TWI475118B - High strength titanium and copper - Google Patents

Description

高強度鈦銅

本發明係關於一種作為FPC連接器或自動聚焦相機模組等電子零件用彈簧材料而較佳之高強度鈦銅。

近年來，以可攜式終端(portable terminal)等為代表之電子機器之小型化日益發展，因此，用於其之連接器之窄間距化及低高度化之傾向顯著。越是小型之連接器，接腳寬度越窄，而成為摺疊得越小之加工形狀，故而對使用之構件要求較高之強度以獲得必需之彈性。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，就應力緩和特性而言在銅合金中最為優異，故而自先前以來便被用作特別要求強度之信號系統端子用構件。

鈦銅係時效硬化型之銅合金。若藉由固溶處理形成作為溶質原子之Ti之過飽和固溶體，且自該狀態於低溫下實施時間比較長之熱處理，則會因離相分解(spinodal decomposition)，而使母相中Ti濃度之週期性變動即調變構造發達，且強度提高。此時，成為問題之點係強度與彎曲加工性為相反之特性。即，為如下情況：若使強度提高則會損害彎曲加工性，相反，若重視彎曲加工性則無法獲得所期望之強度。一般而言，越提高冷軋之軋縮率，被導入之差排量變得越多而使差排密度(dislocation density)變得越高，因此有助於析出之核生成點增加，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變差。因此，實現兼顧強度及彎曲加工性至今已成為課題。

因此，提出有自如下等之觀點來謀求兼顧鈦銅之強度與彎曲加工性之技術，上述觀點係指：添加Fe、Co、Ni、Si等第三元素(專利文獻1)；限制固溶於母相中之雜質元素群之濃度，使該等成為第二相粒子(Cu-Ti-X系粒子)以特定之分佈形態析出而提高調變構造之規則性(專利文獻2)；規定對於使晶粒微細化而有效之微量添加元素與第二相粒子之密度(專利文獻3)；以及使晶粒微細化(專利文獻4)。

於鈦銅之情形時，相對於作為母相之α相，存在匹配性較差之β相(TiCu₃ )及匹配性良好之β'相(TiCu₄ )，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則有助於兼顧強度與彎曲加工性，從而亦提出有一面抑制β相一面使β'相微細分散而成之鈦銅(專利文獻5)。

亦提出有如下技術：著眼於結晶方位，以滿足I{420}/I₀ {420}>1.0及I{220}/I₀ {220}≦3.0之方式控制結晶取向，藉此改善強度、彎曲加工性及耐應力緩和性(專利文獻6)。

然而，對於上述先前文獻所記載之任一種鈦銅，其製造方法之基礎均係以鑄錠之熔解鑄造→均質化退火→熱軋→(反覆退火及冷軋)→最終固溶處理→冷軋→時效處理之順序構成，其特性改善會存在極限。

於此種情況下，近年來，亦進行有如下嘗試，即，使於最終固溶處理之後進行之冷軋及時效處理之順序與習知相反地進行，亦即替換為時效處理→冷軋之順序，並且最後實施弛力退火，而使彎曲加工性提高(專利文獻7)。根據該文獻，藉由採用此種製造方法，所獲得之鈦銅之差排密度上升。而且，根據軋壓面中{220}結晶面之X射線繞射強度波峰之半高寬來間接地評價差排密度，規定來自軋壓面之{220}結晶面之X射線繞射強 度波峰之半高寬即β{220}與來自純銅標準粉末之{220}結晶面之X射線繞射強度波峰之半高寬即β₀ {220}滿足下式：3.0≦β{220}/β₀ {220}≦6.0。

[專利文獻1]日本特開2004-231985號公報

[專利文獻21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

[專利文獻7]日本特開2012-062575號公報

如此，習知係大多努力自強度及彎曲加工性之兩方面來謀求特性之改善，但連接器亦有幾乎不要求彎曲加工性者。例如FPC連接器或自動聚焦相機模組由於不進行彎曲加工，故而無需改善彎曲加工性。另一方面，連接器於使用時暴露於高溫環境下之情況亦較多，但若使鈦銅長時間暴露於高溫條件下則存在會發生永久變形(老化)，且作為彈簧材料之功能下降之問題。關於該內容尚未進行充分之研究。

因此，本發明之目的在於提供一種作為用於FPC連接器或相機模組等電子零件中之導電性彈簧材料而較佳之高強度鈦銅。

本發明人等係努力調查鈦銅之0.2%保證應力與老化之關係及結晶方位與老化之關係，結果發現於0.2%保證應力較高，且軋壓面中{220} 結晶面之X射線繞射強度波峰之最大強度與半高寬之比處於特定範圍內時，高溫暴露時之耐老化性尤其得以改善。本發明係以上述之見解為背景而完成者，且由以下限定。

本發明之一態樣係一種鈦銅，係含有2.0~4.0質量%之Ti，且含有合計為0~0.5質量%之選自由Fe、Co、Mg、Si、Ni、Cr、Zr、Mo、V、Nb、Mn、B、及P所組成之群中之一種以上作為第三元素，剩餘部分由銅及不可避免之雜質構成，且軋壓面中{220}結晶面之X射線繞射強度波峰之最大強度(cps)相對於半高寬(°)之比(以下稱為「{220}面之縱橫比」)為10×10² ~25×10² 。

此處，{220}面之縱橫比係藉由於以下之測定條件下獲取軋壓面之繞射強度曲線，測定{220}結晶面之X射線繞射強度波峰之最大強度與其半高寬，並算出其等之比而求出。

‧靶材：Cu管球

‧管電壓：25kV

‧管電流：20mA

‧掃描速度：5°/min

‧取樣寬度：0.02°

‧測定範圍(2 θ)：60°~90°

於本發明之鈦銅之一實施形態中，與軋壓方向平行之方向上之0.2%保證應力為1100MPa以上。

本發明之另一態樣係一種伸銅品，其具備本發明之鈦銅。

本發明之又一態樣係一種電子零件，其具備本發明之鈦銅。

本發明之電子零件之一實施形態係一種自動聚焦相機模組。

本發明之進而又一態樣係一種自動聚焦相機模組，其具備透鏡；彈簧構件，其將該透鏡彈性施壓至光軸方向之初始位置；及電磁驅動 手段，其產生抵抗彈簧構件之彈壓力之電磁力而可向光軸方向驅動上述透鏡；且上述彈簧構件為本發明之鈦銅。

可獲得適合作為相機模組等電子零件所使用之導電性彈簧材料的高強度鈦銅。

1‧‧‧自動聚焦相機模組

2‧‧‧磁軛

3‧‧‧透鏡

4‧‧‧磁鐵

5‧‧‧托架

6‧‧‧線圈

7‧‧‧基座

8‧‧‧框架

9a‧‧‧上側之彈簧構件

9b‧‧‧下側之彈簧構件

10a、10b‧‧‧蓋

圖1係表示本發明之自動聚焦相機模組之剖面圖。

圖2係圖1之自動聚焦相機模組之分解立體圖。

圖3係表示圖1之自動聚焦相機模組之動作之剖面圖。

圖4係表示測定老化量之方法之概略圖。

(1)Ti濃度

於本發明之鈦銅中，使Ti濃度為2.0~4.0質量%。鈦銅係藉由利用固溶處理使Ti固溶於Cu基質中，且利用時效處理使微細之析出物分散於合金中，而使強度及導電率上升。

若Ti濃度未達2.0質量%，則析出物之析出變得不充分而無法獲得所期望之強度。若Ti濃度超過4.0質量%，則加工性變差，於軋壓時材料變得容易斷裂。若考慮強度及加工性之平衡，則較佳之Ti濃度為2.5~3.5質量%。

(2)第三元素

於本發明之鈦銅中，藉由含有選自由Fe、Co、Mg、Si、Ni、Cr、Zr、Mo、V、Nb、Mn、B、及P所組成之群中之第三元素之1種以上，可進一步提高強度。然而，若第三元素之合計濃度超過0.5質量%，則加工性變差， 於軋壓時材料變得容易斷裂。因此，該等第三元素可含有合計為0~0.5質量%，若考慮強度及加工性之平衡，則較佳為含有1種以上總量為0.1~0.4質量%之上述元素。

(3)0.2%保證應力

就本發明之鈦銅而言於一實施形態中，與軋壓方向平行之方向上之0.2%保證應力可達到1100MPa以上。本發明之鈦銅之0.2%保證應力於較佳之實施形態中為1200MPa以上，於更佳之實施形態中為1300MPa以上。

0.2%保證應力之上限值係就本發明之作為目標之強度之方面而言，並未特別限制，但因花費時間及費用之關係，且若為了獲得高強度而提高鈦濃度則有於熱軋時斷裂之危險性，故而本發明之鈦銅之0.2%保證應力一般而言為2000MPa以下，普遍而言為1600MPa以下，更普遍而言為1500MPa以下。

於本發明中，與鈦銅之軋壓方向平行之方向上之0.2%保證應力係依據JIS Z2241(金屬材料拉伸試驗方法)而測定。

(4){220}結晶面之X射線繞射強度波峰之最大強度與半高寬之比

本發明之鈦銅於一實施形態中，軋壓面中{220}結晶面之X射線繞射強度波峰之最大強度(cps)相對於半高寬(°)之比(以下亦稱為「{220}面之縱橫比」)為10×10² ~25×10² 。

於本發明中，使用X射線繞射裝置，於以下之測定條件下獲取軋壓面之繞射強度曲線，測定{220}結晶面之X射線繞射強度波峰的最大強度與其半高寬，並算出其等之比，藉此求出{220}面之縱橫比。一般而言，顯現{220}結晶面之X射線繞射強度波峰之最大強度的入射角(2 θ)為75°附近。

‧靶材：Cu管球

‧管電壓：25kV

‧管電流：20mA

‧掃描速度：5°/min

‧取樣寬度：0.02°

‧測定範圍(2 θ)：60°~90°

{220}面之縱橫比係間接地評價差排密度之指標。{220}面之縱橫比有隨著差排密度變高而下降，反之隨著差排密度變低而上升之傾向。本發明人進行努力研究，結果發現於{220}面之縱橫比為10×10² ~25×10² 時可獲得強度高且高溫暴露時之耐老化性良好的特性。若{220}面之縱橫比高於上限，則強度容易降低，又，若低於下限，則高溫暴露時之耐老化性容易變差，故而不佳。{220}面之縱橫比較佳為10×10² ~20×10² ，更佳為10×10² ~15x10² 。

(5)鈦銅之厚度

一般而言，隨著金屬材料之厚度變薄，耐老化性降低，但於本發明之鈦銅之一實施形態中，可使厚度為1.0mm以下，於普遍之實施形態中可使厚度為0.02~0.8mm，於更普遍之實施形態中可使厚度為0.05~0.5mm。

(6)用途

本發明之鈦銅可加工成各種伸銅品、例如板、條、管、棒及線。本發明之鈦銅並無限定，可較佳地用作為開關、連接器(特別是無需過於要求彎曲加工性之叉型之FPC連接器)、自動聚焦相機模組、插孔、端子、及繼電器等電子零件之材料。

自動聚焦相機模組於一實施形態中具備透鏡；彈簧構件，其將該透鏡彈性施壓至光軸方向之初始位置；及電磁驅動手段，其產生抵抗該彈簧構件之彈壓力之電磁力而可向光軸方向驅動上述透鏡。電磁驅動手段可例示有具備：字形圓筒形狀之磁軛(yoke)；線圈，其被收容於磁軛 之內周壁之內側；及磁鐵，其圍繞線圈並且被收容於磁軛之外周壁之內側。

圖1係表示本發明之自動聚焦相機模組之一例之剖面圖，圖2係圖1之自動聚焦相機模組之分解立體圖，圖3係表示圖1之自動聚焦相機模組之動作之剖面圖。

自動聚焦相機模組1具備字形圓筒形狀之磁軛2；磁鐵4，其被安裝於磁軛2之外壁；托架5，其於中央位置具備透鏡3；線圈6，其被安裝於托架5；基座7，其安裝有磁軛2；框架8，其支撐基座7；2個彈簧構件9a、9b，其等於上下支撐托架5；以及2個蓋(cap)10a、10b，其等覆蓋彈簧構件9a、9b之上下方。2個彈簧構件9a、9b為相同物品，且以相同之位置關係自上下夾持並支撐托架5，並且發揮作為對線圈6之供電路徑之功能。藉由對線圈6施加電流而使托架5向上方移動。再者，於本說明書中，適當使用上及下之用語，在表示圖1中之上下時，上表示自相機朝向被攝體之位置關係。

磁軛2為軟鐵等磁體，形成上表面部為封閉之字形的圓筒形狀，並且具有圓筒狀之內壁2a及外壁2b。於字形外壁2b之內表面，安裝(接著)有環狀之磁鐵4。

托架5係具有底面部之圓筒形狀構造之由合成樹脂等形成之成形品，於中央位置支撐透鏡，於底面外側上接著並搭載經預先成形之線圈6。使磁軛2嵌合並組裝於矩形狀樹脂成形品之基座7之內周部，進而利用樹脂成形品之框架8固定磁軛2整體。

彈簧構件9a、9b均為外周部分別由框架8及基座7夾持而固定，內周部之均隔120°之切口槽部係嵌合於托架5，且利用熱填隙(thermal caulking)等固定。

彈簧構件9b與基座7及彈簧構件9a與框架8之間係藉由接著及熱填隙等固定，進而蓋10b係安裝於基座7之底面，蓋10a係安裝於框 架8之上部，並且分別將彈簧構件9b夾入並固定於基座7與蓋10b之間，將彈簧構件9a夾入並固定於框架8與蓋10a之間。

線圈6之一邊之引線係通過設於托架5之內周面之槽內而向上方延伸，且焊接於彈簧構件9a。另一邊之引線係通過設於托架5底面之槽內而向下方延伸，且焊接於彈簧構件9b。

彈簧構件9a、9b係本發明之鈦銅箔之板彈簧。該彈簧構件9a、9b具有彈性並將透鏡3彈性施壓至光軸方向之初始位置。同時，該彈簧構件9a、9b亦發揮作為向線圈6供電路徑之作用。彈簧構件9a、9b之外周部之一部位突出至外側，而發揮作為饋電端子之功能。

圓筒狀之磁鐵4係於徑向(直徑)方向上磁化，形成以字形狀磁軛2之內壁2a、上表面部及外壁2b為路徑之磁路，且於磁鐵4與內壁2a間之間隙中配置有線圈6。

彈簧構件9a、9b為相同形狀，且如圖1及2所示以相同之位置關係進行安裝，故而可抑制托架5向上方移動時之軸偏移。線圈6係於捲繞後進行加壓成形而製成，故而最終外徑之精度提高，且可容易地配置於特定之狹窄間隙中。托架5係於最下方之位置接觸基座7，於最上方之位置接觸磁軛2，故而於上下方向具備接觸機構，以防止脫落。

圖3係表示對線圈6施加電流，於自動聚焦用途中使具備透鏡3之托架5向上方移動時之剖面圖。若對彈簧構件9a、9b之饋電端子施加電源，則電流流過線圈6而於托架5作用有朝上方之電磁力。另一方面，連結之2個彈簧構件9a、9b之回復力會朝下方作用於托架5。因此，托架5之向上方之移動距離為電磁力與回復力達到平衡之位置。藉此，可藉由對線圈6施加之電流量而決定托架5之移動量。

上側彈簧構件9a係支撐托架5之上表面，下側彈簧構件9b係支撐托架5之下表面，故而回復力係於托架5之上表面及下表面均等地 向下方作用，從而可將透鏡3之軸偏移較小地抑制。

因此，當托架5向上方移動時，無需使用利用凸緣(rib)等來引導。由於無因引導而引起之滑動摩擦，故而托架5之移動量係純粹地由電磁力與回復力之平衡支配，從而可實現順滑且精度良好之透鏡3之移動。藉此達成透鏡擺動較少之自動聚焦。

再者，已說明設為圓筒形狀之磁鐵4，但並不限定於此，亦可分割成3個或4個部分並於徑向方向上磁化，且將其貼附並固定於磁軛2外壁2b之內表面。

(7)製造方法

本發明之鈦銅尤其可藉由於最終之固溶處理及其以後之步驟中實施適當之熱處理及冷軋而製造。以下，針對每個步驟依序說明較佳之製造例。

<鑄錠製造>

利用熔解及鑄造所得之鑄錠之製造係基本上於真空中或惰性氣體環境中進行。若於熔解中有添加元素之熔融殘留，則對強度之提高發揮不了有效之作用。因此，為了消除熔融殘留，Fe或Cr等高熔點之第三元素係必須於添加後充分地進行攪拌，其後保持一定時間。另一方面，Ti比較容易熔解於Cu中，故而於第三元素之熔解後添加便可。因此，較理想為，以合計含有0~0.5質量%之方式將選自由Fe、Co、Mg、Si、Ni、Cr、Zr、Mo、V、Nb、Mn、B、及P所組成之群中之1種或2種以上添加至Cu中，繼而以含有2.0~4.0質量%之方式添加Ti來製造鑄錠。

<均質化退火及熱軋>

由於在鑄錠製造時產生之凝固偏析或結晶物粗大，故而較理想為藉由均質化退火儘可能使其固溶於母相中而減小，並且儘可能消除。其原因在於對防止彎曲斷裂有效果。具體而言，較佳為於鑄錠製造步驟後，加熱至900~970℃而進行3~24小時之均質化退火，其後實施熱軋。為了防止液體 金屬脆性，較佳為於熱軋前及熱軋中設為960℃以下，且自原厚度至整體之軋縮率為90%為止之道次設為900℃以上。

<第一固溶處理>

其後，較佳為於適當地反覆進行冷軋與退火後進行第一固溶處理。此處預先進行固溶之理由在於減輕最終之固溶處理中之負擔。即，對於最終之固溶處理，並非用以使第二相粒子固溶之熱處理，由於已被固溶，故而只要一面維持該狀態一面僅產生再結晶便可，故而進行輕微之熱處理便可。具體而言，第一固溶處理係只要將加熱溫度設為850~900℃，進行2~10分鐘便可。較佳為儘可能使此時之升溫速度及冷卻速度亦加速，而於此處不使第二相粒子析出。再者，亦可不進行第一固溶處理。

<中間軋壓>

最終之固溶處理前之中間軋壓中之軋縮率越高，則可將最終之固溶處理中之再結晶粒控制得越均勻且微細。因此，中間軋壓之軋縮率較佳為70~99%。軋縮率係以{((軋壓前之厚度-軋壓後之厚度)/軋壓前之厚度)×100%}定義。

<最終之固溶處理>

於最終之固溶處理中，較理想為使析出物完全固溶，但若加熱至高溫直到完全消失為止，則晶粒容易粗大化，故而加熱溫度係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之固溶限為與添加量相同之溫度即730~840℃左右，例如Ti之添加量為3.0質量%時為800℃左右)。而且，若急速加熱至該溫度，且亦藉由水冷等使冷卻速度加速，則粗大之第二相粒子之產生得以抑制。因此，普遍而言，加熱至相對於730~840℃之Ti之固溶限為與添加量相同之溫度-20℃~+50℃之溫度，更普遍而言加熱至高於730~880℃之Ti之固溶限為與添加量相同之溫度0~30℃之溫度，較佳為加熱至高0~20℃之溫度。

又，最終之固溶處理中之加熱時間越短，越可抑制晶粒之粗大化。加熱時間例如可設為30秒~10分鐘，普遍而言可設為1分鐘~8分鐘。即便於該時間點產生第二相粒子，但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。但是，由於粗大之晶粒有於最終之時效處理中進一步成長之傾向，故而即便於該時間點生成第二相粒子，亦必須儘可能使其減少且減小。

具體而言，最終之固溶處理後之平均晶粒徑較佳為控制於2~30μm之範圍內，更佳為控制於2~15μm之範圍內，進而更佳為控制於2~10μm之範圍內。平均晶粒徑係於藉由電解研磨使與軋壓方向平行之剖面之組織露出後，利用電子顯微鏡(SEM)對觀察視野100μm×100μm進行攝影。繼而，基於JISH0501，利用切割法求出與軋壓方向垂直之方向之平均晶粒徑及與軋壓方向平行之方向之平均晶粒徑，將兩者之平均值設為平均晶粒徑。

<預時效>

繼最終之固溶處理後，進行預時效處理。習知通常於最終之固溶處理後進行冷軋，但就獲得本發明之鈦銅而言，重要的是於進行最終之固溶處理後，不進行冷軋而直接進行預時效處理。預時效熱處理係較下一步驟之時效處理於更低溫下進行之熱處理，藉由連續進行預時效熱處理及下述時效處理，可獲得使高溫暴露時之耐老化性與鈦銅之強度一併顯著提高之優點。預時效處理較佳為於Ar、N₂ 、H₂ 等惰性環境中進行以抑制表面氧化皮膜之產生。

預時效處理中之加熱溫度無論過低或過高均難以獲得上述優點。根據本發明者之研究結果，較佳為於材料溫度150~250℃下加熱10~20小時，更佳為於材料溫度160~230℃下加熱10~18小時，進而更佳為於170~200℃下加熱12~16小時。

<時效處理>

繼預時效處理後，進行時效處理。亦可於預時效處理後，暫時先冷卻至室溫。若考慮製造效率，則較理想為於預時效處理之後不冷卻而升溫至時效處理溫度，連續地實施時效處理。無論何種方法，所獲得之鈦銅之特性均相同。然而，由於預時效之目的在於在其後之時效處理中使第二相粒子均勻地析出，故而於預時效處理與時效處理期間不應實施冷軋。

藉由預時效處理使於固溶處理中固溶之鈦少許析出，故而時效處理應當較慣例之時效處理於稍許低溫下實施，較佳為於材料溫度300~450℃下加熱0.5~20小時，更佳為於材料溫度350~440℃下加熱2~18小時，進而更佳為於材料溫度375~430℃下加熱3~15小時。時效處理係因與預時效處理相同之理由，而較佳為於Ar、N₂ 、H₂ 等惰性環境下進行。

雖然無意根據理論對本發明進行限定，但認為藉由連續進行預時效熱處理及時效處理來顯著提高鈦銅之特性係因以下之理由。藉由施加預時效熱處理而使微細之第二相粒子均勻地析出。其後，藉由進行冷軋而提高差排密度，從而變為較習知更高強度。於未施加預時效熱處理之情形時，第二相粒子粗大化或變得不均勻，故而即便進行冷軋亦無法獲得充分之差排密度，且強度變得不充分。

<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。為了獲得本發明所謀求之高強度而將軋縮率設為55%以上、較佳為設為60%以上、更佳為設為90%以上。然而，若軋縮率過高，則製造性降低，故而軋縮率較佳為設為99.9%以下，更佳為設為97%以下，進而更佳為設為95%以下。

<弛力退火>

就使高溫暴露時之耐老化性提高之觀點而言，較理想為於最終之冷軋 後實施弛力退火。其原因在於藉由進行弛力退火而使差排再排列。弛力退火之條件可為慣用之條件，但若過度進行弛力退火則差排消失且強度降低，故而不佳。弛力退火較佳為於材料溫度200~600℃下進行10~600秒，更佳為於250~550℃下進行10~400秒，進而更佳為於300~500℃下進行10~200秒。

再者，若為本領域技術人員，則應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、珠擊(shot blast)酸洗等步驟。

[實施例]

以下與比較例一併表示本發明之實施例，但該等係為了更良好地理解本發明及其優點而提供者，並非意欲限定發明。

將表1所示之含有合金成分且剩餘部分由銅及不可避免之雜質構成之合金作為實驗材料，調查合金成分、{220}面之縱橫比及製造條件對0.2%保證應力及高溫暴露時之老化造成之影響。

首先，藉由真空熔解爐熔解2.5kg之電解銅，以表1所示之調配比率分別添加第三元素後，添加該表所示之調配比率之Ti。亦充分考慮添加後之保持時間以不產生添加元素之熔融殘留，其後將該等於Ar環境下注入至鑄模中，而分別製造約2kg之鑄錠。

對上述鑄錠進行於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15mm之熱軋板。於利用表面切削之除鏽後，進行冷軋而形成條料之板厚(1~8mm)，進行利用條料之第1次固溶處理。第1次固溶處理之條件係設為於850℃下加熱10分鐘，其後，進行水冷。繼而，根據表1中所記載之最終冷軋中之軋縮率及製品板厚之條件而調整軋縮率並進行中間之冷軋後，插入至可急速加熱之退火爐中進行最終之固溶處理，其後進行水冷。此時之加熱條件係以材料溫度Ti之固 溶限成為與添加量相同之溫度(於Ti濃度3.0質量%時約為800℃，於Ti濃度2.0質量%時約為730℃，於Ti濃度4.0質量%下約為840℃)為基準，如表1中所記載。繼而，於Ar環境中以表1中所記載之條件連續進行預時效處理及時效處理。即，於預時效處理之後未進行冷卻。於利用酸洗之除鏽後，以表1中所記載之條件進行最終冷軋，最後以表1中所記載之各加熱條件進行弛力退火而製成發明例及比較例之試驗片。根據試驗片而省略預時效處理、時效處理或弛力退火。

對製作之製品試樣進行接下來之評價。

(a)0.2%保證應力

使用拉伸試驗機製作JIS13B號試驗片，依據上述測定方法測定與軋壓方向平行之方向之0.2%保證應力。

(b){220}面之縱橫比

{220}面之縱橫比係藉由X射線繞射裝置(理學電機公司製造機型rint Ultima 2000)，於上述測定條件下求出。

(c)高溫暴露後之老化(永久變形率)

以長度方向成為軋壓平行方向之方式選取寬度10mm之短條試樣，如圖4般將試樣之一端固定，使將前端加工為刀刃(knife edge)之打孔機以1mm/分之移動速度抵壓於距離該固定端L之位置，根據下式1而對試樣賦予相當於1000MPa(≒102kg/mm² )之應力(σ₀ )的初始撓曲(d)。

式1：d=2/3×L×σ₀ /(E.t)

d=初始撓曲(mm)

L=標距(mm)

σ₀ =應力(kg/mm² )

E=楊氏模數(kg/mm² )

t=板厚(mm)

繼而，於賦予有撓曲之狀態下，於250℃下加熱30分鐘，再使打孔機返回至初始之位置並卸載後，求出永久變形量(δ)，從而求出永久變形率(=δ/d×100)。

又，藉由上述測定方法，使用電子顯微鏡(Philips公司製造XL30 SFEG)測定最終固溶處理後之半成品之平均晶粒徑。

(考察)

於表1中表示試驗結果。於發明例1~18中，可知0.2%保證應力較高為1100MPa以上，而永久變形率得以抑制為較低。

另一方面，比較例1係因最終之固溶處理溫度過高而晶粒粗大化，{220}面之縱橫比亦在本發明之範圍外，故而0.2%保證應力及永久變形率均較發明例差。

比較例2係因最終之固溶處理溫度過低而引起未再結晶區域與再結晶區域混合之混粒化，{220}面之縱橫比亦在本發明之範圍外。因此，永久變形率較發明例差。

比較例3係考慮到日本特開2012-0625757號公報中所記載之發明。由於未進行預時效處理故而強度提高不足，又，{220}面之縱橫比亦在本發明之範圍外。因此，0.2%保證應力及永久變形率均較發明例差。

比較例4係雖然進行了預時效處理但由於加熱溫度過低，故而強度提高變得不充分，{220}面之縱橫比亦在本發明之範圍外。因此，0.2%保證應力及永久變形率均較發明例差。

比較例5係由於預時效時之加熱溫度過高，故而成為過時效並析出粗大粒子，又，{220}面之縱橫比亦在本發明之範圍外。因此，0.2%保證應力及永久變形率均較發明例差。

比較例6係由於未進行時效處理，故而離相分解不足而強度提高亦不足，又，{220}面之縱橫比亦在本發明之範圍外。因此，0.2%保證應力及永 久變形率均較發明例差。

比較例7係進行了時效處理，但由於加熱溫度過低，故而強度提高變得不充分，{220}面之縱橫比亦在本發明之範圍外。因此，0.2%保證應力及永久變形率均較發明例差。

比較例8係由於時效處理時之加熱溫度過高，故而成為過時效並析出粗大粒子，又，{220}面之縱橫比亦在本發明之範圍外。因此，0.2%保證應力及永久變形率均較發明例差。

比較例9係因最終冷軋時之軋縮率過低，故而變為強度不足，又，{220}面之縱橫比亦在本發明之範圍外。因此，0.2%保證應力及永久變形率均較發明例差。

比較例10係由於未實施弛力退火，故而{220}面之縱橫比成為本發明之範圍外。因此，永久變形率較發明例差。

比較例11係實施了弛力退火，但由於加熱溫度較低，故而{220}面之縱橫比成為本發明之範圍外。因此，永久變形率較發明例差。

比較例12係實施了弛力退火，但由於加熱溫度過高，故而差排消除，又，{220}面之縱橫比亦在本發明之範圍外。因此，0.2%保證應力及永久變形率均較發明例差。

比較例13係因第三元素之添加量過多，而於熱軋中發生斷裂，故而無法進行試驗片之製造。

比較例14係因Ti濃度過低，而變為強度不足，又，{220}面之縱橫比亦在本發明之範圍外。因此，0.2%保證應力及永久變形率均較發明例差。

比較例15係因Ti濃度過高，而於熱軋中發生斷裂，故而無法進行試驗片之製造。

Claims (6)

1. 一種鈦銅，係含有2.0~4.0質量%之Ti，且含有合計為0~0.5質量%之選自由Fe、Co、Mg、Si、Ni、Cr、Zr、Mo、V、Nb、Mn、B、及P所組成之群中之1種以上作為第三元素，剩餘部分由銅及不可避免之雜質構成，且軋壓面中{220}結晶面之X射線繞射強度波峰之最大強度(cps)相對於半高寬(°)之比(以下稱為「{220}面之縱橫比」)為10×10² ~25×10² ，此處，{220}面之縱橫比係藉由於以下之測定條件下獲取軋壓面之繞射強度曲線，測定{220}結晶面之X射線繞射強度波峰之最大強度與其半高寬，並算出其等之比而求出。‧靶材：Cu管球‧管電壓：25kV‧管電流：20mA‧掃描速度：5°/min‧取樣寬度：0.02°‧測定範圍(2 θ)：60°~90°
2. 如申請專利範圍第1項之鈦銅，其中，與軋壓方向平行之方向上之0.2%保證應力為1100MPa以上。
3. 一種伸銅品，其具備申請專利範圍第1或2項之鈦銅。
4. 一種電子零件，其具備申請專利範圍第1或2項之鈦銅。
5. 如申請專利範圍第4項之電子零件，其中，電子機器零件為自動聚焦相機模組。
6. 一種自動聚焦相機模組，其具備透鏡；彈簧構件，其將該透鏡彈性施壓至光軸方向之初始位置；及電磁驅動手段，其產生抵抗該彈簧構件之彈壓力之電磁力而可向光軸方向驅動上述透鏡；且上述彈簧構件為如申請專利範圍第1或2項之鈦銅。