电子零件用钛铜的制作方法

本发明是关于一种适合作为连接器等电子零件用构件的钛铜。

背景技术：

近年来，以移动终端等为代表的电子机器小型化日益发展，因此其所使用的连接器的窄间距化、低高度化及宽度窄化的倾向明显。由于越小型的连接器的接脚宽度越窄，为了成为小且折叠的加工形状，要求使用的构件具有用以获得所需弹性的高强度。在这方面，含有钛的铜合金(以下称为「钛铜」)由于相对强度较高，且于应力松弛特性方面在铜合金中最优异，故自先前以来被用作尤其要求强度的讯号是统端子用构件。

钛铜为时效硬化型铜合金。若通过固溶处理来形成作为溶质原子的Ti的过饱和固溶体，并从该状态在低温下实施相对长时间的热处理，则因亚稳态分解，在母相中作为Ti浓度的周期性变动的调制结构发达，强度得以提高。此时，强度与弯曲加工性相反的特性这一点成为问题。即，若提高强度则损害弯曲加工性，反之，若重视弯曲加工性则无法获得所需的强度。一般而言，由于越提高冷轧制的轧缩率，所导入的错位变得越多而错位密度变得越高，故有助于析出的成核位置增加，可提高时效处理后的强度，但若过度提高轧缩率，则会使弯曲加工性变差。因此，将谋求同时实现强度及弯曲加工性作为课题。

因此，从添加Fe、Co、Ni、Si等第三元素(专利文献1)；限制固溶于母相中的杂质元素群的浓度，使其作为第二相粒子(Cu－Ti－X系粒子)以特定的分布形态析出而提高调制结构的规则性(专利文献2)；规定对使晶粒细微化有效的微量添加元素及第二相粒子的密度(专利文献3)；使晶粒细微化(专利文献4)；及控制结晶取向(专利文献5)等观点出发，提出谋求兼顾钛铜的强度及弯曲加工性的技术。

另外，专利文献6中记载了随着亚稳态分解引起的钛的调制结构逐渐发达，钛浓度的波动变大，由此赋予钛铜韧性并提高强度及弯曲加工性。因此，专利文献6中提出有控制亚稳态分解引起的母相中Ti浓度的波动的技术。在专利文献6中，记载有在最终的固溶处理后加入热处理(亚时效处理(sub－aging treatment))，预先引起亚稳态分解，然后，进行以往程度的冷轧制、以往程度的时效处理或更低温、更短时间的时效处理，由此增大Ti浓度的波动，而谋求钛铜的高强度化。

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2006－265611号公报

专利文献5：日本特开2012－188680号公报

专利文献6：日本特开2012－097306号公报

技术实现要素：

发明欲解决的课题

这样，以往进行了大量谋求强度及弯曲加工性这两方面的特性的改善的努力，但由于电子机器的小型化，所搭载的连接器等电子零件的小型化也进一步发展。为了追随这种技术趋势，必须以更高的水平达到钛铜的强度及弯曲加工性。虽然显示增大因亚稳态分解所引起的Ti浓度的波动对于提高强度及弯曲加工性的平衡是有效的，但仍留有改善的余地。

因此，本发明的目的在于在钛铜中用与以往不同的观点来控制Ti浓度的波动，谋求强度及弯曲加工性的提高。

解决技术问题的手段

本发明人发现：通过利用EDX对钛铜的母相中的Ti浓度进行线分析而获得的Ti浓度的波动曲线的变异系数以及十点平均高度，会对强度及弯曲加工性产生明显的影响。并且发现通过适当地控制该等参数，可提高这些特性的平衡。本发明是基于以上的见解而完成的，通过以下而进行特定。

本发明的一方面是一种钛铜，其是电子零件用钛铜，含有2.0～4.0质量％的Ti，并含有合计0～0.5质量％的选自由Fe、Co、Mg、Si、Ni、Cr、Zr、Mo、V、Nb、Mn、B、及P组成的群中的1种以上作为第三元素，剩余部分由铜及不可避免的杂质构成，针对与轧制方向平行的剖面中的＜100＞晶向的晶粒通过EDX对母相中的Ti进行线分析时获得的Ti浓度波动曲线的变异系数为0.2～0.8，且与轧制方向平行的剖面的组织观察下的大小为3μm以上的第二相粒子于每10000μm²观察视野中的个数为35个以下。

在本发明的钛铜的一实施方式中，针对与轧制方向平行的剖面中的＜100＞晶向的晶粒通过EDX对母相中的Ti进行线分析时获得的Ti浓度波动曲线的十点平均高度为2.0～17.0质量％。

在本发明的钛铜的另一实施方式中，与轧制方向平行的剖面的组织观察下的平均结晶粒径为2～30μm。

在本发明的钛铜的再另一实施方式中，与轧制方向平行的方向上的0.2％屈服强度为900MPa以上，且在以板宽(w)/板厚(t)＝3.0的弯曲宽度设置弯曲半径(R)/板厚(t)＝0来实施Badway(弯曲轴与轧制方向为同一方向)的W弯曲试验时，不会在弯曲部产生裂痕。

本发明在另一方面是一种伸铜品，其具备有本发明的钛铜。

本发明在又一方面是一种电子零件，其具备有本发明的钛铜。

发明效果

根据本发明，可获得强度及弯曲加工性的平衡提升的钛铜。通过将本发明的钛铜作为材料可获得可靠性高的连接器等电子零件。

附图说明

图1是通过EDX对本发明的钛铜的母相中的Ti进行线分析时所获得的Ti浓度波动曲线的一例。

图2是钛铜的母相中的Ti的映射图像例。

具体实施方式

(1)Ti浓度

在本发明的钛铜中，将Ti浓度设为2.0～4.0质量％。对于钛铜，利用固溶处理使Ti固溶于Cu基质中，并利用时效处理使微细的析出物分散于合金中，由此提升强度及导电率。

若Ti浓度未达到2.0质量％，则不会产生Ti浓度的波动或Ti浓度的波动变小，并且析出物的析出变得不充分而无法获得所需的强度。若Ti浓度超过4.0质量％，则弯曲加工性劣化，在轧制时材料容易破裂。若考虑强度及弯曲加工性的平衡，则优选Ti浓度为2.5～3.5质量％。

(2)第三元素

在本发明的钛铜中，通过含有选自由Fe、Co、Mg、Si、Ni、Cr、Zr、Mo、V、Nb、Mn、B、及P组成的群中的第三元素的1种以上，可更加提高强度。然而，若第三元素的合计浓度超过0.5质量％，则弯曲加工性劣化，在轧制时材料容易破裂。因此，这些第三元素可含有合计0～0.5质量％，若考虑强度及弯曲加工性的平衡，则优选含有以总量计0.1～0.4质量％的上述元素1种以上。

(3)Ti浓度的波动曲线的变异系数及十点平均高度

在本发明中，通过针对与轧制方向平行的剖面中的＜100＞晶向的晶粒利用EDX对母相中的Ti进行线分析，而求出Ti浓度的波动曲线的变异系数及十点平均高度。具体而言，对与轧制方向平行的剖面，通过使用扫描型穿透式电子显微镜(STEM)的能量分散型X射线分光法(EDX)来制作Ti浓度的波动曲线(STEM－EDX分析)。若针对钛铜的＜100＞晶向的晶粒通过STEM－EDX分析对母相进行线分析，则可观察到如图1所示的Ti浓度周期性地变化的情况。图1所示的平均线表示通过线分析所测得的各测量部位的Ti浓度(质量％)的合计值除以测量部位数所得的值(平均值)。进而，根据如图1所示的Ti浓度的波动曲线，可测量Ti浓度(质量％)的变异系数及十点平均高度。

Ti浓度的变异系数是在测量数据的测量距离内算出Ti浓度的标准偏差及平均值，并利用变异系数＝标准偏差/平均值所算出的值。变异系数大是指Ti浓度的变化大，变异系数小则是指Ti浓度的变化小。

Ti浓度的十点平均高度是定义为：在测量数据的测量距离内，以平均线作为基准，从最高峰顶到第5高峰顶的高度(Yp)的绝对值的平均值与从最低谷底到第5低谷底的高度(Yv)的绝对值的平均值的和。例如图1中，利用○记号标记的峰值用于算出十点平均高度。从最高峰顶到第5高峰顶的高度的绝对值从曲线图的左侧起依序为4.53、2.31、3.20、4.41、7.88，其平均值为4.466。又，从最低谷底至第5低谷底的高度的绝对值从曲线图的左侧起依序为3.10、2.60、3.80、2.30、4.10，其平均值为3.186。因此，求出该情形时的十点平均高度为7.652质量％。

从防止测量误差的观点出发，将测量距离设为150nm以上。将相同的分析在不同观察视野内重复5次，并将平均值设为变异系数及十点平均高度的测量值。关于线分析，根据分析的方向不同而Ti浓度的波动状态大不相同。其原因在于Ti的浓缩部分以数十nm的间隔规则地排列。因此于进行线分析前，预先进行Ti的映射，并瞄准Ti的浓淡变大的区域进行线分析。如图2所示，优选根据Ti的映射，在箭头(实线)的方向实施线分析。另外，若在箭头(虚线)的方向上进行线分析，则Ti的浓淡会变小，因此不优选。

本发明的特征之一在于：钛铜的母相中的Ti浓度的变异系数大。可认为由此赋予钛铜韧性并提高强度及弯曲加工性。在本发明的钛铜的一实施方式中，上述Ti浓度的波动曲线的变异系数为0.2以上，优选为0.25以上，更优选为0.3以上，进而更优选为0.35以上。

然而，若母相中的Ti浓度(质量％)的变异系数变得过大，则有容易析出粗大的第二相粒子，强度或弯曲加工性反而具有降低的倾向。因此，本发明的钛铜的一实施方式中，上述Ti浓度的波动曲线的变异系数为0.8以下，优选为0.7以下，更优选为0.6以下，进而更优选为0.5以下。

Ti浓度的十点平均高度与Ti浓度的变异系数具有一些关联，具有随着变异系数变大而十点平均高度也变大的倾向。然而，通过不仅适当地控制变异系数，还适当地控制十点平均高度，可期待强度与弯曲加工性的平衡更加提高。若考虑强度与弯曲加工性的平衡，则母相中的Ti浓度(质量％)的十点平均高度优选为2.0质量％以上，更优选为4.0质量％以上，进而更优选为5.0质量％以上。另外，母相中的Ti浓度(质量％)的十点平均高度优选为17.0质量％以下，更优选为15.0质量％以下，进而更优选为13.0质量％以下。

(4)第二相粒子

本发明的钛铜亦具有如下特征：尽管Ti浓度的变异系数大，但粗大的第二相粒子少。由于粗大的第二相粒子会对强度或弯曲加工性造成不良影响，故优选进行控制，而与变异系数的优化获得的特性提高的效果相辅，获得强度及弯曲加工性显著优异的钛铜。在本发明中，所谓第二相粒子，是指熔解铸造的凝固过程中产生的结晶物及其后的冷却过程中产生的析出物、热轧制后的冷却过程中产生的析出物、固溶处理后的冷却过程中产生的析出物、及时效处理过程中产生的析出物，典型来说具有Cu－Ti系的组成。第二相粒子的大小定义为：在利用电子显微镜的观察下对与轧制方向平行的剖面进行组织观察时，可被析出物包围的最大圆的直径。

在本发明的钛铜的一实施方式中，大小为3μm以上的第二相粒子在每10000μm²的观察视野中的个数为35个以下。大小为3μm以上的第二相粒子在每10000μm²的观察视野中的个数优选为30个以下，更优选为25个以下，进而更优选为20个以下，进而更优选为15个以下，进而更优选为10个以下。大小为3μm以上的第二相粒子在每10000μm²的观察视野中的个数理想是0，但由于难以将变异系数收敛在规定范围内，因此一般来说为1个以上，典型地为3个以上。

(5)0.2％屈服强度及弯曲加工性

本发明的钛铜在一实施方式中，在进行依据JIS－Z2241的拉伸试验时与轧制方向平行的方向上的0.2％屈服强度为900MPa以上，且在依据JIS－H3130以板宽(w)/板厚(t)＝3.0的弯曲宽度设置弯曲半径(R)/板厚(t)＝0来实施Badway(弯曲轴与轧制方向为同一方向)的W弯曲试验时，不会在弯曲部产生裂痕。

本发明的钛铜在优选的一实施方式中，在进行依据JIS－Z2241的拉伸试验时与轧制方向平行的方向上的0.2％屈服强度为1000MPa以上，且在依据JIS－H3130以板宽(w)/板厚(t)＝3.0的弯曲宽度设置弯曲半径(R)/板厚(t)＝0来实施Badway(弯曲轴与轧制方向为同一方向)的W弯曲试验时，不会在弯曲部产生裂痕。

本发明的钛铜在更优选的一实施方式中，在进行依据JIS－Z2241的拉伸试验时与轧制方向平行的方向上的0.2％屈服强度为1050MPa以上，且在依据JIS－H3130以板宽(w)/板厚(t)＝3.0的弯曲宽度设置弯曲半径(R)/板厚(t)＝0来实施Badway(弯曲轴与轧制方向为同一方向)的W弯曲试验时，不会在弯曲部产生裂痕。

本发明的钛铜在进而更优选的一实施方式中，在进行依据JIS－Z2241的拉伸试验时与轧制方向平行的方向上的0.2％屈服强度为1100MPa以上，且在依据JIS－H3130以板宽(w)/板厚(t)＝3.0的弯曲宽度设置弯曲半径(R)/板厚(t)＝0而实施Badway(弯曲轴与轧制方向为同一方向)的W弯曲试验时，不会在弯曲部产生裂痕。

从本发明的目标强度的方面出发，0.2％屈服强度的上限值没有特别限制，但由于花费时间精力及费用，并且若为了获得高强度而提高Ti浓度，则存在在热轧制时破裂的危险性，故本发明的钛铜的0.2％屈服强度一般来说为1400MPa以下，典型来说为1300MPa以下，更典型来说为1200MPa以下。

(6)结晶粒径

为了提高钛铜的强度及弯曲加工性，晶粒越小越好。因此，优选的平均结晶粒径为30μm以下，更优选为20μm以下，进而更优选为10μm以下。关于下限没有特别限制，但若细化到难以判断结晶粒径的程度，则会变成存在有未再结晶的晶粒的混粒，因此弯曲加工性反而容易变差。因此，平均结晶粒径优选为2μm以上。本发明中，平均结晶粒径是用利用光学显微镜或电子显微镜观察时与轧制方向平行的剖面的组织观察下的等圆直径来表示。

(7)钛铜的板厚

本发明的钛铜的一实施方式中，可将板厚设为0.5mm以下，在典型的实施方式中可将厚度设为0.03～0.3mm，在更典型的实施方式中可将厚度设为0.08～0.2mm。

(8)用途

本发明的钛铜可加工成各种拉伸铜制品，例如可加工成板、条、管、棒及线。本发明的钛铜可较优选地用作连接器、开关、自动调焦相机模块、插口、端子(例如电池端子)、继电器等电子零件的材料，而没有限定。

(9)制造方法

尤其可通过在最终的固溶处理及其后的步骤中实施适当的热处理及冷轧制来制造本发明的钛铜。具体来说，可通过对于专利文献6中记载的最终固溶处理→热处理(亚时效处理)→冷轧制→时效处理的钛铜制造顺序，将最终固溶处理后的热处理设为二阶段来制造。以下，对较优选的制造例的各步骤依序进行说明。

＜制造铸锭＞

利用熔解及铸造来制造铸锭，基本上是在真空中或非活性气体环境中进行。若在熔解时存在添加元素的熔解残留，则不会对强度的提高有效地发挥作用。因此，为了消除熔解残留，必须在添加Fe或Cr等高熔点的第三元素后充分地搅拌，然后保持一定时间。另一方面，Ti由于相对容易熔解于Cu中，故在第三元素的熔解后添加即可。因此，较理想为在Cu中以含有合计0～0.5质量％的方式添加选自由Fe、Co、Mg、Si、Ni、Cr、Zr、Mo、V、Nb、Mn、B、及P组成的群中1种或2种以上，接着，以含有2.0～4.0质量％的方式添加Ti来制造铸锭。

＜均质化退火及热轧制＞

由于制造铸锭时产生的凝固偏析或晶化物粗大，因此较理想为通过均质化退火使其尽量固溶于母相中而减小，尽可能使其消失。这是因为其对防止弯曲破裂效果。具体而言，优选为在制造铸锭步骤后，加热至900～970℃进行3～24小时的均质化退火，然后实施热轧制。为了防止液体金属脆性，优选在热轧制前及热轧制中设为960℃以下，且将从原始厚度到整体的轧缩率为90％为止的行程设为900℃以上。

＜第一固溶处理＞

然后，优选在适当重复冷轧制与退火后进行第一固溶处理。此处预先进行固溶的原因在于减轻最终的固溶处理的负担。即，在最终的固溶处理中，由于已经固溶，所以只要维持该状态并仅产生再结晶即可，因此以轻微的热处理而非用以使第二相粒子固溶的热处理便可解决。具体而言，第一固溶处理只要将加热温度设为850～900℃并进行2～10分钟即可。还尽量加快此时的升温速度及冷却速度，此处优选为不使第二相粒子析出。再者，不进行第一固溶处理也可。

＜中间轧制＞

越提高最终固溶处理前的中间轧制的轧缩率，越可均匀且细微地控制最终固溶处理中的再结晶粒。因此，中间轧制的轧缩率优选为70～99％。轧缩率是以{((轧制前的厚度－轧制后的厚度)/轧制前的厚度)×100％}来定义的。

＜最终的固溶处理＞

在最终的固溶处理中，理想为使析出物完全固溶，但若加热至高温直到完全消失，则晶粒容易粗大化，因此将加热温度设为第二相粒子组成的固溶限度附近的温度(在Ti的添加量为2.0～4.0质量％的范围内Ti的固溶限变得与添加量相等的温度为730～840℃左右，例如Ti的添加量为3.0质量％时为800℃左右)。并且，若迅速加热至该温度，并通过水冷等加快冷却速度，则会抑制粗大的第二相粒子产生。因此，典型来说将相对于730～840℃的Ti的固溶限度变得与添加量相同的温度加热至其－20℃～+50℃的温度，更典型来说加热至与730～840℃的Ti的固溶限变得与添加量相同的温度相比高0～30℃的温度，优选为高0～20℃的温度。

另外，最终固溶处理的加热时间较短可抑制晶粒的粗大化。加热时间例如可设为30秒～10分钟，典型来说可设为1分钟～8分钟。若即便在该时间点产生第二相粒子，其也细微且均匀地分散，则对强度及弯曲加工性几乎无害。然而，由于粗大的第二相粒子有在最终的时效处理中进一步成长的倾向，因此即便在该时间点产生第二相粒子，也必须尽量减少且减小。

＜预时效＞

在最终的固溶处理后进行预时效处理。以往通常在最终的固溶处理后进行冷轧制，但就获得本发明的钛铜的方面而言，较重要的是在最终的固溶处理后不进行冷轧制而立即进行预时效处理。预时效处理是在比下一步骤的时效处理更低的温度下进行的热处理，通过连续进行预时效处理及下述时效处理，可抑制粗大的析出物的产生，且同时大幅地飞跃性地增大钛铜的母相中的Ti浓度的变异系数。为了抑制表面氧化皮膜的产生，预时效处理优选在Ar、N2、H2等的非活性环境下进行。

预时效处理中的加热温度无论过低或过高均难以获得上述优点。根据本发明者的研究结果，优选在材料温度150～250℃加热10～20小时，更优选在材料温度160～230℃加热10～18小时，进而更优选在170～200℃加热12～16小时。

＜时效处理＞

继预时效处理后进行时效处理。可于预时效处理后暂时冷却至室温。若考虑制造效率，则较理想为在预时效处理后不进行冷却而升温至时效处理温度，连续地实施时效处理。不论任一方法获得的钛铜的特性均无差别。然而，由于预时效是为了在其后的时效处理中使第二相粒子均匀地析出，故不应于预时效处理与时效处理的间实施冷轧制。

由于固溶处理中固溶的Ti因预时效处理而少量析出，故时效处理应于略低于惯例的时效处理的温度下实施，优选在材料温度300～450℃下加热0.5～20小时，更优选在材料温度350～440℃下加热2～18小时，进而更优选在材料温度375～430℃下加热3～15小时。因与预时效处理相同的原因，时效处理较优选在Ar、N2、H2等的非活性环境下进行。

＜最终的冷轧制＞

在上述时效处理后进行最终的冷轧制。可通过最终的冷加工来提高钛铜的强度，为了获得如本发明所谋求的高强度与弯曲加工性的良好平衡，理想为将轧缩率设为10～50％，优选为20～40％。

＜去应力退火＞

从提高高温暴露时的耐老化性的观点出发，优选在最终的冷轧制后实施去应力退火。其原因在于通过进行去应力退火而使错位再排列。去应力退火的条件可为惯用的条件，但若进行过度的去应力退火，则因粗大粒子会析出使强度降低，因此不优选。去应力退火优选在材料温度200～600℃进行10～600秒，更优选在250～550℃进行10～400秒，进而更优选在300～500℃进行10～200秒。

再者，只要是本领域技术人员则可理解能够在上述各步骤的空档适当进行用以去除表面的氧化皮的研削、研磨、喷丸酸洗等步骤。

实施例

以下一并表示本发明的实施例(发明例)与比较例，但其是为了更充分地理解本发明及其优点而提供的，并非意在限定本发明。

在各种制造条件下制作含有表1(表1－1及1－2)所示的合金成分且剩余部分由铜及不可避免的杂质构成的钛铜的试片，并调查通过EDX对各母相中的Ti进行线分析时获得的Ti浓度的变异系数及十点平均高度，以及0.2％屈服强度及弯曲加工性。

首先，在真空熔解炉中熔解电解铜2.5kg，并以表1所示的掺合比率分别添加第三元素后，添加该表所示的掺合比率的Ti。以无添加元素的熔解残留的方式还充分考虑添加后的保持时间后，在Ar环境下将其倒入铸模，分别制造约2kg的铸锭。

在对上述铸锭以950℃加热3小时的均质化退火后，在900～950℃进行热轧制，获得板厚15mm的热轧制板。通过平面切削而除锈后，进行冷轧制并设置坯条的板厚(2mm)，并进行利用坯条的第一次固溶处理。将第一次固溶处理的条件设为在850℃加热10分钟，然后进行水冷。继而，根据表1记载的最终冷轧制的轧缩率及制品板厚的条件来调整轧缩率并进行中间的冷轧制后，将其插入可迅速加热的退火炉中并进行最终的固溶处理，然后水冷。此时的加热条件是材料温度以Ti的固溶限变得与添加量相同的温度(Ti浓度3.0质量％时约800℃，Ti浓度2.0质量％时约730℃，Ti浓度4.0质量％时约840℃)作为基准而设为如表1所记载。接着，在Ar环境中在表1记载的条件下连续地进行预时效处理及时效处理。此处在预时效处理后不进行冷却。通过酸洗而除锈后，在表1记载的条件下进行最终冷轧制，最后在表1记载的各加热条件下进行去应力退火而制成发明例及比较例的试片。根据试片而省略预时效处理、时效处理或去应力退火。

对制作的制品试样进行下述评价。

(甲)0.2％屈服强度

制作JIS13B号试片，并依据JIS－Z2241使用拉伸试验机对该试片测量与轧制方向平行的方向的0.2％屈服强度。

(乙)弯曲加工性

依据JIS－H3130以板宽(w)/板厚(t)＝3.0的弯曲宽度实施Badway(弯曲轴与轧制方向为同一方向)的W弯曲试验，并求出不产生破裂的最小弯曲半径(MBR)与厚度(t)的比即最小弯曲半径比(MBR/t)。此时，破裂的有无是将弯曲部剖面用机械研磨精加工成镜面，利用光学显微镜观察并以是否在弯曲部产生裂痕来判断的。

(丙)STEM－EDX分析

对于各试片，通过利用聚焦离子束(FIB)切断轧制面而使与轧制方向平行的剖面露出，并将试样厚度较薄地加工至约100nm以下。然后，通过EBSD特定出＜100＞晶向的晶粒，并对该晶粒的母相内进行观察。再者，观察＜100＞晶向的晶粒的原因在于Ti浓度的浓淡变得最密。观察是使用扫描型穿透式电子显微镜(日本电子股份有限公司，型号：JEM－2100F)，检测器是使用能量分散型X射线分析计(EDX，日本电子公司制造，型号：JED－2300)，并在试样倾斜角度0°、加速电压200kV、电子束的光斑直径0.2nm的条件下进行。并且，将母相的测量距离设为150nm，将母相的每150nm测量距离的测量部位数设为150个部位，将母相的测量部位的间隔设为1nm，由此进行EDX线分析。为了防止因第二相粒子的影响所导致的测量误差，母相的测量位置是选择的不存在第二相粒子的任意位置。另外，关于线分析的方向，预先进行Ti的映射，按照图2的实线选择Ti浓度的浓淡变大的方向。

根据所获得的Ti浓度的波动曲线，按照上述方法求出Ti浓度的变异系数及十点平均高度。

(丁)结晶粒径

另外，关于各制品试样的平均结晶粒径的测量，通过利用FIB切断轧制面使与轧制方向平行的剖面露出后，使用电子显微镜(飞利浦公司制造的XL30SFEG)观察剖面，计数每单位面积的晶粒的个数，并求出晶粒的平均等圆直径。具体而言，制作100μm×100μm的框，并计数存在于该框中的晶粒个数。再者，对于横切框的晶粒，均作为1/2个来计数。框的面积10000μm²除以晶粒个数的合计得到的是每1个晶粒面积的平均值。由于具有该面积的正圆的直径为等圆直径，故将其设为平均结晶粒径。

(戊)粗大第二相粒子的个数密度

通过利用FIB切断各制品试样的轧制面使与轧制方向平行的剖面露出后，使用电子显微镜(飞利浦公司制造的XL30SFEG)观察剖面，依据上述定义分别计数存在于面积10000μm²中大小为3μm以上的第二相粒子数，并求出任意10个位置的平均值。

(考察)

将试验结果示于表1(表1－1及1－2)。得知在发明例1中由于最终固溶处理、预时效、时效、最终冷轧制的条件分别适当，故Ti浓度的变异系数变大，另一方面，粗大的第二相粒子得到抑制，而达到以较高的水平兼顾0.2％屈服强度及弯曲加工性。

发明例2因使预时效的加热温度低于发明例1而使Ti浓度的变异系数降低。虽然与发明例1相比0.2％屈服强度降低，但依然可确保良好的0.2％屈服强度及弯曲加工性。

发明例3因使预时效的加热温度高于发明例1而使Ti浓度的变异系数上升。虽然与发明例1相比0.2％屈服强度降低，但依然可维持良好的0.2％屈服强度及弯曲加工性的平衡。

发明例4因使时效的加热温度低于发明例1而使Ti浓度的变异系数降低。虽然与发明例1相比0.2％屈服强度降低，但依然可确保良好的0.2％屈服强度及弯曲加工性。

发明例5因使时效的加热温度高于发明例1而使Ti浓度的变异系数上升。虽然与发明例1相比0.2％屈服强度降低，但依然可确保良好的0.2％屈服强度及弯曲加工性。

发明例6因使最终冷轧制的轧缩率小于发明例1而使0.2％屈服强度较发明例1降低，但依然可确保良好的0.2％屈服强度及弯曲加工性。

发明例7因使最终冷轧制的轧缩率高于发明例1而维持了高弯曲加工性，且同时提高0.2％屈服强度。

在发明例8中相对于发明例1省略了去应力退火，但依然可确保良好的0.2％屈服强度及弯曲加工性。

在发明例9中相对于发明例1提高了去应力退火时的加热温度，但依然可确保良好的0.2％屈服强度及弯曲加工性。

发明例10因使预时效、时效及去应力退火时的加热温度高于发明例1而使Ti浓度的变异系数及十点平均高度上升。因十点平均高度脱离规定范围而使0.2％屈服强度差于发明例1，但依然可确保良好的0.2％屈服强度及弯曲加工性。

发明例11是相对于发明例1降低钛铜中Ti浓度至下限的例子。虽然可看到Ti浓度的变异系数降低并且0.2％屈服强度降低，但依然可确保良好的0.2％屈服强度及弯曲加工性。

发明例12是因相对于发明例1将钛铜中的Ti浓度提高到上限而使0.2％屈服强度较发明例1上升的例子。

发明例13～18是相对于发明例1添加各种第三元素的例子，但依然可确保良好的0.2％屈服强度及弯曲加工性。

比较例1因最终的固溶处理温度过低而产生未再结晶区域与再结晶区域混合存在的混粒化，Ti浓度的变异系数降低。因此弯曲加工性差。

在比较例2中因未进行预时效处理而使Ti浓度的变异系数的上升不充分，弯曲加工性差。

比较例3～4相当于专利文献6中记载的钛铜。因未连续地进行预时效处理与时效处理而使Ti浓度的变异系数的上升不充分，弯曲加工性差。

比较例5虽然进行了预时效处理，但因加热温度过低而未使Ti浓度的变异系数充分地上升，弯曲加工性差。

比较例6由于预时效的加热温度过高，故而成为过时效而使Ti浓度的变异系数过度上升，无法承受波动的一部分稳定相作为粗大粒子而析出，因此弯曲加工性降低。

比较例7因未进行时效处理而使亚稳态分解不充分且Ti浓度的变异系数变低。因此，相对于发明例1，0.2％屈服强度及弯曲加工性降低。

比较例8是若进行最终固溶处理→冷轧制→时效处理则可评价的实例。虽然Ti浓度的变异系数收敛在规定范围内，但因粗大第二相粒子的析出变多，相对于发明例1，0.2％屈服强度及弯曲加工性降低。

比较例9因时效的加热温度过低而使Ti浓度的变异系数变低，相对于发明例1，0.2％屈服强度及弯曲加工性降低。

比较例10由于时效的加热温度过高，故成为过时效而使Ti浓度的变异系数过度上升，无法承受波动的一部分稳定相作为粗大粒子而析出。因此，相对于发明例1，0.2％屈服强度及弯曲加工性降低。

比较例11由于去应力退火的加热温度过高，故Ti浓度的变异系数过度上升，无法承受波动的一部分稳定相作为粗大粒子而析出。因此，相对于发明例1，0.2％屈服强度及弯曲加工性降低。

比较例12是在最终固溶处理后仅进行时效处理的例，但大量析出粗大第二相粒子。因此，相对于发明例1，0.2％屈服强度及弯曲加工性降低。

比较例13因第三元素的添加量过多而于热轧制时产生破裂，故无法制造试片。

比较例14因Ti浓度过低而使Ti浓度的变异系数变小，强度变得不足且弯曲加工性亦劣化。

比较例15因Ti浓度过高而于热轧制时产生破裂，故无法制造试片。

[表1－1]

[表1－2]