TWI460294B - Titanium and copper for electronic parts - Google Patents

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TWI460294B
TWI460294B TW099137715A TW99137715A TWI460294B TW I460294 B TWI460294 B TW I460294B TW 099137715 A TW099137715 A TW 099137715A TW 99137715 A TW99137715 A TW 99137715A TW I460294 B TWI460294 B TW I460294B
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Naohiko Era
Hiroyasu Horie
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Jx Nippon Mining & Metals Corp
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Description

電子零件用鈦銅
本發明係關於一種適合用作連接器等電子零件用構件之鈦銅及其製造方法。
近年來，以移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。若藉由固溶化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)，而使得母相中之調變結構(modulated structure)(即Ti濃度之週期性變動)擴展，且強度提高。此時，問題在於強度與彎曲加工性相反之特性這一點。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。一般而言，越提高冷軋之軋縮率(rolling reduction)，則所導入之差排(dislocation)量變得越多且差排密度變得越高，因此有助於析出之成核位置會增加，可提高時效處理後之強度，但若過於提高軋縮率，則彎曲加工性會惡化。因此，謀求兼具強度及彎曲加工性已成為課題。
因此，已提出有從如下觀點來謀求兼具鈦銅之強度與彎曲加工性之技術：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之濃度，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)；以及使結晶粒微細化(專利文獻4)。
於鈦銅之情形時，亦提出有如下之鈦銅：該鈦銅存在相對於作為母相之α相，整合性較差之β相(TiCu3 )與整合性較佳之β'相(TiCu4 )，且因β相會對彎曲加工性造成不良影響，另一方面，使β'相均勻且微細地分散有助於兼具強度與彎曲加工性，故該鈦銅係一面抑制β相一面使β'相微細分散而成者(專利文獻5)。
亦提出有如下技術：著眼於結晶方位，控制結晶配向以滿足I{420}/I0 {420}＞1.0及I{220}/I0 {220}≦3.0，藉此改善強度、彎曲加工性及耐應力緩和性(專利文獻6)。
[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2006-265611號公報
[專利文獻5]日本特開2006-283142號公報
[專利文獻6]日本特開2008-308734號公報
如此，迄今為改善鈦銅之強度及彎曲加工性而研究了各種方法，但尚有改善之餘地。因此，本發明之課題之一在於自與迄今不同之觀點嘗試鈦銅之特性改善，提供一種具有優異之強度及彎曲加工性之鈦銅。本發明之另一課題在於提供一種此種鈦銅之製造方法。
先前之鈦銅之製造方法基本係以錠之熔解鑄造→均質化退火→熱軋→(反覆進行退火及冷軋)→最終固溶化處理→冷軋→時效處理之順序構成。先前技術中所記載之鈦銅亦以相同之順序製造。
本發明者於為解決上述課題而進行研究之過程中，發現若最終固溶化處理之後進行之冷軋及時效處理之順序與先前相反，即，若替換成時效處理→冷軋之次序後，最後於適當之條件下實施去應變退火，則彎曲加工性會顯著提高。即，若將以先前之順序製造之鈦銅與本發明之鈦銅進行比較，則強度相同時，本發明之鈦銅之彎曲加工性更優異。本發明者為調查其原因，而調查了本發明之鈦銅之組織，結果在差排密度與結晶粒之形態中發現了特徵點。具體而言，可知以相同之軋縮率進行冷軋時，與設為冷軋→時效處理之順序時相比，設為時效處理→冷軋之順序時所獲得之鈦銅之差排密度更上升。換言之，可減小獲得相同之差排密度所必需之冷軋時之軋縮率。若軋縮率較小，則可抑制冷軋時結晶粒朝壓延方向延伸，因此會改善彎曲加工性。
差排密度難以直接測定。其原因在於，因調變結構或析出粒子之分佈而導致差排之分佈變得不均勻。間接地嘗試評價時，與壓延面中之{220}結晶面之X射線繞射強度峰值之半高寬有關。半高寬即繞射強度曲線之峰值強度之1/2之強度中之繞射強度曲線之寬度(β)，以2θ表示。半高寬係伴隨著冷軋之軋縮率之上升而與差排密度一同變大。因此，於本發明中，以該半高寬為指標而間接地規定差排密度之狀態。
基於上述見解而完成之本發明之一形態係一種電子零件用銅合金，其含有2.0～4.0質量%之Ti，且剩餘部份由銅及不可避免之雜質構成；來自壓延面之{220}結晶面之X射線繞射強度峰值的半高寬β{220}與來自純銅標準粉末之{220}結晶面之X射線繞射強度峰值的半高寬β0 {220}滿足下式：
3.0≦β{220}/β0 {220)≦6.0；且，
觀察平行於壓延方向之剖面之組織時，平均結晶粒徑以近似圓的直徑表示為30 μm以下。
本發明之銅合金之一實施形態中，觀察平行於壓延方向之剖面之組織時，平行於壓延方向之方向的平均結晶粒徑(L)與垂直於壓延方向之方向的平均結晶粒徑(T)之比(L/T)為1～4。
本發明之銅合金之另一實施形態中，其彈簧彎曲彈性限度(spring bending elastic limit)為600～1000 MPa。
本發明之銅合金之另一實施形態中，其彈簧彎曲彈性限度為300～600 MPa。
本發明之銅合金之另一實施形態，合計含有0～0.5質量%之選自為第3元素群之Mn、Fe、Mg、Co、Ni、Cr、V、Nb、Mo、Zr、Si、B及P構成之群之1種或2種以上。
本發明之另一形態係一種伸銅品(elongated copper product)，其由上述銅合金構成。
本發明之又一形態係一種電子零件，其具備上述銅合金。
本發明之又一形態係一種連接器，其具備上述銅合金。
本發明之又一形態係一種電子零件用銅合金之製造方法，其包括如下步驟：對含有2.0～4.0質量%之Ti，並合計含有0～0.5質量%之選自為第3元素群之Mn、Fe、Mg、Co、Ni、Cr、V、Nb、Mo、Zr、Si、B及P構成之群之任意1種或2種以上，且剩餘部份由銅及不可避免之雜質構成之銅合金素材，進行加熱至在730～880℃內Ti之固溶限變成與添加量相同之溫度以上的固溶化處理；於固溶化處理後，進行於材料溫度400～500℃下加熱0.1～20小時之時效處理；且時效處理後，進行軋縮率為0～40%之最終冷軋。
本發明之銅合金之製造方法於一實施形態中，包括於最終冷軋後進行去應變退火，該去應變退火係以材料溫度100℃以上、未達350℃加熱0.001小時以上、40小時以下，以材料溫度350℃以上、未達550℃加熱0.0001小時以上、20小時以下，或者以材料溫度550℃以上、700℃以下加熱0.0001小時以上、0.003小時以下。
本發明之銅合金之製造方法於另一實施形態中，包括於最終冷軋後進行去應變退火，該去應變退火係以材料溫度200℃以上、未達400℃加熱0.001～20小時。
根據本發明，可獲得強度及彎曲加工性優異之鈦銅。
＜Ti含量＞
於Ti未達2.0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之含量如此適當化，可同時實現適合用於電子零件之強度及彎曲加工性。
＜第3元素＞
若於鈦銅中添加一定之第3元素，則具有如下之效果：即便於Ti充分固溶之高溫下進行固溶化處理，結晶粒亦容易微細化，且使強度提高。又，一定之第3元素會促進調變結構之形成。進而，亦具有抑制Ti-Cu系之穩定相之急遽粗大化之效果。因此，可獲得鈦銅原本之時效硬化能(Age-hardening Power)。
於鈦銅中，上述效果最佳者為Fe。至於Mn、Mg、Co、Ni、Si、Cr、V、Nb、Mo、Zr、B及P，亦可期待比照Fe之效果，單獨添加即可見效，亦可複合添加兩種以上。
若合計含有0.05質量%以上之該等元素，則出現該效果，但若合計超過0.5質量%，則存在強度與彎曲加工性之平衡性劣化之傾向。因此，可合計含有0～0.5質量%之選自為第3元素群之Mn、Fe、Mg、Co、Ni、Cr、V、Nb、Mo、Zr、Si、B及P構成之群之1種或2種以上，較佳為合計含有0.05～0.5質量%。
＜結晶粒徑＞
為提高鈦銅之強度及彎曲加工性，結晶粒越小越好。因此，較佳之平均結晶粒徑為30 μm以下，更佳為20 μm以下，進而更佳為10 μm以下。關於下限並無特別限制，但由於難以辨別結晶粒徑，因此將此種情況設為未達1 μm(＜1 μm)，此種較小之粒徑亦包含於本發明之範圍。然而，若極端地縮小，則應力緩和特性會降低，因此需要應力緩和特性時，較佳為1 μm以上。本發明中，平均結晶粒徑係以利用光學顯微鏡或電子顯微鏡觀察平行於壓延方向之剖面之組織時觀察到之近似圓的直徑表示。
一般而言，結晶粒對應於最終之冷軋中之軋縮率而呈現朝壓延方向延伸之橢圓形狀，但為提高彎曲加工性，較為理想的是儘量接近正圓，且結晶粒之形狀不存在異向性。本發明中，由於可減小冷軋中之軋縮率，因此可獲得朝壓延方向之延伸較少之結晶粒。然而，若欲使結晶粒之形狀接近正圓而使最終之冷軋之軋縮率過低，則會導致強度不足。因此，本發明之鈦銅之一實施形態中，藉由電子顯微鏡觀察平行於壓延方向之剖面之組織時，平行於壓延方向之方向的平均結晶粒徑(L)與垂直於壓延方向之方向的平均結晶粒徑(T)之比(L/T)(以下，稱為「結晶粒縱橫比」)為1～4，較佳為1.5～3.5，更佳為2～3。
＜半高寬＞
本發明中，使用壓延面中之{220}結晶面之X射線繞射強度峰值之半高寬作為差排密度之指標。此係根據上述理由。而且，本發明之鈦銅之來自壓延面之{220}結晶面的X射線繞射強度峰值之半高寬β{220}，與來自純銅標準粉末之{220}結晶面之X射線繞射強度峰值之半高寬β0 {220}滿足下式：
3.0≦β{220}/β0 {220}≦6.0。
β{220}及β0 {220}係以相同測定條件進行測定。純銅標準粉末係以325網眼(JIS Z8801)之純度99.5%之銅粉末來定義。
β{220}/β0 {220}隨著差排密度降低而降低，相反地，隨著差排密度升高而上升。若β{220}/β0 {220}變小，則彎曲加工性會提高，但強度會降低。相反地，若β{220}/β0 {220}增大，則強度會提高，但彎曲加工性會降低。如欲謀求兼具強度與彎曲加工性，則必須為3.0≦β{220}/β0 {220}≦6.0，較佳為3.5≦β{220}/β0 {220}≦5.0。如先前般在最終固溶化處理後以冷軋→時效處理之順序進行處理之製法中，為使β{220}/β0 {220}變成3.0左右而必須進行軋縮率接近50%之冷軋，但本發明之製法中，能夠以10%左右之軋縮率達成。因此，可一面提高差排密度(強度}，一面使結晶粒縱橫比較小，亦即不損及彎曲加工性。
＜彈簧彎曲彈性限度＞
對於本發明之銅合金，如後述般可藉由是否於最終步驟實施去應變退火來調節彈簧彎曲彈性限度。因此，可一面維持上述之半高寬或結晶粒之條件，一面定出所求之彈簧彎曲彈性限度。例如，本發明之銅合金於一實施形態中，可具有300～1000 MPa之彈簧彎曲彈性限度，於具有較高之彈簧彎曲彈性限度之實施形態中，可設為600～1000 MPa，較佳為可設為800～1000 MPa，於具有較低之彈簧彎曲彈性限度之實施形態中，可設為300～600 MPa，較佳為可設為400～600 MPa。
＜用途＞
本發明之銅合金可供作為各種伸銅品，例如板、條、管、棒及線。本發明之鈦銅並無限定，可適當地用作開關、連接器、插孔、端子、繼電器等電子零件之材料。
＜製法＞
本發明之鈦銅尤其可藉由於最終之固溶化處理及其後之步驟中實施適當之熱處理及冷軋而製造。以下，按每個步驟依序說明適宜之製造例。
1)錠之製造
藉由熔解及鑄造之錠之製造基本上於真空中或惰性氣體環境中進行。若於熔解中存在添加元素之不熔殘渣，則無助於強度之提高。由此，為去除不熔殘渣，必須於添加Fe或Cr等高熔點之第3元素後充分地進行攪拌，其後保持一定時間。另一方面，由於Ti相對容易熔解於Cu中，因此於熔解第3元素後添加即可。因此，較為理想的是，以合計含有0～0.50質量%之方式將選自Mn、Fe、Mg、Co、Ni、Cr、V、Nb、Mo、Zr、Si、B及P構成之群之1種或2種以上添加至Cu中，繼而以含有2.0～4.0質量%之方式將Ti添加至Cu中來製造錠。
2)均質化退火及熱軋
由於在錠之製造時所產生之凝固偏析或結晶物較粗大，因此較理想的是藉由均質化退火儘量使其固溶於母相中而縮小，儘可能將其去除。其原因在於：對防止彎曲破裂有效。
具體而言，較佳為於錠之製造步驟後，加熱至900～970℃而進行3～24小時之均質化退火，其後實施熱軋。為防止液體金屬脆性，較佳為於熱軋前及熱軋中設為960℃以下，且於自初始厚度至整體之軋縮率為90%為止之道次設為900℃以上。而且，為了於每一道次中產生適度之再結晶而有效減少Ti之偏析，只要將每一道次之軋縮量以10～20 mm實施即可。
3)第一固溶化處理
其後，較佳為於適當地反覆進行冷軋與退火後進行固溶化處理。此處預先進行固溶化之理由係為減輕最終之固溶化處理中之負擔。即，最終之固溶化處理並非用以使第二相粒子固溶之熱處理，且由於已被固溶化，因此只要一面維持該狀態一面僅產生再結晶即可，因而進行輕微之熱處理即可。具體而言，第一固溶化處理中，只要將加熱溫度設為850～900℃，並進行2～10分鐘即可。較佳為極力使此時之升溫速度及冷卻速度亦加速，且此處不使第二相粒子析出。再者，亦可不進行第一固溶化處理。
4)中間壓延
最終之固溶化處理前之中間壓延中之軋縮率越高，則越可將最終之固溶化處理中之再結晶粒控制得均勻且微細。因此，中間壓延之軋縮率較佳為70～99%。軋縮率係以{((壓延前之厚度-壓延後之厚度)/壓延前之厚度)×100%}定義。
5)最終之固溶化處理
最終之固溶化處理中，較為理想的是使析出物完全固溶，但若加熱至完全去除為止之高溫，則結晶粒易粗大化，因此將加熱溫度設為第二相粒子組成之固溶限附近之溫度(於Ti之添加量為2.0～4.0質量%之範圍內，Ti之固溶限變成與添加量相同之溫度為730～840℃左右，例如Ti之添加量為3.0質量%時為800℃左右)。而且，若迅速加熱至該溫度，且亦使冷卻速度加速，則粗大之第二相粒子之產生受到抑制。因此，較典型的是加熱至730～880℃之Ti之固溶限變成與添加量相同之溫度以上，更典型的是加熱至比730～880℃之Ti之固溶限彎成與添加量相同之溫度高0～20℃之溫度，較佳為加熱至高0～10℃之溫度。
又，最終之固溶化處理中之加熱時間越短，越可抑制結晶粒之粗大化。加熱時間例如可設為30～90秒，較典型的是可設為30～60秒。即便於該時間點產生第2相粒子，只要微細且均勻地分散，則幾乎不會對強度與彎曲加工性造成損害。然而，由於存在粗大者於最終之時效處理中進一步成長之傾向，因此即便於該時間點生成第2相粒子，亦必須儘量使其較少且較小。
6)時效處理
於最終之固溶化處理之後進行時效處理。雖然先前之通例係於最終之固溶化處理後進行冷軋，但獲得本發明之鈦銅之要點在於：在最終之固溶化處理之後，不進行冷軋而直接進行時效處理。其原因在於：與在時效處理之前進行冷軋之情形相比，即便為相同之軋縮率，亦可提高差排密度。雖然無意根據理論對本發明進行限定，但認為其與結晶粒內之結晶性與剪切帶之產生有關。通常若進行壓延，則由於導入差排，因此結晶會產生應變，且半高寬會增大。若半高寬較小，則結晶性較高，若半高寬較大，則結晶性較低。若於結晶性較高之狀態下進行時效處理，並進行彎曲加工，則剪切帶易擴展，易成為彎曲破裂之原因。若於固溶後進行時效處理，則於結晶粒內均勻地進行析出反應，且調變結構或微細之第2相粒子易均勻地擴展。若於藉由時效處理控制成此種組織後再進行冷軋，則與未進行時效處理之情形相比，結晶更易產生應變，且剪切帶更難以擴展。然而，若加工度提高，則差排密度會過於增加而損及彎曲加工性。由此，即便為較低之加工度，亦可抑制剪切帶之擴展，並且獲得高強度。由於時效處理係於固溶化處理後進行，因此成為析出之驅動力之應變較少，故於較慣例之時效條件略高溫下進行即可。具體而言，較佳為於材料溫度400～500℃下加熱0.1～20小時，更佳為於材料溫度400～480℃下加熱1～16小時。
7)最終之冷軋
於上述時效處理後，進行最終之冷軋。藉由最終之冷加工可提高鈦銅之強度。雖然亦可不實施該冷軋，但為了獲得較高之強度，而將軋縮率設為5%以上，較佳為10%以上，更佳為15%以上。然而，若軋縮率過高，則結晶粒縱橫比會變得過大而使彎曲加工性之提高效果減小，因此將軋縮率設為40%以下，較佳為30%以下，更佳為25%以下。
8)去應變退火
對應於電子零件之構造，要求不同之形狀加工。通常對實施了彎曲加工或凹口加工等塑性變形之部位進行加工硬化，使素材之強度進一步上升。由於以此種彎曲加工部確保接壓之構造不易塑性變形，因此不需要較高之彈簧彎曲彈性限度。因此，對於此種用途亦可不進行去應變退火。
另一方面，以衝壓後之形狀加工時不會塑性變形之部位來確保接壓之構造(例如：自端子之接點部起至彎曲加工部之直線部分(支臂)的距離較長之構造，或如叉型端子般未施有凹口加工或彎曲加工之構造，即如對支臂施加彎曲應力之構造)，因為需要有對於彎曲變形之阻力，因此較高之彈簧彎曲彈性限度變得重要。
因此，尤其於彈簧彎曲彈性限度為重要之用途中，會在最終之冷軋後進行去應變退火。尤其於最終之冷軋之軋縮率為3%以上之情形時，在彈簧彎曲彈性限度為重要之用途中進行去應變退火較佳。又，於最終之冷軋之軋縮率為10%以上之情形時，在彈簧彎曲彈性限度為重要之用途中進行去應變退火尤佳。去應變退火之條件可為慣用之條件，但在冷軋中所導入之差排會分佈不均勻。藉由進行去應變退火而使差排再配置排列，藉此亦可進一步謀求強度上升。然而，若過度地進行去應變退火，則差排會消失且強度降低，故欠佳。因此，例如只要以材料溫度100℃以上未達350℃加熱0.001小時以上40小時以下、以材料溫度350℃以上未達550℃加熱0.0001小時以上20小時以下、或者以材料溫度550℃以上700℃以下加熱0.0001小時以上0.003小時以下即可，較佳為於以材料溫度200℃以上未達400℃加熱0.001～20小時之條件下進行，更佳為於以材料溫度350℃以上未達550℃加熱0.001～0.5小時之條件下進行，更佳為若為低溫則以長時間(例如以材料溫度200～300℃加熱10～20小時)之條件進行、若為高溫則以短時間(例如以材料溫度550～700℃以下加熱0.001～0.003小時)之條件進行。
再者，若為本領域從業人員，則應該能夠理解可於上述各步驟之間適當地進行用以去除表面之氧化皮之研削、研磨、珠粒噴擊酸洗等步驟。
[實施例]
以下一併表示本發明之實施例及比較例，但該等實施例係為增進理解本發明及其優點而提供者，並非欲限定發明者。
製造本發明例之銅合金時，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，將Mn、Fe、Mg、Co、Ni、Cr、V、Nb、Mo、Zr、Si、B及P以表1所示之組成分別添加於Cu後，分別添加該表所示之組成之Ti。為避免產生添加元素之不熔殘渣，亦充分顧及添加後之保持時間，其後於Ar環境下將該等注入至鑄模中，而分別製造約2 kg之錠。
[表1]
對上述錠進行於950℃下加熱3小時之均質化退火後，於900～950℃下進行熱軋，而獲得板厚為10 mm之熱軋板。藉由平面切削除鏽皮後，進行冷軋而形成條料之板厚(2.0 mm)，且進行條料狀態下之第1次固溶化處理。第1次固溶化處理之條件係設為於850℃加熱10分鐘。再者，於一部分之實施例中不進行第1固溶化處理。繼而，於中間之冷軋中，以使最終板厚達到0.10 mm之方式進行冷軋調整中間之板厚後，插入至可迅速加熱之退火爐中而進行最終之固溶化處理，其後，用水冷卻。此時之加熱條件係設為：材料溫度係以Ti之固溶限與添加量相同時之溫度(Ti濃度為3.0質量%時約800℃，Ti濃度為2.0質量%時約730℃，Ti濃度為4.0質量%時約840℃)為基準，以表2所記載之加熱條件分別保持1分鐘。繼而，於Ar環境中以表2所記載之條件進行時效處理。藉由酸洗除鏽皮後，以表2所記載之條件進行冷軋，最後以表2所記載之各加熱條件進行退火而製成發明例及比較例之試驗片。有些試驗片省略了緊接在固溶化處理後之時效處理。
利用以下之條件對所獲得之各試驗片進行特性評價。將結果示於表3。
＜強度＞
以使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。根據JIS-Z2241進行該試驗片之拉伸試驗，測定壓延平行方向之0.2%耐力(YS)。
＜彎曲加工性＞
A：W彎曲
根據JIS H 3130，以彎曲半徑達到板厚之2倍之模具實施Badway(彎曲軸與壓延方向為同一方向)之W彎曲試驗，將不產生破裂之情形設為○，將產生有破裂之情形設為×。
B：180°彎曲
將試驗片抵壓於具有特定之圓角半徑(corner radius)(R)之塊狀物之角上進行90°彎曲，將厚度為該圓角半徑之2倍(2R)的板(圓角半徑R)夾於90°彎曲加工部之內側，之後沿板之端面摺疊180°。將180°彎曲加工後之外側彎曲表面不致產生裂痕之最小彎曲半徑(R)除以板厚(t)所得之值(R/t)設為彎曲加工性之指標。
圓角半徑每次改變0.01 mm。
＜導電率＞
依據JIS H 0505，藉由四端子法測定導電率(EC：%IACS)。
＜平均結晶粒徑＞
平均結晶粒徑之測定，係利用FIB將平行於壓延方向之剖面切斷，藉此露出剖面後，利用SIM觀察剖面，並計算每單位面積之結晶粒之數量，求出結晶粒之平均之近似圓的直徑。具體而言，即作一100 μm×100 μm之框，並計算存在於該框中之結晶粒之數量。再者，對於橫穿框之結晶粒，均算作為1/2個。框之面積10000 μm2 除以結晶粒之合計數量所得者，即為每1個結晶粒之面積之平均值。由於具有該面積之正圓之直徑為近似圓的直徑，因此將其設為平均結晶粒徑。
＜結晶粒徑縱橫比＞
藉由電解研磨使平行於壓延方向之剖面之組織出現後，利用電子顯微鏡(Philips公司製造XL30 SFEG)拍攝觀察視野100 μm×100 μm。根據JIS H 0501，藉由切斷法求出垂直於壓延方向之方向的平均結晶粒徑及平行於壓延方向之方向的平均結晶粒徑，並算出縱橫比。
＜半高寬＞
針對各試驗片，使用理學電機公司製造之型號為rint Ultima 2000之X射線繞射裝置，於以下之測定條件下取得壓延面之繞射強度曲線，並測定{220}結晶面之X射線繞射強度峰值之半高寬β{220}。於相同之測定條件下，亦針對純銅粉標準試樣求出半高寬β0 {220}。於銅粉標準試樣中，{220}面之峰值係顯示於2θ為74°附近。
‧靶材：Cu管
‧管電壓：40 kV
‧管電流：40 mA
‧掃描速度：5°/min
‧取樣寬度：0.02°
‧測定範圍(2θ)：60°～80°
＜彈簧彎曲彈性限度(Kb)＞
彈簧彎曲彈性限度(Kb)係依據JIS H 3130(合金編號C1990)，實施重複式彎曲試驗，並根據殘留永久應變之彎曲力矩測定表面最大應力。
＜考察＞
可知發明例No.1～25之強度與彎曲加工性平衡性良好地提高。發明例13～26係對製造步驟賦予變化之變形例。於發明例13中將第2次固溶化處理溫度設定得較高，並獲得上限之平均結晶粒徑。發明例14因最終冷軋之軋縮率較低，故β成為申請專利範圍之下限，且縱橫比亦降低，但由於處於本發明之規定之範圍內，因此強度與彎曲加工性平衡性良好地提高。發明例15係與發明例No.4相比將時效處理溫度設定為下限所得之結果。發明例16係與發明例No.4相比將時效處理溫度設定為上限所得之結果。發明例17及18係分別省略了發明例No.2及發明例No.4之步驟之去應變退火之例，可知即便省略了去應變退火，β之值亦處於本發明之規定之範圍內，且強度與彎曲加工性平衡性良好地提高。相對於發明例17及18，於發明例19、20及21中進行了去應變退火，藉此使強度及Kb值上升。發明例22～25係省略了第1次固溶化處理之例，進而，No.24及25係未進行去應變退火之例，可知即便省略了第1次固溶化處理，而且不進行去應變退火，β之值亦處於本發明之規定之範圍內，且強度與彎曲加工性平衡性良好地提高。發明例26係以低溫短時間進行去應變退火之例。
另一方面，於比較例No.1～3中，由於在固溶化處理後不進行時效處理而進行冷軋，因此半高寬較小，且強度與彎曲加工性之平衡性不及發明例。又，雖然於比較例No.4～5中在固溶化處理後進行了時效處理，但於比較例No.4中冷軋中之軋縮率變高，且半高寬變得過大，因此強度與彎曲加工性之平衡性不及發明例。於比較例No.5中，由於固溶化處理中之加熱溫度過高，因此結晶粒徑增大。雖然由於最終之冷軋之軋縮率較高，因此獲得了相對較高之強度，但彎曲加工性較差。於比較例No.6、7、9及10中，由於固溶溫度過高，因此結晶粒徑超過上限，且彎曲加工性劣化。又，於比較例7及8中，由於在固溶化處理後不進行時效處理而進行冷軋，因此半高寬較小，且強度與彎曲加工性之平衡性較差。於比較例No.11中，由於在高溫下進行去應變退火，因此開始再結晶而導致差排密度降低且β降低，由於亦開始再固溶，因此導致強度與導電率下降。

Claims (10)

  1. 一種銅合金，係含有2.0～4.0質量%之Ti，且剩餘部份由銅及不可避免之雜質構成之電子零件用銅合金；或者，係含有2.0～4.0質量%之Ti，並合計含有0～0.5質量%之選自為第3元素群之Mn、Fe、Mg、Co、Ni、Cr、V、Nb、Mo、Zr、Si、B及P構成之群之1種或2種以上，且剩餘部份由銅及不可避免之雜質構成之電子零件用銅合金；來自壓延面之{220}結晶面之X射線繞射強度峰值的半高寬β{220}與來自純銅標準粉末之{220}結晶面之X射線繞射強度峰值的半高寬β0 {220}滿足下式：3.0≦β{220}/β0 {220}≦6.0；且，觀察平行於壓延方向之剖面之組織時，平均結晶粒徑以近似圓的直徑表示為30 μm以下。
  2. 如申請專利範圍第1項之銅合金，其中，觀察平行於壓延方向之剖面之組織時，平行於壓延方向之方向的平均結晶粒徑(L)與垂直於壓延方向之方向的平均結晶粒徑(T)之比(L/T)為1～4。
  3. 如申請專利範圍第1或2項之銅合金，其彈簧彎曲彈性限度(spring bending elastic limit)為600～1000 MPa。
  4. 如申請專利範圍第1或2項之銅合金，其彈簧彎曲彈性限度為300～600 MPa。
  5. 一種伸銅品，其係由申請專利範圍第1至4項中任一項之銅合金構成。
  6. 一種電子零件，其具備申請專利範圍第1至4項中任一項之銅合金。
  7. 一種連接器，其具備申請專利範圍第1至4項中任一項之銅合金。
  8. 一種電子零件用銅合金之製造方法，其包括如下步驟：對含有2.0～4.0質量%之Ti，並合計含有0～0.5質量%之選自為第3元素群之Mn、Fe、Mg、Co、Ni、Cr、V、Nb、Mo、Zr、Si、B及P構成之群之任意1種或2種以上，且剩餘部分由銅及不可避免之雜質構成之銅合金素材，進行加熱至在730～880℃內之Ti固溶限變成與添加量相同之溫度以上的固溶化處理；於固溶化處理後，進行於材料溫度400～500℃下加熱0.1～20小時之時效處理；且時效處理後，進行軋縮率為0～40%之最終冷軋。
  9. 如申請專利範圍第8項之電子零件用銅合金之製造方法，其包括於最終冷軋後進行去應變退火，該去應變退火係以材料溫度100℃以上、未達350℃加熱0.001小時以上、40小時以下，以材料溫度350℃以上、未達550℃加熱0.0001小時以上、20小時以下，或以材料溫度550℃以上、700℃以下加熱0.0001小時以上、0.003小時以下。
  10. 如申請專利範圍第8項之電子零件用銅合金之製造方法，其包括於最終冷軋後進行去應變退火，該去應變退火係以材料溫度200℃以上、未達400℃加熱0.001～20小時。
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