(57)【要約】【課題】強度、導電率及び曲げ加工性に優れたチタン銅板及びその製造方法を提供する。【解決手段】２．５〜４．０質量％のＴｉを含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物からなり、引張強さが９５０ＭＰａ以上で、０．２％耐力が引張り強さの０．９倍以上であり、曲げ軸が圧延方向と平行になるようにＷ曲げ試験を行ったとき、割れの発生しない最小曲げ半径（ＭＢＲ）と板厚（ｔ）との比（ＭＢＲ／ｔ）が１．０以下である高強度チタン銅板である。【選択図】図１
2011202218.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
２．５〜４．０質量％のＴｉを含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物からなり、引張強さが９５０ＭＰａ以上で、０．２％耐力が引張り強さの０．９倍以上であり、曲げ軸が圧延方向と平行になるようにＷ曲げ試験を行ったとき、割れの発生しない最小曲げ半径（ＭＢＲ）と板厚（ｔ）との比（ＭＢＲ／ｔ）が１．０以下である高強度チタン銅板。
【請求項２】
圧延方向及び厚み方向に平行な断面の金属組織を観察したとき、平均結晶粒径が３〜１５μmであり、結晶粒のアスペクト比が１．１〜２．０であり、
且つ圧延面の金属組織を観察したとき、直径が１μmを超える第二相粒子の面積率が０〜０．２％である請求項１記載の高強度チタン銅板。
【請求項３】
Ａｇ、Ｂ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｐ、Ｓｉ、Ｖ及びＺｒからなる群から選択される１種又は２種以上を合計で０〜０．５質量％含有する請求項１又は２記載の高強度チタン銅板。
【請求項４】
板厚が０．１５ｍｍ以下である請求項１〜３のいずれか記載の高強度チタン銅板。
【請求項５】
請求項１〜４のいずれか記載の高強度チタン銅板の製造方法であって、
２．５〜４．０質量％のＴｉを含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物からなる鋳塊を熱間圧延、冷間圧延、溶体化処理、時効処理、加工度８〜２５％での時効後冷間圧延の順で行う高強度チタン銅板の製造方法。
【請求項６】
前記溶体化処理を９２０〜１０５０℃で５〜５０秒間行い、前記時効処理を３８０〜４８０℃で３〜２０時間行う請求項５記載の高強度チタン銅板の製造方法。
【請求項７】
前記時効後冷間圧延の後に、２００〜７００℃で０．５〜１５時間、又は３００〜６００℃で１０〜１０００秒間の歪み取り焼鈍を行う請求項５又は６記載の高強度チタン銅板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明はチタン銅板及びその製造方法に関し、コネクタ、端子、リレ−、スイッチ等の導電性ばね材に好適に用いられるチタン銅板及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
電子機器の各種端子、コネクタ、リレー、スイッチなどの電気伝導性及びばね性が必要な材料として、製造コストを重視する場合には低廉な黄銅が用いられ、ばね性が重視される場合にはりん青銅が用いられ、ばね性及び耐食性が重視される場合には洋白が用いられてきた。しかしながら、近年、電子機器類及びその部品の軽量化、薄肉化および小型化に伴い、これらの材料では強度を十分に向上させることが難しいため、チタン銅などのいわゆる高級ばねの需要が増大している。
ＪＩＳ合金番号Ｃ１９９０に規定されるチタン銅は、溶体化処理の後に冷間圧延を行ない、次いで時効処理を行うことにより製造される。溶体化処理では、鋳造や熱間圧延の際に生成した粗大なＣｕ−Ｔｉ化合物をＣｕ母地に固溶させると同時にＣｕ母地を再結晶させ、再結晶粒の結晶粒径を調整する。時効処理においてはＣｕ３ＴｉまたはＣｕ４Ｔｉの微細粒子を析出させ、これらの微細粒子が引張り強さ、耐力、ばね限界値などの強度特性の向上に寄与する。
【０００３】
そして、電子機器類及びその部品の軽量化などがさらに進み、材料の高強度化の要求は一層厳しくなっているため、チタン銅の製造プロセスの改良が進められている。例えば、チタン銅の溶体化処理、冷間圧延、時効処理後にさらに冷間圧延することで、高引張強度及び高耐力を有すると共に曲げ加工性を向上させる技術が報告されている（特許文献１）。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開２００４―９１８７１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
しかしながら、本発明者らが検討した結果、特許文献１に記載されたチタン銅の場合、強度は高いものの、曲げ性の改善が十分とはいえないことが判明した。
このように、強度及び曲げ加工性を共に改善させ、小型コネクタに適したチタン銅は未だ開発されていない。
すなわち、本発明は上記の課題を解決するためになされたものであり、強度及び曲げ加工性に優れた高強度チタン銅板及びその製造方法の提供を目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
本発明者らは種々検討した結果、溶体化処理後に時効、冷間圧延を順次行って強度を向上するとともに、粗大な第二相粒子を減少させることで、優れた強度及び曲げ加工性が得られることを見出した。
すなわち本発明は、本発明の高強度チタン銅板は、２．５〜４．０質量％のＴｉを含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物からなり、引張強さが９５０ＭＰａ以上で、０．２％耐力が引張り強さの０．９倍以上であり、曲げ軸が圧延方向と平行になるようにＷ曲げ試験を行ったとき、割れの発生しない最小曲げ半径（ＭＢＲ）と板厚（ｔ）との比（ＭＢＲ／ｔ）が１．０以下である。
【０００７】
圧延方向及び厚み方向に平行な断面の金属組織を観察したとき、平均結晶粒径が３〜１５μmであり、結晶粒のアスペクト比が１．１〜２．０であり、且つ圧延面の金属組織を観察したとき、直径が１μmを超える第二相粒子の面積率が０〜０．２％であることが好ましい。
Ａｇ、Ｂ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｐ、Ｓｉ、Ｖ及びＺｒからなる群から選択される１種又は２種以上を合計で０〜０．５質量％含有することが好ましい。
板厚が０．１５ｍｍ以下であることが好ましい。
【０００８】
本発明の高強度チタン銅板の製造方法は、前記高強度チタン銅板の製造方法であって、２．５〜４．０質量％のＴｉを含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物からなる鋳塊を熱間圧延、冷間圧延、溶体化処理、時効処理、加工度８〜２５％での時効後冷間圧延の順で行う。
【０００９】
前記溶体化処理を９２０〜１０５０℃で５〜５０秒間行い、前記時効処理を３８０〜４８０℃で３〜２０時間行うことが好ましい。
前記時効後冷間圧延の後に、２００〜７００℃で０．５〜１５時間、又は３００〜６００℃で１０〜１０００秒間の歪み取り焼鈍を行うことが好ましい。
【発明の効果】
【００１０】
本発明によれば、強度及び曲げ加工性に優れた高強度チタン銅板が得られる。
【図面の簡単な説明】
【００１１】
【図１】圧延方向及び厚み方向に平行な断面を示す模式図である。
【図２】本発明の高強度チタン銅板の圧延面を電解研磨した後の金属組織の２次電子像を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１２】
以下、本発明の実施形態に係る高強度チタン銅板及びその製造方法について説明する。なお、本発明において％とは、特に断らない限り、質量％を示すものとする。
【００１３】
コネクタなどの電子部品では、曲げの弾性変形を銅合金条に与えることで、電気接点における接圧を得ている。曲げにより銅合金内部に生じる応力が、銅合金の耐力を超えると、銅合金に塑性変形（へたり）が生じ、接圧が低下する。従って、材料の耐力が高いほど、より高い接圧、すなわちばね性が得られる。一方、材料の引張り強さが高くなるほど、曲げ加工性が低下する。したがって、同じ引張り強さで、より高い耐力（引張り強さの０．９倍以上）を達成することが必要となる。なお、コネクタに要求される材料のバネ強度は、引張り強さよりも耐力の高さによって向上する。
【００１４】
このようなことから、本発明者らは、チタン銅板の結晶粒の大きさ、形態、及び第二相粒子（Ｃｕ−Ｔｉ系化合物）の状態と、強度及び曲げ加工性との関係を鋭意調査した。その結果、溶体化処理後に時効、冷間圧延を順次行って強度を向上するとともに、粗大な第二相粒子を減少させることで、高い強度及び曲げ加工性が得られることを見出した。
具体的には、以下の組成及びその他の規定により、本発明の高強度チタン銅板は、引張強さが９５０ＭＰａ以上で、０．２％耐力が引張り強さの０．９倍以上であり、曲げ軸が圧延方向と平行になるようにＷ曲げ試験を行ったとき、割れの発生しない最小曲げ半径（ＭＢＲ）と板厚（ｔ）との比（ＭＢＲ／ｔ）が１．０以下であるという特性を有する。これにより、例えば小型電子部品に要求されるばね性および曲げ加工性を向上させることができる。
好ましくは、引張り強さが１０００ＭＰａ以上で、（ＭＢＲ／ｔ）が０．５以下であり、さらに好ましくは（ＭＢＲ／ｔ）が０．２以下である。
【００１５】
次に、本発明の高強度チタン銅板の組成及びその他の規定について説明する。
（１）組成
Ｔｉ濃度を２．５〜４．０質量％とする。チタン銅は、溶体化処理によりＣｕマトリックス中へＴｉを固溶させ、時効処理により微細な析出物を合金中に分散させることにより、強度及び導電率を向上させる。
Ｔｉ濃度が２．５質量％未満になると、析出物の析出が不充分となり９５０ＭＰａ以上の引張り強さが得られない。一方、Ｔｉ濃度が４．０質量％を超えると、曲げ加工性が劣化し、（ＭＢＲ／ｔ）が１．０を超える。
Ｔｉ濃度を２．９〜３．４質量％とすると、引張強さ９５０ＭＰａ以上で、（ＭＢＲ／ｔ）が１．０以下の特性が安定して得られるので好ましい。
【００１６】
更にＡｇ、Ｂ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｐ、Ｓｉ、Ｖ及びＺｒからなる群から選択される１種又は２種以上を合計で０〜０．５質量％含有させることにより、引張強さを更に向上させることができる。これら元素の合計含有量が０、つまり、これらの元素を含まなくてもよい。一方、これら元素の合計含有量が０．５質量％を超えると、曲げ加工性が劣化し、（ＭＢＲ／ｔ）が１．０を超える場合がある。
より好ましくは、上記元素の１種又は２種以上を合計で０．０５〜０．４質量％含有させる。
【００１７】
（２）板厚
本発明の高強度チタン銅板の板厚が０．１５ｍｍ以下であることが好ましい。本発明の高強度チタン銅板は厚みが薄くなるほど曲げ性が向上し、（ＭＢＲ／ｔ）の値が小さくなる傾向があり、厚みが０．１５ｍｍ以下になると、（ＭＢＲ／ｔ）を１．０以下に達成しやすくなるためである。より好ましい板厚は０．０５〜０．１２ｍｍである。
【００１８】
（３）結晶粒及び組織
上記した特性を達成するため、圧延方向及び厚み方向に平行な断面の金属組織を観察したとき、平均結晶粒径が３〜１５μmであり、結晶粒のアスペクト比が１．１〜２．０であり、且つ圧延面の金属組織を観察したとき、直径が１μmを超える第二相粒子の面積率が０〜０．２％であることが好ましい。
【００１９】
ここで、図１に示すように、圧延方向Ｒ及び厚み方向Ｔに平行な断面は符合Ｓで表される。又、平均結晶粒径は以下のようにして定める。まず、断面Ｓの組織写真において、厚み方向Ｔに直線を任意に３本引き、直線によって切断される結晶粒の個数を求め、直線の長さを結晶粒の個数で割った値をａとする。同様に、圧延方向Ｌに直線を任意に３本引き、直線によって切断される結晶粒の個数を求め、直線の長さを結晶粒の個数で割った値をｂとする。そして、（ａ＋ｂ）／２の値を平均結晶粒径とする。また、ｂ／ａの値を結晶粒のアスペクト比とする。
【００２０】
又、第二相粒子は、圧延面を電解研磨した後の金属組織の２次電子像を観察したとき、マトリクスと異なる色調（つまり、マトリックスと異なる組成）の部分をいう。この部分は、電解研磨で溶解せずに残存した部分であり、Ｃｕ３ＴｉやＣｕ４Ｔｉ等のＣｕ−Ｔｉ系の第二相粒子を表し、この部分が直径１μm以上のものは曲げ加工性を劣化させる。
直径が１μm以上の第二相粒子の面積率は、上記２次電子像を画像解析し、マトリックスと異なる色調領域のそれぞれについてその領域を含む最小円の直径を求め、それを第二相粒子の直径とする。そして直径１μm以上の第二相粒子の合計面積を観察視野の総面積で割った値を面積率とする。
図２は、本発明例２の高強度チタン銅板の圧延面を電解研磨した後の金属組織の実際の２次電子像の例である。
【００２１】
平均結晶粒径が３μm未満であるものは、溶体化処理が不十分であるため、局所的に未再結晶粒が残存したり、粗大な第二相粒子が残存したりするため、曲げ加工性が劣化し、（ＭＢＲ／ｔ）が１．０を超える場合がある。平均結晶粒径が１５μmを超えると、強度に寄与する粒界が減少し、引張り強さが９５０ＭＰａ未満となる場合がある。９５０ＭＰａ以上の引張り強さ、及び（ＭＢＲ／ｔ）≦０．５が安定して得られるため、結晶粒径を３〜１２μmとするとより好ましい。
【００２２】
又、結晶粒のアスペクト比は材料の加工度を表し、アスペクト比が高いほど、加工度も高い。従って、結晶粒のアスペクト比が１．１未満であると、引張り強さが９５０ＭＰａ未満となる場合がある。一方、結晶粒のアスペクト比が２．０を超えると、加工が過度になって曲げ加工性が劣化し、（ＭＢＲ／ｔ）が１．０を超える場合がある。９５０ＭＰａ以上の引張り強さ、及び（ＭＢＲ／ｔ）≦１．０が安定して得られるため、結晶粒のアスペクト比を１．２〜１．６とするとより好ましい。
【００２３】
又、直径が１μmを超える第二相粒子の面積率が０．２％を超えると、粗大な第二相粒子が組織中に存在するため、曲げ加工性が劣化し、（ＭＢＲ／ｔ）が１．０を超える場合がある。
（ＭＢＲ／ｔ）≦１．０が安定して得られるため、直径が１μmを超える第二相粒子の面積率が０．１６％以下であるとより好ましい。
【００２４】
次に、本発明の高強度チタン銅板の製造方法について説明する。
本発明の高強度チタン銅板の製造方法は、２．５〜４．０質量％のＴｉを含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物からなる鋳塊を熱間圧延、冷間圧延、溶体化処理、時効処理、加工度８〜２５％での時効後冷間圧延の順で行う。
なお、本発明では、溶体化処理と時効処理の間で冷間圧延を行わない。この冷間圧延を行うと、引張り強さはわずかに増加するものの、曲げ加工性が劣化するためである。
【００２５】
鋳塊は、上記組成の材料を溶解及び鋳造し、例えば厚み１００〜３００ｍｍのインゴットとして製造することができる。チタンの酸化損耗を防止するため、溶解及び鋳造を真空中又は不活性ガス雰囲気中で行うことが好ましい。次に、鋳塊を例えば８５０〜１０００℃で３〜２４時間程度加熱し、３〜３０ｍｍの厚みまで熱間圧延を行うことができる。
【００２６】
溶体化処理は連続焼鈍炉を用いて行うことが好ましい。溶体化処理を９２０〜１０５０℃で５〜５０秒間行うと、上記した平均結晶粒径を３〜１５μmに調整することができる。ここで、溶体化処理後に時効後冷間圧延をしても平均結晶粒径はほぼ変わらないので、溶体化処理直後の平均結晶粒径が３〜１５μmになるよう溶体化処理条件を調整すればよい。なお、時効後冷間圧延をすると、溶体化処理直後に比べて結晶粒のアスペクト比は変化する。
溶体化処理温度が９２０℃未満または溶体化処理時間が５秒未満の場合、溶体化処理が不十分であり、部分的に未再結晶粒が残存するため、平均結晶粒径を３μm以上に調整することが困難になり、また直径が１μmを超える第二相粒子の面積率を０．２％以下に調整することが困難になる傾向にある。その結果、得られた高強度チタン銅板の曲げ加工性が劣化し、（ＭＢＲ／ｔ）が１．０を超える場合がある。一方、溶体化処理温度が１０５０℃を超え、または溶体化処理時間が５０秒を超える場合、溶体化処理が過度になって結晶が成長し過ぎ、平均結晶粒径を１５μm以下に調整することが困難になる傾向にある。
溶体化処理に先立ち、複数回の予備の溶体化処理を行っても良い。予備の溶体化処理の条件は、特に限定されない。複数回の予備の溶体化処理を行う場合、各溶体化処理の間に冷間圧延を行うとよい。
【００２７】
時効処理はバッチ焼鈍炉を用いて行うことが好ましい。時効処理を３８０〜４８０℃で３〜２０時間行うことが好ましい。時効処理温度が３８０℃未満または時効処理が３時間未満の場合、時効不足により充分な析出物（強度向上に寄与するＣｕ３ＴｉまたはＣｕ４Ｔｉの微細粒子）が生成せず、９５０ＭＰａ以上の引張り強さを達成することが困難になる傾向にある。一方、時効処理温度が４８０℃を超え、または時効処理が２０時間を超える場合、過時効により析出物が粗大化し、引張り強さが９５０ＭＰａ未満となるとともに、（ＭＢＲ／ｔ）が１．０を超える場合がある。
【００２８】
時効後冷間圧延の加工度は８〜２５％とする。加工度が８％未満であると、引張り強さが９５０ＭＰａ未満となるとともに、０．２％耐力が引張り強さの０．９倍以上に達しない。一方、加工度が２５％を超えると、曲げ加工性が劣り、（ＭＢＲ／ｔ）が１．０を超える。
９５０ＭＰａ以上の引張り強さ、及び（ＭＢＲ／ｔ）≦１．０が安定して得られ、０．２％耐力が引張り強さの０．９倍以上に安定して達するため、加工度を１０〜２０％とするとより好ましい。
【００２９】
ばね限界値の改善を図るため、時効後冷間圧延の後に歪取り焼鈍を行っても良い。歪取り焼鈍はバッチ焼鈍炉又は連続焼鈍炉を用いて行うことができる。バッチ焼鈍炉では、２００〜７００℃の加熱炉中に材料を０．５〜１５時間保持する。バッチ焼鈍炉の温度が２００℃未満または保持時間が０．５時間未満の場合、ばね限界値を十分に改善することが難しい。バッチ焼鈍炉の温度が７００℃を超え、又は保持時間が１５時間を超える場合、引張り強さが低下する。
一方、連続焼鈍炉では、３００〜６００℃の加熱炉中に材料を１０〜１０００秒間保持する。連続焼鈍炉の温度が３００℃未満または保持時間が１０秒未満の場合、ばね限界値を十分に改善することが難しい。連続焼鈍炉の温度が６００℃を超え、又は保持時間が１０００秒を超える場合、引張り強さが低下する。
【００３０】
なお、上記各工程の間に適宜、表面の酸化スケール除去のための研削、研磨、ショットブラスト酸洗等の工程を行なうこともできる。
【実施例】
【００３１】
以下に本発明の実施例を比較例と共に示すが、これらの実施例は本発明及びその利点をよりよく理解するために提供するものであり、発明が限定されることを意図するものではない。
真空溶解炉にて電気銅を溶解し、表１、表２に示す割合でＴｉおよびその他の元素（表１、表２の副成分）を添加した。この溶湯を鋳造し、厚み１５０ｍｍ、幅６００ｍｍ、長さ６０００ｍｍの直方体のインゴットを得た。このインゴットを９５０℃で３時間加熱し、熱間圧延により厚み１０ｍｍの熱延板とした。面削によるスケール除去後、中間冷間圧延、溶体化処理、時効および時効後冷間圧延の順で加工し、表１、表２に示す厚みの板試料を得た。
一部の試料では、時効後冷間圧延の後に、バッチ焼鈍炉で３００℃、３時間、又は連続焼鈍炉で５００℃、１０秒間の歪取り焼鈍を施した。
時効後冷間圧延の後（歪取り焼鈍を行ったものでは歪取り焼鈍後）の試料につき、以下の特性評価を行った。
【００３２】
（引張り強さ、０．２％耐力）
引張方向が圧延方向と平行になるように、プレス機を用いてＪＩＳ１３Ｂ号試験片を作製した。ＪＩＳ−Ｚ２２４１に従ってこの試験片の引張試験を行ない、圧延平行方向の引張り強さおよび０．２％耐力を測定した。
（曲げ加工性）
ＪＩＳ−Ｈ３１３０に従って、Ｂａｄｗａｙ（曲げ軸が圧延方向と同一方向）のＷ曲げ試験を行い、割れの発生しない最小半径（ＭＢＲ）と板厚（ｔ）との比である（ＭＢＲ／ｔ）値を測定した。試料の幅は１０ｍｍとした。
【００３３】
（ばね限界値）
ＪＩＳ−Ｈ３１３０に規定されているモーメント式試験により圧延方向と平行な方向のばね限界値を測定した。
（平均結晶粒径およびアスペクト比）
試料の圧延方向と平行な断面（図１のＳ）を機械研磨により鏡面に仕上げた後、水（１００ｍＬ）−ＦｅＣｌ３（５ｇ）−ＨＣｌ（１０ｍＬ）水溶液を用いたエッチングにより結晶粒界を現出させ、光学顕微鏡を用い組織写真を撮影した。組織写真上において、厚み方向Ｔに直線を任意に３本引き、直線によって切断される結晶粒の個数を求め、直線の長さを結晶粒の個数で割った値をａとしｔ。同様に、圧延方向Ｌに直線を任意に３本引き、直線によって切断される結晶粒の個数を求め、直線の長さを結晶粒の個数で割った値をｂとした。そして、（ａ＋ｂ）／２の値を平均結晶粒径とする。また、ｂ／ａの値を結晶粒のアスペクト比とした。
【００３４】
（第二相粒子）
試料の圧延面を電解研磨（電解液：水（２５０ｍＬ）＋りん酸（１２５ｍＬ）＋尿素（２．５ｇ）＋エタノール（１２５ｍＬ）＋プロパノール（２５ｍＬ）、１２Ａ、１分間）した後、電界放出型走査電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ；日本ＦＥＩ社製の型番ＸＬ３０ＳＦＥＧ）を用いて、７５０倍の倍率で０．０１７ｍｍ２の視野の２次電子像を視野を変えて１２箇所観察した。その後、画像解析装置を使用して、観察視野の濃淡の明度をしきい値６０で二値化後、マトリックスと色調の異なる領域のそれぞれについてその領域を含む最小円の直径を求め、それを第二相粒子の直径とした。そして直径１μm以上の第二相粒子の合計面積を、観察視野の総面積で割った値を面積率とした。
【００３５】
得られた結果を表１〜表４に示す。
【００３６】
【表１】
2011202218.tif 000003
【００３７】
【表２】
2011202218.tif 000004
【００３８】
【表３】
2011202218.tif 000005
【００３９】
【表４】
2011202218.tif 000006
【００４０】
表１〜表４から明らかなように、発明例１〜２６の場合、引張強さが９５０ＭＰａ以上で、０．２％耐力が引張り強さの０．９倍以上、（ＭＢＲ／ｔ）が１．０以下となり、強度と曲げ加工性にともに優れた。
特に発明例２〜７、１２、１４、２０、２４〜２６は引張強さが１０００ＭＰａ以上、０．２％耐力が引張り強さの０．９倍以上、（ＭＢＲ／ｔ）が０．５以下となり、強度と曲げ加工性にともに優れた。
【００４１】
Ｔｉ濃度が２．５％未満である比較例１の場合、引張強さが９５０ＭＰａ未満になった。一方、Ｔｉ濃度が４．０％を超えた比較例２の場合、曲げ加工性が低下し、（ＭＢＲ／ｔ）が１．０を超えた。
板厚が０．１５ｍｍ超である比較例３の場合、曲げ加工性が低下し、（ＭＢＲ／ｔ）が１．０を超えた。
【００４２】
時効後冷間圧延の加工度が８％未満である比較例４の場合、結晶粒のアスペクト比が１．１未満となり、引張強さが９５０ＭＰａ未満に低下し、０．２％耐力が引張り強さの０．９倍未満となった。一方、時効後冷間圧延の加工度が２５％を超えた比較例５の場合、アスペクト比が２．０を超え、曲げ加工性が低下し、（ＭＢＲ／ｔ）が１．０を超えた。
【００４３】
溶体化処理温度が９２０℃未満である比較例６の場合、結晶粒径が３μm未満で、直径１μmを超える第二相粒子の面積率が０．２％を超え、曲げ加工性が低下し、（ＭＢＲ／ｔ）が１．０を超えた。一方、溶体化処理時間が５０秒を超えた比較例７の場合、結晶粒径が１５μmを超え、引張強さが９５０ＭＰａ未満に低下した。
板厚が０．１５ｍｍを超えたと共に、溶体化処理温度が９２０℃未満で、時効後冷間圧延の加工度が２５％を超えた比較例８の場合、直径１μmを超える第二相粒子の面積率が０．２％を超え、アスペクト比が２．０を超えた。そのため曲げ加工性が低下し、（ＭＢＲ／ｔ）が１．０を超えた。
【００４４】
時効処理温度が３８０℃未満である比較例９の場合、引張強さが９５０ＭＰａ未満に低下した。一方、時効処理温度が４８０℃を超えた比較例１０の場合、引張強さが９５０ＭＰａ未満に低下したと共に、曲げ加工性が低下し、（ＭＢＲ／ｔ）が１．０を超えた。
【００４５】
時効後冷間圧延に加え、溶体化処理と時効処理との間に加工度２０％の時効前冷間圧延を行った比較例１１の場合、曲げ加工性が低下し、（ＭＢＲ／ｔ）が１．０を超えた。なお、比較例１１は時効前冷間圧延を行ったこと以外は発明例２と同一の条件で製造されたものであり、引張強さがわずかに（２０ＭＰａ）増加したが、曲げ加工性の低下を招いたことがわかる。
【００４６】
時効後冷間圧延に加え、溶体化処理と時効処理との間に加工度１１．２％の時効前冷間圧延を行った比較例１２の場合も、曲げ加工性が低下し、（ＭＢＲ／ｔ）が１．０を超えた。なお、比較例１２は時効前冷間圧延を行ったこと以外は発明例１１と同一の条件で製造されたものであり、引張強さがわずかに（１１ＭＰａ）増加したが、曲げ加工性の低下を招いたことがわかる。
また、比較例１２の総加工度（｛（溶体化処理時の板厚）―（最終板厚）｝／（溶体化処理時の板厚×１００））は２０％であり、総加工度が同一の発明例１２と比較しても曲げ加工性が劣化したことがわかる。
なお、比較例１１及び１２は、時効前冷間圧延を行ったために時効処理時に析出物の粗大化を促進し、直径１μmを超える第二相粒子の面積率が０．２％を超え、曲げ加工性が劣化したと考えられる。
【図１】
2011202218.tif 000007
【図２】
2011202218.tif 000008
【手続補正書】
【提出日】平成22年8月10日(2010.8.10)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
２．５〜４．０質量％のＴｉを含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物からなり、引張強さが９５０ＭＰａ以上で、０．２％耐力が引張り強さの０．９倍以上であり、曲げ軸が圧延方向と平行になるようにＷ曲げ試験を行ったとき、割れの発生しない最小曲げ半径（ＭＢＲ）と板厚（ｔ）との比（ＭＢＲ／ｔ）が１．０未満であり、
圧延方向及び厚み方向に平行な断面の金属組織を観察したとき、結晶粒のアスペクト比が１．２〜１．６であり、
且つ圧延面の金属組織を観察したとき、直径が１μmを超える第二相粒子の面積率が０〜０．１６％である高強度チタン銅板。
【請求項２】
圧延方向及び厚み方向に平行な断面の金属組織を観察したとき、平均結晶粒径が３〜１５μmである請求項１記載の高強度チタン銅板。
【請求項３】
Ａｇ、Ｂ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｐ、Ｓｉ、Ｖ及びＺｒからなる群から選択される１種又は２種以上を合計で０〜０．５質量％含有する請求項１又は２記載の高強度チタン銅板。
【請求項４】
板厚が０．１５ｍｍ以下である請求項１〜３のいずれか記載の高強度チタン銅板。
【請求項５】
請求項１〜４のいずれか記載の高強度チタン銅板の製造方法であって、
２．５〜４．０質量％のＴｉを含有し、必要に応じてＡｇ、Ｂ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｐ、Ｓｉ、Ｖ及びＺｒからなる群から選択される１種又は２種以上を合計で０〜０．５質量％含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物からなる鋳塊を熱間圧延、冷間圧延、溶体化処理、時効処理、加工度８〜２５％での時効後冷間圧延の順で行い、
前記溶体化処理を９２０〜１０５０℃で５〜５０秒間行い、前記時効処理を３８０〜４８０℃で３〜２０時間行う高強度チタン銅板の製造方法。
【請求項６】
前記時効後冷間圧延の後に、２００〜７００℃で０．５〜１５時間、又は３００〜６００℃で１０〜１０００秒間の歪み取り焼鈍を行う請求項５記載の高強度チタン銅板の製造方法。
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０００６
【補正方法】変更
【補正の内容】
【０００６】
本発明者らは種々検討した結果、溶体化処理後に時効、冷間圧延を順次行って強度を向上するとともに、粗大な第二相粒子を減少させることで、優れた強度及び曲げ加工性が得られることを見出した。
すなわち本発明は、本発明の高強度チタン銅板は、２．５〜４．０質量％のＴｉを含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物からなり、引張強さが９５０ＭＰａ以上で、０．２％耐力が引張り強さの０．９倍以上であり、曲げ軸が圧延方向と平行になるようにＷ曲げ試験を行ったとき、割れの発生しない最小曲げ半径（ＭＢＲ）と板厚（ｔ）との比（ＭＢＲ／ｔ）が１．０未満であり、圧延方向及び厚み方向に平行な断面の金属組織を観察したとき、結晶粒のアスペクト比が１．２〜１．６であり、且つ圧延面の金属組織を観察したとき、直径が１μmを超える第二相粒子の面積率が０〜０．１６％である。
【手続補正３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０００７
【補正方法】変更
【補正の内容】
【０００７】
圧延方向及び厚み方向に平行な断面の金属組織を観察したとき、平均結晶粒径が３〜１５μmであることが好ましい。
Ａｇ、Ｂ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｐ、Ｓｉ、Ｖ及びＺｒからなる群から選択される１種又は２種以上を合計で０〜０．５質量％含有することが好ましい。
板厚が０．１５ｍｍ以下であることが好ましい。
【手続補正４】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０００８
【補正方法】変更
【補正の内容】
【０００８】
本発明の高強度チタン銅板の製造方法は、前記高強度チタン銅板の製造方法であって、２．５〜４．０質量％のＴｉを含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物からなる鋳塊を熱間圧延、冷間圧延、溶体化処理、時効処理、加工度８〜２５％での時効後冷間圧延の順で行い、前記溶体化処理を９２０〜１０５０℃で５〜５０秒間行い、前記時効処理を３８０〜４８０℃で３〜２０時間行う。
【手続補正５】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０００９
【補正方法】変更
【補正の内容】
【０００９】
前記時効後冷間圧延の後に、２００〜７００℃で０．５〜１５時間、又は３００〜６００℃で１０〜１０００秒間の歪み取り焼鈍を行うことが好ましい。
【手続補正書】
【提出日】平成23年2月28日(2011.2.28)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】請求項１
【補正方法】変更
【補正の内容】
【請求項１】
２．５〜４．０質量％のＴｉを含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物からなり、引張強さが９５０ＭＰａ以上で、０．２％耐力が引張り強さの０．９倍以上であり、曲げ軸が圧延方向と平行になるようにＷ曲げ試験を行ったとき、割れの発生しない最小曲げ半径（ＭＢＲ）と板厚（ｔ）との比（ＭＢＲ／ｔ）が０．５以下であり、
圧延方向及び厚み方向に平行な断面の金属組織を観察したとき、結晶粒のアスペクト比が１．２〜１．６であり、
且つ圧延面の金属組織を観察したとき、直径が１μmを超える第二相粒子の面積率が０〜０．１６％である高強度チタン銅板。
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０００６
【補正方法】変更
【補正の内容】
【０００６】
本発明者らは種々検討した結果、溶体化処理後に時効、冷間圧延を順次行って強度を向上するとともに、粗大な第二相粒子を減少させることで、優れた強度及び曲げ加工性が得られることを見出した。
すなわち本発明は、本発明の高強度チタン銅板は、２．５〜４．０質量％のＴｉを含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物からなり、引張強さが９５０ＭＰａ以上で、０．２％耐力が引張り強さの０．９倍以上であり、曲げ軸が圧延方向と平行になるようにＷ曲げ試験を行ったとき、割れの発生しない最小曲げ半径（ＭＢＲ）と板厚（ｔ）との比（ＭＢＲ／ｔ）が０．５以下であり、圧延方向及び厚み方向に平行な断面の金属組織を観察したとき、結晶粒のアスペクト比が１．２〜１．６であり、且つ圧延面の金属組織を観察したとき、直径が１μmを超える第二相粒子の面積率が０〜０．１６％である。
【手続補正３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００３６
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００３６】
【表１】
2011202218.tif 000009
【手続補正４】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００３８
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００３８】
【表３】
2011202218.tif 000010
【手続補正５】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００４０
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００４０】
表１〜表４から明らかなように、発明例１〜２６（参考例を除く）の場合、引張強さが９５０ＭＰａ以上で、０．２％耐力が引張り強さの０．９倍以上、（ＭＢＲ／ｔ）が１．０以下となり、強度と曲げ加工性にともに優れた。
特に発明例２〜７、１２、１４、２０、２４〜２６（参考例を除く）は引張強さが１０００ＭＰａ以上、０．２％耐力が引張り強さの０．９倍以上、（ＭＢＲ／ｔ）が０．５以下となり、強度と曲げ加工性にともに優れた。