专利名称：铜合金及使用其的锻制铜、电子元件及连接器以及铜合金的制造方法
技术领域：
本发明涉及适于例如连接器等电子元件用材料的含有钛的铜合金及使用其的锻制铜(伸銅品)、电子元件及连接器以及铜合金的制造方法。
背景技术：
近年，随着以便携式终端等为代表的电子仪器的小型化的日益发展，其中使用的连接器的间距变窄以及低矮化的趋势显著。越是小型的连接器，则管脚宽度越窄，形成弯折越小的加工形状，因此要求所使用的原料具有得到必要的弹性所需的高强度、和可以耐严酷的弯曲加工的优异的弯曲加工性。由此，含有钛的铜合金(以下称为“钛铜”)由于强度比较高、应力缓和特性在铜合金中最优异，一直以来被用作要求原料强度的信号系统端子用原料。钛铜为时效硬化型的铜合金。具体地说，通过固溶化处理，形成溶质原子Ti的过饱和固溶体，如果由该状态在低温下实施比较长时间的热处理，则通过旋节线分解，母相中 Ti浓度周期性变动的调制结构生成，强度提高。基于上述增强机理，为了进一步提高钛铜的特性，对各种方法进行了研究。此时，问题在于，强度和弯曲加工性为相反的特性。S卩，若提高强度则损害弯曲加工性，相反地，若重视弯曲加工性则得不到所需的强度。因此，以往从添加Fe、Co、Ni、Si等第三元素(专利文献1)，规定固溶在母相中的杂质元素组的浓度、使它们作为第二相粒子(Cu-Ti-Χ系粒子)以规定的分布形态析出来提高调制结构的规则性(专利文献幻，规定对使晶粒微细化有效的微量添加元素和第二相粒子的密度(专利文献幻，使晶粒微细化(专利文献4)等角度，为了同时实现钛铜的强度和弯曲加工性进行了研究开发。此外，专利文献5中还提出了，着眼于晶体取向，为了防止弯曲加工中的裂纹，调节热轧条件满足I {420}/Itl {420} > 1.0，进而调节冷轧率满足I {220)/1^220} < 3. 0来控制结晶取向，由此改善强度、弯曲加工性和耐应力缓和性的技术。[现有技术文献][专利文献][专利文献1]日本特开2004-231985号公报[专利文献2]日本特开2004-176163号公报[专利文献3]日本特开2005-97638号公报[专利文献4]日本特开2006-283142号公报[专利文献5]日本特开2008-308734号公报
发明内容
上述钛铜基本上通过锭的熔解铸造一均勻化退火一热轧一(退火以及冷轧的重复进行)—最终固溶化处理一冷轧一时效处理的顺序制造，以该步骤为基础来谋求特性的改善。但是在得到具有更优异的特性的钛铜方面还有进一步改善的余地。因此，本发明从与以往不同的角度尝试改善钛铜的特性，由此提供具有优异的强度和弯曲加工性的铜合金及使用其的锻制铜、电子元件及连接器以及铜合金的制造方法。本发明人在为了解决上述课题而进行的研究过程中发现，在固溶化处理后，若进行不生成或生成一部分钛的亚稳相或稳定相程度的适当热处理(亚时效处理)，预先发生一定程度的旋节线分解，则随后进行冷轧以及时效处理而最终得到的钛铜的强度显著提高。即，相对于以往的钛铜在时效处理的一个阶段进行发生旋节线分解的热处理步骤，本发明的钛铜制造方法中，隔着冷轧在2个阶段发生旋节线分解方面大幅不同。进一步可知，通过进一步将第三元素的添加量调节到最适当的范围，可以对以往通过以固溶为目的的第二固溶化处理和以重结晶为目的的第二固溶化处理的2阶段进行处理的钛铜，通过一次固溶化处理同时进行固溶和重结晶，得到生产效率优异、且强度及弯曲加工性的平衡优异的钛铜。基于上述发现完成的本发明的一方案为铜合金，其含有2. 0 4. 0质量％的Ti， 总计含有O 0. 2质量％的作为第三元素的选自Mn、Fe、Mg、Co、Ni、Cr、V、Nb、Mo、Zr、Si、B 和P中的1种或2种以上，剩余部分包含铜和不可避免的杂质，其中，测定轧制面的X射线衍射强度时，轧制面的X射线衍射强度I与(311)面及(200)面中的纯铜粉末的X射线衍射强度 I0 之比(1/1。)满足以下的关系式(1) :{I/I0(311)}/{I/I0(200)} < 2.54...(1),且轧制面的X射线衍射强度I与(220)面及(200)面中的纯铜粉末的X射线衍射强度Itl之比(1/1。)满足以下的关系式(2) 15^ {I/I0(220)}/{I/I0(200)} < 95…⑵。本发明的另一方案为铜合金，其含有2. 0 4. 0质量％的Ti，总计含有0. 01 0. 15质量％的作为第三元素的选自] 11、？6、]\%、(0、慰、0、￥、恥、]\10、21~、3丨、8和？中的1 种或2种以上，剩余部分包含铜和不可避免的杂质，其中，测定轧制面的X射线衍射强度时， 轧制面的X射线衍射强度I与(311)面及(200)面中的纯铜粉末的X射线衍射强度Itl之比 (1/1。)满足以下的关系式(1) :{1/1。(311)}/{1/1。(200)}彡2.54...(1)，且轧制面的X射线衍射强度I与(220)面及(200)面中的纯铜粉末的X射线衍射强度Itl之比(IAtl)满足以下的关系式(3) 30 ^ {I/I0(220)}/{I/I0(200)} < 95…(3)。本发明的进一步另一方案为锻制铜，其包含上述铜合金。本发明的进一步另一方案为电子元件，其包含上述铜合金。本发明的进一步另一方案为连接器，其具有上述铜合金。本发明的进一步另一方案为上述铜合金的制造方法，其包含对含有2. 0 4. 0质量％的Ti、总计含有0 0. 2质量％作为第三元素的选自Mn、Fe、Mg、Co、Ni、Cr、V、Nb、Mo、 Zr、Si、B和P中的1种或2种以上，剩余部分包含铜和不可避免的杂质的铜合金原料，在 730 880°C下进行加热至比Ti的固溶限与添加量相同的固溶限温度高0 20°C的温度并骤冷的固溶化处理，在固溶化处理之后进行热处理，在热处理之后以5 40%的加工率进行最终冷轧，在最终冷轧之后进行时效处理。本发明的铜合金的制造方法，在一实施方式中，上述热处理使电导率升高，在钛浓度(质量％ )为[Ti]时，使得电导率的上升值IACS)满足以下的关系式⑷ 0. 5 彡 C 彡(-0. 50[Ti]2-0. 50[Ti]+14)…(4)。
具体实施例方式〈Ti 含量 >Ti小于2质量％时，由于不能充分得到通过钛铜本来的调制结构的形成实现的增强机制，因此得不到充分的强度，相反地若超过4.0质量％则易析出粗大的TiCu3，有强度和弯曲加工性变差的趋势。因此，本发明的铜合金中的Ti含量为2. 0 4. 0质量％，优选为 2. 7 3. 5质量％，进一步优选为2. 9 3. 3质量％。通过使Ti的含量适当，可以同时实现适于电子元件的强度和弯曲加工性。<第三元素>第三元素有助于晶粒的微细化，因此可以添加规定的第三元素。具体地说，在Ti 充分固溶的高的温度下进行固溶化处理，也容易使晶粒微细化，强度易提高。此外，第三元素促进调制结构的形成。进一步地，还具有抑制TiCu3析出的效果。因此，得到钛铜本来的时效硬化能力。钛铜中，上述效果最高的为Fe。而且对于Mn、Mg、Co、Ni、Si、Cr、V、Nb、Mo、Zr、B 和P，也可以期待相当于的效果，单独添加也有效果，但是也可以复合2种以上来添加。这些元素若总计含有0. 01质量％以上则表现出其效果，但是若总计超过0. 5质量％则Ti的固溶限变窄，易析出粗大的第二相粒子，强度虽然稍微提高，但是弯曲加工性变差。同时粗大的第二相粒子助长弯曲部的表面粗糙，促进加压加工中的模具磨损。因此， 作为第三元素组，优选含有选自Mn、Fe、Mg、Co、Ni、Cr、V、Nb、Mo、Zr、Si、B和P中的1种或 2种以上总计0 0. 5质量％，更优选含有0 0. 2质量％，进一步优选含有0. 01 0. 15 质量％。第三元素的添加对于钛铜的晶粒的微细化有效，另一方面有可能升高固溶限温度，因此与不添加第三元素的情况相比必须提高固溶温度。一直以来，为了使第三元素充分地固溶，而在高温下比较长时间内进行第一次固溶化处理后，进行最终固溶化处理。但是， 由于进行2次固溶化处理，对制造步骤施加负荷，生产效率有可能降低。本实施方式中，通过将钛铜中的第三元素的浓度调节为0 0. 2质量％、进一步优选调节为0. 01 0. 15质量％，可以在与以往相比降低处理温度的状态下，通过1次固溶化处理同时进行第三元素的固溶和重结晶。由此，钛铜的制造中所必需的热量与以往相比少量即可，处理时间也为短时间即可，生产效率提高，可以实现适于大量生产的步骤。<通过X射线衍射得到的积分强度>固溶化处理后的轧制面的集合组织，通常(200)面的构成比率高，随着轧制的进行而产生旋转，最终(220)面的构成比率升高。本发明人研究的结果发现，进行本实施方式的制造步骤，即在最终的固溶化处理后、进行冷轧之前进行热处理时，与以往的步骤、即固溶化处理一冷轧一时效处理的制造步骤相比，由于母材中调制结构生长，不易产生从O00) 面向(311)面的旋转。由此，本实施方式的铜合金，优选在测定轧制面的X射线衍射强度 (积分强度)时，轧制面的X射线衍射强度I与(311)面及(200)面中的纯铜粉末的X射线衍射强度Itl之比(IAtl)满足以下的关系式(1){I/I0(311)}/{I/I0(200)} ^ 2. 54- (I)0本发明中，纯铜标准粉末定义为325目(JIS Z8801)的纯度99. 5%的铜粉末。
更优选{1/1。(311)}/{1/1。(200)}为0. 50 2. 00，进一步优选{1/1。(311)}/{I/ I0(200)}为 0.80 1.75。{1/10(311)}/{1/10(200)}大于 2. M 时，强度(0.2%耐力)变弱，弯曲加工性有可能也变差。钛铜的集合组织还受到最终的轧制步骤的加工率影响。即，若轧制的加工率过大， 则(220)面过于生长而弯曲性变差，若加工性过低，则(220)面的生长不充分，强度有可能降低。本实施方式的钛铜优选以5 40%的加工率进行，更优选为10 30%。此时的轧制面的集合组织优选轧制面的X射线衍射强度I与(220)面及(200)面中的纯铜粉末的X 射线衍射强度Itl之比(IAtl)满足以下的关系式O)15 彡{1/10 (220)} / {1/10 (200)}彡 95... (2)。{I/I0(220)}/{I/I0(200)}小于15时，加工率低，通过轧制步骤实现的加工硬化有可能变得不充分。若对进行了 2次固溶化处理的情况与仅进行1次固溶化处理的情况的集合组织进行比较则可知，仅进行1次固溶化处理的情况与进行2次固溶化处理的情况相比，重结晶集合组织弱，(220)/(200)比的值增大。在得到强度和弯曲性良好的平衡上，除了关系式(1) 之外，更优选满足以下的关系式(3)替代关系式O)30 ^ {I/I0(220)}/{I/I0(200)}彡 95... (3)，进一步优选{I/IQ(220)}/{I/IQ (200)}为 40 70，更进一步优选{1/1。(220)}/{I/ I0 (200)}为 40 55。〈用途〉本实施方式的铜合金可以以各种锻制铜，例如板、条、管、棒、箔和线形态提供。通过对本实施方式的铜合金进行加工，例如得到开关、连接器、插座、端子、继电器等电子元件。<制造方法>本实施方式的铜合金的一个特征在于，在最终固溶化处理后、冷轧前在规定的材料温度条件下进行短时间的热处理。热处理时，若材料的温度过高、时间过长则此后的时效处理中对强度没有那么大作用的β’相、使弯曲加工性变差的β相容易析出。此外，若热处理时的材料的温度过低、时间过短则时效处理中通过旋节线分解产生的调制结构的生长容易变得不充分。若对固溶化处理后的钛铜进行热处理，则随着调制结构的生长，电导率升高，因此，退火的程度可以以退火前后的电导率的变化为指标。根据本发明人的研究，热处理优选在使电导率升高0. 5 8% IACS、优选升高1 4% IACS的条件下进行。即，在此优选进行小于峰硬度的90%的热处理。对应于这种电导率的升高的具体的热处理条件为材料温度 300°C以上且低于700°C、加热0. 001 12小时的条件。更具体地说，本实施方式的热处理，在钛浓度(质量％ )为[Ti]时，电导率的上升值IACS)可以满足以下的关系式G)。0. 5 彡 C 彡(-0. 50[TiJ2-O. 50[Ti] +14) — (4)根据上述(4)式，例如Ti浓度为2. 0质量％时，优选在使电导率升高0. 5 11% IACS的条件下进行，Ti浓度为3. 0质量％时，优选在使电导率升高0. 5 8% IACS的条件下进行，Ti浓度为4. 0质量％时，优选在使电导率升高0. 5 4% IACS的条件下进行。
更优选本实施方式的热处理在钛浓度(质量％ )为[Ti]时，电导率的上升值 IACS)可以满足以下的关系式(5)。1.0 彡 C彡(0. 25[Ti]2-3. 75[Ti]+13)…(5)根据上述(5)式，例如Ti浓度为2.0质量％时，优选在使电导率升高1.0 6. 5% IACS的条件下进行，Ti浓度为3. 0质量％时，优选在使电导率升高1. 0 4% IACS的条件下进行，Ti浓度为4. 0质量％时，优选在使电导率升高1. 0 2% IACS的条件下进行。而且，最终的固溶化处理后的热处理中，进行铜合金的硬度形成峰的时效时，电导率的差例如在Ti浓度2. 0质量％下升高13% IACS，Ti浓度3. 0质量％下升高10% IACS, Ti浓度4.0质量％下升高5% IACS左右。即，本实施方式的最终固溶化处理后的热处理， 与硬度形成峰的时效相比，对铜合金提供的热量非常小。热处理优选在以下的任意一个条件下进行。材料温度为300°C以上且低于400°C、加热0. 5 3小时材料温度为400°C以上且低于500°C、加热0. 01 0. 5小时材料温度为500°C以上且低于600°C、加热0. 001 0. 01小时材料温度为600°C以上且低于700°C、加热0. 001 0. 005小时此外，热处理更优选在以下的任意一个条件下进行。材料温度为350°C以上且低于400°C、加热1 3小时材料温度为400°C以上且低于450°C、加热0. 2 0. 5小时材料温度为500°C以上且低于550°C、加热0. 005 0. 01小时材料温度为550°C以上且低于600°C、加热0. 001 0. 005小时材料温度为600°C以上且低于650°C、加热0. 0025 0. 005小时以下对每个步骤的优选实施方式进行说明。1)锭制造步骤通过熔解以及铸造进行的锭的制造基本上在真空中或惰性气体气氛中进行。若熔解中有添加元素的熔化残留，则对于强度的提高不能有效地发挥作用。由此，为了消除熔化残留，Fe、Cr等高熔点的添加元素必须在添加后充分地进行搅拌，且保持一定时间。另一方面，Ti由于比较容易熔化在Cu中，可以在第三元素组的熔解后添加。因此，在Cu中以0 0. 2质量％的总含量添加选自Μη、 ^、]\%、(:ο、·、0、ν、ΝΙκΜο、Ζι·、5 、Β和P中的1种或2 种以上，然后以2. 0 4. 0质量％的含量添加Ti来制造锭。2)均勻化退火以及热轧其中，优选尽可能消除凝固偏析、铸造中产生的结晶物。这是为了在之后的固溶化处理中，微细且均勻地分散第二相粒子的析出，对于防止混粒来说也具有效果。锭制造步骤之后，优选在加热至900 970°C进行3 M小时均勻化退火后，实施热轧。为了防止液体金属脆性，优选在热轧前以及热轧中设为960°C以下。3)第一固溶化处理然后，适当重复进行冷轧和退火后进行固溶化处理。具体地说，第一固溶化处理可以在850 900°C的加热温度下进行2 10分钟。此时的升温速度和冷却速度优选极力加速、使得第二相粒子不会析出。但是，第三元素的添加量为0. 01 0. 15质量％时，不经过第一固溶化处理、而仅通过最终的固溶化处理就可以进行固溶和重结晶，因此优选省略第一固溶化处理步骤。4)中间轧制最终的固溶化处理前的中间轧制中的加工度越高，则最终的固溶化处理中的第二相粒子越是均勻且微细地析出。但是若加工度太高，进行最终的固溶化处理时重结晶集合组织生长，而产生塑性各向异性，有可能损害加压整形性。因此，中间轧制的加工度优选为 70 99%。加工度定义为{(轧制前的厚度-轧制后的厚度)/轧制前的厚度)X100%}。5)最终的固溶化处理在最终固溶化处理前的铜合金原料中存在铸造或中间轧制过程中生成的析出物。 该析出物由于有可能阻碍弯曲性以及时效后的机械特性增加，因此在最终的固溶化处理中，优选将铜合金原料加热至使铜合金原料中的析出物完全固溶的温度。但是，若加热至高温直至析出物完全消失，则通过析出物实现的晶界的锁定效果消失，晶粒急剧粗大化。若晶粒急剧粗大化，则有强度降低的趋势。因此，作为加热温度，将固溶化前的铜合金原料加热至第二相粒子组成的固溶限附件的温度。Ti的添加量为2.0 4.0质量％的范围时，Ti的固溶限与添加量相等的温度 (本发明中称为“固溶限温度”)为730 840°C左右，例如Ti的添加量为3.0质量％时为 800°C左右。而且，若迅速加热至该温度、冷却速度也加快则粗大的第二相粒子的产生得到抑制。因此，典型地说，加热至730 880°C的Ti的固溶限与添加量相同的温度以上，更典型地说，加热至比730 880°C的Ti的固溶限与添加量相同的温度高0 20°C的温度、优选高0 10°C的温度。为了抑制最终固溶化处理中粗大的第二相粒子的产生，优选尽可能迅速地进行铜合金原料的加热和冷却。具体地说，通过在比第二相粒子组成的固溶限附件的温度高50 500°C左右、优选高150 500°C左右的气氛中配置铜合金原料来进行迅速加热。冷却通过水冷等进行。6)热处理最终的固溶化处理后进行热处理。热处理的条件如上所述。7)最终的冷轧上述退火后，进行最终的冷轧。通过最终的冷加工，可以提高钛铜的强度。此时，力口工度小于5%时，得不到充分的效果，因此优选使加工度为5%以上。但是，若加工度过高， 则与粒内析出引起的晶格变形相比、晶粒的扁平引起的加工变形增大，弯曲加工性变差。进而在根据需要实施的时效处理、消除应力退火中易产生晶界析出，因此加工度为40%以下， 优选为5 40%，更优选为10 30%，进一步优选为15 25%。8)时效处理最终的冷轧后进行时效处理。时效处理的条件可以为惯用的条件，但是若与以往相比轻度进行时效处理，则强度和弯曲加工性的平衡进一步提高。具体地说，时效处理优选在材料温度300 400°C下加热3 12小时的条件下进行。而且，不进行时效处理时、时效处理时间短(小于2小时)时或时效处理温度低(低于^KTC )时，强度和电导率有可能降低。此外，时效时间长(13小时以上)或时效温度高时以上)，电导率升高，但是强度有可能降低。时效处理更优选在以下的任意一个条件下进行。
材料温度为340°C以上且低于360°C、加热5 8小时材料温度为360°C以上且低于380°C、加热4 7小时材料温度为380°C以上且低于400°C、加热3 6小时时效处理进一步优选在以下的任意一个条件下进行。材料温度为340°C以上且低于360°C、加热6 7小时材料温度为360°C以上且低于380°C、加热5 6小时材料温度为380°C以上且低于400°C、加热4 6小时而且，若为所属领域的技术人员，则可以理解在上述各步骤的间歇可以适当进行用于除去表面的氧化皮的研磨、抛光、喷丸酸洗等步骤。[实施例]以下对本发明的实施例和比较例进行说明，但是这些实施例是为了更良好地理解本发明及其优点而提供的，并非用于限定发明。制造本发明例的铜合金时，添加活性金属Ti作为第二成分，因此熔解时使用真空熔解炉。此外，为了防止由于本发明中规定的元素以外的杂质元素的混入而产生预想不到的副作用，严格选择纯度比较高的原料来使用。对于在Cu中根据需要添加表1的第三元素后、添加表1的浓度的Ti、剩余部分具有铜和不可避免的杂质的组成的锭，进行在950°C下加热3小时的均勻化退火后，在900 950°C下进行热轧，得到板厚为IOmm的热轧板。通过表面磨削脱氧化皮后，进行冷轧，形成坯条的板厚(1.5mm)，根据需要(根据第三元素的添加量)进行坯条的第一次固溶化处理。 第一次固溶化处理的条件为850°C下加热7. 5分钟。接着在中间的冷轧中调节中间板厚进行冷轧使得最终板厚为0. 25mm后，插入到可以进行迅速加热的退火炉中进行最终的固溶化处理，然后进行水冷。此时的加热条件为，以材料温度为Ti的固溶限与添加量相同的温度(Ti浓度3. 2质量％时约800°C、Ti浓度2. 0质量％时约730°C、Ti浓度4. 0质量％时约 8400C )为基准，在表1记载的加热条件下分别保持1分钟以形成比Ti的固溶限与添加量相同的温度高0 20°C的条件。接着，利用试验片在表1记载的条件下进行冷轧后，在Ar气氛中于表1记载的条件下进行热处理。通过酸洗进行脱氧化皮后，在表1记载的条件下进行最终的冷轧，最后在表1记载的各加热条件下进行时效处理，形成实施例和比较例的试验片。[表 1]
权利要求
1.铜合金，其为含有2.0 4. 0质量％的Ti，总计含有0 0. 2质量％作为第三元素的选自Mn、Fe、Mg、Co、Ni、Cr、V、Nb、Mo、Zr、Si、B和P中的1种或2种以上，剩余部分包含铜和不可避免的杂质的铜合金，其中，测定轧制面的X射线衍射强度时，轧制面的X射线衍射强度I与(311)面及(200)面中的纯铜粉末的X射线衍射强度Itl 之比(1/1。)满足以下的关系式(1){I/I0(311)}/{I/I0(200)}彡 2. 54- (1)，且轧制面的X射线衍射强度I与(220)面及(200)面中的纯铜粉末的X射线衍射强度 I。之比(IAtl)满足以下的关系式⑵.15 ^ {I/I0(220)}/{I/I0(200)} ^ 95- (2)
2.铜合金，其为含有2.0 4.0质量％的Ti，总计含有0.01 0.15质量％作为第三元素的选自Mn、Fe、Mg、Co、Ni、Cr、V、Nb、Mo、Zr、Si、B和P中的1种或2种以上，剩余部分包含铜和不可避免的杂质的铜合金，其中，测定轧制面的X射线衍射强度时，轧制面的X射线衍射强度I与(311)面及(200)面中的纯铜粉末的X射线衍射强度Itl 之比(1/1。)满足以下的关系式(1){I/I0(311)}/{I/I0(200)}彡 2. 54- (1)，且轧制面的X射线衍射强度I与(220)面及(200)面中的纯铜粉末的X射线衍射强度 I。之比(IAtl)满足以下的关系式⑶.30 ^ {I/I0(220)}/{I/I0(200)}彡 95... (3)。
3.锻制铜，其包含权利要求1或2所述的铜合金。
4.电子元件，其包含权利要求1或2所述的铜合金。
5.连接器，其具有权利要求1或2所述的铜合金。
6.权利要求1或2所述的铜合金的制造方法，其包含对于含有2.0 4. 0质量％的Ti， 总计含有0 0. 2质量％作为第三元素的选自Mn、Fe、Mg、Co、Ni、Cr、V、Nb、Mo、Zr、Si、B和 P中的1种或2种以上，剩余部分包含铜和不可避免的杂质的铜合金原料，将所述铜合金原料在730 880°C下进行加热至比Ti的固溶限与添加量相同的固溶限温度高0 20°C的温度并骤冷的固溶化处理， 在固溶化处理之后，进行热处理， 在热处理之后以5 40%的加工率进行最终冷轧， 在最终冷轧之后进行时效处理。
7.如权利要求6所述的铜合金的制造方法，其中，所述热处理使电导率升高，在钛浓度 (质量％ )为[Ti]时，使得电导率的上升值IACS)满足以下的关系式⑷.0. 5 彡 C 彡(-0. 50[Ti]2-0. 50[Ti]+14)…(4)。
全文摘要
本发明提供具有优异的强度和弯曲加工性的钛铜、锻制铜、电子元件、连接器及其制造方法。铜合金，其含有2.0～4.0质量％的Ti，总计含有0～0.2质量％作为第三元素的选自Mn、Fe、Mg、Co、Ni、Cr、V、Nb、Mo、Zr、Si、B和P中的1种或2种以上，剩余部分包含铜和不可避免的杂质，其中，测定轧制面的X射线衍射强度时，轧制面的X射线衍射强度I与(311)面及(200)面中的纯铜粉末的X射线衍射强度I0之比(I/I0)满足以下的关系式{I/I0(311)}/{I/I0(200)}≤2.54，且轧制面的X射线衍射强度I与(220)面及(200)面中的纯铜粉末的X射线衍射强度I0之比(I/I0)满足以下的关系式15≤{I/I0(220)}/{I/I0(200)}≤95。
文档编号C22C9/00GK102453815SQ20111034228
公开日2012年5月16日 申请日期2011年10月28日 优先权日2010年10月29日
发明者堀江弘泰, 江良尚彦 申请人:Jx日矿日石金属株式会社