钛铜板、压制加工品以及压制加工品的制造方法与流程

本发明涉及一种钛铜板，压制加工品以及压制加工品的制造方法，特别是一种作为在压制加工后进行热处理的非磨碾硬化材料(non-millhardendmaterials)，且能够合适地用作连接器等电子部件用材料的钛铜板、压制加工品以及压制加工品的制造方法。

背景技术：

近年，以便携终端等为代表的电子设备的小型化不断发展，在该电子设备中使用的连接器窄间距化以及低高度化的倾向显著。若是小型的连接器，则引脚宽度窄且会形成折叠成较小的加工形状，因此所使用的材料需要具有可得到所需的弹簧特性的高强度，和可耐受苛刻的弯曲加工的优良弯曲加工性。基于这一点，含有钛的铜合金(以下称作“钛铜”。)，由于强度比较高且具有应力松弛特性，因而在铜合金中最优选，所以特别是作为需要强度的信号系统端子用部件，近年，需求逐渐增大。

已知，钛铜通常是时效硬化型的铜合金。具体地的，通过固溶化处理形成溶质原子为ti的过饱和的固溶体，若始于这个状态在低温下施加比较长时间的热处理，则调幅分解(spinodaldecomposition)导致ti浓度在母相中周期性波动的调制结构发达，且强度提高。以所涉及的强化机制为基础，为了进一步提高钛铜特性研究了各种方法。此时，成为技术问题的是，强度与弯曲加工性是相反的特性这一点。即，若提高强度则弯曲加工性受损，另一方面，若重视弯曲加工性则无法得到所需的强度。因此，基于添加fe、co、ni、si等第三元素(专利文献1)；限制固溶在母相中的杂质元素群的浓度，使这些元素以第二相粒子(cu－ti－x系粒子)的方式以规定的分布形态析出并提高调制结构的规则性(专利文献2)；规定对晶粒微小化有效的微量添加元素和第二相粒子的密度(专利文献3)——等等观点出发，以往进行了试图实现钛铜的强度和弯曲加工性的并存的研究开发。

已知通常，在钛铜的制造过程中，若第二相粒子过于粗大化，则存在弯曲加工性受损的倾向。因此，在以往的最终固溶化处理中，采取了如下方法：将材料加热到规定的温度后，通过水冷等以尽可能更快的冷却速度进行材料的冷却，以抑制冷却过程中的第二相粒子的析出。例如，在日本特开2001－303222号公报(专利文献4)中，公开了为了减少特性的偏差，在材料的热处理后以200k(200℃)/秒以上的冷却速度迅速地冷却材料的示例。另外，在日本特开2002－356726号公报(专利文献5)中，为了不损失弯曲加工性且实现高强度化，公开了一种在相对于轧制方向垂直的方向上进行w弯曲试验时，得到所需的弯曲半径比的钛铜合金。

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2001－303222号公报

专利文献5：日本特开2002－356726号公报

技术实现要素：

发明要解决的技术问题

另一方面，在通过压制加工制造连接器等电子部件的情况下，对于强度高的材料来说，存在弯曲加工后的回弹大而压制后的尺寸难以达到目标尺寸的问题。另外，存在由于压制导入应变因此弹簧极限值降低的问题。因此，考虑使用对固溶化后进行了精冷轧制的强度比较低的材料进行压制加工得到所需的尺寸之后，进行热处理以提高强度以及弹簧极限值这一类型的材料(非磨碾硬化材料)。作为通过在压制后进行了热处理从而具有高强度和高电导率的合金，已知在cu中添加be的材料，例如c17200(1.8～2.0质量％be－0.2质量％以上的ni+co，余量cu)登记在cda(铜业发展协会(copperdevelopmentassociation))中。

在专利文献5的权利要求16中，列举了在压制加工后进行时效处理(以下称作热处理)，且热处理后的硬度为345hv以上的钛铜，但是热处理后的尺寸变化大、尺寸稳定性差。特别是在专利文献5的表10的发明例(no.1～10，12，14～16)中，热处理后平行于轧制方向的方向上的热伸缩量较大为0.05％(500ppm)以上。

因此，本发明在一实施方式中，目的在于提供一种钛铜板，该钛铜板是在压制加工后进行热处理的钛铜的非磨碾硬化材料，且热处理后的弹簧特性以及尺寸稳定性良好。

解决技术问题的方法

本发明人，为了解决上述技术问题，对热处理后的弹簧特性以及尺寸稳定性与钛铜的特性进行深入研究发现，对热处理前的抗拉强度以及电导率进行调节后的钛铜，在热处理后具有优良的弹簧极限值以及热伸缩特性，并且该钛铜可通过下文所述的固溶化处理条件、温轧制温度以及轧制加工度得到，以至于完成本发明。

即，本发明在一个方面是一种钛铜板，其含有2.0～4.5质量％的ti，余量由铜以及不可避免的杂质组成，轧制平行方向上的抗拉强度为750mpa以上，电导率为4.0～8.0％iacs，以400℃进行2小时热处理后轧制平行方向上的弹簧极限值为800mpa以上，并且以400℃进行2小时热处理后轧制平行方向上的热伸缩率为100ppm以下。

在本发明的钛铜板的一实施方式中，所述电导率为4.0～6.0％iacs。

在本发明的钛铜板的一实施方式中，所述弹簧极限值为850mpa以上。

在本发明的钛铜板的一实施方式中，以400℃进行2小时热处理后，轧制平行方向上的热伸缩率与平行于轧制面且相对于轧制平向方向正交的轧制垂直方向上的热伸缩率之和为200ppm以下。

在本发明的钛铜板的一实施方式中，在弯曲轴相对于轧制方向平行(bw方向)的w弯曲试验中，最小弯曲半径(mbr)与板厚(t)之比mbr/t≤2.0。

在本发明的钛铜板的一实施方式中，所述mbr/t≤1.8。

在本发明的钛铜板的一实施方式中，还含有合计0.5质量％以下的选自由fe、co、mg、si、ni、cr、zr、mo、v、nb、mn、b、以及p组成的群组的1种以上作为第3元素。

另外，本发明在另一方面，是具备上述任一项所述的钛铜板的压制加工品。

另外，本发明在又一方面，是一种压制加工品的制造方法，包括将上述任一方面的钛铜板依次进行压制加工以及时效处理。

发明的效果

根据本发明，能够得到一种热处理后的弹簧特性以及尺寸稳定性优良的钛铜板。本发明的钛铜板，由于热处理后的弹簧极限值以及热伸缩特性优良，因此在通过弯曲加工以及此后的热处理制造的电子部件中，能够合适地用于制造具有良好的产品尺寸以及弹簧特性的小型电子部品。

附图说明

图1是对热收缩率测量用的试验片进行说明的图。

具体实施方式

以下，列举合适的实施方式，详细说明本发明。需要说明的是，本发明不限于以下的实施方式，在不改变本发明的主旨的范围内能够进行各种更改。

[1.钛铜板]

本发明的钛铜板，在一实施方式中，含有2.0～4.5质量％的ti，余量由铜以及不可避免的杂质组成，轧制平行方向上的抗拉强度为750mpa以上，电导率为4.0～8.0％iacs，在400℃下进行2小时热处理后轧制平行方向上的弹簧极限值为800mpa以上，以及在400℃下进行2小时热处理后轧制平行方向上的热伸缩率为100ppm以下。以下，说明各组成的优选方式。

(ti含有量)

在本发明的钛铜板的一实施方式中，通过得到所需的ti含有量，并通过固溶化处理使得ti固溶于cu基体中，通过时效处理使得微细的析出物分散在合金中，从而提高了强度。即，基于热处理前的轧制平行方向上的抗拉强度为750mpa以上，且在热处理后得到足够的弹簧极限值的观点，ti含有量为2.0质量％以上，优选为2.5质量％以上，更优选为3.0质量％以上。另外，基于减少热轧制中材料的破裂，并使得弯曲加工性优良的观点，ti含有量为4.5质量％以下，优选为3.5质量％以下，更优选为3.3质量％以下。

(第3元素)

本发明的钛铜板，根据需要，除了铜以及钛以外能够含有并使用规定的第3元素。在优选的实施方式中，作为第3元素，可以含有合计0.5质量％以下的选自由fe、co、mg、si、ni、cr、zr、mo、v、nb、mn、b、以及p组成的群组的1种以上。但是，这些元素的合计含有量可以为0，即，也可以不含有这些元素。例如，能够在0.01～0.5质量％，优选0.01～0.3质量％，更优选0.05～0.3质量％的范围内含有并使用。通过添加这类第3元素，能够改善钛铜的时效硬化，但是不添加第3元素的钛铜，也能够发挥本发明的优效果。

另外，fe的优选的添加量为0.5质量％以下，更优选的添加量为0.25质量％以下。co的优选的添加量为0.5质量％以下，更优选的添加量为0.1质量％以下。mg的优选的添加量为0.1质量％以下，更优选的添加量为0.05质量％以下。si的优选的添加量为0.1质量％以下，更优选的添加量为0.05质量％以下。ni的优选的添加量为0.5质量％以下，更优选的添加量为0.1质量％以下。cr的优选的添加量为0.1质量％以下，更优选的添加量为0.05质量％以下。zr的优选的添加量为0.1质量％以下，更优选的添加量为0.05质量％以下。mo的优选的添加量为0.5质量％以下，更优选的添加量为0.3质量％以下。v的优选的添加量为0.1质量％以下，更优选的添加量为0.05质量％以下。nb的优选的添加量为0.1质量％以下，更优选的添加量为0.05质量％以下。mn的优选的添加量为0.1质量％以下，更优选的添加量为0.05质量％以下。b的优选的添加量为0.1质量％以下，更优选的添加量为0.05质量％以下。p的优选的添加量为0.5质量％以下，更优选的添加量为0.1质量％以下。但是，不限于上述的添加量。

(厚度)

产品的厚度，即板厚(t)优选为0.02～1.5mm。虽然板厚没有特别的限制，但是如果板厚过大，则弯曲加工难以进行。

(抗拉强度)

在本发明中，在钛铜板的抗拉强度在轧制平行方向上为750mpa以上，且满足下文所示的电导率的情况下，在400℃下进行2小时热处理后可得到所需的弹簧极限值。抗拉强度优选为775mpa以上，更优选为800mpa以上。但是，虽然没有特别设置上限，但基于不会过度回弹，并维持产品的尺寸稳定性的观点，抗拉强度优选小于900mpa。另一方面，若抗拉强度低于750mpa，则热处理后的弹簧极限值降低，弹簧特性容易变差。

需要说明的是，抗拉强度，使用拉伸试验机遵照jisz2241(2011)进行测量。

(电导率)

本发明的钛铜板，在一实施方式中，如果满足上文所需的抗拉强度，并且该钛铜板的电导率为4.0～8.0％iacs，则基于时效析出的均衡度最合适的理由，在400℃下进行2小时热处理后可得到所需的热伸缩率以及弹簧极限值。电导率优选为4.0～7.0％iacs，更优选为4.0～6.0％iacs。若电导率低于4.0％iacs，则存在抗拉强度容易降低，该热处理后的弹簧极限值降低的担忧。另一方面，若电导率超过8.0％iacs，则存在该热处理后的弹簧极限值降低的倾向。

需要说明的是，电导率，遵照jish0505进行测量。

(热伸缩率)

热处理导致的尺寸变化，虽然是基于热处理后在轧制平行方向上、在平行于轧制面且垂直于轧制方向的轧制垂直方向上以及在板厚方向上的热伸缩变化的平均而得出，但是能够使用在400℃下进行2小时热处理后轧制平行方向上的尺寸变化进行大致评价。基于该热处理后的产品的尺寸变化小且良好的观点，该轧制平行方向上的热伸缩率优选为100ppm以下，更优选为90ppm以下，还更优选为60ppm以下。这里，测量热伸缩率时的加热条件选用以400℃进行2小时的理由是，以该条件进行测量时，容易得到最高的钛铜板的强度。需要说明的是，虽然从该钛铜板的特性这一点来看，不限制热伸缩率的下限值，但是热伸缩率通常很少为1ppm以下。

进一步，测量以400℃进行2小时热处理后与轧制方向正交的轧制垂直方向上的尺寸变化，计算出上述轧制平行方向上的热伸缩率与轧制垂直方向上的热伸缩率之和。此时，如果以400℃进行2小时的热处理后的轧制平行方向上的热伸缩率与轧制垂直方向上的热伸缩率之和为200ppm以下，则热处理后的尺寸稳定性更加良好，优选为150ppm以下，更优选为100ppm以下。其中，上述热伸缩率之和，越小越优选。

需要说明的是，热伸缩率如下进行测量。

以试验片的长度方向平行于轧制方向的方式，裁取该钛铜板的试验片。另外，以试验片的长度方向是与板厚正交的轧制垂直方向的方式，裁取该钛铜板的別的试验片。接着，如图1所示，隔着规定的间隔(l0)刻印两点的打痕。然后，以规定的条件加热轧制平行方向以及轧制垂直方向的试验片，分别测量加热后的打痕间隔(l)。

(弯曲加工性)

弯曲加工性的评价，使用宽度10mm×长度30mm的短条状的试验片，通过w弯曲试验(jish3130(2012))进行。试验片裁取方向，选用弯曲轴相对于轧制方向平行的方向(bw方向)，通过没有产生裂纹的最小弯曲半径mbr(minimumbendradius)与板厚t之比mbr/t，进行评价。基于确保良好的弯曲性的观点，该最小弯曲半径(mbr)的比(mbr/t)优选为2.0以下。mbr/t的更理想的范围为1.8以下。

需要说明的是，弯曲加工性，遵照jish3130(2012)进行测量。

(弹簧极限值)

对以400℃进行2小时热处理后的钛铜板，测量弹簧极限值。如果弹簧极限值为800mpa以上，则可认为充分地满足了用于连接器的弹簧特性。上限虽然没有特别设定，但优选为825mpa以上，更优选为850mpa以上。

需要说明的是，弹簧极限值的测量方法，实施jish3130(2012)中规定的力矩式试验。

[2.钛铜板的制造方法]

在钛铜板的通常的制造步骤中，首先用熔融炉将电解铜、ti等原料熔融，得到所需的组成的熔液。然后，将该熔液铸造成铸块。为了防止钛的氧化损耗，熔融以及铸造优选在真空中或者惰性气体气氛中进行。然后，按照热轧制、冷轧制、固溶化处理的顺序加工得到具有所需的厚度以及特性的板。固溶化处理后，为了除去热处理时生成的表面氧化膜，可以进行表面的酸洗、研磨等。另外，为了高强度化，固溶化处理后可进行冷轧制。

特别地，通过在合适的条件下实施固溶化处理，以及之后的精轧制(温轧制)的步骤，由此能够制造本发明的钛铜板。以下，按照各个步骤依次说明优选的制造例。

1)铸块制造

通过熔融以及铸造进行的铸块的制造，基本上在真空中或惰性气体气氛中进行。如果在熔融中添加元素有未熔融的剩余，则无法有效地发挥提高强度的作用。因此，为了完全熔融且没有剩余，添加fe、cr等高熔点的第3元素后进行充分搅拌，并且还需要保温一定时间。另一方面，ti比较容易溶于cu中，因此可以在第3元素熔融之后添加。因此，优选，在cu中以合计含有0.5质量％以下方式添加选自由fe、co、mg、si、ni、cr、zr、mo、v、nb、mn、b、以及p组成的群组的1种以上作为第3元素，接着以含有2.0～4.5质量的方式添加ti作为第2元素，由此制造铸块。其中，第3元素的添加量，优选为0.05质量％以上。需要说明的是，在cu中添加ti和第3元素的顺序，没有特别限定。

2)均质化退火以及热轧制

由于在铸块制造时产生凝固偏析、结晶物粗大，因此优选通过进行均质化退火，尽可能地使其固溶于母相中且变小，尽可能使它们不存在。因为这样有防止弯曲破裂的效果。具体地，优选在铸块制造步骤后，将材料温度加热到900～970℃进行3～24小时的均质化退火后，实施热轧制。为了防止液体金属脆性，在热轧制前以及热轧制中材料温度优选为960℃以下。

3)固溶化处理

之后，优选在适当地重复进行冷轧制和退火后，进行固溶化处理。在本发明中，基于将电导率调节至合适的范围，并提高热处理后的弹簧极限值的观点，固溶化温度优选为750℃以上，更优选为775℃以上，还更优选为790℃以上。另一方面，基于金属组织致密，抗拉强度高，且弯曲加工性良好的观点，固溶化温度优选为900℃以下，更优选为875℃以下，还更优选为850℃以下。需要说明的是，此时的升温速度，优选尽可能快速。

另外，在一实施方式中，为了充分进行固溶化处理，固溶化时间优选为5秒～30分钟，更优选为10秒～5分钟。

在另一方面，该固溶化处理后的冷却优选为水冷，在理想的实施方式中，例如，平均冷却速度优选为150℃/sec以上，更优选为155℃/sec以上。若平均冷却速度小于150℃/sec，则由于冷却时产生析出故而有电导率升高、热处理后的弹簧极限值降低的担忧。另一方面，没有设置冷却速度的上限，只要是水冷就具有所需的充分的冷却速度。但是，基于充分地得到强度上升的效果的观点，平均冷却速度优选为1500℃/sec以下。固溶化后的电导率能够调节到2.0～5.0％iacs的范围内。这里，平均冷却速度是指，测量从冷却开始时的750℃到冷却到100℃为止所需的时间(冷却时间)，通过(750－100)(℃)/冷却时间(秒)而算出的值(℃/sec)。

4)精轧制

固溶化处理后进行温热的精轧制(以下也称作「温轧制」。)。在优选的实施方式中，基于得到优选的热伸缩率的观点，温轧制的加工度(压下率)为50％以下，优选为40％以下，基于进一步提高弯曲性的观点，更优选为35％以下。但是，基于抗拉强度在优选的范围内，并提高热处理后的弹簧极限值的观点，温轧制的加工度(压下率)为15％以上，优选为20％以上，更优选为25％以上。需要说明的是，加工度定义为{((轧制前的厚度－轧制后的厚度)/轧制前的厚度)×100％}。

另外，优选将温轧制结束时的材料温度(以下称作温轧制温度)调节到250～350℃的范围内，以形成通过固溶化而已固溶的ti在温轧制的作用下析出所必需的核。温轧制的开始温度低于固溶化温度也没有问题，重要的是控制温轧制结束时的材料温度。

基于轧制后的电导率为4.0％iacs以上，从而使得以400℃进行2小时的热处理后的轧制平行方向的热伸缩率为100ppm以下，并且，热处理后的弹簧极限值升高的观点，上述温轧制温度优选为250℃以上，更优选为280℃以上，还更优选为300℃以上。但是，基于析出的核不会过多地生成，cu-ti化合物不会过度析出，且电导率不会升高，并降低热处理后的弹簧极限值的观点，上述温轧制温度优选为350℃以下，更优选为330℃以下，还更优选为320℃以下。通过像这样使得的温轧制温度在合适的范围内，从而以400℃进行2小时的热处理后在轧制平行方向上的热伸缩率与在平行于轧制面且相对于轧制方向正交的轧制垂直方向上的热伸缩率之和为200ppm以上。

优选调节上述条件，以使得温轧制后的电导率在4.0～8.0％iacs的范围内。以下不意在特别地限制本发明，虽然在压制加工后通过对上述材料进行热处理使得cu－ti化合物析出，但是析出导致的钛铜的晶格常数变化可能会给热伸缩率造成影响。可认为，通过进行上述温轧制步骤可减少压制加工后的析出量，因此热伸缩量变小。

需要说明的是，本领域技术人员能够理解，在上述各步骤之间以及精轧制之后，为了除去表面的氧化皮膜能够适当地进行磨削、研磨、抛丸、酸洗以及脱脂等。

[3.压制加工品的制造方法]

压制品制造者通过对上述的制造方法制造的钛铜板进行压制加工以及时效处理，可得到所需的特性以及形状。例如依次实施压制加工以及时效处理。压制加工以及时效处理，可以在典型的条件下实施。为了使得该处理后的材料的弹簧极限值以及尺寸稳定性良好，时效处理的温度优选为300～440℃。另外，时效处理的处理时间优选为0.5～10小时。需要说明的是，压制加工品，具有上述的钛铜板。

实施例

以下，与比较例一起示出本发明的实施例，但是提供这些实施例是为了更好地理解本发明及其优点，不意在限定发明。

[钛铜板的制造]

在制造发明例1～15以及比较例1～9的钛铜板时，由于添加活性金属ti作为第2元素，因此使用真空熔融炉进行熔融制造。另外，为了防范本发明中规定的元素以外的杂质元素的混入导致产生预料外的副作用于未然，严格选择并使用纯度比较高的原料。

首先，在真空熔融炉中熔融电解铜，对应于发明例1～15以及比较例1～9以得到表1中记载的ti浓度的方式添加ti，取决于具体情况按照表1中记载的浓度进一步添加第3元素，余量为铜以及不可避免的杂质，对于具有如上组成的铸块以950℃加热3小时进行均质化退火后，以900～950℃进行热轧制，得到板厚10mm的热轧板。需要说明的是，表中所示的各成分的数字表示质量％。

接着，通过面铣进行除锈后，通过冷轧制形成厚度0.25mm的板。此后，以表1所记载的条件进行10分钟的固溶化处理后，进行水冷。更具体地，在固溶化处理中，将试料和热电偶放入调节为700～1000℃的电炉中，用热电偶测量材料温度，在材料温度达到700～1000℃的时刻从炉中取出试料，放入水槽(25℃)中或者保持为规定的温度的炉内进行冷却。除水冷以外的冷却速度(℃/sec)，根据从材料所达到的温度开始到材料的最终温度100℃为止的冷却时间来求出。之后，通过酸洗进行除锈后，作为最终轧制，进行温轧制(板厚0.15mm)，且该温压制调节为能够获得表1中记载的加工度以及结束时的材料温度，得到发明例1～15以及比较例1～9的各试验片。

对于如上进行了处理的各试验片，按照以下的条件进行特性评价。

[成分组成]

通过icp－质量分析法分析去应变退火后的材料的合金元素浓度。其结果是，实质上与添加的元素的组成比相同。

[抗拉强度]

以试验片的长度方向平行于轧制方向的方式，遵照jisz2241(2011)，使用拉伸试验机分别测量抗拉强度。

[电导率]

以试验片的长度方向平行于轧制方向的方式裁取试验片，遵照jish0505通过四端子法测量20℃下的电导率。

[弯曲加工性]

最终得到的各试验片的弯曲加工性，遵照jish3130(2012)，通过badway(弯曲轴与轧制方向为同一方向)的w弯曲试验，测量不产生破裂的最小半径(mbr)与板厚(t)之比mbr/t的值，由此进行评价。

[热伸缩率]

以试验片的长度方向与轧制方向平行的方式，从温轧制后的材料上裁取宽度20mm、长度210mm的短条形状的试验片。另外，以试验片的长度方向是与板厚正交的轧制垂直方向的方式，裁取其他的试验片。接着，如图1所示，隔着l0(＝200mm)的间隔刻印两点的打痕。之后，以400℃将轧制平行方向以及轧制垂直方向的试验片加热2小时，分别测量加热后的打痕间隔(l)。然后，求出通过(l－l0)/l0×10⁶的公式算出的值的绝对值，作为热伸缩率(ppm)。进一步，求出轧制平行方向上的热伸缩率与轧制垂直方向上的热伸缩率之和。

[弹簧极限值]

将温轧制后的材料以400℃加热2小时后，通过jish3130(2012)中规定的力矩式试验，以试验片的长度方向平行于轧制方向的方式夹持较长的短条状的试验片(试验片宽度10mm)的一段，根据基于材料板厚规定的产生永久挠曲量的弯曲力矩，测量表面最大应力，作为轧制垂直方向的弹簧极限值。

试验条件是，对于材料板厚t(mm)、从材料的固定端到负荷点为止的距离l(mm)、永久挠曲量δ(mm)，选用l²＝4000t，δ＝0.1，进行试验。

[尺寸稳定性]

关于热处理前的弯曲角度，在不发生弯曲破裂的范围内对温轧制后的材料进行w弯曲加工后，求出弯曲加工部的实际的弯曲变形角度θ。虽然在弯曲方向是goodway(弯曲轴与轧制方向正交的方向)且板厚(t)0.15mm的情况下，选用r/t＝3.3作为弯曲条件，但是只要是在不发生弯曲破裂的范围内，就能够采用任意的弯曲度r。进一步，作为热处理后的弯曲角度，将该试验片以400℃加热2小时后，与上述同样地进行弯曲，求出弯曲变形角度θ’。

根据以上，计算出热处理前后的弯曲角度变化「θ’－θ」的绝对值。在表1中，将该值小于0.5°记做「◎」，0.5°以上且小于1.0°记做「○」，1.0°以上记做「×」。需要说明的是，可判断「◎」为热处理后的尺寸稳定性优良，「○」为热处理后的尺寸稳定性良好，「×」为热处理后的尺寸稳定性差。

【表1】

[结果]

如上所述，在表1所示的各条件下制造各发明例以及各比较例的钛铜作为试验片，结果发现具有表1所示的特性。如此，钛铜板的发明例1～15，具有上述抗拉强度以及电导率，在以400℃进行2小时热处理后具有优良的弹簧特性以及尺寸稳定性。且可知，钛铜板的发明例1～15，可通过对上述组成的钛铜，按照上述各条件进行热轧制、中间轧制、固溶化处理，温热的精轧制来进行制造。

另外，在发明例1、3～7、10～14中，由于使得温轧制后的精加工度为35％以下，因此除了弹簧极限值以及热伸缩率以外，弯曲加工性也优良。

进一步，作为参考例示出了市售的cu－be合金(c1720－1/4h(日本碍子ngk制造))，与时效温度400℃(参考例1)以及cu－be合金的推荐时效温度315℃(参考例2)相比，钛铜板的发明例1、3～5、9、10具有与cu－be合金同等的弹簧极限值，并且热伸缩特性大幅度改善。

在比较例1中，由于ti浓度高，因此热加工性显著恶化工序难以进行。

在比较例2中，由于ti浓度低于2.0％，因此温轧制后的抗拉强度低，热处理后的弹簧极限值变差。

在比较例3中，由于固溶化温度高，因此最终轧制后的抗拉强度低，另外，由于热处理后的热伸缩率高，因此尺寸变化以及弹簧极限值变差。

在比较例4中，由于固溶化温度低，因此温轧制后的电导率高，弹簧极限值变差。

在比较例5中，由于固溶化时的冷却速度慢，因此温轧制后的电导率高，弹簧极限值变差。

在比较例6中，由于温热的温轧制加工度高，因此热处理后的热伸缩率升高，尺寸稳定性变差。

在比较例7中，由于温热的温轧制加工度低，因此抗拉强度低，热处理后的弹簧极限值变差。

在比较例8中，由于温轧制温度高，因此温轧制后的电导率高，热处理后的弹簧极限值变差。

在比较例9中，由于温轧制温度低，且温轧制后的电导率低，因此热处理后的热伸缩率高因此尺寸稳定性变差，另外，由于热处理时的析出的核少，因此弹簧极限值变差。