TWI518192B - Titanium parts for electronic parts - Google Patents

Description

電子零件用鈦銅

本發明係關於一種適合作為連接器等電子零件用構件之鈦銅。

近年來，以行動終端等為代表之電子機器小型化日益發展，因此其所使用之連接器之窄間距化、低背化及窄寬度化之傾向明顯。由於越小型之連接器的接腳寬度越窄，為了成為小且摺疊之加工形狀，對使用之構件要求用以獲得所需彈性之高強度。於該方面，含有鈦之銅合金(以下稱為「鈦銅」)由於相對強度較高，且於應力緩和特性方面在銅合金中最優異，故自先前以來被用作尤其要求強度之訊號系統端子用構件。

鈦銅為時效硬化型銅合金。若藉由固溶處理而形成作為溶質原子之Ti的過飽和固溶體，並自該狀態於低溫實施相對長時間之熱處理，則因旋節分解，於母相中作為Ti濃度之週期性變動的調製結構發達，強度獲得提高。此時，強度與彎曲加工性為相反之特性這一點成為問題。即，若提高強度則損害彎曲加工性，反之，若重視彎曲加工性則無法獲得所需之強度。一般而言，由於越提高冷壓延之軋縮率，所導入之差排變得越多而差排密度變得越高，故有助於析出之成核位置增加，可提高時效處理後之強度，但若過度提高軋縮率，則會使彎曲加工性變差。因此，將謀求同時實現強度及彎曲加工性作為課題。

因此，就添加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的濃度，將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而提高調製結構之規則性(專利文獻2)；規定對使晶粒微細化有效之微量添加元素及第二相粒子的密度(專利文獻3)；使晶粒微細化(專利文獻4)；及控制結晶方位(專利文獻5)等觀點，提出欲謀求兼顧鈦銅之強度及彎曲加工性之技術。

又，專利文獻6中記載有隨著因旋節分解引起之鈦的調製結 構逐漸發達，鈦濃度的波動變大，藉此賦予鈦銅韌性而提高強度及彎曲加工性。因此，專利文獻6中提出有控制因旋節分解引起之母相中Ti濃度之波動的技術。於專利文獻6中，記載有於最終之固溶處理後加入熱處理(亞時效處理(sub-aging treatment))，預先引起旋節分解，然後，進行習知程度之冷壓延、習知程度之時效處理或較其低溫、短時間之時效處理，藉此增大Ti濃度之波動，而謀求鈦銅之高強度化。

[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2012-188680號公報

[專利文獻6]日本特開2012-097306號公報

如此，先前進行了大量自強度及彎曲加工性之兩方面謀求特性之改善的努力，但由於電子機器之小型化，所搭載之連接器等電子零件之小型化亦進一步發展。為了追隨此種技術趨勢，必須以更高之水準達成 鈦銅之強度及彎曲加工性。雖然顯示增大因旋節分解所引起之Ti濃度的波動對於提高強度及彎曲加工性之平衡有效，但仍留有改善之餘地。

因此，本發明之目的在於對鈦銅以與習知不同之觀點控制Ti濃度之波動，謀求強度及彎曲加工性之提高。

本發明人發現：藉由利用EDX對鈦銅之母相中的Ti濃度進行線分析而獲得之Ti濃度的波動曲線之變異係數以及十點平均高度，會對強度及彎曲加工性產生明顯之影響。並且發現藉由適當地控制該等參數，可提高該等特性之平衡。本發明係基於以上之見解而完成者，藉由以下而進行特定。

本發明於一態樣中係一種鈦銅，其係電子零件用鈦銅，含有2.0~4.0質量%之Ti，並含有合計0~0.5質量%之選自由Fe、Co、Mg、Si、Ni、Cr、Zr、Mo、V、Nb、Mn、B、及P組成之群中的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，針對與壓延方向平行之剖面中的<100>方位之晶粒藉由EDX對母相中之Ti進行線分析時獲得的Ti濃度波動曲線的變異係數為0.2~0.8，且與壓延方向平行之剖面的組織觀察下之大小為3μm以上的第二相粒子於每10000μm²觀察視野中之個數為35個以下。

於本發明之鈦銅的一實施形態中，針對與壓延方向平行之剖面中的<100>方位之晶粒藉由EDX對母相中之Ti進行線分析時獲得的Ti濃度波動曲線的十點平均高度為2.0~17.0質量%。

於本發明之鈦銅的另一實施形態中，與壓延方向平行之剖面的組織觀察下之平均結晶粒徑為2~30μm。

於本發明之鈦銅的再另一實施形態中，與壓延方向平行之方向上的0.2%保證應力為900MPa以上，且於以板寬(w)/板厚(t)=3.0之彎曲寬度設為彎曲半徑(R)/板厚(t)=0而實施Badway(彎曲軸與 壓延方向為同一方向)之W彎曲試驗時，不會於彎曲部產生裂痕。

本發明於另一態樣中，係一種伸銅品，其具備有本發明之鈦 銅。

本發明於再另一態樣中，係一種電子零件，其具備有本發明 之鈦銅。

根據本發明，可獲得強度及彎曲加工性之平衡提升之鈦銅。 藉由將本發明之鈦銅作為材料可獲得可靠性高之連接器等電子零件。

圖1係藉由EDX對本發明之鈦銅之母相中的Ti進行線分析時所獲得的Ti濃度波動曲線之一例。

圖2係鈦銅之母相中的Ti之映射圖像例。

(1)Ti濃度

於本發明之鈦銅中，將Ti濃度設為2.0~4.0質量%。對於鈦銅，利用固溶處理使Ti固溶於Cu基質中，並利用時效處理使微細之析出物分散於合金中，藉此提升強度及導電率。

若Ti濃度未達2.0質量%，則不會產生Ti濃度之波動或Ti濃度之波動變小，並且析出物之析出變得不充分而無法獲得所需之強度。若Ti濃度超過4.0質量%，則彎曲加工性劣化，於壓延時材料容易破裂。若考慮強度及彎曲加工性之平衡，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組成之群中的第三元素之1種以上，可更加提 高強度。然而，若第三元素之合計濃度超過0.5質量%，則彎曲加工性劣化，於壓延時材料容易破裂。因此，該等第三元素可含有合計0~0.5質量%，若考慮強度及彎曲加工性之平衡，則較佳含有以總量計0.1~0.4質量%之上述元素1種以上。

(3)Ti濃度之波動曲線的變異係數及十點平均高度

於本發明中，藉由針對與壓延方向平行之剖面中的<100>方位之晶粒利用EDX對母相中之Ti進行線分析，而求出Ti濃度之波動曲線的變異係數及十點平均高度。Ti濃度之波動曲線，具體而言，係對與壓延方向平行之剖面，藉由使用掃描型穿透式電子顯微鏡(STEM)之能量分散型X射線分光法(EDX)製作(STEM-EDX分析)。若針對鈦銅之<100>方位的晶粒藉由STEM-EDX分析對母相進行線分析，則可觀察到如圖1所示之Ti濃度週期性地變化之情況。圖1所示之平均線表示藉由線分析所測得之各測量部位的Ti濃度(質量%)之合計值除以測量部位數所得之值(平均值)。 進而，根據如圖1所示之Ti濃度之波動曲線，可測量Ti濃度(質量%)之變異係數及十點平均高度。

Ti濃度之變異係數係於測量資料之測量距離內算出Ti濃度之標準偏差及平均值，並利用變異係數=標準偏差/平均值所算出之值。變異係數大係指Ti濃度之變化大，變異係數小則是指Ti濃度之變化小。

Ti濃度之十點平均高度係定義為：於測量資料之測量距離內，以平均線作為基準，自最高峰頂至第5高峰頂之標高(Yp)的絕對值之平均值與自最低谷底至第5低谷底之標高(Yv)的絕對值之平均值的和。例如圖1中，利用○記號標記之峰值係用於算出十點平均高度。自最高峰頂至第5高峰頂之標高的絕對值自曲線圖之左側起依序為4.53、2.31、3.20、4.41、7.88，其平均值為4.466。又，自最低谷底至第5低谷底之標高的絕對值自曲線圖之左側起依序為3.10、2.60、3.80、2.30、4.10，其平均值為3.186。因此，求 出該情形時之十點平均高度為7.652質量%。

就防止測量誤差之觀點而言，將測量距離設為150nm以上。將相同之分析於不同觀察視野內重複5次，並將平均值設為變異係數及十點平均高度之測量值。關於線分析，根據分析之方向不同而Ti濃度之波動狀態大不相同。其原因在於Ti之濃縮部分以數十nm之間隔規則地排列。因此於進行線分析前，預先進行Ti之映射，而瞄準Ti之濃淡變大的區域進行線分析。 如圖2所示，較佳根據Ti之映射，於箭頭(實線)之方向實施線分析。又，若於箭頭(虛線)之方向上進行線分析，則Ti之濃淡會變小，故欠佳。

本發明之特徵之一在於：鈦銅之母相中的Ti濃度之變異係 數大。認為藉此賦予鈦銅韌性而提高強度及彎曲加工性。於本發明之鈦銅的一實施形態中，上述Ti濃度之波動曲線的變異係數為0.2以上，較佳為0.25以上，更佳為0.3以上，進而更佳為0.35以上。

然而，若母相中之Ti濃度(質量%)的變異係數變得過大， 則有容易析出粗大之第二相粒子，強度或彎曲加工性反而降低之傾向。因此，本發明之鈦銅的一實施形態中，上述Ti濃度之波動曲線的變異係數為0.8以下，較佳為0.7以下，更佳為0.6以下，進而更佳為0.5以下。

Ti濃度之十點平均高度與Ti濃度之變異係數具有一些關 聯，具有隨著變異係數變大而十點平均高度亦變大之傾向。然而，藉由不僅適當地控制變異係數，亦適當地控制十點平均高度，可期待強度與彎曲加工性之平衡更加提高。若考慮強度與彎曲加工性之平衡，則母相中之Ti濃度(質量%)的十點平均高度較佳為2.0質量%以上，更佳為4.0質量%以上，進而更佳為5.0質量%以上。又，母相中之Ti濃度(質量%)的十點平均高度較佳為17.0質量%以下，更佳為15.0質量%以下，進而更佳為13.0質量%以下。

(4)第二相粒子

本發明之鈦銅亦具有如下特徵：儘管Ti濃度之變異係數大，但粗大之第二相粒子少。由於粗大之第二相粒子會對強度或彎曲加工性造成不良影響，故較佳進行控制，而與藉由變異係數之較佳化獲得之特性提高的效果相輔，獲得強度及彎曲加工性顯著優異之鈦銅。於本發明中，所謂第二相粒子，係指熔解鑄造之凝固過程中產生之晶化物及其後之冷卻過程中產生之析出物、熱壓延後之冷卻過程中產生之析出物、固溶處理後之冷卻過程中產生之析出物、及時效處理過程中產生之析出物，典型而言具有Cu-Ti系之組成。第二相粒子之大小係定義為：於利用電子顯微鏡之觀察下對與壓延方向平行之剖面進行組織觀察時，可被析出物包圍之最大圓的直徑。

於本發明之鈦銅之一實施形態中，大小為3μm以上之第二 相粒子於每10000μm²觀察視野中的個數為35個以下。大小為3μm以上之第二相粒子於每10000μm²觀察視野中的個數較佳為30個以下，更佳為25個以下，進而更佳為20個以下，進而更佳為15個以下，進而更佳為10個以下。大小為3μm以上之第二相粒子於每10000μm²觀察視野中的個數較理想為0，但由於難以將變異係數收斂於規定範圍內，故而一般而言為1個以上，典型而言為3個以上。

(5)0.2%保證應力及彎曲加工性

本發明之鈦銅於一實施形態中，在進行依據JIS-Z2241之拉伸試驗時與壓延方向平行之方向上的0.2%保證應力為900MPa以上，且於依據JIS-H3130以板寬(w)/板厚(t)=3.0之彎曲寬度設為彎曲半徑(R)/板厚(t)=0而實施Badway(彎曲軸與壓延方向為同一方向)之W彎曲試驗時，不會於彎曲部產生裂痕。

本發明之鈦銅於較佳之一實施形態中，於進行依據JIS- Z2241之拉伸試驗時與壓延方向平行之方向上的0.2%保證應力為1000MPa以上，且於依據JIS-H3130以板寬(w)/板厚(t)=3.0之彎曲寬度設為 彎曲半徑(R)/板厚(t)=0而實施Badway(彎曲軸與壓延方向為同一方向)之W彎曲試驗時，不會於彎曲部產生裂痕。

本發明之鈦銅於更佳之一實施形態中，於進行依據JIS-

Z2241之拉伸試驗時與壓延方向平行之方向上的0.2%保證應力為1050MPa以上，且於依據JIS-H3130以板寬(w)/板厚(t)=3.0之彎曲寬度設為彎曲半徑(R)/板厚(t)=0而實施Badway(彎曲軸與壓延方向為同一方向)之W彎曲試驗時，不會於彎曲部產生裂痕。

本發明之鈦銅於進而更佳之一實施形態中，於進行依據JIS -Z2241之拉伸試驗時與壓延方向平行之方向上的0.2%保證應力為1100MPa以上，且於依據JIS-H3130以板寬(w)/板厚(t)=3.0之彎曲寬度設為彎曲半徑(R)/板厚(t)=0而實施Badway(彎曲軸與壓延方向為同一方向)之W彎曲試驗時，不會於彎曲部產生裂痕。

就本發明之目標強度的方面而言，0.2%保證應力之上限值並 無特別限制，但由於花費時間精力及費用，而且若為了獲得高強度而提高Ti濃度，則有於熱壓延時破裂之危險性，故本發明之鈦銅的0.2%保證應力一般而言為1400MPa以下，典型而言為1300MPa以下，更典型而言為1200MPa以下。

(6)結晶粒徑

為了提高鈦銅之強度及彎曲加工性，晶粒越小越佳。因此，較佳之平均結晶粒徑為30μm以下，更佳為20μm以下，進而更佳為10μm以下。 關於下限並無特別限制，若欲微細化至難以判別結晶粒徑之程度，則會變成存在有未再結晶粒之混粒，因此彎曲加工性反而容易變差。因此，平均結晶粒徑較佳為2μm以上。本發明中，平均結晶粒徑係以於利用光學顯微鏡或電子顯微鏡觀察時與壓延方向平行之剖面的組織觀察下之等圓直徑來表示。

(7)鈦銅之板厚

本發明之鈦銅之一實施形態中，可將板厚設為0.5mm以下，於典型之實施形態中可將厚度設為0.03~0.3mm，於更典型之實施形態中可將厚度設為0.08~0.2mm。

(8)用途

本發明之鈦銅可加工成各種伸銅品，例如可加工成板、條、管、棒及線。本發明之鈦銅可較佳地用作連接器、開關、自動調焦相機模組、插口、端子(例如電池端子)、繼電器等電子零件之材料，而並無限定。

(9)製造方法

本發明之鈦銅尤其可藉由在最終之固溶處理及其後之步驟中實施適當之熱處理及冷壓延而製造。具體而言，可藉由對於專利文獻6中記載之最終固溶處理→熱處理(亞時效處理)→冷壓延→時效處理之鈦銅製造順序將最終固溶處理後之熱處理設為二階段而製造。以下，對較佳之製造例之各步驟依序進行說明。

<製造鑄錠>

利用熔解及鑄造製造鑄錠，基本上係於真空中或非活性氣體環境中進行。若於熔解時存在添加元素之熔解殘留，則不會對強度之提高有效地發揮作用。因此，為了消除熔解殘留，必須於添加Fe或Cr等高熔點之第三元素後充分地攪拌，然後保持一定時間。另一方面，Ti由於相對容易熔解於Cu中，故於第三元素之熔解後添加即可。因此，較理想為於Cu中以含有合計0~0.5質量%之方式添加選自由Fe、Co、Mg、Si、Ni、Cr、Zr、Mo、V、Nb、Mn、B、及P組成之群中1種或2種以上，繼而，以含有2.0~4.0質量%之方式添加Ti而製造鑄錠。

<均質化退火及熱壓延>

由於製造鑄錠時產生之凝固偏析或晶化物粗大，故而較理想為藉由均 質化退火使其儘量固溶於母相中而減小，儘可能使其消失。其原因在於對防止彎曲破裂具有效果。具體而言，較佳為於製造鑄錠步驟後，加熱至900~970℃進行3~24小時之均質化退火，然後實施熱壓延。為了防止液體金屬脆性，較佳於熱壓延前及熱壓延中設為960℃以下，且將自原始厚度至整體之軋縮率為90%之行程設為900℃以上。

<第一固溶處理>

然後，較佳於適當重複冷壓延與退火後進行第一固溶處理。此處預先進行固溶之原因在於減輕最終之固溶處理之負擔。即，於最終之固溶處理中，由於已經固溶，故只要維持該狀態並僅產生再結晶即可，因此以輕微之熱處理而非用以使第二相粒子固溶之熱處理便可解決。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。亦儘量加快此時之升溫速度及冷卻速度，此處較佳為不使第二相粒子析出。再者，亦可不進行第一固溶處理。

<中間壓延>

越提高最終固溶處理前的中間壓延之軋縮率，越可均勻且微細地控制最終固溶處理中之再結晶粒。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%}來定義。

<最終之固溶處理>

於最終之固溶處理中，理想為使析出物完全固溶，但若加熱至高溫直到完全消失，則晶粒容易粗大化，因此將加熱溫度設為第二相粒子組成的固溶限附近之溫度(於Ti之添加量為2.0~4.0質量%之範圍內Ti的固溶限變得與添加量相等之溫度為730~840℃左右，例如Ti之添加量為3.0質量%時為800℃左右)。並且，若迅速加熱至該溫度，並藉由水冷等亦加快冷卻速度，則會抑制粗大之第二相粒子產生。因此，典型而言將相對於730~840 ℃之Ti的固溶限變得與添加量相同之溫度加熱至其-20℃~+50℃之溫度，更典型而言加熱至與730~840℃之Ti的固溶限變得與添加量相同之溫度相比高0~30℃之溫度，較佳為高0~20℃之溫度。

又，最終固溶處理之加熱時間較短可抑制晶粒之粗大化。加 熱時間例如可設為30秒~10分鐘，典型而言可設為1分鐘~8分鐘。若即便於該時間點產生第二相粒子，亦微細且均勻地分散，則對強度及彎曲加工性幾乎無害。然而，由於粗大者有於最終之時效處理中進一步成長之傾向，故即便於該時間點產生第二相粒子，亦必須儘量減少且減小。

<預時效>

繼最終之固溶處理後進行預時效處理。先前通常於最終之固溶處理後進行冷壓延，就獲得本發明之鈦銅之方面而言，較重要的是於最終之固溶處理後不進行冷壓延而立即進行預時效處理。預時效處理係於較下一步驟之時效處理低之溫度下進行的熱處理，可藉由連續進行預時效處理及下述時效處理，抑制粗大之析出物之產生，且同時大幅地飛躍性地增大鈦銅的母相中之Ti濃度的變異係數。為了抑制表面氧化皮膜之產生，預時效處理較佳於Ar、N₂、H₂等之非活性環境下進行。

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，較佳於材料溫度150~250℃加熱10~20小時，更佳於材料溫度160~230℃加熱10~18小時，進而更佳為於170~200℃加熱12~16小時。

<時效處理>

繼預時效處理後進行時效處理。可於預時效處理後暫時冷卻至室溫。若考慮製造效率，則較理想為於預時效處理後不進行冷卻而升溫至時效處理溫度，連續地實施時效處理。不論任一方法獲得之鈦銅的特性均無差別。然而，由於預時效係為了於其後之時效處理中使第二相粒子均勻地析出， 故不應於預時效處理與時效處理之間實施冷壓延。

由於固溶處理中固溶之Ti因預時效處理而少量析出，故時 效處理應於略低於慣例之時效處理的溫度下實施，較佳於材料溫度300~450℃加熱0.5~20小時，更佳於材料溫度350~440℃加熱2~18小時，進而更佳於材料溫度375~430℃加熱3~15小時。因與預時效處理相同之原因，時效處理較佳於Ar、N₂、H₂等之非活性環境下進行。

<最終之冷壓延>

於上述時效處理後進行最終之冷壓延。可藉由最終之冷加工而提高鈦銅之強度，為了獲得如本發明所謀求之高強度與彎曲加工性的良好平衡，較理想為將軋縮率設為10~50%，較佳為20~40%。

<弛力退火>

就提高高溫暴露時之耐老化性的觀點而言，較理想於最終之冷壓延後實施弛力退火。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，但若進行過度之弛力退火，則因粗大粒子會析出使強度降低，故並不佳。弛力退火較佳於材料溫度200~600℃進行10~600秒，更佳於250~550℃進行10~400秒，進而更佳於300~500℃進行10~200秒。

再者，只要為從業者則可理解能夠於上述各步驟之空檔適當 進行用以去除表面的氧化皮之研削、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(發明例)與比較 例，但該等係為了更充分地理解本發明及其優點而提供者，並非意欲限定發明者。

於各種製造條件下製作含有表1(表1-1及1-2)所示之 合金成分且剩餘部分由銅及不可避免之雜質構成的鈦銅之試片，並調查藉由EDX對各母相中之Ti進行線分析時獲得之Ti濃度的變異係數及十點平 均高度，以及0.2%保證應力及彎曲加工性。

首先，於真空熔解爐中熔解電解銅2.5kg，並以表1所示之 摻合比率分別添加第三元素後，添加該表所示之摻合比率之Ti。以無添加元素之熔解殘留的方式亦充分考慮添加後之保持時間後，於Ar環境下將該等倒入鑄模，而分別製造約2kg之鑄錠。

於對上述鑄錠以950℃加熱3小時之均質化退火後，於900 ~950℃進行熱壓延，獲得板厚15mm之熱壓延板。藉由平面切削而除鏽後，進行冷壓延而設為坯條之板厚(2mm)，並進行利用坯條之第一次固溶處理。將第一次固溶處理之條件設為於850℃加熱10分鐘，然後進行水冷。 繼而，根據表1記載之最終冷壓延的軋縮率及製品板厚之條件而調整軋縮率並進行中間之冷壓延後，將其插入可迅速加熱之退火爐中並進行最終之固溶處理，然後水冷。此時之加熱條件係材料溫度以Ti之固溶限變得與添加量相同之溫度(Ti濃度3.0質量%時約800℃，Ti濃度2.0質量%時約730℃，Ti濃度4.0質量%時約840℃)作為基準而設為如表1所記載。繼而，於Ar環境中在表1記載之條件下連續地進行預時效處理及時效處理。此處於預時效處理後不進行冷卻。藉由酸洗而除鏽後，於表1記載之條件下進行最終冷壓延，最後於表1記載之各加熱條件下進行弛力退火而製成發明例及比較例之試片。根據試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下述評價。

(甲)0.2%保證應力

製作JIS13B號試片，並依據JIS-Z2241使用拉伸試驗機對該試片測量與壓延方向平行之方向的0.2%保證應力。

(乙)彎曲加工性

依據JIS-H3130以板寬(w)/板厚(t)=3.0之彎曲寬度實施Badway(彎曲軸與壓延方向為同一方向)之W彎曲試驗，並求出不產生破裂之最小 彎曲半徑(MBR)與厚度(t)之比即最小彎曲半徑比(MBR/t)。此時，破裂之有無係將彎曲部剖面藉由機械研磨而精加工成鏡面，利用光學顯微鏡觀察並以是否於彎曲部產生裂痕來判斷。

(丙)STEM-EDX分析

對於各試片，藉由利用聚焦離子束(FIB)切斷壓延面而使與壓延方向平行之剖面露出，並將試樣厚度較薄地加工至約100nm以下。然後，藉由EBSD特定出<100>方位粒，並對該晶粒之母相內進行觀察。再者，觀察<100>方位之晶粒的原因在於Ti濃度之濃淡變得最密。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X射線分析計(EDX，日本電子公司製造，型號：JED-2300)，並於試樣傾斜角度0°、加速電壓200kV、電子束之點徑0.2nm之條件下進行。並且，將母相之測量距離設為150nm，將母相之每150nm測量距離的測量部位數設為150個部位，將母相之測量部位的間隔設為1nm，藉此進行EDX線分析。為了防止因第二相粒子之影響所導致之測量誤差，母相之測量位置係選擇不存在第二相粒子之任意位置。又，關於線分析之方向，預先進行Ti之映射，仿照圖2之實線而選擇Ti濃度之濃淡變大的方向。

根據所獲得之Ti濃度的波動曲線，按照上述方法求出Ti濃度之變異係數及十點平均高度。

(丁)結晶粒徑

又，關於各製品試樣之平均結晶粒徑的測量，藉由利用FIB切斷壓延面使與壓延方向平行之剖面露出後，使用電子顯微鏡(飛利浦公司製造之XL30 SFEG)觀察剖面，計數每單位面積之晶粒數，並求出晶粒之平均等圓直徑。具體而言，製作100μm×100μm之框，並計數存在於該框中之晶粒數。再者，對於橫切框之晶粒，均作為1/2個而計數。框之面積10000μm² 除以其合計所得者為每1個晶粒面積之平均值。由於具有該面積之正圓的直徑為等圓直徑，故將其設為平均結晶粒徑。

(戊)粗大第二相粒子之個數密度

藉由利用FIB切斷各製品試樣之壓延面使與壓延方向平行之剖面露出後，使用電子顯微鏡(飛利浦公司製造之XL30 SFEG)觀察剖面，依據上述定義分別計數存在於面積10000μm²中大小為3μm以上之第二相粒子數，並求出任意10個部位之平均值。

(考察)

將試驗結果示於表1(表1-1及1-2)。得知於發明例1中由於最終固溶處理、預時效、時效、最終冷壓延之條件分別適當，故Ti濃度之變異係數變大，另一方面，粗大之第二相粒子得到抑制，而達成以較高之水準兼顧0.2%保證應力及彎曲加工性。

發明例2因使預時效之加熱溫度低於發明例1而使Ti濃度之變異係數降低。雖然與發明例1相比0.2%保證應力降低，但依然可確保良好之0.2%保證應力及彎曲加工性。

發明例3因使預時效之加熱溫度高於發明例1而使Ti濃度之變異係數上升。雖然與發明例1相比0.2%保證應力降低，但依然可維持良好之0.2%保證應力及彎曲加工性之平衡。

發明例4因使時效之加熱溫度低於發明例1而使Ti濃度之變異係數降低。雖然與發明例1相比0.2%保證應力降低，但依然可確保良好之0.2%保證應力及彎曲加工性。

發明例5因使時效之加熱溫度高於發明例1而使Ti濃度之變異係數上升。雖然與發明例1相比0.2%保證應力降低，但依然可確保良好之0.2%保證應力及彎曲加工性。

發明例6因使最終冷壓延之軋縮率小於發明例1而使0.2%保證應力較 發明例1降低，但依然可確保良好之0.2%保證應力及彎曲加工性。

發明例7因使最終冷壓延之軋縮率高於發明例1而維持了高彎曲加工性，且同時提高0.2%保證應力。

於發明例8中相對於發明例1省略了弛力退火，但依然可確保良好之0.2%保證應力及彎曲加工性。

於發明例9中相對於發明例1提高了弛力退火時之加熱溫度，但依然可確保良好之0.2%保證應力及彎曲加工性。

發明例10因使預時效、時效及弛力退火時之加熱溫度高於發明例1而使Ti濃度之變異係數及十點平均高度上升。因十點平均高度脫離規定範圍而使0.2%保證應力遜於發明例1，但依然可確保良好之0.2%保證應力及彎曲加工性。

發明例11係相對於發明例1降低鈦銅中Ti濃度至下限之例。雖然Ti濃度之變異係數降低而於0.2%保證應力方面可見降低，但依然可確保良好之0.2%保證應力及彎曲加工性。

發明例12係因相對於發明例1提高鈦銅中之Ti濃度至上限而使0.2%保證應力較發明例1上升之例。

發明例13~18係相對於發明例1添加各種第三元素之例，但依然可確保良好之0.2%保證應力及彎曲加工性。

比較例1因最終之固溶處理溫度過低而產生未再結晶區域與再結晶區域混合存在之混粒化，Ti濃度之變異係數降低。因此彎曲加工性差。

於比較例2中因未進行預時效處理而使Ti濃度之變異係數之上升不充分，彎曲加工性差。

比較例3~4相當於專利文獻6中記載之鈦銅。因未連續地進行預時效處理與時效處理而使Ti濃度的變異係數之上升不充分，彎曲加工性差。

比較例5雖然進行了預時效處理，但因加熱溫度過低而未使Ti濃度之 變異係數充分地上升，彎曲加工性差。

比較例6由於預時效之加熱溫度過高，故而成為過時效而使Ti濃度之變異係數過度上升，無法耐受波動之一部分穩定相作為粗大粒子而析出，因此彎曲加工性降低。

比較例7因未進行時效處理而使旋節分解不充分且Ti濃度之變異係數變低。因此，相對於發明例1，0.2%保證應力及彎曲加工性降低。

比較例8係若進行最終固溶處理→冷壓延→時效處理則可評價之實例。雖然Ti濃度之變異係數收斂於規定範圍內，但因粗大第二相粒子之析出變多，相對於發明例1，0.2%保證應力及彎曲加工性降低。

比較例9因時效之加熱溫度過低而使Ti濃度之變異係數變低，相對於發明例1，0.2%保證應力及彎曲加工性降低。

比較例10由於時效之加熱溫度過高，故成為過時效而使Ti濃度之變異係數過度上升，無法耐受波動之一部分穩定相作為粗大粒子而析出。因此，相對於發明例1，0.2%保證應力及彎曲加工性降低。

比較例11由於弛力退火之加熱溫度過高，故Ti濃度之變異係數過度上升，無法耐受波動之一部分穩定相作為粗大粒子而析出。因此，相對於發明例1，0.2%保證應力及彎曲加工性降低。

比較例12係於最終固溶處理後僅進行時效處理之例，但大量析出粗大第二相粒子。因此，相對於發明例1，0.2%保證應力及彎曲加工性降低。

比較例13因第三元素之添加量過多而於熱壓延時產生破裂，故無法製造試片。

比較例14因Ti濃度過低而使Ti濃度之變異係數變小，強度變得不足且彎曲加工性亦劣化。

比較例15因Ti濃度過高而於熱壓延時產生破裂，故無法製造試片。

Claims (6)

1. 一種鈦銅，其係電子零件用鈦銅，含有2.0~4.0質量%之Ti，並含有合計0~0.5質量%之選自由Fe、Co、Mg、Si、Ni、Cr、Zr、Mo、V、Nb、Mn、B、及P組成之群中的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，針對與壓延方向平行之剖面中的<100>方位之晶粒藉由EDX對母相中之Ti進行線分析時獲得的Ti濃度波動曲線的變異係數為0.2~0.8，且與壓延方向平行之剖面的組織觀察下，大小為3μm以上之第二相粒子於每10000μm²觀察視野中之個數為35個以下。
2. 如申請專利範圍第1項之鈦銅，其中，針對與壓延方向平行之剖面中的<100>方位之晶粒藉由EDX對母相中之Ti進行線分析時獲得的Ti濃度波動曲線的十點平均高度為2.0~17.0質量%。
3. 如申請專利範圍第1或2項之鈦銅，其中，與壓延方向平行之剖面的組織觀察下之平均結晶粒徑為2~30μm。
4. 如申請專利範圍第1或2項之鈦銅，其中，與壓延方向平行之方向上的0.2%保證應力為900MPa以上，且於以板寬(w)/板厚(t)=3.0之彎曲寬度設為彎曲半徑(R)/板厚(t)=0而實施Badway(彎曲軸與壓延方向為同一方向)之W彎曲試驗時，不會於彎曲部產生裂痕。
5. 一種伸銅品，其具備有申請專利範圍第1至4項中任一項之鈦銅。
6. 一種電子零件，其具備有申請專利範圍第1至4項中任一項之鈦銅。