Cu-Ti系銅合金板材及其制造方法

專利名稱：Cu-Ti系銅合金板材及其制造方法
技術領域：
本發明涉及適宜連接器、引線框架、繼電器、開關等的電氣、電子部件的Cu-Ti系銅合金板材，特別是涉及維持高強度同時呈現優良的彎曲加工性和耐應力松弛性的銅合金板材及其制造方法。

背景技術：
使用于構成電氣、電子部件的連接器、引線框架、繼電器、開關等的部件的材料要求經得住電氣、電子部件在組裝時和賦予動作時的應力的高“強度”。另外，由于電氣、電子部件一般由彎曲加工成形，所以要求優良的“彎曲加工性”。另外，為了確保電氣、電子部件之間的接觸可靠性，還要求對于接觸壓力隨時間降低的現象(應力松弛)的耐久性、即要求“耐應力松弛性”優良。
特別是近幾年電氣、電子部件趨向于向高集成化、小型化和輕量化發展，伴隨這一發展對作為原材料的銅和銅合金的薄壁化的要求提高。因此，對原材料所要求的“強度”的水平更加嚴格。具體地說，希望是抗拉強度為800MPa以上、優選為900MPa以上、更優選為1000MPa以上的強度水平。
另外，為了與電氣、電子部件的小型化、形狀復雜化相對應，迫切要求提高彎曲加工件的形狀、尺寸精度。對于“彎曲加工性”的要求，不僅是彎曲部不發生裂紋，而且能夠確保彎曲加工件的形狀、尺寸精度也是重要的。作為彎曲加工時或多或少出現的棘手問題可以舉出回彈。回彈是在加工后從金屬模中取出材料時發生彈性變形的恢復而與在金屬模中加工時的形狀不一致的現象。
隨著對原材料要求的強度水平更加嚴格，回彈問題容易明顯化。例如，對于具有箱形彎曲加工部的連接器端子，有時因回彈引起端子的形狀和尺寸不準確而無法使用。因此最近多采用在原材料實施彎曲加工的部位實施帶槽口的加工(開槽)、其后沿其槽口進行彎曲加工的加工法(以下稱為“開槽后的彎曲加工法”)。但是，該加工法因開槽而槽口部附近發生加工硬化，在其后的彎曲加工中容易發生裂紋。因而可以說，“開槽后的彎曲加工法”對于材料來說是非常嚴格的彎曲加工。
另外，隨著電氣、電子部件在惡劣的環境下使用的用途的增加，對于“耐應力松弛性”的要求也更為嚴格。例如，如汽車用連接器那樣在暴露于高溫的環境下使用時，“耐應力松弛性”特別重要。所謂應力松弛是指構成電氣、電子部件的原材料的彈簧部的接觸壓力即使在常溫下維持為一定的狀態，但在比較高的溫度下(例如100～200℃)的環境下卻隨時間降低的一種蠕變現象。也就是說，是在賦予金屬材料以應力的狀態下因由于構成基體的原子的自身擴散和固溶原子的擴散，位錯移動、發生塑性變形而使賦予的應力松弛的現象。
但是，在“強度”和“彎曲加工性”或者“彎曲加工性”和“耐應力松弛性”之間存在折衷選擇的關系。歷來，對于這樣的通電部件要根據用途適宜選擇“強度”、“彎曲加工性”或者“耐應力松弛性”良好的材料而使用。
Cu-Ti系銅合金在銅合金中具有次于Cu-Be系合金的高強度，具有超過Cu-Be系合金的耐應力松弛性。另外，從成本和環境負荷的觀點出發比Cu-Be系合金有利。因此，Cu-Ti系銅合金作為Cu-Be系合金的替代材料而被用于連接器材料等。但是，一般周知，Cu-Ti系銅合金與Cu-Be系合金同樣是“強度”和“彎曲加工性”難以兼得的合金系。
因而，Cu-Ti系合金板材多數情況是以時效處理前的比較軟質的狀態出廠，進行彎曲、沖壓成形后實施時效處理而使其硬化。但是，由于多數情況下彎曲、沖壓成形后進行時效處理的方法容易發生由附著油造成的變色而必須有專用熱處理爐，所以不利于生產率的提高和成本的降低。因此，作為Cu-Ti系銅合金的板材在彎曲、沖壓成形后不必時效處理的亞時效處理材料(所謂軋制硬化材料(mill-hardenedmaterial))的市場需求近年增加。該軋制硬化材料是實施不達至最大硬度水平的時效處理的板材，若使用該板材，在不要求達至最高強度的許多用途中具有可以省略部件加工后的時效處理的優點。但是不可否認，雖然上述時效處理是較輕度的，卻仍會發生成形性的降低。
另外，為了改善“彎曲加工性”，通常使晶粒微細化的方法是有效的，即使是Cu-Ti系銅合金也是同樣的。但是，晶體粒徑越小，存在于每單位體積的晶粒晶界的面積就越大。因此，晶粒微細化成為助長作為蠕變現象一種的應力松弛的主要原因。在比較高溫的環境下使用的用途中，由于原子沿晶界的擴散速度比晶粒內明顯快，所以由晶粒微細化造成的“耐應力松弛性”的降低成為重大的問題。
另外，在Cu-Ti系銅合金中，“析出物”主要以晶粒內的調制結構(modulated structure)(偏聚結構(spinodal structure))的形態存在，作為起束縛再結晶晶粒生長作用的第2相粒子的“析出物”比較少，在固溶處理過程中達成晶粒微細化是不容易的。
近年，為了改善Cu-Ti系合金的特性，提出了控制晶粒微細化和結晶方位(織構)的方案(專利文獻1～4)。
專利文獻1特開2006-265611號公報 專利文獻2特開2006-241573號公報 專利文獻3特開2006-274289號公報 專利文獻4特開2006-249565號公報 眾所周知，為了改善銅合金板材的彎曲加工性，控制晶粒微細化和結晶方位(織構)是有效的。對于Cu-Ti系銅合金的結晶方位(織構)的控制，在采用通常的制造工序時，板表面(軋制面)的X射線衍射圖形一般由{111}、{200}、{220}、{311}的4個晶面的衍射波峰構成，而與這些晶面相比來自其它晶面的X射線衍射強度非常小。通常，固溶(再結晶)處理后，{200}面和{311}面的衍射強度增大。通過其后的冷軋，這些面的衍射強度減小，同時{220}面的X射線衍射強度相對增大。{111}面的X射線衍射強度通過冷軋一般不怎么變化。
在專利文獻1中，為了使晶粒微細化，將固溶處理前的冷軋率規定為89％以上。由這樣高的軋制率引進的變形作為再結晶的核起作用而得到2～10μm左右的微細晶粒。但是，這樣的晶粒微細化大多伴有“耐應力松弛性”的降低。另外，由于熱軋溫度高至850℃，根據本發明人的研究，不能充分改善彎曲加工性。
在專利文獻2中，為了提高強度和導電率，將{220}面和{111}面的X射線衍射強度比規定為I{220}/I{111}＞4。調整為以這樣的{220}面作為主方位成分的織構對提高強度和導電率是有效的，但是根據本發明人的研究，將伴隨彎曲加工性的降低。現有的專利文獻2沒有談及彎曲加工性。
為了改善彎曲加工性，專利文獻3提出了在{111}正極象圖中在包括{110}<115>、{110}<114>、{110}<113>的4個區域內，X射線衍射強度的最大值成為5.0～15.0(其中，相對于無規則方位的比)的織構。另外，為了得到這樣的織構，將固溶前的冷軋率規定為85～97％。這樣的織構是典型的合金型軋制織構({110}<112>～{110}<100>)，該{111}正極象圖與70/30黃銅的{111}正極象圖類似(例如，參照“金屬數據手冊”修訂3版、361頁)。以這樣歷來一般的織構作為基礎調整結晶方位分布的方法難以大幅度地改善彎曲加工性。現有的專利文獻3中的彎曲加工性R/t止于1.6。
專利文獻4提出滿足I{311}/I{111}≥0.5的織構。但是，根據本發明人的研究，這樣的織構難以穩定而顯著地改善彎曲加工性。
另外，在銅合金板材方面，采用上述的“開槽后的彎曲加工法”在提高彎曲加工件的形狀、尺寸精度方面是有效果的。但是，在如專利文獻1～4那樣控制織構的Cu-Ti系合金中，甚至于沒有考慮防止由“開槽后的彎曲加工法”造成的裂紋的發生。根據本發明人的研究，顯然不能充分改善開槽后的彎曲加工性。
Cu-Ti系合金板材大多以軋制硬化材料的方式供給，軋制硬化材料存在因回彈而難以確保彎曲加工件的形狀、尺寸精度的問題。為了降低回彈，上述的“開槽后的彎曲加工法”是有效的，但是，該加工法因開槽而槽口部附近發生加工硬化，在其后的彎曲加工中容易發生裂紋。現狀是，在工業上對于Cu-Ti系合金的軋制硬化材料沒有采用“開槽后的彎曲加工法”。
另外，上述那樣的晶粒微細化對提高彎曲加工性有某種程度的效果，但另一面，對克服作為蠕變現象一種的應力松弛卻成為負面的主要原因。正因為這樣，即使僅僅考慮“彎曲加工性”，在難以使其高度改善的狀況下，要進一步改善“耐應力松弛性”，即使利用公知的組織控制技術也不能實現。
在這樣的現狀下，本發明的目的在于，提供一種一邊維持“高強度”，一邊同時改善“開槽后的彎曲加工法”中所要求的嚴格的“彎曲加工性”和在車載用連接器等的惡劣使用環境下肩負可靠性的“耐應力松弛性”，而且還可以改善“回彈”的Cu-Ti系銅合金板材。


發明內容
本發明人詳細研究的結果發現，將軋制板的相對于板面垂直的方向表示為ND時，存在具有使ND變形容易而且使板面內相互垂直的2個方向變形也容易那樣的方位關系的結晶方位。而且，最終確定了可以得到以具有這樣的特有的方位關系的晶粒作為主體的織構的合金組成范圍和制造條件。從而以這樣的見解為基礎完成了本發明。
也就是說，本發明提供一種銅合金板材，該銅合金板材以質量％計具有以下組成含有1.0～5.0％的Ti，根據需要還含有0.5％以下的Fe、1.0％以下的Co和1.5％以下的Ni的1種以上，其余部分包含Cu和不可避免的雜質；具有滿足下述(1)式、優選還滿足下述(2)式的結晶取向。平均晶體粒徑調整為10～60μm、優選調整為超過10至小于等于60μm。
I{420}/I0{420}＞1.0(1) I{220}/I0{220}≤3.0(2) 其中，I{420}是該銅合金板材的板面的{420}晶面的X射線衍射積分強度，I0{420}是純銅標準粉末的{420}晶面的X射線衍射積分強度。同樣，I{220}是該銅合金板材的板面的{220}晶面的X射線衍射積分強度，I0{220}是純銅標準粉末的{220}晶面的X射線衍射積分強度。I{420}和I0{420}以同一測定條件測定，I{220}和I0{220}也以同一測定條件測定。平均晶體粒徑可以通過研磨板面(軋制面)后進行腐蝕，由顯微鏡觀察該面，用JIS H0501的切斷法(cutting method)求出。
本發明還提供下述的銅合金板材在上述組成中在總計3質量％以下的范圍內還含有1.2％以下的Sn、2.0％以下的Zn、1.0％以下的Mg、1.0％以下的Zr、1.0％以下的Al、1.0％以下的Si、0.1％以下的P、0.05％以下的B、1.0％以下的Cr、1.0％以下的Mn、1.0％以下的V的1種以上。
特別是上述銅合金板材以具備下述的彎曲加工性的作為優選對象LD(軋制方向)的抗拉強度在800MPa以上，以根據JIS H3110的90°W彎曲試驗中不發生裂紋的最小彎曲半徑R和板厚t的比R/t的值在LD、TD(相對于軋制方向和板厚方向成為直角的方向)都是1.0以下，將得到上述R/t值時的彎曲試樣中的彎曲加工部(3處中的中央部)的實際彎曲變形角度取為θ(°)時，表示回彈量的θ-90°的值在LD、TD都是3°以下。在本說明書中，將由根據該JIS H3110的90°W彎曲試驗評價的彎曲加工性稱為“通常的彎曲加工性”，以與后述的“開槽后的彎曲加工性”區別開來。
作為上述銅合金板材的制造方法，提供如下的制造法以順次實施950～500℃的熱軋、軋制率80％以上的冷軋、700～900℃的固溶處理、軋制率0～65％的精冷軋、300～550℃的時效處理的工序制造銅合金板材時，熱軋工序在950℃～700℃的溫度范圍內實施最初的軋制道次，而且在低于700℃至大于等于500℃的溫度范圍內進行軋制率30％以上的軋制。在熱軋工序中，優選將在950℃～700℃的溫度范圍內的軋制率取為60％以上。在固溶處理工序中，希望按照固溶處理后的平均晶體粒徑在10～60μm、優選超過10至小于等于60μm那樣設定700～850℃范圍的保持時間和到達溫度而實施熱處理。
上述精冷軋的“軋制率0％”是指不進行該軋制的場合。也就是說，可以省略冷軋。某溫度范圍內的軋制率ε(％)在將該溫度范圍內進行的連續的軋制道次中供給最初軋制道次前的板厚取為t0(mm)、最后的軋制道次結束后的板厚取為t1(mm)時，由下述(3)式決定。
ε＝(t0-t1)/t0×100(3) 另外，將以該合金組成得到最大硬度的時效溫度取為TM(℃)、其最大硬度取為HM(HV)時，在時效處理工序中，采用的條件是將時效溫度取為300～550℃的范圍內而且TM±10℃的溫度，將時效時間取為時效后的硬度成為0.85HM～0.95HM的范圍的時間。
按照本發明，可以提供一種Cu-Ti系銅合金板材，其是具備對于連接器、引線框架、繼電器、開關等的電氣、電子部件來說所必要的基本特征的Cu-Ti系銅合金板材，該Cu-Ti系銅合金板材具有抗拉強度800MPa以上或者900MPa以上的高強度，而且同時具有優良的成形性(特別是彎曲加工性)和耐應力松弛性。維持這樣高強度水平同時穩定而顯著地提高彎曲加工性和耐應力松弛性用歷來的Cu-Ti系銅合金制造技術是難以達到的。除此以外，加工時的“回彈”也明顯減輕。因此，來自Cu-Ti系銅合金板材的加工部件容易提高尺寸精度。本發明可以與今后預想進一步發展的電氣、電子部件的小型化、薄壁化的需要相對應。



圖1是表示面心立方晶體的施密特因子的分布的標準反極象圖。
圖2是表示槽口形成工具的斷面形狀的圖。
圖3是示意地表示開槽的方法的圖。
圖4是示意地表示帶有槽口的彎曲試樣的槽口形成部附近的斷面形狀的圖。
圖5是示意地表示接受90°W彎曲加工后的試樣中在彎曲加工部(3處中的中央部)附近的與彎曲軸垂直的斷面的形狀的圖。

具體實施例方式 在本發明中，主要是通過將銅合金板材的組織狀態控制為具有某種特殊結晶取向的織構，就可以同時改善“強度”、“彎曲加工性”、“耐應力松弛性”和減輕“回彈”。以下說明用于確定本發明的事項。
《織構》 Cu-Ti系銅合金的板面(軋制面)的X射線衍射圖形一般由{111}、{200}、{220}、{311}的4個晶面的衍射波峰構成，而其它晶面的X射線衍射強度與這些晶面的相比非常小。即使是{420}面的衍射強度，對于由通常的制造工序得到的Cu-Ti系銅合金板材來說，也是弱到可忽視的程度。可是，如果按照本發明人詳細的研究卻可以明顯看出，根據后述的制造條件就可以得到具有以{420}作為主方位成分的織構的Cu-Ti系銅合金板材。而且本發明人發現，該織構越強力發達，對彎曲加工性的改善越有利。關于該彎曲加工性改善的機理，目前可以如下考慮。
作為表示在晶體的某方向上施加外力時的產生塑性變形(滑移)的容易度的指標有施密特因子。將向晶體施加外力的方向和滑移面的法線形成的角度取為φ、將向晶體施加外力的方向和滑移方向形成的角度取為λ時，施密特因子用cosφ·cosλ表示，其值在0.5以下的范圍內。施密特因子越大(即越接近0.5)，就意味著向滑移方向的剪切應力越大。因此，向某晶體從某個方向上賦予外力時，施密特因子越大(即越接近0.5)，其晶體越容易變形。Cu-Ti系銅合金的晶體結構是面心立方(fcc)。眾所周知，面心立方晶體的滑移系是滑移面{111}、滑移方向<110>，即使是實際的晶體，也是施密特因子越大，越容易變形，加工硬化也越小。
圖1示出了表示面心立方晶體的施密特因子分布的標準反向極象圖。<120>方向的施密特因子是0.490，接近0.5。也就是說，在<120>方向上賦予外力時，面心立方晶體非常容易變形。其它方向的施密特因子，<100>方向是0.408，<113>方向是0.445，<110>方向是0.408，<112>方向是0.408，<111>方向是0.272。
以{420}作為主方位成分的織構是指{420}面、即{210}面與板面(軋制面)大體平行的晶體存在的比例多的織構。在主方位面是{210}面的晶體中，與板面垂直的方向(ND)是<120>方向，由于其施密特因子接近于0.5，所以向ND的變形非常容易，加工硬化也小。另一方面，Cu-Ti系合金的一般的軋制織構以{220}作為主方位成分，此時{220}面、即{110}面與板面(軋制面)大體平行的晶體存在的比例多。主方位面是{110}面的晶體，其ND是<110>方向，由于其施密特因子是0.4左右，所以與主方位面是{210}面的晶體相比較，隨著向ND的變形，加工硬化增大。另外，Cu-Ti系合金的一般的再結晶織構以{311}作為主方位成分。主方位面是{311}面的晶體，ND是<113>方向，由于其施密特因子是0.45左右，所以與主方位面是{210}面的晶體相比較，仍然隨著向ND的變形，加工硬化增大。
在“開槽后的彎曲加工法”中，向與板面垂直的方向(ND)變形時的加工硬化程度是非常重要的。這是由于開槽正好是向ND的變形，因開槽而板厚減少的部分的加工硬化的程度顯著地支配其后沿槽口彎曲時的彎曲加工性。以滿足(1)式那樣的{420}作為主方位成分的織構的場合，與歷來的Cu-Ti系合金的軋制織構或者再結晶織構相比，其通過開槽造成的加工硬化小，可以認為，這成為顯著提高“開槽后的彎曲加工法”中的彎曲加工性的主要原因。
另外，以滿足(1)式那樣的{420}作為主方位成分的織構的場合，主方位面是{210}面的晶體在板面內即{210}面內有其它的<120>方向和<100>方向，它們互相垂直。實際上可以確認，軋制方向(LD)是<100>方向，與軋制方向垂直的方向(TD)是<120>方向。如果以具體的結晶方向舉例說明，例如，在主方位面是(120)面的晶體中，LD是
方向，TD是[-2，1，0]方向。這樣的晶體的施密特因子其LD是0.408、TD是0.490。與此相對，在Cu-Ti系合金的一般的軋制織構中，主方位面是{110}面，LD是<112>方向，TD是<111>方向，板面內的施密特因子其LD是0.408、TD是0.272。另外，在Cu-Ti系合金的一般的再結晶織構中，主方位面是{113}面，LD是<112>方向，TD是<110>方向，板面內的施密特因子其LD是0.408、TD是0.408。這樣，觀察LD和TD的施密特因子，在以{420}作為主方位成分的織構的場合，與歷來的Cu-Ti系合金的軋制織構或者再結晶織構相比，可以說在板面內的變形容易。可以認為，這一點在防止開槽后彎曲加工中的裂紋方面發揮了有利作用。
金屬板彎曲加工時，由于各晶粒的結晶方位不同，所以變形不一樣，彎曲加工時存在容易變形的晶粒和難以變形的晶粒。隨著彎曲加工程度的增大，容易變形的晶粒越發優先變形，在板的彎曲部表面上發生起因于晶粒間變形不均的微小的凹凸，其發展為皺紋，有時甚至于成為裂紋(斷裂)。如上所述具有滿足(1)式那樣織構的金屬板，與歷來的金屬板相比，各晶粒在ND容易變形，而且在板面內也變得容易變形。由此可以推測，即使晶粒沒有特別微細化，也可以使開槽后的彎曲加工性和通常的彎曲加工性顯著提高。
按照本發明人的研究，這樣的結晶取向可以由下述(1)式確定。
I{420}/I0{420}＞1.0(1) 其中，I{420}是該銅合金板材的板面的{420}晶面的X射線衍射積分強度，I0{420}是純銅標準粉末的{420}晶面的X射線衍射積分強度。由于在面心立方晶體的X射線衍射圖形中產生{420}面的反射，而不產生{210}面的反射，所以{210}面的結晶取向由{420}面的反射來評價。更優選滿足下述(1)′式。
I{420}/I0{420}＞1.5(1)′ 以{420}作為主方位成分的織構通過后述的固溶處理作為再結晶織構而形成。但是，為了使銅合金板材高強度化，固溶處理后進行冷軋是非常有效的。隨著該冷軋率的增加，以{220}作為主方位成分的軋制織構發達。隨著{220}方位密度的增大，{420}方位密度減少，但是可以按照維持上述(1)式、優選維持(1)′式那樣調整軋制率。但是，由于以{220}作為主方位成分的織構過于發達時有時會導致加工性能降低，所以優選滿足下述(2)式。另外，使“強度”和“彎曲加工性”以高水平平衡良好地兼得意味著更優選滿足下述(2)′式。
I{220}/I0{220}≤3.0(2) 0.5≤I{220}/I0{220}≤3.0(2)′ 其中，I{220}是該銅合金板材的板面的{220}晶面的X射線衍射積分強度，I0{220}是純銅標準粉末的{220}晶面的X射線衍射積分強度。
如后述的實施例所示的那樣，具有這樣特殊的結晶取向的板材中，該合金特有的“高強度”得以維持。另外，通過這樣的結晶取向，“熱變形”和“回彈”也得到改善。另外，不必為了改善彎曲加工性而使晶粒極度微細化，可以充分發揮由添加Be等而產生的“耐應力松弛性”的提高作用。
《平均晶體粒徑》 如前所述，平均晶體粒徑越小，對彎曲加工性的提高越有利，但是過小時，耐應力松弛性容易變差。各種研究的結果表明，只要最終的平均晶體粒徑是10μm以上的值、優選超過10μm的值，就能夠容易地確保即使是車載用連接器的用途也可以滿足的水平的耐應力松弛性，是適宜的。更優選是15μm以上。但是，由于平均晶體粒徑過大時容易引起彎曲部表面的粗糙，有時導致彎曲加工性降低，所以優選是60μm以下的范圍，更優選調整到40μm以下或者30μm以下的范圍。最終的平均晶體粒徑大體上由固溶處理后的階段中的晶體粒徑來決定。因此，平均晶體粒徑的控制可以按照后述的固溶處理條件進行。
《合金組成》 本發明采用在Cu-Ti的2元系基本成分中根據需要配合了Fe、Co、Ni等或者其它合金元素的Cu-Ti系銅合金。
Ti是對Cu基體的時效硬化作用顯著的元素，有助于強度上升和耐應力松弛性提高。Cu-Ti系銅合金通過固溶處理生成過飽和固溶體，在更低的溫度下進行時效時，作為亞穩定相的調制結構(偏聚結構)發達，再繼續時效時，生成穩定相(TiCu3)。所謂調制結構是與通常的由核生成、生長而產生的析出物不同、不必生成核而由溶質原子濃度連續的漲落生成、而且一邊保持與母相完全的共格性一邊生成的結構。在其發達階段材料顯著硬化而且延性損失小。另一方面，穩定相(TiCu3)通常是分散在晶粒內和晶界上的析出物，容易粗大化，與作為亞穩定相的調制結構相比，盡管硬化作用小，但延性損失大。
因此，希望以盡可能由亞穩定相謀求高強度化、抑制穩定相(TiCu3)的生成作為Cu-Ti系銅合金的強化方法。Ti含量低于1.0質量％時，難以充分得到由亞穩定相產生的強化作用。另一方面，Ti的含量過剩時，容易生成穩定相(TiCu3)，另外，可固溶處理的溫度范圍變窄，難以得到良好的特性。各種研究的結果表明，Ti的含量有必要在5.0質量％以下。因此，將Ti含量規定為1.0～5.0質量％。更優選Ti含量是2.0～4.0質量％，進一步優選調整為2.5～3.5質量％的范圍內。
Fe、Co、Ni是與Ti形成金屬間化合物而有助于提高強度的元素，可以根據需要添加它們的1種以上。特別是在Cu-Ti系銅合金的固溶處理中，由于這些金屬間化合物抑制晶粒的粗大化，所以可以在更高的溫度范圍內進行固溶處理，有利于Ti充分固溶。但是過剩含有Fe、Co、Ni時，由于由它們的金屬間化合物的生成消耗的Ti的量增多，所以固溶的Ti量必然變少。此時，相反而容易導致強度降低。因此，添加Fe、Co、Ni的場合，Fe是0.5質量％以下、Co是1.0質量％以下，Ni是1.5質量％以下的范圍。為了充分發揮上述作用，在Fe為0.05～0.5質量％、Co為0.05～1.0質量％、Ni為0.05～1.5質量％的含量范圍內添加它們的1種以上是有效的。更優選在Fe為0.1～0.3質量％、Co為0.1～0.5質量％、Ni為0.1～1.0質量％的范圍內含有它們的1種以上。
Sn具有固溶強化作用和提高耐應力松弛性作用。為了充分發揮這些作用，優選Sn含量在0.1質量％以上。但是，Sn含量超過1.0質量％時，鑄造性和導電率明顯降低。因此，含有Sn時，必須是1.0質量％以下的含量。更優選Sn含量是0.1～1.0質量％，進一步優選調整在0.1～0.5質量％的范圍內。
Zn除了具有提高釬焊性和強度的作用以外，還有改善鑄造性的作用。另外，含有Zn時具有可以使用廉價的黃銅廢料的優點。但是，Zn含量超過2.0質量％容易成為導電性和耐應力腐蝕裂紋性降低的主要原因。因此，含有Zn時，取2.0質量％以下的含量范圍。為了充分得到上述作用，優選確保0.1質量％以上的Zn含量，特別是更優選調整為0.3～1.0質量％的范圍。
Mg具有提高耐應力松弛性作用和脫S作用。為了充分發揮這些作用，優選確保0.01質量％以上的Mg含量。但是，Mg是易氧化元素，超過1.0質量％時，鑄造性顯著降低。因此，含有Mg時，有必要使其為1.0質量％以下的含量。更優選Mg含量是0.01～1.0質量％，進一步優選調整在0.1～0.5質量％的范圍內。
作為其它元素，可以含有1.0％以下的Zr、1.0％以下的Al、1.0％以下的Si、0.1％以下的P、0.05％以下的B、1.0％以下的Cr、1.0％以下的Mn、1.0％以下的V的1種以上。例如，Zr和Al可以與Ti形成金屬間化合物，Si可以與Ti生成析出物。Cr、Zr、Mn、V容易與作為不可避免的雜質而存在的S、Pb等形成高熔點化合物，另外，Cr、B、P、Zr具有使鑄造組織微細化的效果，可有助于改善熱加工性。
含有Zr、Al、Si、P、B、Cr、Mn、V的1種以上的場合，為了充分得到各元素的作用，按照它們的總量成為0.01質量％以上那樣含有是有效的。但是，大量含有時，賦予熱加工性或冷加工性以壞影響，而且對成本也不利。因此，優選將上述的Sn、Zn、Mg和Zr、Al、Si、P、B、Cr、Mn、V的總含量抑制在3質量％以下，可以限制在2質量％以下或者1質量％以下的范圍內，也可以限制在0.5質量％以下的范圍內。
《特性》 為了使用Cu-Ti系銅合金而與電氣、電子部件的進一步小型化、薄壁化相對應，希望供給抗拉強度800MPa以上、優選900MPa以上、更優選1000MPa以上的板材。滿足上述化學組成的合金通過使用后述的制造條件可以具備該強度特性。
關于上述“通常的彎曲加工性”，無論LD、TD的那一個，都優選90°W彎曲試驗中的最小彎曲半徑R和板厚t的比R/t是1.0以下，更優選是0.5以下。另外，在提高彎曲加工件的形狀、尺寸精度方面，希望在后述的“開槽后的彎曲加工性”中R/t是0，也就是說，具有在后述的LD的開槽彎曲加工性評價方法中看不到裂紋的特性。另外，所謂“LD的彎曲加工性”是指用按照LD成為長度方向那樣切出的彎曲加工試樣評價的彎曲加工性(即使對于開槽后的彎曲加工性也同樣)，該試驗中的彎曲軸是TD。同樣，所謂“TD的彎曲加工性”是用按照TD成為長度方向那樣切出的彎曲加工試樣評價的彎曲加工性，該試驗中的彎曲軸是LD。
由于耐應力松弛性在車載用連接器等的用途中其TD值特別重要，所以希望以使用長度方向是TD的試樣的應力松弛率來評價應力松弛性。在后述的應力松弛特性的評價方法中，優選在200℃下保持1000小時時的應力松弛率在5％以下，更優選在3％以下。
關于彎曲加工時的“回彈”，對于軋制硬化材料特別重要。在進行“通常的彎曲加工性”的評價試驗后的W彎曲試樣中，將R/t成為1.0以下的試樣(具體地說，得到不發生裂紋的最小彎曲半徑R的試樣)中的彎曲加工部(3處中的中央部)的實際彎曲變形角度取為θ(°)時，只要表示回彈量的θ-90°的值在LD、TD都是3°以下，就可以評價為該材料作為Cu-Ti系合金具有非常良好的抗“回彈”特性。另外，對于后述的實施了“開槽彎曲加工性”評價試驗的LD試樣，希望與上述同樣的θ-90°的值在2°以內。
《制造法》 如以上那樣的本發明的銅合金板材，例如可以通過以下的制造工序制作。
“熔化、鑄造→熱軋→冷軋→固溶處理→精冷軋→時效處理” 其中，如后述那樣，研究幾個工序中的制造條件是重要的。另外，在上述工序中雖然沒有敘述，但是在熱軋后根據需要要進行平面切削，在各熱處理后根據需要進行酸洗、研磨或者還要進行脫脂。以下，說明各工序。
[熔化·鑄造] 可以由連續鑄造、半連續鑄造等制造板坯。為了防止Ti的氧化，可以在惰性氣體氣氛或者真空熔煉爐中進行。
[熱軋] 通常，為了在軋制途中不生成析出物，Cu-Ti系銅合金的熱軋以在700℃以上或者750℃以上的高溫范圍進行軋制、軋制結束后進行急冷的方法進行。但是，在這樣常識的熱軋條件下難以制造本發明的具有特殊織構的銅合金板材。也就是說，根據本發明人的研究，采用這樣的熱軋條件時，即使大范圍地改變后工序的條件，也不能找出可再現性良好地制造在主方位方向上具有{420}的銅合金板材的條件。因此，本發明人進行了更詳細的研究。其結果直至找出如下的熱軋條件在950℃～700℃的溫度范圍內實施最初的軋制道次，而且在低于700℃至大于等于500℃的溫度范圍內進行軋制率30％以上的軋制。
在熱軋板坯時，通過在容易發生再結晶的700℃以上的高溫范圍實施最初的軋制道次，鑄造組織被破壞，可以謀求成分和組織的均勻化。但是，超過950℃時，必須是在合金成分偏析處等的熔點降低處不發生裂紋的溫度范圍。為了在熱軋工序中確實發生完全的再結晶，在950℃～700℃的溫度范圍內進行軋制率60％以上的軋制是非常有效的。藉此可以進一步促進組織的均勻化。但是，由于在1個道次內要想得到60％必須有大的軋制載荷，所以也可以分為多個道次而確保總計60％以上的軋制率。另外，本發明中在容易發生軋制變形的低于700℃至大于等于500℃的溫度范圍內確保30％以上的軋制率是重要的。藉此，生成一部分析出物，通過后工序的“冷軋+固溶處理”的組合，可以容易地形成以{420}作為主方位成分的再結晶織構。此時，可以在低于700℃至大于等于500℃的溫度范圍內進行多個道次的軋制。更優選在該溫度范圍內軋制率為40％以上。熱軋最終道次的溫度在600℃以下更有效。只要熱軋中的總軋制率大約在80～97％就行。
這里，在各自的溫度范圍內的軋制率ε(％)由(3)式算出。
ε＝(t0-t1)/t0×100(3) 例如，供給最初軋制道次的板坯的板厚是120mm，在700℃以上的溫度范圍內實施軋制(途中，也可以回爐再加熱)，在700℃以上的溫度下實施的最后軋制道次結束時板厚是30mm，接著繼續進行軋制，使熱軋的最終道次在低于700℃至大于等于400℃的范圍內進行，最終得到板厚10mm的熱軋材。此時，在700℃以上的溫度范圍內進行的軋制的軋制率由(3)式是(120-30)/120×100＝75(％)。另外，在低于700℃至大于等于400℃的溫度范圍內的軋制率同樣由(3)式是(30-10)/30×100＝66.7(％)。
[冷軋] 軋制上述熱軋板時，在固溶處理前進行的冷軋中使軋制率為80％以上是重要的，更優選為90％以上。對于以這樣高的軋制率加工的材料，通過在下步工序中實施固溶處理，就可以形成以{420}作為主方位成分的再結晶織構。特別是再結晶織構主要依存于再結晶前的冷軋率。具體地說，冷軋率在60％以下時，以{420}作為主方位成分的結晶取向幾乎不生成，在約60～80％范圍時，隨著冷軋率的增加而逐漸增加，冷軋率超過80％時，轉變為急劇增加。為了得到{420}方位為充分優勢的結晶取向，必須確保80％以上的冷軋率，更希望是90％以上。另外，由于冷軋率的上限必然受到軋機功率等的限制，所以不必特別地規定，但是從防止邊緣裂紋等的觀點出發，大體在99％以下容易得到良好的結果。
另外，在本發明中可以采用在熱軋后固溶處理前夾有中間退火、實施1次～多次的冷軋的工序，但是即將固溶處理之前的冷軋必須確保80％以上的軋制率。即將固溶處理之前的冷軋率低于80％時，由固溶處理形成的以{420}作為主方位成分的再結晶織構顯著弱化。
[固溶處理] 歷來的固溶處理以“溶質元素向基體中的再固溶”和“再結晶化”作為主要目的，但是本發明中更以“形成以{420}作為主方位成分的再結晶織構”作為重要目的。希望該固溶處理在700～900℃的爐溫下進行。溫度過于低時，再結晶不完全而溶質元素的固溶也不充分。溫度過于高時，晶粒會粗大化。無論哪一種場合，都難以最終得到彎曲加工性優良的高強度材料。
另外，希望該固溶處理按照再結晶晶粒的平均粒徑(雙晶邊界不看作晶界)成為10～60μm或者特別是成為超過10μm至小于等于60μm那樣設定700～900℃范圍的保持時間和到達溫度而實施熱處理，更優選按照成為15～40μm那樣進行調整。再結晶晶體粒徑過于微細時，以{420}作為主方位成分的再結晶織構變弱。另外，在提高耐應力松弛性方面也不利。再結晶晶體粒徑過于粗大時，容易發生彎曲加工部的表面粗糙。再結晶晶體粒徑隨固溶處理前的冷軋率和化學組成而改變，但是預先通過試驗對于各種合金求出固溶處理加熱方式和平均晶體粒徑的關系，可以設定700～900℃范圍內的保持時間和到達溫度。具體地說，本發明規定的化學組成的合金，可以在700～900℃的溫度下保持10sec～10min的加熱條件中設定合適的條件。
[精冷軋] 接著，可以以65％以下的軋制率進行精冷軋。該階段的冷軋具有促進其后時效處理中的析出的效果，藉此可以使為得到必要特性(導電率、硬度)的時效溫度降低或者時效時間縮短。藉此，具有降低時效過程中的熱變形的效果。
通過該精冷軋，以{220}作為主方位成分的織構發達，而且在65％以下的冷軋率的范圍內還充分地殘存{420}面與板面平行的晶粒。該階段的精冷軋必須在軋制率65％以下進行，更優選是0～50％。軋制率過于高時，難以得到滿足上述(1)式那樣理想的結晶取向。軋制率是零時，意味著固溶處理后不進行精冷軋，直接供時效處理。在本發明中，為了提高生產率，也可以省略精冷軋工序。
[時效處理] 時效處理按照在使該合金的導電性和強度提高的有效的條件中不過分提高溫度那樣進行。時效處理溫度過于高時，因固溶處理而發達的以{420}作為優先方位的結晶取向弱，結果有時不能得到彎曲加工性充分改善的效果。具體地說，希望在材料的溫度是300～550℃的溫度時進行，更優選在350～500℃的范圍。時效處理時間可以在約60～600min左右的范圍內進行設定。在極力抑制時效處理中的表面氧化膜的場合，可以使用氫、氮或氬氣氛。
但是，在Cu-Ti系銅合金中極力避免上述穩定相的生成是重要的。為此，將該合金組成中得到最大硬度的時效溫度取為TM(℃)、其最大硬度取為HM(HV)時，在時效處理工序中，采用下述條件是有效的將時效溫度取為300～550℃的范圍內而且TM±10℃的溫度，將時效時間取為時效后的硬度成為0.85HM～0.95HM的范圍的時間。得到最大硬度的時效溫度TM(℃)和其最大硬度HM(HV)可以由預備試驗預先掌握。只要是本發明中規定的組成范圍，通常用24h以內的時效時間范圍就可以達到最大硬度。
實施例
熔制表1所示的銅合金，用直立式半連續鑄造機鑄造。將得到的板坯(厚度60mm)加熱至950℃后抽出，開始熱軋。此時，除了一部分比較例以外，按照在700℃以上的溫度范圍內的軋制率成為60％以上、而且即使在低于700℃溫度范圍內也進行軋制那樣設定道次程序。熱軋的最終道次溫度除一部分比較例以外在600℃～500℃之間。由板坯起的總的熱軋率是約95％。熱軋后由機械研磨除去(平面切削)表層的氧化層。然后，以各種軋制率進行冷軋后供固溶處理。在固溶處理中，除了一部分比較例以外，按照固溶處理后的平均晶體粒徑(雙晶邊界不看作晶界)成為超過10μm至小于等于40μm那樣根據合金組成在700～900℃范圍內調整到達溫度，在10sec～10min的范圍內調整在700～900℃的溫度范圍內的保持時間。接著，對于上述固溶處理后的板材，以0～70％的各種軋制率實施精冷軋。另外，根據需要在中途進行平面切削，使板厚統一為0.2mm。
對于這樣得到的板厚0.2mm的板材，作為預備試驗在300～550℃的溫度范圍內進行最大直至24h的時效處理實驗，根據合金組成掌握成為最大硬度的時效處理條件(將其時效溫度取為TM(℃)、時效時間取為tM(min)、最大硬度取為HM(HV))。而且，將時效溫度設定為TM±10℃范圍內的溫度，將時效時間設定為比tM短的時間、時效后的硬度成為0.85HM～0.95HM范圍的時間，對上述板厚0.2mm的板材實施時效處理，作為供試驗材料。其中，對于一部分比較例采用成為最大硬度HM的時效處理條件。
表1
下劃線本發明規定范圍以外 從時效處理后的各供試驗用材料采取試樣，研究平均晶體粒徑、織構、導電率、抗拉強度、應力松弛特性、通常的彎曲加工性和開槽彎曲加工性。另外，關于彎曲加工時的回彈，由測定進行了上述通常的彎曲加工性和開槽彎曲加工性的評價的試樣的形狀求出。另外，表1中的No.32和No.33分別由市售的Cu-Ti系銅合金C199-1/2H和C199-EH(都是軋制硬化材料，板厚0.2mm)得到而作為供試驗用材料。
組織、特性的研究由以下方法進行。
[平均晶體粒徑] 研磨供試驗用材料的板面(軋制面)后進行腐蝕，用光學顯微鏡觀察該面，由JIS H0501的切斷法測定平均晶體粒徑。
[織構] 準備用1500#耐水砂紙精研磨供試驗用材料的板面(軋制面)而成的試樣，在Mo-Kα射線、管電壓20kV、管電流2mA的條件下，用X射線衍射裝置(XRD)測定上述精研磨面的{420}面和{220}面的反射衍射面強度。另一方面，在與上述相同的測定條件下，用與上述相同的X射線衍射裝置測定純銅標準粉末的{420}面和{220}面的X射線衍射積分強度。用這些測定值求出上述(1)式中所示的X射線衍射積分強度比I{420}/I0{420}和(2)式中表示的X射線衍射積分強度比I{220}/I0{220}。
[導電率] 根據JIS H0505測定各供試驗用材料的導電率。
[抗拉強度] 從各供試驗用材料采取LD的抗拉試樣(JIS 5號)，以n＝3進行根據JIS Z2241的抗拉試驗，由n＝3的平均值求出抗拉強度。
[應力松弛特性] 從各供試驗用材料采取長度方向是TD的彎曲試樣(寬10mm)，按照試樣的長度方向的中央部的表面應力成為0.2％屈服強度的80％大小那樣以拱形彎曲的狀態固定。上述表面應力由下式決定。
表面應力(MPa)＝6Etδ/L02 其中， E彈性系數(MPa) t試樣厚度(mm) δ試樣彎曲的高度(mm) 根據該狀態的試樣在大氣中、200℃的溫度下保持1000小時后的彎曲特征使用下式算出應力松弛率。
應力松弛率(％)＝(L1-L2)/(L1-L0)×100 其中， L0工具的長度，即試驗中被固定的試樣端頭之間的水平距離(mm) L1試驗開始時的試樣長度(mm) L2試驗后的試樣端頭之間的水平距離(mm) 該應力松弛率在5％以下的材料，作為車載用連接器被評價為具有高的耐久性，判定為合格。
[通常的彎曲加工性] 從供試驗用材料的板材采取長度方向是LD的彎曲試樣和TD的彎曲試樣(寬度都是10mm)，進行根據JIS H3110的90°W彎曲試驗。對于試驗后的試樣，通過用光學顯微鏡在100倍的倍率下觀察彎曲加工部的表面和斷面，求出不發生裂紋的最小彎曲半徑R，將其除以供試驗用材料的板厚t，由此分別求出LD、TD的R/t值。各供試驗用材料的LD、TD都以n＝3實施，采用n＝3中成為最差結果的試樣的成績來表示R/t值。
[開槽后的彎曲加工性] 從供試驗用材料的板材采取長度方向是LD的長方形試樣(寬度10mm)，使用圖2所示斷面形狀的槽口形成工具(凸部前端的平面的寬度0.1mm，兩側面角度45°)，如圖3所示那樣，通過賦予20kN的載荷，在試樣全寬度上形成槽口。槽口的方向(即，相對于溝平行的方向)相對于試樣的長度方向是直角方向。實測這樣準備的帶有槽口的彎曲試樣的槽口深度，圖4示意地表示的槽口深度δ是板厚t的1/4～1/6左右。
對于帶有該槽口的彎曲試樣，按照根據JIS H3110的90°W彎曲試驗實施彎曲試驗。此時，使用以下模的中央突起部的頂端R是0mm的工具，使上述帶有槽口的彎曲試樣的槽口形成面向下，按照上述下模的中央突起部的頂端與槽口部分相一致那樣進行定位，進行90°W彎曲試驗。
對于試驗后的試樣，通過用光學顯微鏡在100倍的倍率下觀察彎曲加工部的表面和斷面，判斷有無裂紋，看不到裂紋的表示為“○”，看到裂紋的表示為“×”。另外，彎曲加工部斷裂的表示為“斷”。各供試驗用材料以n＝3實施，采用n＝3中成為最差結果的試樣的成績，進行“○”、“×”、“斷”的評價，將其評價為“○”的判定為合格。
[回彈] 對于以最小彎曲半徑由“通常的彎曲加工法”進行彎曲加工的試樣和由“開槽后彎曲加工法”進行彎曲加工而看不到裂紋的試樣，用帶有光學顯微鏡的數字顯微鏡(KEYENCE社制的VH-8000型)以150倍的倍率觀察彎曲加工部(3處中的中央部)的與彎曲軸垂直的斷面，測定彎曲角度θ。圖5示意地表示受到90°W彎曲加工后的試樣的彎曲加工部(3處中的中央部)附近的與彎曲軸垂直的斷面的形狀。發生回彈時，彎曲角度θ比90°大(在圖5中，為了說明比現實夸張描述了θ的大小)。以該實際的彎曲角度θ相對于金屬模(W彎曲試驗工具)的90°偏離多少程度作為回彈的指標。也就是說，就各供試驗用材料而言，以n＝3測定“實際彎曲角度θ”-90°的值，將其平均值作為回彈量。
將這些結果示于表2。表2中所述的LD和TD是指試樣的長度方向。

如由表2表明的那樣，本發明例的銅合金板材都具有滿足(1)式的結晶取向，抗拉強度在800MPa以上，R/t值在LD、TD都是1.0以下，具有優良的彎曲加工性。另外，實用重要的LD的開槽后的彎曲加工性，盡管用90°W彎曲試驗進行R/t＝0的嚴格的彎曲，也沒有發生裂紋。加工時回彈也小，另外，兼備在車載用連接器等的用途中成為重要的TD的應加松弛率為5％以下的優良的耐應力松弛性。
與此相對，比較例No.21～25是與本發明例No.1～5相同組成的合金，由通常的工序制造(將熱軋最終道次溫度取為700℃以上、或熱軋后固溶處理前插入中間退火工序、將固溶處理前的冷軋率取為低于80％等)。它們的{420}晶體面的X射線衍射強度都弱，在強度和彎曲加工性或者彎曲加工性和耐應力松弛性之間可以看到折衷選擇的關系。特別是開槽后的彎曲加工是不可能的，由于得不到使最小彎曲半徑大的結果，所以回彈也大。
比較例No.26、27是因Ti的含量在規定范圍之外而不能得到良好的特性的例子。No.26由于因Ti的含量過低而析出物的生成少，所以盡管在成為最大硬度的條件下進行時效處理，強度水平也低。即使固溶化前的冷軋率高至95％以上，以{420}作為主方位成分的結晶取向也弱，其強度水平低，不能改善開槽后的彎曲加工性。No.27由于Ti的含量過高，所以不能取得合適的固溶條件，制造途中發生裂紋，未能作成可評價的板材。
比較例No.28～30是因固溶處理條件和時效條件在規定范圍之外而不能得到良好的特性的例子。No.28由于固溶處理溫度為970℃過高，所以晶粒粗大，不能得到良好的彎曲加工性。相反，No.29由于固溶處理溫度為650℃過低，所以再結晶過程本身不能充分進行，成為復合晶粒組織，成為抗拉強度、彎曲加工性、耐應力松弛性全都差的結果。No.31是為了謀求提高強度而以時效處理時間成為最大硬度的時間進行時效處理的例子。此時，雖然抗拉強度提高了約50MPa左右，但是由于生成穩定相(TiCu3)，所以彎曲加工性和耐應力松弛性變差。
比較例No.31由于精軋率超過規定的上限，所以以{420}作為主方位成分的結晶取向變弱，雖然強度高，但彎曲加工性卻顯著變差。
比較例No.32和33是代表Cu-Ti系銅合金的C199-1/2H和C199-EH的市售品。它們的以{420}作為主方位成分的結晶取向都弱，與大體具有同樣組成的本發明例No.4相比較，其彎曲加工性和耐應力松弛性都差。
權利要求
1.銅合金板材，其特征在于，以質量％計具有1.0～5.0％的Ti、其余部分包含Cu和不可避免的雜質的組成，具有滿足下述(1)式的結晶取向，平均晶體粒徑是10～60μm，
I{420}/I0{420}＞1.0(1)
其中，I{420}是該銅合金板材的板面的{420}晶面的X射線衍射積分強度，I0{420}是純銅標準粉末的{420}晶面的X射線衍射積分強度。
2.根據權利要求1所述的銅合金板材，其特征在于，其組成還含有0.5％以下的Fe、1.0％以下的Co和1.5％以下的Ni的1種以上。
3.根據權利要求1或2所述的銅合金板材，其特征在于，其組成以總計3質量％以下的范圍還含有1.2％以下的Sn、2.0％以下的Zn、1.0％以下的Mg、1.0％以下的Zr、1.0％以下的Al、1.0％以下的Si、0.1％以下的P、0.05％以下的B、1.0％以下的Cr、1.0％以下的Mn、1.0％以下的V的1種以上。
4.根據權利要求1～3的任一項所述的銅合金板材，其特征在于，還具有滿足下述(2)式的結晶取向，
I{220}/I0{220}≤3.0(2)
其中，I{220}是該銅合金板材的板面的{220}晶面的X射線衍射積分強度，I0{220}是純銅標準粉末的{220}晶面的X射線衍射積分強度。
5.權利要求1～4的任一項所述的銅合金板材，其特征在于，具備下述的彎曲加工性LD(軋制方向)的抗拉強度為800MPa以上、在根據JIS H3110的90°W彎曲試驗中不發生裂紋的最小彎曲半徑R和板厚t的比R/t的值在LD、TD(相對于軋制方向和板厚方向成為直角的方向)都是1.0以下、將得到上述R/t值時的彎曲試樣中的彎曲加工部(3處中的中央部)的實際彎曲變形角度取為θ(°)時，表示回彈量的θ-90°的值在LD、TD都是3°以下。
6.權利要求1～5的任一項所述的銅合金板材的制造方法，其特征在于，以順次實施950～500℃的熱軋、軋制率80％以上的冷軋、700～900℃的固溶處理、軋制率0～65％的精冷軋、300～550℃的時效處理的工序制造銅合金板材時，熱軋工序在950℃～700℃的溫度范圍內實施最初的軋制道次，而且在低于700℃至大于等于500℃的溫度范圍內進行軋制率30％以上的軋制。
7.根據權利要求6所述的銅合金板材的制造方法，其特征在于，在熱軋工序中，將在950℃～700℃的溫度范圍內的軋制率取為60％以上。
8.根據權利要求6或7所述的銅合金板材的制造方法，其特征在于，在固溶處理工序中，按照固溶處理后的平均晶體粒徑成為10～60μm那樣設定700～900℃范圍的保持時間和到達溫度而實施熱處理。
9.根據權利要求6～8的任一項所述的銅合金板材的制造方法，其特征在于，在以該合金組成得到最大硬度的時效溫度為TM(℃)、其最大硬度為HM(HV)時，在時效處理工序中，將時效溫度取為在300～550℃的范圍內、而且TM±10℃的溫度，將時效時間取為時效后的硬度成為0.85HM～0.95HM的范圍的時間。
全文摘要
本發明提供同時具備高強度、優良的彎曲加工性、耐應力松弛性而且回彈也得到改善的Cu-Ti系銅合金板材。其提供的銅合金板材的特征在于，以質量％計具有以下組成含有1.0～5.0％的Ti，根據需要還含有0.5％以下的Fe、1.0％以下的Co和1.5％以下的Ni的1種以上，或者以合適的范圍還含有Sn、Zn、Mg、Zr、Al、Si、P、B、Cr、Mn、V的1種以上，其余部分包含Cu和不可避免的雜質；具有滿足下述(1)式、優選還滿足下述(2)式的結晶取向。平均晶體粒徑被調整為10～60μm。I{420}/I0{420}＞1.0(1)I{220}/I0{220}≤3.0(2)。
文檔編號C22F1/08GK101748308SQ200810176898
公開日2010年6月23日 申請日期2008年11月28日 優先權日2008年11月28日
發明者高維林, 須田久, 成枝宏人, 菅原章 申請人:同和金屬技術有限公司