专利名称：Cu-Ti系铜合金板材及其制造方法
技术领域：
本发明涉及适宜连接器、引线框架、继电器、开关等的电气、电子部件的Cu-Ti系铜合金板材，特别是涉及维持高强度同时呈现优良的弯曲加工性和耐应力松弛性的铜合金板材及其制造方法。
背景技术：
使用于构成电气、电子部件的连接器、引线框架、继电器、开关等的部件的材料要求经得住电气、电子部件在组装时和赋予动作时的应力的高“强度”。另外，由于电气、电子部件一般由弯曲加工成形，所以要求优良的“弯曲加工性”。另外，为了确保电气、电子部件之间的接触可靠性，还要求对于接触压力随时间降低的现象(应力松弛)的耐久性、即要求“耐应力松弛性”优良。
特别是近几年电气、电子部件趋向于向高集成化、小型化和轻量化发展，伴随这一发展对作为原材料的铜和铜合金的薄壁化的要求提高。因此，对原材料所要求的“强度”的水平更加严格。具体地说，希望是抗拉强度为800MPa以上、优选为900MPa以上、更优选为1000MPa以上的强度水平。
另外，为了与电气、电子部件的小型化、形状复杂化相对应，迫切要求提高弯曲加工件的形状、尺寸精度。对于“弯曲加工性”的要求，不仅是弯曲部不发生裂纹，而且能够确保弯曲加工件的形状、尺寸精度也是重要的。作为弯曲加工时或多或少出现的棘手问题可以举出回弹。回弹是在加工后从金属模中取出材料时发生弹性变形的恢复而与在金属模中加工时的形状不一致的现象。
随着对原材料要求的强度水平更加严格，回弹问题容易明显化。例如，对于具有箱形弯曲加工部的连接器端子，有时因回弹引起端子的形状和尺寸不准确而无法使用。因此最近多采用在原材料实施弯曲加工的部位实施带槽口的加工(开槽)、其后沿其槽口进行弯曲加工的加工法(以下称为“开槽后的弯曲加工法”)。但是，该加工法因开槽而槽口部附近发生加工硬化，在其后的弯曲加工中容易发生裂纹。因而可以说，“开槽后的弯曲加工法”对于材料来说是非常严格的弯曲加工。
另外，随着电气、电子部件在恶劣的环境下使用的用途的增加，对于“耐应力松弛性”的要求也更为严格。例如，如汽车用连接器那样在暴露于高温的环境下使用时，“耐应力松弛性”特别重要。所谓应力松弛是指构成电气、电子部件的原材料的弹簧部的接触压力即使在常温下维持为一定的状态，但在比较高的温度下(例如100～200℃)的环境下却随时间降低的一种蠕变现象。也就是说，是在赋予金属材料以应力的状态下因由于构成基体的原子的自身扩散和固溶原子的扩散，位错移动、发生塑性变形而使赋予的应力松弛的现象。
但是，在“强度”和“弯曲加工性”或者“弯曲加工性”和“耐应力松弛性”之间存在折衷选择的关系。历来，对于这样的通电部件要根据用途适宜选择“强度”、“弯曲加工性”或者“耐应力松弛性”良好的材料而使用。
Cu-Ti系铜合金在铜合金中具有次于Cu-Be系合金的高强度，具有超过Cu-Be系合金的耐应力松弛性。另外，从成本和环境负荷的观点出发比Cu-Be系合金有利。因此，Cu-Ti系铜合金作为Cu-Be系合金的替代材料而被用于连接器材料等。但是，一般周知，Cu-Ti系铜合金与Cu-Be系合金同样是“强度”和“弯曲加工性”难以兼得的合金系。
因而，Cu-Ti系合金板材多数情况是以时效处理前的比较软质的状态出厂，进行弯曲、冲压成形后实施时效处理而使其硬化。但是，由于多数情况下弯曲、冲压成形后进行时效处理的方法容易发生由附着油造成的变色而必须有专用热处理炉，所以不利于生产率的提高和成本的降低。因此，作为Cu-Ti系铜合金的板材在弯曲、冲压成形后不必时效处理的亚时效处理材料(所谓轧制硬化材料(mill-hardenedmaterial))的市场需求近年增加。该轧制硬化材料是实施不达至最大硬度水平的时效处理的板材，若使用该板材，在不要求达至最高强度的许多用途中具有可以省略部件加工后的时效处理的优点。但是不可否认，虽然上述时效处理是较轻度的，却仍会发生成形性的降低。
另外，为了改善“弯曲加工性”，通常使晶粒微细化的方法是有效的，即使是Cu-Ti系铜合金也是同样的。但是，晶体粒径越小，存在于每单位体积的晶粒晶界的面积就越大。因此，晶粒微细化成为助长作为蠕变现象一种的应力松弛的主要原因。在比较高温的环境下使用的用途中，由于原子沿晶界的扩散速度比晶粒内明显快，所以由晶粒微细化造成的“耐应力松弛性”的降低成为重大的问题。
另外，在Cu-Ti系铜合金中，“析出物”主要以晶粒内的调制结构(modulated structure)(偏聚结构(spinodal structure))的形态存在，作为起束缚再结晶晶粒生长作用的第2相粒子的“析出物”比较少，在固溶处理过程中达成晶粒微细化是不容易的。
近年，为了改善Cu-Ti系合金的特性，提出了控制晶粒微细化和结晶方位(织构)的方案(专利文献1～4)。
专利文献1特开2006-265611号公报 专利文献2特开2006-241573号公报 专利文献3特开2006-274289号公报 专利文献4特开2006-249565号公报 众所周知，为了改善铜合金板材的弯曲加工性，控制晶粒微细化和结晶方位(织构)是有效的。对于Cu-Ti系铜合金的结晶方位(织构)的控制，在采用通常的制造工序时，板表面(轧制面)的X射线衍射图形一般由{111}、{200}、{220}、{311}的4个晶面的衍射波峰构成，而与这些晶面相比来自其它晶面的X射线衍射强度非常小。通常，固溶(再结晶)处理后，{200}面和{311}面的衍射强度增大。通过其后的冷轧，这些面的衍射强度减小，同时{220}面的X射线衍射强度相对增大。{111}面的X射线衍射强度通过冷轧一般不怎么变化。
在专利文献1中，为了使晶粒微细化，将固溶处理前的冷轧率规定为89％以上。由这样高的轧制率引进的变形作为再结晶的核起作用而得到2～10μm左右的微细晶粒。但是，这样的晶粒微细化大多伴有“耐应力松弛性”的降低。另外，由于热轧温度高至850℃，根据本发明人的研究，不能充分改善弯曲加工性。
在专利文献2中，为了提高强度和导电率，将{220}面和{111}面的X射线衍射强度比规定为I{220}/I{111}＞4。调整为以这样的{220}面作为主方位成分的织构对提高强度和导电率是有效的，但是根据本发明人的研究，将伴随弯曲加工性的降低。现有的专利文献2没有谈及弯曲加工性。
为了改善弯曲加工性，专利文献3提出了在{111}正极象图中在包括{110}<115>、{110}<114>、{110}<113>的4个区域内，X射线衍射强度的最大值成为5.0～15.0(其中，相对于无规则方位的比)的织构。另外，为了得到这样的织构，将固溶前的冷轧率规定为85～97％。这样的织构是典型的合金型轧制织构({110}<112>～{110}<100>)，该{111}正极象图与70/30黄铜的{111}正极象图类似(例如，参照“金属数据手册”修订3版、361页)。以这样历来一般的织构作为基础调整结晶方位分布的方法难以大幅度地改善弯曲加工性。现有的专利文献3中的弯曲加工性R/t止于1.6。
专利文献4提出满足I{311}/I{111}≥0.5的织构。但是，根据本发明人的研究，这样的织构难以稳定而显著地改善弯曲加工性。
另外，在铜合金板材方面，采用上述的“开槽后的弯曲加工法”在提高弯曲加工件的形状、尺寸精度方面是有效果的。但是，在如专利文献1～4那样控制织构的Cu-Ti系合金中，甚至于没有考虑防止由“开槽后的弯曲加工法”造成的裂纹的发生。根据本发明人的研究，显然不能充分改善开槽后的弯曲加工性。
Cu-Ti系合金板材大多以轧制硬化材料的方式供给，轧制硬化材料存在因回弹而难以确保弯曲加工件的形状、尺寸精度的问题。为了降低回弹，上述的“开槽后的弯曲加工法”是有效的，但是，该加工法因开槽而槽口部附近发生加工硬化，在其后的弯曲加工中容易发生裂纹。现状是，在工业上对于Cu-Ti系合金的轧制硬化材料没有采用“开槽后的弯曲加工法”。
另外，上述那样的晶粒微细化对提高弯曲加工性有某种程度的效果，但另一面，对克服作为蠕变现象一种的应力松弛却成为负面的主要原因。正因为这样，即使仅仅考虑“弯曲加工性”，在难以使其高度改善的状况下，要进一步改善“耐应力松弛性”，即使利用公知的组织控制技术也不能实现。
在这样的现状下，本发明的目的在于，提供一种一边维持“高强度”，一边同时改善“开槽后的弯曲加工法”中所要求的严格的“弯曲加工性”和在车载用连接器等的恶劣使用环境下肩负可靠性的“耐应力松弛性”，而且还可以改善“回弹”的Cu-Ti系铜合金板材。
发明内容
本发明人详细研究的结果发现，将轧制板的相对于板面垂直的方向表示为ND时，存在具有使ND变形容易而且使板面内相互垂直的2个方向变形也容易那样的方位关系的结晶方位。而且，最终确定了可以得到以具有这样的特有的方位关系的晶粒作为主体的织构的合金组成范围和制造条件。从而以这样的见解为基础完成了本发明。
也就是说，本发明提供一种铜合金板材，该铜合金板材以质量％计具有以下组成含有1.0～5.0％的Ti，根据需要还含有0.5％以下的Fe、1.0％以下的Co和1.5％以下的Ni的1种以上，其余部分包含Cu和不可避免的杂质；具有满足下述(1)式、优选还满足下述(2)式的结晶取向。平均晶体粒径调整为10～60μm、优选调整为超过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}是该铜合金板材的板面的{420}晶面的X射线衍射积分强度，I0{420}是纯铜标准粉末的{420}晶面的X射线衍射积分强度。同样，I{220}是该铜合金板材的板面的{220}晶面的X射线衍射积分强度，I0{220}是纯铜标准粉末的{220}晶面的X射线衍射积分强度。I{420}和I0{420}以同一测定条件测定，I{220}和I0{220}也以同一测定条件测定。平均晶体粒径可以通过研磨板面(轧制面)后进行腐蚀，由显微镜观察该面，用JIS H0501的切断法(cutting method)求出。
本发明还提供下述的铜合金板材在上述组成中在总计3质量％以下的范围内还含有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种以上。
特别是上述铜合金板材以具备下述的弯曲加工性的作为优选对象LD(轧制方向)的抗拉强度在800MPa以上，以根据JIS H3110的90°W弯曲试验中不发生裂纹的最小弯曲半径R和板厚t的比R/t的值在LD、TD(相对于轧制方向和板厚方向成为直角的方向)都是1.0以下，将得到上述R/t值时的弯曲试样中的弯曲加工部(3处中的中央部)的实际弯曲变形角度取为θ(°)时，表示回弹量的θ-90°的值在LD、TD都是3°以下。在本说明书中，将由根据该JIS H3110的90°W弯曲试验评价的弯曲加工性称为“通常的弯曲加工性”，以与后述的“开槽后的弯曲加工性”区别开来。
作为上述铜合金板材的制造方法，提供如下的制造法以顺次实施950～500℃的热轧、轧制率80％以上的冷轧、700～900℃的固溶处理、轧制率0～65％的精冷轧、300～550℃的时效处理的工序制造铜合金板材时，热轧工序在950℃～700℃的温度范围内实施最初的轧制道次，而且在低于700℃至大于等于500℃的温度范围内进行轧制率30％以上的轧制。在热轧工序中，优选将在950℃～700℃的温度范围内的轧制率取为60％以上。在固溶处理工序中，希望按照固溶处理后的平均晶体粒径在10～60μm、优选超过10至小于等于60μm那样设定700～850℃范围的保持时间和到达温度而实施热处理。
上述精冷轧的“轧制率0％”是指不进行该轧制的场合。也就是说，可以省略冷轧。某温度范围内的轧制率ε(％)在将该温度范围内进行的连续的轧制道次中供给最初轧制道次前的板厚取为t0(mm)、最后的轧制道次结束后的板厚取为t1(mm)时，由下述(3)式决定。
ε＝(t0-t1)/t0×100(3) 另外，将以该合金组成得到最大硬度的时效温度取为TM(℃)、其最大硬度取为HM(HV)时，在时效处理工序中，采用的条件是将时效温度取为300～550℃的范围内而且TM±10℃的温度，将时效时间取为时效后的硬度成为0.85HM～0.95HM的范围的时间。
按照本发明，可以提供一种Cu-Ti系铜合金板材，其是具备对于连接器、引线框架、继电器、开关等的电气、电子部件来说所必要的基本特征的Cu-Ti系铜合金板材，该Cu-Ti系铜合金板材具有抗拉强度800MPa以上或者900MPa以上的高强度，而且同时具有优良的成形性(特别是弯曲加工性)和耐应力松弛性。维持这样高强度水平同时稳定而显著地提高弯曲加工性和耐应力松弛性用历来的Cu-Ti系铜合金制造技术是难以达到的。除此以外，加工时的“回弹”也明显减轻。因此，来自Cu-Ti系铜合金板材的加工部件容易提高尺寸精度。本发明可以与今后预想进一步发展的电气、电子部件的小型化、薄壁化的需要相对应。
图1是表示面心立方晶体的施密特因子的分布的标准反极象图。
图2是表示槽口形成工具的断面形状的图。
图3是示意地表示开槽的方法的图。
图4是示意地表示带有槽口的弯曲试样的槽口形成部附近的断面形状的图。
图5是示意地表示接受90°W弯曲加工后的试样中在弯曲加工部(3处中的中央部)附近的与弯曲轴垂直的断面的形状的图。
具体实施例方式 在本发明中，主要是通过将铜合金板材的组织状态控制为具有某种特殊结晶取向的织构，就可以同时改善“强度”、“弯曲加工性”、“耐应力松弛性”和减轻“回弹”。以下说明用于确定本发明的事项。
《织构》 Cu-Ti系铜合金的板面(轧制面)的X射线衍射图形一般由{111}、{200}、{220}、{311}的4个晶面的衍射波峰构成，而其它晶面的X射线衍射强度与这些晶面的相比非常小。即使是{420}面的衍射强度，对于由通常的制造工序得到的Cu-Ti系铜合金板材来说，也是弱到可忽视的程度。可是，如果按照本发明人详细的研究却可以明显看出，根据后述的制造条件就可以得到具有以{420}作为主方位成分的织构的Cu-Ti系铜合金板材。而且本发明人发现，该织构越强力发达，对弯曲加工性的改善越有利。关于该弯曲加工性改善的机理，目前可以如下考虑。
作为表示在晶体的某方向上施加外力时的产生塑性变形(滑移)的容易度的指标有施密特因子。将向晶体施加外力的方向和滑移面的法线形成的角度取为φ、将向晶体施加外力的方向和滑移方向形成的角度取为λ时，施密特因子用cosφ·cosλ表示，其值在0.5以下的范围内。施密特因子越大(即越接近0.5)，就意味着向滑移方向的剪切应力越大。因此，向某晶体从某个方向上赋予外力时，施密特因子越大(即越接近0.5)，其晶体越容易变形。Cu-Ti系铜合金的晶体结构是面心立方(fcc)。众所周知，面心立方晶体的滑移系是滑移面{111}、滑移方向<110>，即使是实际的晶体，也是施密特因子越大，越容易变形，加工硬化也越小。
图1示出了表示面心立方晶体的施密特因子分布的标准反向极象图。<120>方向的施密特因子是0.490，接近0.5。也就是说，在<120>方向上赋予外力时，面心立方晶体非常容易变形。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}作为主方位成分的织构是指{420}面、即{210}面与板面(轧制面)大体平行的晶体存在的比例多的织构。在主方位面是{210}面的晶体中，与板面垂直的方向(ND)是<120>方向，由于其施密特因子接近于0.5，所以向ND的变形非常容易，加工硬化也小。另一方面，Cu-Ti系合金的一般的轧制织构以{220}作为主方位成分，此时{220}面、即{110}面与板面(轧制面)大体平行的晶体存在的比例多。主方位面是{110}面的晶体，其ND是<110>方向，由于其施密特因子是0.4左右，所以与主方位面是{210}面的晶体相比较，随着向ND的变形，加工硬化增大。另外，Cu-Ti系合金的一般的再结晶织构以{311}作为主方位成分。主方位面是{311}面的晶体，ND是<113>方向，由于其施密特因子是0.45左右，所以与主方位面是{210}面的晶体相比较，仍然随着向ND的变形，加工硬化增大。
在“开槽后的弯曲加工法”中，向与板面垂直的方向(ND)变形时的加工硬化程度是非常重要的。这是由于开槽正好是向ND的变形，因开槽而板厚减少的部分的加工硬化的程度显著地支配其后沿槽口弯曲时的弯曲加工性。以满足(1)式那样的{420}作为主方位成分的织构的场合，与历来的Cu-Ti系合金的轧制织构或者再结晶织构相比，其通过开槽造成的加工硬化小，可以认为，这成为显著提高“开槽后的弯曲加工法”中的弯曲加工性的主要原因。
另外，以满足(1)式那样的{420}作为主方位成分的织构的场合，主方位面是{210}面的晶体在板面内即{210}面内有其它的<120>方向和<100>方向，它们互相垂直。实际上可以确认，轧制方向(LD)是<100>方向，与轧制方向垂直的方向(TD)是<120>方向。如果以具体的结晶方向举例说明，例如，在主方位面是(120)面的晶体中，LD是
方向，TD是[-2，1，0]方向。这样的晶体的施密特因子其LD是0.408、TD是0.490。与此相对，在Cu-Ti系合金的一般的轧制织构中，主方位面是{110}面，LD是<112>方向，TD是<111>方向，板面内的施密特因子其LD是0.408、TD是0.272。另外，在Cu-Ti系合金的一般的再结晶织构中，主方位面是{113}面，LD是<112>方向，TD是<110>方向，板面内的施密特因子其LD是0.408、TD是0.408。这样，观察LD和TD的施密特因子，在以{420}作为主方位成分的织构的场合，与历来的Cu-Ti系合金的轧制织构或者再结晶织构相比，可以说在板面内的变形容易。可以认为，这一点在防止开槽后弯曲加工中的裂纹方面发挥了有利作用。
金属板弯曲加工时，由于各晶粒的结晶方位不同，所以变形不一样，弯曲加工时存在容易变形的晶粒和难以变形的晶粒。随着弯曲加工程度的增大，容易变形的晶粒越发优先变形，在板的弯曲部表面上发生起因于晶粒间变形不均的微小的凹凸，其发展为皱纹，有时甚至于成为裂纹(断裂)。如上所述具有满足(1)式那样织构的金属板，与历来的金属板相比，各晶粒在ND容易变形，而且在板面内也变得容易变形。由此可以推测，即使晶粒没有特别微细化，也可以使开槽后的弯曲加工性和通常的弯曲加工性显著提高。
按照本发明人的研究，这样的结晶取向可以由下述(1)式确定。
I{420}/I0{420}＞1.0(1) 其中，I{420}是该铜合金板材的板面的{420}晶面的X射线衍射积分强度，I0{420}是纯铜标准粉末的{420}晶面的X射线衍射积分强度。由于在面心立方晶体的X射线衍射图形中产生{420}面的反射，而不产生{210}面的反射，所以{210}面的结晶取向由{420}面的反射来评价。更优选满足下述(1)′式。
I{420}/I0{420}＞1.5(1)′ 以{420}作为主方位成分的织构通过后述的固溶处理作为再结晶织构而形成。但是，为了使铜合金板材高强度化，固溶处理后进行冷轧是非常有效的。随着该冷轧率的增加，以{220}作为主方位成分的轧制织构发达。随着{220}方位密度的增大，{420}方位密度减少，但是可以按照维持上述(1)式、优选维持(1)′式那样调整轧制率。但是，由于以{220}作为主方位成分的织构过于发达时有时会导致加工性能降低，所以优选满足下述(2)式。另外，使“强度”和“弯曲加工性”以高水平平衡良好地兼得意味着更优选满足下述(2)′式。
I{220}/I0{220}≤3.0(2) 0.5≤I{220}/I0{220}≤3.0(2)′ 其中，I{220}是该铜合金板材的板面的{220}晶面的X射线衍射积分强度，I0{220}是纯铜标准粉末的{220}晶面的X射线衍射积分强度。
如后述的实施例所示的那样，具有这样特殊的结晶取向的板材中，该合金特有的“高强度”得以维持。另外，通过这样的结晶取向，“热变形”和“回弹”也得到改善。另外，不必为了改善弯曲加工性而使晶粒极度微细化，可以充分发挥由添加Be等而产生的“耐应力松弛性”的提高作用。
《平均晶体粒径》 如前所述，平均晶体粒径越小，对弯曲加工性的提高越有利，但是过小时，耐应力松弛性容易变差。各种研究的结果表明，只要最终的平均晶体粒径是10μm以上的值、优选超过10μm的值，就能够容易地确保即使是车载用连接器的用途也可以满足的水平的耐应力松弛性，是适宜的。更优选是15μm以上。但是，由于平均晶体粒径过大时容易引起弯曲部表面的粗糙，有时导致弯曲加工性降低，所以优选是60μm以下的范围，更优选调整到40μm以下或者30μm以下的范围。最终的平均晶体粒径大体上由固溶处理后的阶段中的晶体粒径来决定。因此，平均晶体粒径的控制可以按照后述的固溶处理条件进行。
《合金组成》 本发明采用在Cu-Ti的2元系基本成分中根据需要配合了Fe、Co、Ni等或者其它合金元素的Cu-Ti系铜合金。
Ti是对Cu基体的时效硬化作用显著的元素，有助于强度上升和耐应力松弛性提高。Cu-Ti系铜合金通过固溶处理生成过饱和固溶体，在更低的温度下进行时效时，作为亚稳定相的调制结构(偏聚结构)发达，再继续时效时，生成稳定相(TiCu3)。所谓调制结构是与通常的由核生成、生长而产生的析出物不同、不必生成核而由溶质原子浓度连续的涨落生成、而且一边保持与母相完全的共格性一边生成的结构。在其发达阶段材料显著硬化而且延性损失小。另一方面，稳定相(TiCu3)通常是分散在晶粒内和晶界上的析出物，容易粗大化，与作为亚稳定相的调制结构相比，尽管硬化作用小，但延性损失大。
因此，希望以尽可能由亚稳定相谋求高强度化、抑制稳定相(TiCu3)的生成作为Cu-Ti系铜合金的强化方法。Ti含量低于1.0质量％时，难以充分得到由亚稳定相产生的强化作用。另一方面，Ti的含量过剩时，容易生成稳定相(TiCu3)，另外，可固溶处理的温度范围变窄，难以得到良好的特性。各种研究的结果表明，Ti的含量有必要在5.0质量％以下。因此，将Ti含量规定为1.0～5.0质量％。更优选Ti含量是2.0～4.0质量％，进一步优选调整为2.5～3.5质量％的范围内。
Fe、Co、Ni是与Ti形成金属间化合物而有助于提高强度的元素，可以根据需要添加它们的1种以上。特别是在Cu-Ti系铜合金的固溶处理中，由于这些金属间化合物抑制晶粒的粗大化，所以可以在更高的温度范围内进行固溶处理，有利于Ti充分固溶。但是过剩含有Fe、Co、Ni时，由于由它们的金属间化合物的生成消耗的Ti的量增多，所以固溶的Ti量必然变少。此时，相反而容易导致强度降低。因此，添加Fe、Co、Ni的场合，Fe是0.5质量％以下、Co是1.0质量％以下，Ni是1.5质量％以下的范围。为了充分发挥上述作用，在Fe为0.05～0.5质量％、Co为0.05～1.0质量％、Ni为0.05～1.5质量％的含量范围内添加它们的1种以上是有效的。更优选在Fe为0.1～0.3质量％、Co为0.1～0.5质量％、Ni为0.1～1.0质量％的范围内含有它们的1种以上。
Sn具有固溶强化作用和提高耐应力松弛性作用。为了充分发挥这些作用，优选Sn含量在0.1质量％以上。但是，Sn含量超过1.0质量％时，铸造性和导电率明显降低。因此，含有Sn时，必须是1.0质量％以下的含量。更优选Sn含量是0.1～1.0质量％，进一步优选调整在0.1～0.5质量％的范围内。
Zn除了具有提高钎焊性和强度的作用以外，还有改善铸造性的作用。另外，含有Zn时具有可以使用廉价的黄铜废料的优点。但是，Zn含量超过2.0质量％容易成为导电性和耐应力腐蚀裂纹性降低的主要原因。因此，含有Zn时，取2.0质量％以下的含量范围。为了充分得到上述作用，优选确保0.1质量％以上的Zn含量，特别是更优选调整为0.3～1.0质量％的范围。
Mg具有提高耐应力松弛性作用和脱S作用。为了充分发挥这些作用，优选确保0.01质量％以上的Mg含量。但是，Mg是易氧化元素，超过1.0质量％时，铸造性显著降低。因此，含有Mg时，有必要使其为1.0质量％以下的含量。更优选Mg含量是0.01～1.0质量％，进一步优选调整在0.1～0.5质量％的范围内。
作为其它元素，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种以上。例如，Zr和Al可以与Ti形成金属间化合物，Si可以与Ti生成析出物。Cr、Zr、Mn、V容易与作为不可避免的杂质而存在的S、Pb等形成高熔点化合物，另外，Cr、B、P、Zr具有使铸造组织微细化的效果，可有助于改善热加工性。
含有Zr、Al、Si、P、B、Cr、Mn、V的1种以上的场合，为了充分得到各元素的作用，按照它们的总量成为0.01质量％以上那样含有是有效的。但是，大量含有时，赋予热加工性或冷加工性以坏影响，而且对成本也不利。因此，优选将上述的Sn、Zn、Mg和Zr、Al、Si、P、B、Cr、Mn、V的总含量抑制在3质量％以下，可以限制在2质量％以下或者1质量％以下的范围内，也可以限制在0.5质量％以下的范围内。
《特性》 为了使用Cu-Ti系铜合金而与电气、电子部件的进一步小型化、薄壁化相对应，希望供给抗拉强度800MPa以上、优选900MPa以上、更优选1000MPa以上的板材。满足上述化学组成的合金通过使用后述的制造条件可以具备该强度特性。
关于上述“通常的弯曲加工性”，无论LD、TD的那一个，都优选90°W弯曲试验中的最小弯曲半径R和板厚t的比R/t是1.0以下，更优选是0.5以下。另外，在提高弯曲加工件的形状、尺寸精度方面，希望在后述的“开槽后的弯曲加工性”中R/t是0，也就是说，具有在后述的LD的开槽弯曲加工性评价方法中看不到裂纹的特性。另外，所谓“LD的弯曲加工性”是指用按照LD成为长度方向那样切出的弯曲加工试样评价的弯曲加工性(即使对于开槽后的弯曲加工性也同样)，该试验中的弯曲轴是TD。同样，所谓“TD的弯曲加工性”是用按照TD成为长度方向那样切出的弯曲加工试样评价的弯曲加工性，该试验中的弯曲轴是LD。
由于耐应力松弛性在车载用连接器等的用途中其TD值特别重要，所以希望以使用长度方向是TD的试样的应力松弛率来评价应力松弛性。在后述的应力松弛特性的评价方法中，优选在200℃下保持1000小时时的应力松弛率在5％以下，更优选在3％以下。
关于弯曲加工时的“回弹”，对于轧制硬化材料特别重要。在进行“通常的弯曲加工性”的评价试验后的W弯曲试样中，将R/t成为1.0以下的试样(具体地说，得到不发生裂纹的最小弯曲半径R的试样)中的弯曲加工部(3处中的中央部)的实际弯曲变形角度取为θ(°)时，只要表示回弹量的θ-90°的值在LD、TD都是3°以下，就可以评价为该材料作为Cu-Ti系合金具有非常良好的抗“回弹”特性。另外，对于后述的实施了“开槽弯曲加工性”评价试验的LD试样，希望与上述同样的θ-90°的值在2°以内。
《制造法》 如以上那样的本发明的铜合金板材，例如可以通过以下的制造工序制作。
“熔化、铸造→热轧→冷轧→固溶处理→精冷轧→时效处理” 其中，如后述那样，研究几个工序中的制造条件是重要的。另外，在上述工序中虽然没有叙述，但是在热轧后根据需要要进行平面切削，在各热处理后根据需要进行酸洗、研磨或者还要进行脱脂。以下，说明各工序。
[熔化·铸造] 可以由连续铸造、半连续铸造等制造板坯。为了防止Ti的氧化，可以在惰性气体气氛或者真空熔炼炉中进行。
[热轧] 通常，为了在轧制途中不生成析出物，Cu-Ti系铜合金的热轧以在700℃以上或者750℃以上的高温范围进行轧制、轧制结束后进行急冷的方法进行。但是，在这样常识的热轧条件下难以制造本发明的具有特殊织构的铜合金板材。也就是说，根据本发明人的研究，采用这样的热轧条件时，即使大范围地改变后工序的条件，也不能找出可再现性良好地制造在主方位方向上具有{420}的铜合金板材的条件。因此，本发明人进行了更详细的研究。其结果直至找出如下的热轧条件在950℃～700℃的温度范围内实施最初的轧制道次，而且在低于700℃至大于等于500℃的温度范围内进行轧制率30％以上的轧制。
在热轧板坯时，通过在容易发生再结晶的700℃以上的高温范围实施最初的轧制道次，铸造组织被破坏，可以谋求成分和组织的均匀化。但是，超过950℃时，必须是在合金成分偏析处等的熔点降低处不发生裂纹的温度范围。为了在热轧工序中确实发生完全的再结晶，在950℃～700℃的温度范围内进行轧制率60％以上的轧制是非常有效的。藉此可以进一步促进组织的均匀化。但是，由于在1个道次内要想得到60％必须有大的轧制载荷，所以也可以分为多个道次而确保总计60％以上的轧制率。另外，本发明中在容易发生轧制变形的低于700℃至大于等于500℃的温度范围内确保30％以上的轧制率是重要的。藉此，生成一部分析出物，通过后工序的“冷轧+固溶处理”的组合，可以容易地形成以{420}作为主方位成分的再结晶织构。此时，可以在低于700℃至大于等于500℃的温度范围内进行多个道次的轧制。更优选在该温度范围内轧制率为40％以上。热轧最终道次的温度在600℃以下更有效。只要热轧中的总轧制率大约在80～97％就行。
这里，在各自的温度范围内的轧制率ε(％)由(3)式算出。
ε＝(t0-t1)/t0×100(3) 例如，供给最初轧制道次的板坯的板厚是120mm，在700℃以上的温度范围内实施轧制(途中，也可以回炉再加热)，在700℃以上的温度下实施的最后轧制道次结束时板厚是30mm，接着继续进行轧制，使热轧的最终道次在低于700℃至大于等于400℃的范围内进行，最终得到板厚10mm的热轧材。此时，在700℃以上的温度范围内进行的轧制的轧制率由(3)式是(120-30)/120×100＝75(％)。另外，在低于700℃至大于等于400℃的温度范围内的轧制率同样由(3)式是(30-10)/30×100＝66.7(％)。
[冷轧] 轧制上述热轧板时，在固溶处理前进行的冷轧中使轧制率为80％以上是重要的，更优选为90％以上。对于以这样高的轧制率加工的材料，通过在下步工序中实施固溶处理，就可以形成以{420}作为主方位成分的再结晶织构。特别是再结晶织构主要依存于再结晶前的冷轧率。具体地说，冷轧率在60％以下时，以{420}作为主方位成分的结晶取向几乎不生成，在约60～80％范围时，随着冷轧率的增加而逐渐增加，冷轧率超过80％时，转变为急剧增加。为了得到{420}方位为充分优势的结晶取向，必须确保80％以上的冷轧率，更希望是90％以上。另外，由于冷轧率的上限必然受到轧机功率等的限制，所以不必特别地规定，但是从防止边缘裂纹等的观点出发，大体在99％以下容易得到良好的结果。
另外，在本发明中可以采用在热轧后固溶处理前夹有中间退火、实施1次～多次的冷轧的工序，但是即将固溶处理之前的冷轧必须确保80％以上的轧制率。即将固溶处理之前的冷轧率低于80％时，由固溶处理形成的以{420}作为主方位成分的再结晶织构显著弱化。
[固溶处理] 历来的固溶处理以“溶质元素向基体中的再固溶”和“再结晶化”作为主要目的，但是本发明中更以“形成以{420}作为主方位成分的再结晶织构”作为重要目的。希望该固溶处理在700～900℃的炉温下进行。温度过于低时，再结晶不完全而溶质元素的固溶也不充分。温度过于高时，晶粒会粗大化。无论哪一种场合，都难以最终得到弯曲加工性优良的高强度材料。
另外，希望该固溶处理按照再结晶晶粒的平均粒径(双晶边界不看作晶界)成为10～60μm或者特别是成为超过10μm至小于等于60μm那样设定700～900℃范围的保持时间和到达温度而实施热处理，更优选按照成为15～40μm那样进行调整。再结晶晶体粒径过于微细时，以{420}作为主方位成分的再结晶织构变弱。另外，在提高耐应力松弛性方面也不利。再结晶晶体粒径过于粗大时，容易发生弯曲加工部的表面粗糙。再结晶晶体粒径随固溶处理前的冷轧率和化学组成而改变，但是预先通过试验对于各种合金求出固溶处理加热方式和平均晶体粒径的关系，可以设定700～900℃范围内的保持时间和到达温度。具体地说，本发明规定的化学组成的合金，可以在700～900℃的温度下保持10sec～10min的加热条件中设定合适的条件。
[精冷轧] 接着，可以以65％以下的轧制率进行精冷轧。该阶段的冷轧具有促进其后时效处理中的析出的效果，藉此可以使为得到必要特性(导电率、硬度)的时效温度降低或者时效时间缩短。藉此，具有降低时效过程中的热变形的效果。
通过该精冷轧，以{220}作为主方位成分的织构发达，而且在65％以下的冷轧率的范围内还充分地残存{420}面与板面平行的晶粒。该阶段的精冷轧必须在轧制率65％以下进行，更优选是0～50％。轧制率过于高时，难以得到满足上述(1)式那样理想的结晶取向。轧制率是零时，意味着固溶处理后不进行精冷轧，直接供时效处理。在本发明中，为了提高生产率，也可以省略精冷轧工序。
[时效处理] 时效处理按照在使该合金的导电性和强度提高的有效的条件中不过分提高温度那样进行。时效处理温度过于高时，因固溶处理而发达的以{420}作为优先方位的结晶取向弱，结果有时不能得到弯曲加工性充分改善的效果。具体地说，希望在材料的温度是300～550℃的温度时进行，更优选在350～500℃的范围。时效处理时间可以在约60～600min左右的范围内进行设定。在极力抑制时效处理中的表面氧化膜的场合，可以使用氢、氮或氩气氛。
但是，在Cu-Ti系铜合金中极力避免上述稳定相的生成是重要的。为此，将该合金组成中得到最大硬度的时效温度取为TM(℃)、其最大硬度取为HM(HV)时，在时效处理工序中，采用下述条件是有效的将时效温度取为300～550℃的范围内而且TM±10℃的温度，将时效时间取为时效后的硬度成为0.85HM～0.95HM的范围的时间。得到最大硬度的时效温度TM(℃)和其最大硬度HM(HV)可以由预备试验预先掌握。只要是本发明中规定的组成范围，通常用24h以内的时效时间范围就可以达到最大硬度。
实施例
熔制表1所示的铜合金，用直立式半连续铸造机铸造。将得到的板坯(厚度60mm)加热至950℃后抽出，开始热轧。此时，除了一部分比较例以外，按照在700℃以上的温度范围内的轧制率成为60％以上、而且即使在低于700℃温度范围内也进行轧制那样设定道次程序。热轧的最终道次温度除一部分比较例以外在600℃～500℃之间。由板坯起的总的热轧率是约95％。热轧后由机械研磨除去(平面切削)表层的氧化层。然后，以各种轧制率进行冷轧后供固溶处理。在固溶处理中，除了一部分比较例以外，按照固溶处理后的平均晶体粒径(双晶边界不看作晶界)成为超过10μm至小于等于40μm那样根据合金组成在700～900℃范围内调整到达温度，在10sec～10min的范围内调整在700～900℃的温度范围内的保持时间。接着，对于上述固溶处理后的板材，以0～70％的各种轧制率实施精冷轧。另外，根据需要在中途进行平面切削，使板厚统一为0.2mm。
对于这样得到的板厚0.2mm的板材，作为预备试验在300～550℃的温度范围内进行最大直至24h的时效处理实验，根据合金组成掌握成为最大硬度的时效处理条件(将其时效温度取为TM(℃)、时效时间取为tM(min)、最大硬度取为HM(HV))。而且，将时效温度设定为TM±10℃范围内的温度，将时效时间设定为比tM短的时间、时效后的硬度成为0.85HM～0.95HM范围的时间，对上述板厚0.2mm的板材实施时效处理，作为供试验材料。其中，对于一部分比较例采用成为最大硬度HM的时效处理条件。
表1
下划线本发明规定范围以外 从时效处理后的各供试验用材料采取试样，研究平均晶体粒径、织构、导电率、抗拉强度、应力松弛特性、通常的弯曲加工性和开槽弯曲加工性。另外，关于弯曲加工时的回弹，由测定进行了上述通常的弯曲加工性和开槽弯曲加工性的评价的试样的形状求出。另外，表1中的No.32和No.33分别由市售的Cu-Ti系铜合金C199-1/2H和C199-EH(都是轧制硬化材料，板厚0.2mm)得到而作为供试验用材料。
组织、特性的研究由以下方法进行。
[平均晶体粒径] 研磨供试验用材料的板面(轧制面)后进行腐蚀，用光学显微镜观察该面，由JIS H0501的切断法测定平均晶体粒径。
[织构] 准备用1500#耐水砂纸精研磨供试验用材料的板面(轧制面)而成的试样，在Mo-Kα射线、管电压20kV、管电流2mA的条件下，用X射线衍射装置(XRD)测定上述精研磨面的{420}面和{220}面的反射衍射面强度。另一方面，在与上述相同的测定条件下，用与上述相同的X射线衍射装置测定纯铜标准粉末的{420}面和{220}面的X射线衍射积分强度。用这些测定值求出上述(1)式中所示的X射线衍射积分强度比I{420}/I0{420}和(2)式中表示的X射线衍射积分强度比I{220}/I0{220}。
[导电率] 根据JIS H0505测定各供试验用材料的导电率。
[抗拉强度] 从各供试验用材料采取LD的抗拉试样(JIS 5号)，以n＝3进行根据JIS Z2241的抗拉试验，由n＝3的平均值求出抗拉强度。
[应力松弛特性] 从各供试验用材料采取长度方向是TD的弯曲试样(宽10mm)，按照试样的长度方向的中央部的表面应力成为0.2％屈服强度的80％大小那样以拱形弯曲的状态固定。上述表面应力由下式决定。
表面应力(MPa)＝6Etδ/L02 其中， E弹性系数(MPa) t试样厚度(mm) δ试样弯曲的高度(mm) 根据该状态的试样在大气中、200℃的温度下保持1000小时后的弯曲特征使用下式算出应力松弛率。
应力松弛率(％)＝(L1-L2)/(L1-L0)×100 其中， L0工具的长度，即试验中被固定的试样端头之间的水平距离(mm) L1试验开始时的试样长度(mm) L2试验后的试样端头之间的水平距离(mm) 该应力松弛率在5％以下的材料，作为车载用连接器被评价为具有高的耐久性，判定为合格。
[通常的弯曲加工性] 从供试验用材料的板材采取长度方向是LD的弯曲试样和TD的弯曲试样(宽度都是10mm)，进行根据JIS H3110的90°W弯曲试验。对于试验后的试样，通过用光学显微镜在100倍的倍率下观察弯曲加工部的表面和断面，求出不发生裂纹的最小弯曲半径R，将其除以供试验用材料的板厚t，由此分别求出LD、TD的R/t值。各供试验用材料的LD、TD都以n＝3实施，采用n＝3中成为最差结果的试样的成绩来表示R/t值。
[开槽后的弯曲加工性] 从供试验用材料的板材采取长度方向是LD的长方形试样(宽度10mm)，使用图2所示断面形状的槽口形成工具(凸部前端的平面的宽度0.1mm，两侧面角度45°)，如图3所示那样，通过赋予20kN的载荷，在试样全宽度上形成槽口。槽口的方向(即，相对于沟平行的方向)相对于试样的长度方向是直角方向。实测这样准备的带有槽口的弯曲试样的槽口深度，图4示意地表示的槽口深度δ是板厚t的1/4～1/6左右。
对于带有该槽口的弯曲试样，按照根据JIS H3110的90°W弯曲试验实施弯曲试验。此时，使用以下模的中央突起部的顶端R是0mm的工具，使上述带有槽口的弯曲试样的槽口形成面向下，按照上述下模的中央突起部的顶端与槽口部分相一致那样进行定位，进行90°W弯曲试验。
对于试验后的试样，通过用光学显微镜在100倍的倍率下观察弯曲加工部的表面和断面，判断有无裂纹，看不到裂纹的表示为“○”，看到裂纹的表示为“×”。另外，弯曲加工部断裂的表示为“断”。各供试验用材料以n＝3实施，采用n＝3中成为最差结果的试样的成绩，进行“○”、“×”、“断”的评价，将其评价为“○”的判定为合格。
[回弹] 对于以最小弯曲半径由“通常的弯曲加工法”进行弯曲加工的试样和由“开槽后弯曲加工法”进行弯曲加工而看不到裂纹的试样，用带有光学显微镜的数字显微镜(KEYENCE社制的VH-8000型)以150倍的倍率观察弯曲加工部(3处中的中央部)的与弯曲轴垂直的断面，测定弯曲角度θ。图5示意地表示受到90°W弯曲加工后的试样的弯曲加工部(3处中的中央部)附近的与弯曲轴垂直的断面的形状。发生回弹时，弯曲角度θ比90°大(在图5中，为了说明比现实夸张描述了θ的大小)。以该实际的弯曲角度θ相对于金属模(W弯曲试验工具)的90°偏离多少程度作为回弹的指标。也就是说，就各供试验用材料而言，以n＝3测定“实际弯曲角度θ”-90°的值，将其平均值作为回弹量。
将这些结果示于表2。表2中所述的LD和TD是指试样的长度方向。
如由表2表明的那样，本发明例的铜合金板材都具有满足(1)式的结晶取向，抗拉强度在800MPa以上，R/t值在LD、TD都是1.0以下，具有优良的弯曲加工性。另外，实用重要的LD的开槽后的弯曲加工性，尽管用90°W弯曲试验进行R/t＝0的严格的弯曲，也没有发生裂纹。加工时回弹也小，另外，兼备在车载用连接器等的用途中成为重要的TD的应加松弛率为5％以下的优良的耐应力松弛性。
与此相对，比较例No.21～25是与本发明例No.1～5相同组成的合金，由通常的工序制造(将热轧最终道次温度取为700℃以上、或热轧后固溶处理前插入中间退火工序、将固溶处理前的冷轧率取为低于80％等)。它们的{420}晶体面的X射线衍射强度都弱，在强度和弯曲加工性或者弯曲加工性和耐应力松弛性之间可以看到折衷选择的关系。特别是开槽后的弯曲加工是不可能的，由于得不到使最小弯曲半径大的结果，所以回弹也大。
比较例No.26、27是因Ti的含量在规定范围之外而不能得到良好的特性的例子。No.26由于因Ti的含量过低而析出物的生成少，所以尽管在成为最大硬度的条件下进行时效处理，强度水平也低。即使固溶化前的冷轧率高至95％以上，以{420}作为主方位成分的结晶取向也弱，其强度水平低，不能改善开槽后的弯曲加工性。No.27由于Ti的含量过高，所以不能取得合适的固溶条件，制造途中发生裂纹，未能作成可评价的板材。
比较例No.28～30是因固溶处理条件和时效条件在规定范围之外而不能得到良好的特性的例子。No.28由于固溶处理温度为970℃过高，所以晶粒粗大，不能得到良好的弯曲加工性。相反，No.29由于固溶处理温度为650℃过低，所以再结晶过程本身不能充分进行，成为复合晶粒组织，成为抗拉强度、弯曲加工性、耐应力松弛性全都差的结果。No.31是为了谋求提高强度而以时效处理时间成为最大硬度的时间进行时效处理的例子。此时，虽然抗拉强度提高了约50MPa左右，但是由于生成稳定相(TiCu3)，所以弯曲加工性和耐应力松弛性变差。
比较例No.31由于精轧率超过规定的上限，所以以{420}作为主方位成分的结晶取向变弱，虽然强度高，但弯曲加工性却显著变差。
比较例No.32和33是代表Cu-Ti系铜合金的C199-1/2H和C199-EH的市售品。它们的以{420}作为主方位成分的结晶取向都弱，与大体具有同样组成的本发明例No.4相比较，其弯曲加工性和耐应力松弛性都差。
权利要求
1.铜合金板材，其特征在于，以质量％计具有1.0～5.0％的Ti、其余部分包含Cu和不可避免的杂质的组成，具有满足下述(1)式的结晶取向，平均晶体粒径是10～60μm，
I{420}/I0{420}＞1.0(1)
其中，I{420}是该铜合金板材的板面的{420}晶面的X射线衍射积分强度，I0{420}是纯铜标准粉末的{420}晶面的X射线衍射积分强度。
2.根据权利要求1所述的铜合金板材，其特征在于，其组成还含有0.5％以下的Fe、1.0％以下的Co和1.5％以下的Ni的1种以上。
3.根据权利要求1或2所述的铜合金板材，其特征在于，其组成以总计3质量％以下的范围还含有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种以上。
4.根据权利要求1～3的任一项所述的铜合金板材，其特征在于，还具有满足下述(2)式的结晶取向，
I{220}/I0{220}≤3.0(2)
其中，I{220}是该铜合金板材的板面的{220}晶面的X射线衍射积分强度，I0{220}是纯铜标准粉末的{220}晶面的X射线衍射积分强度。
5.权利要求1～4的任一项所述的铜合金板材，其特征在于，具备下述的弯曲加工性LD(轧制方向)的抗拉强度为800MPa以上、在根据JIS H3110的90°W弯曲试验中不发生裂纹的最小弯曲半径R和板厚t的比R/t的值在LD、TD(相对于轧制方向和板厚方向成为直角的方向)都是1.0以下、将得到上述R/t值时的弯曲试样中的弯曲加工部(3处中的中央部)的实际弯曲变形角度取为θ(°)时，表示回弹量的θ-90°的值在LD、TD都是3°以下。
6.权利要求1～5的任一项所述的铜合金板材的制造方法，其特征在于，以顺次实施950～500℃的热轧、轧制率80％以上的冷轧、700～900℃的固溶处理、轧制率0～65％的精冷轧、300～550℃的时效处理的工序制造铜合金板材时，热轧工序在950℃～700℃的温度范围内实施最初的轧制道次，而且在低于700℃至大于等于500℃的温度范围内进行轧制率30％以上的轧制。
7.根据权利要求6所述的铜合金板材的制造方法，其特征在于，在热轧工序中，将在950℃～700℃的温度范围内的轧制率取为60％以上。
8.根据权利要求6或7所述的铜合金板材的制造方法，其特征在于，在固溶处理工序中，按照固溶处理后的平均晶体粒径成为10～60μm那样设定700～900℃范围的保持时间和到达温度而实施热处理。
9.根据权利要求6～8的任一项所述的铜合金板材的制造方法，其特征在于，在以该合金组成得到最大硬度的时效温度为TM(℃)、其最大硬度为HM(HV)时，在时效处理工序中，将时效温度取为在300～550℃的范围内、而且TM±10℃的温度，将时效时间取为时效后的硬度成为0.85HM～0.95HM的范围的时间。
全文摘要
本发明提供同时具备高强度、优良的弯曲加工性、耐应力松弛性而且回弹也得到改善的Cu-Ti系铜合金板材。其提供的铜合金板材的特征在于，以质量％计具有以下组成含有1.0～5.0％的Ti，根据需要还含有0.5％以下的Fe、1.0％以下的Co和1.5％以下的Ni的1种以上，或者以合适的范围还含有Sn、Zn、Mg、Zr、Al、Si、P、B、Cr、Mn、V的1种以上，其余部分包含Cu和不可避免的杂质；具有满足下述(1)式、优选还满足下述(2)式的结晶取向。平均晶体粒径被调整为10～60μm。I{420}/I0{420}＞1.0(1)I{220}/I0{220}≤3.0(2)。
文档编号C22F1/08GK101748308SQ200810176898
公开日2010年6月23日 申请日期2008年11月28日 优先权日2008年11月28日
发明者高维林, 须田久, 成枝宏人, 菅原章 申请人:同和金属技术有限公司