行冷壓延後，插入可快速加熱之退火爐進行最後之固溶處理，然後加以水冷。再者，最後之固溶處理之材料的加熱溫度於Ti之添加量為1.5質量%時設為680℃，於Ti之添加量為2.0質量%時設為730℃，於Ti之添加量為3.0質量%時設為800℃，於Ti之添加量為4.0質量%時設為840℃，於Ti之添加量為4.5質量%時設為860℃，並將最後之固溶處理之加熱時間設為1.5分鐘。繼而，於表3之條件下進行熱處理。於藉由酸洗去除銹皮後，進行冷壓延使板厚為0.075 mm，以表3所記載之各加熱條件且於惰性氣體環境中進行時效處理，製成實施例及比較例之試驗片。

對所獲得之各試驗片以下述條件進行特性評價。將結果示於表3。

＜強度＞

以拉伸方向與壓延方向平行之方式使用加壓機製作JIS13B號試驗片。按照JIS-Z2241進行該試驗片之拉伸試驗，測定壓延平行方向之0.2%保證應力(YS)。

＜彎曲加工性＞

按照JIS H 3130，進行Badway(彎曲軸與壓延方向為相同方向)之W彎曲試驗，測定不產生裂紋之最小半徑(MBR)相對於板厚(t)之比即MBR/t值。

＜STEM-EDX分析＞

對各試驗片，於藉由使用收斂離子束(FIB)切開與壓延方向平行之剖面而露出剖面後，觀察該剖面。觀察係使用掃描型穿透式電子顯微鏡(日本電子股份有限公司，型號：JEM-2100F)，檢測器係使用能量分散型檢測器(EDX)，於試料傾斜角度0°、加速電壓200 kV、電子束之點徑0.2nm之條件下進行。並且，藉由將母相之測定距離設為150nm，母相之每150nm之測定距離的測定處數設為60處，及母相之測定處之間隔設為2.5nm來進行EDX線分析。為了防止因析出物之影響所導致的測定誤差，母相之測定位置選擇不存在析出物之任意的位置。

由測定結果計算濃度分佈資料(例如參照圖1)，求出母材中之鈦濃度之波長Z、振幅Y。波長Z係將測定距離除以濃度分佈資料內之週期數而獲得之值，振幅Y係將自1週期內之最大值減去1週期內之最小值所獲得之值的每個週期之合計除以週期數而獲得之值。反覆進行6次相同之分析，算出其平均。

＜考察＞

實施例1～3為於適當之條件下進行最後固溶處理後之熱處理及時效處理之情形的例子。母相中的鈦濃度之振幅及波長均變長，且強度與彎曲性之平衡亦優異。

實施例4為較實施例1～3更提高最後固溶處理後之熱處理溫度之情形的例子，實施例5為較實施例1～3更降低最後固溶處理後之熱處理溫度之情形的例子。由於任一者均係藉由調整熱處理時間進行適當之熱處理，故鈦濃度之振幅及波長均變長，且強度與彎曲性之平衡亦優異。

實施例6～10表示較實施例1～5更提高Ti濃度之情形的例子。於實施例6～10中，鈦濃度之振幅及波長亦均變長，且強度與彎曲性之平衡亦優異。

實施例11～15表示較實施例1～5更降低Ti濃度之情形的例子。與實施例1～10相比，因Ti濃度變低，鈦濃度之振幅雖變小，但獲得強度及彎曲性之平衡優異之合金。

實施例16～19表示加入添加元素之情形的例子。實施例16～19中任一者之母相中的鈦濃度之振幅及波長均變長，且強度與彎曲性之平衡亦優異。

另一方面，比較例1～9為於最後固溶處理後不進行熱處理之先前例。根據比較例1～9，可知即使調整時效處理條件，振幅、波長相較於實施例1～10均變小，強度變低。

比較例10、11、14、15、18、19表示最後固溶處理後之熱處理更後之時效處理條件不適當之情形。於比較例10、14、18中，時效處理過強而成為過時效，結果雖然振幅變長，但由於析出、成長無法承受波動之一部分之穩定相，故彎曲性劣化。於比較例11、15、19中，時效處理過弱而成為亞時效，結果由於未發展調變結構，故振幅變短，強度下降。

比較例12、13、16、17、20、21表示最後固溶處理後之熱處理之處理溫度不適當之情形。於比較例12、16、20中，熱處理溫度過高，結果雖然振幅變長，但由於析出、成長無法承受波動之一部分之穩定相，故彎曲性劣化。於比較例13、17、21中，熱處理溫度過低，結果由於未發展調變結構，故振幅變短，強度下降。

比較例22、23表示Ti濃度不在適當範圍之情形。於比較例22中彎曲性變差，於比較例23中強度發生惡化，並未獲得彎曲性及強度之平衡佳的合金。

比較例24表示以鈦銅之硬度成為峰值之條件進行熱處理，並縮短時效處理之時間之情形。熱處理時間過長，結果雖然振幅變長，但由於析出、成長無法承受波動之一部分之穩定相，故彎曲性劣化。

圖1，係表示本發明實施形態之鈦銅之母相中的鈦濃度(wt%)其週期變動測定結果的一例。

圖2，係顯示本發明實施形態之鈦銅所含的鈦濃度與母相之振幅的關係。

圖3，係顯示本發明實施形態之鈦銅之0.2%保證應力(YS)與彎曲加工性(MBR/t)的關係。

Claims (5)

1. 一種銅合金，其含有2.0~4.0質量%之Ti，合計0~0.5質量%之選自由作為第3元素之Mn、Fe、Mg、Co、Ni、Cr、V、Mo、Nb、Zr、Si、B及P所組成之群中的1種或2種以上，剩餘部分由銅及不可避免之雜質所構成，使用掃描型穿透式電子顯微鏡，對與該銅合金之壓延方向平行之剖面之母相中的鈦濃度進行線分析，結果於將該銅合金之Ti濃度設為X(wt%)，該母相中的Ti濃度之振幅設為Y(wt%)之情形時，滿足0.83X-0.65<Y<0.83X+0.50之關係。
2. 如申請專利範圍第1項之銅合金，其中，該母相中之鈦濃度的波長為21nm~28nm。
3. 一種伸銅品，其使用有申請專利範圍第1或2項之銅合金。
4. 一種電子零件，係使用申請專利範圍第1或2項之銅合金製作。
5. 一種連接器，係使用申請專利範圍第1或2項之銅合金製作。