(57)【要約】【課題】強度、導電性及び曲げ加工性に優れるチタン銅。【解決手段】Ｔｉを１．５〜２．３ｍａｓｓ％含有し、残部Ｃｕ及び不可避的不純物からなる銅合金であり、０．２％耐力（ＹＳ）が７５０ＭＰａ以上、導電率（ＥＣ）が１７％ＩＡＣＳ以上、かつ圧延方向に直角方向にＪＩＳ  Ｈ３１３０に記載されたＷ曲げ試験を行なった際、割れの生じない最小曲げ半径（ＭＢＲ；ｍｍ）と板厚（ｔ；ｍｍ）との比（ＭＢＲ／ｔ）が０．２％耐力（ＹＳ；ＭＰa）との間にＭＢＲ／ｔ≦０．０４×ＹＳ−３０の関係を有することを特徴とする、強度、導電性及び曲げ加工性に優れるチタン銅。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｔｉを１．５〜２．３ｍａｓｓ％含有し、残部Ｃｕ及び不可避的不純物からなる銅合金であり、０．２％耐力（ＹＳ）が７５０ＭＰａ以上、導電率（ＥＣ）が１７％ＩＡＣＳ以上、かつ圧延方向に直角方向にＪＩＳ  Ｈ３１３０に記載されたＷ曲げ試験を行なった際、割れの生じない最小曲げ半径（ＭＢＲ；ｍｍ）と板厚（ｔ；ｍｍ）との比（ＭＢＲ／ｔ）が０．２％耐力（ＹＳ；ＭＰａ）との間にＭＢＲ／ｔ≦０．０４×ＹＳ−３０の関係を有することを特徴とする、強度、導電性及び曲げ加工性に優れるチタン銅。
【請求項２】
Ｔｉを１．５〜２．３ｍａｓｓ％含有し、残部Ｃｕ及び不可避的不純物からなる銅合金であり、圧延方向に直角な断面で観察されるＣｕ−Ｔｉ金属間化合物相の直径が２．０μｍ以下であり、かつ圧延方向に直角な断面で観察される直径が０．０２〜２．０μｍのＣｕ−Ｔｉ金属間化合物相の面積率（Ｓ；％）とＴｉ含有量（［Ｔｉ］；ｍａｓｓ％）が、８．１×［Ｔｉ］−１１．５≦Ｓ≦７．５の関係にあり、かつ圧延方向に直角な断面の平均結晶粒径（ＪＩＳ  Ｈ０５０１切断法により測定）が２〜１０μｍであることを特徴とする、請求項１に記載の強度、導電性及び曲げ加工性に優れるチタン銅。
【請求項３】
鋳塊の熱間圧延、冷間圧延、溶体化処理、冷間圧延、時効処理を順次行なうチタン銅の製造工程において、溶体化処理前の冷間圧延加工度を８９％以上、溶体化処理での加熱温度Ｔ（℃）の範囲を〔６５８０／｛７．３５−ｌｎ［Ｔｉ］｝〕−３３３≦Ｔ≦〔６５８０／｛７．３５−ｌｎ［Ｔｉ］｝〕−２７３、溶体化処理での平均冷却速度を３００℃／ｓ以上、時効処理前の冷間圧延加工度を１０〜７０％、時効処理での加熱温度を３５０〜４５０℃、加熱保持時間を５〜２０ｈ、時効処理での加熱温度からの平均冷却速度を１０〜５０℃／ｈとすることを特徴とする、請求項１又は２に記載のチタン銅の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、強度、導電性及び曲げ加工性に優れるチタン銅及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
電子機器の小型化、軽量化に伴ない、コネクタ等の電気・電子部品の小型化、軽量化（薄肉化、狭ピッチ化）が進んでいる。コネクタが、薄肉化、狭ピッチ化するとコンタクトの断面積は減少するため、断面積減少による接圧と導電性の低下を補う必要があり、コンタクトに用いられる金属材料には、より高い強度と導電性が要求される。また、部品が小型化することにより、使用される金属材料には過酷で厳しい曲げ加工が施されることになるため、金属材料は良好な曲げ加工性を有している必要がある。
【０００３】
高強度の銅合金として、近年、時効硬化型の銅合金の使用量が増加している。時効硬化型銅合金では、溶体化処理された過飽和固溶体を時効処理することにより、微細な析出物を合金中に均一に分散させ、合金の強度を高めている。
【０００４】
時効硬化型の銅合金の中でも、Ｔｉを含有する銅合金（以下「チタン銅」）は、高い機械的強度と優れた曲げ加工性を有するため、電子機器の各種端子、コネクタとして広く使用されている。現在、工業的に実用化されているチタン銅はＪＩＳ  Ｃ１９９０であり、この合金はＴｉを２．９〜３．５ｍａｓｓ％含有している。これは、特開平７−２５８８０３号公報（特許文献１）、特開２００２−３５６７２６号公報（特許文献２）等の実施例にも示されているように、Ｔｉを低くすると十分な強度が得られないためである。
【０００５】
チタン銅と同様の時効硬化型の高強度銅合金として、高ベリリウム銅（ＪＩＳ  Ｃ１７２０）がある。チタン銅は高ベリリウム銅と比較して、強度と曲げ加工性は同等であり、耐応力緩和特性に優れるため、例えばバーンインソケットのような耐熱性が要求される用途では、高ベリリウム銅よりもチタン銅が適している。一方、導電率を比較すると、チタン銅は１０〜１６％ＩＡＣＳであり、高ベリリウム銅の２０％ＩＡＣＳよりも劣るのが現状である。従って、導電性の必要な用途においては、高ベリリウム銅が用いられている。しかし、高ベリリウム銅には、ベリリウム化合物が毒性を有する、また製造工程が複雑でありコストが高いといった問題点があり、チタン銅に対する需要が一層高まっている。
【０００６】
銅中にＴｉが固溶すると導電率が低下するため、ＴｉをＣｕ−Ｔｉ金属間化合物相として析出させることにより、固溶Ｔｉ量を減少させ導電率を上昇させることができる。特願２００３−７８７５１号明細書（特許文献３）では、Ｔｉを２．５〜４．５ｍａｓｓ％含有するチタン銅について、Ｃｕ−Ｔｉ金属間化合物相の析出量を調整することで導電率を改善しているが、同明細書に開示されたチタン銅の曲げ加工性を調査した結果、曲げ加工性は著しく悪かった。曲げ加工性が悪化した原因として、多量に析出した粗大なＣｕ−Ｔｉ金属間化合物相が割れの起点となっていることが確認できた。特に、直径が２μｍを超えるＣｕ−Ｔｉ金属間化合物相が存在する場合、曲げ加工性は著しく悪かった。結晶粒径及び最終圧延加工度を適正化することでチタン銅の強度及び曲げ加工性を両立させることができる（例えば、特許文献２）。しかし、チタン銅の強度、曲げ加工性、導電率の全てをバランスよく改善する技術は未だ達成されていない。
【０００７】
【特許文献１】特開平７−２５８８０３号公報
【特許文献２】特開２００２−３５６７２６号公報
【特許文献３】特願２００３−７８７５１号明細書
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明の目的は、強度、導電性及び曲げ加工性に優れるチタン銅を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明者は、高強度で、曲げ加工性に優れ、高ベリリウム銅と同等の導電率を有するチタン銅を提供することを目的として鋭意研究した結果、Ｔｉ濃度、Ｃｕ−Ｔｉ金属間化合物相の大きさ及び面積率、平均結晶粒径を最適範囲に調整することにより、所望の強度、曲げ加工性および導電率を有するチタン銅を得ることができた。
【００１０】
前述の特許文献３で示されるチタン銅の曲げ加工性を悪化させている原因は、多量に析出した粗大なＣｕ−Ｔｉ金属間化合物相であった。本発明ではＴｉ濃度を低減することで、粗大なＣｕ−Ｔｉ金属間化合物相を減らし、さらに低Ｔｉ濃度において所望の強度、曲げ加工性が得られるように、組織及び製造条件を最適化した。
【００１１】
（１）本発明は、Ｔｉを１．５〜２．３ｍａｓｓ％含有し、残部Ｃｕ及び不可避的不純物からなる銅合金であり、０．２％耐力が７５０ＭＰａ以上、導電率が１７％ＩＡＣＳ以上、かつ圧延方向に直角方向にＪＩＳ  Ｈ３１３０に記載されたＷ曲げ試験を行なった際、割れの生じない最小曲げ半径（ＭＢＲ；ｍｍ）と板厚（ｔ；ｍｍ）との比（ＭＢＲ／ｔ）が０．２％耐力（ＹＳ；ＭＰａ）との間にＭＢＲ／ｔ≦０．０４×ＹＳ−３０の関係を有することを特徴とする、強度、導電性及び曲げ加工性に優れるチタン銅に関する。
【００１２】
（２）上記チタン銅は、Ｔｉを１．５〜２．３ｍａｓｓ％含有し、残部Ｃｕ及び不可避的不純物からなる銅合金であり、圧延方向に直角な断面で観察されるＣｕ−Ｔｉ金属間化合物相の直径が２．０μｍ以下であり、かつ圧延方向に直角な断面で観察される直径が０．０２〜２．０μｍのＣｕ−Ｔｉ金属間化合物相の面積率（Ｓ；％）とＴｉ含有量（［Ｔｉ］；ｍａｓｓ％）が、８．１×［Ｔｉ］−１１．５≦Ｓ≦７．５の関係にあり、かつ圧延方向に直角な断面の平均結晶粒径（ＪＩＳ  Ｈ０５０１切断法により測定）が２〜１０μｍであることを特徴とする。
【００１３】
（３）上記チタン銅は、鋳塊の熱間圧延、冷間圧延、溶体化処理、冷間圧延、時効処理を順次行なうチタン銅の製造工程において、溶体化処理前の冷間圧延加工度を８９％以上、溶体化処理での加熱温度Ｔ（℃）の範囲を〔６５８０／｛７．３５−ｌｎ［Ｔｉ］｝〕−３３３≦Ｔ≦〔６５８０／｛７．３５−ｌｎ［Ｔｉ］｝〕−２７３、溶体化処理での平均冷却速度を３００℃／ｓ以上、時効処理前の冷間圧延加工度を１０〜７０％、時効処理での加熱温度を３５０〜４５０℃、加熱保持時間を５〜２０ｈ、時効処理での加熱温度からの平均冷却速度を１０〜５０℃／ｈとすることで製造できる。
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、近年の電子機器の小型化、薄肉化に対応できる、強度、曲げ加工性及び導電性に優れたチタン銅合金を供給することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１５】
本発明について、以下詳細に説明する。
（１）導電率
導電率を高めると、材料を各種端子、コネクタとして使用する際に通電に伴なう発熱量が減少する。高ベリリウム銅と同レベルの低い発熱量を達成するには、１７％ＩＡＣＳ以上の導電率が必要である。より好ましい導電率は、２０％ＩＡＣＳ以上である。
【００１６】
（２）０．２％耐力
０．２％耐力が７５０ＭＰａ未満になると、材料をコネクタとして使用する際に、接点での接圧が低下するため、接触抵抗が増大し、導電率を１７％ＩＡＣＳ以上に調整しても、高ベリリウム銅と同レベルの低い接触抵抗が得られない。従って、０．２％耐力は７５０ＭＰａ以上とする。より好ましい０．２％耐力は、８００ＭＰａ以上である。
【００１７】
（３）曲げ加工性
材料を各種端子、コネクタとして使用する場合には、０．２％耐力と曲げ加工性のバランスが重要である。本発明者は、Ｔｉ濃度が１．５〜２．３ｍａｓｓ％で１７％ＩＡＣＳ以上の導電率を有するチタン銅について、近年の電子部品に要求される０．２％耐力と曲げ加工性の関係を定量的に解析した結果、コネクタ用素材への要求を満足するための一定の尺度を見出した。即ち、０．２％耐力（ＹＳ）と、材料を圧延方向と直角な方向にＷ曲げ（ＪＩＳ  Ｈ３１３０）したときに割れを生ずることなく曲げることが可能な最小曲げ半径と板厚の比（ＭＢＲ／ｔ）との間に、ＭＢＲ／ｔ≦０．０４×ＹＳ−３０の関係を満たすことができるチタン銅は、強度と曲げ加工性をバランスさせて近年の要求に応えることができる。
【００１８】
（４）Ｔｉ含有量
チタン銅を時効処理すると、スピノーダル分解を起こして母材中にチタン濃度の変調構造が生成し、これにより非常に高い強度が得られる。チタン含有量が１．５ｍａｓｓ％未満であると、７５０ＭＰａ以上の０．２％耐力を得ることが難しい。一方、チタン含有量が２．３ｍａｓｓ％を超えると、後述する１７％ＩＡＣＳ以上の導電率が得られる条件で製造した場合、直径が２μｍを超える粗大なＣｕ−Ｔｉ金属間化合物相が析出するため、材料の曲げ加工性が悪化する。従って、本発明のチタン銅のチタン含有量は１．５〜２．３ｍａｓｓ％、好ましくは１．６〜２．０ｍａｓｓ％である。なお、このＴｉ濃度範囲のチタン銅はこれまで実用化されていない。特許文献では報告されているが、強度、曲げ性及び導電率の全てをバランスよく改善したものはない。例えば、特開２００２−３５６７２６の第１実施例では、Ｔｉが１．７ｍａｓｓ％の合金が報告されており、この合金の導電率は２０．３％ＩＡＣＳと本発明の合金と同等であるものの、その０．２％耐力は７１０ＭＰａと低い。また、特開２００２−３５６７２６の第２実施例では、Ｔｉが１．５ｍａｓｓ％および２．３ｍａｓｓ％の合金が報告されているが、これらの０．２％耐力はそれぞれ７２０ＭＰａおよび１１８０ＭＰａ、導電率はそれぞれ２６．４％ＩＡＣＳおよび１０．２％ＩＡＣＳであり、強度と導電率を両立できていない。
【００１９】
（５）Ｃｕ−Ｔｉ金属間化合物相の直径
ＴｉをＣｕ−Ｔｉ金属間化合物相として析出させることにより、固溶Ｔｉ量を減少させ導電率を上昇させることができる。ただし、圧延方向に直角な断面で観察される１つのＣｕ−Ｔｉ金属間化合物相を含む最小の円の直径（Ｃｕ−Ｔｉ金属間化合物相の最大径）が２．０μｍを超えると、材料を曲げ加工した際に割れの起点となり、曲げ加工性は低下する。したがって、Ｃｕ−Ｔｉ金属間化合物相の直径は２μｍ以下とする。
【００２０】
（６）Ｃｕ−Ｔｉ金属間化合物相の面積率
チタン銅の導電率を上昇させるためには、Ｔｉを十分に析出させ固溶Ｔｉ量を極力減少させることが重要である。すなわち、Ｃｕ−Ｔｉ金属間化合物相の量を増やせば導電率は上昇する。また、微細なＣｕ−Ｔｉ金属間化合物相を析出させることで、材料の高強度化も図れる。本発明者は、Ｔｉを１．５〜２．３ｍａｓｓ％含有するチタン銅において、圧延方向に直角な断面で観察される直径が０．０２〜２．０μｍのＣｕ−Ｔｉ金属間化合物相の面積率をＳ（％）、Ｔｉ含有量を［Ｔｉ］（ｍａｓｓ％）としたときに、Ｓ≧８．１×［Ｔｉ］−１１．５なる関係を満たせば、１７％ＩＡＣＳ以上の導電率が得られることを見出した。一方、析出したＣｕ−Ｔｉ金属間化合物相の直径が２．０μｍ以下であっても、Ｓが７．５％を超えると材料の曲げ加工性は低下し、本発明で規定する０．２％耐力と曲げ加工性のバランスを保つことが困難になった。そこで、Ｃｕ−Ｔｉ金属間化合物相の面積率Ｓを、８．１×［Ｔｉ］−１１．５≦Ｓ≦７．５とする。さらに、Ｔｉ＝１．５〜２．０ｍａｓｓ％において、８．１×［Ｔｉ］−９．５≦Ｓ≦７．５の関係を満たすことができれば、本発明で規定する０．２％耐力と曲げ加工性の関係を満たしながら、２０％ＩＡＣＳ以上の導電率が得られることも知見した。
【００２１】
（７）平均結晶粒径
圧延方向に直角な断面の平均結晶粒径（ＪＩＳ  Ｈ０５０１切断法により測定）が１０μｍを超えると、結晶粒微細化による材料の高強度化が図れず、７５０ＭＰａ以上の０．２％耐力を得ることが困難となる。また、平均結晶粒径を２μｍ未満に調整すると、未再結晶部が残留する可能性があり、未再結晶部が残留すると曲げ加工性が劣化する。そこで、本発明のチタン銅の圧延方向に直角な断面の平均結晶粒径を、２〜１０μｍとする。
【００２２】
（８）製造方法
本発明者は、原料の溶解鋳造、鋳塊の熱間圧延、冷間圧延、溶体化処理、冷間圧延、時効処理と順次行われるチタン銅の製造工程において、溶体化処理前の冷間圧延、溶体化処理、溶体化処理後の冷間圧延、時効処理を、それぞれ適切な条件とすることで、本発明の特性を満足するチタン銅が得られることを見出した。以下に、各工程の製造条件について説明する。
【００２３】
溶体化処理前の冷間圧延加工度
材料が再結晶するとき、圧延で導入された歪が、再結晶粒の核となる。溶体化処理前の冷間圧延加工度が高いほど多量の歪が導入されるため、再結晶粒の生成が顕著になり、結晶粒の成長が抑制され、微細な結晶粒径が得られる。溶体化処理前の冷間圧延加工度を８９％以上とすることで、１０μｍ以下の平均結晶粒径を得ることができる。
【００２４】
溶体化処理
チタン銅の溶体化処理は、Ｃｕ中のＴｉの溶解度が、含有するＴｉの濃度と等しくなる温度以上で行われるのが一般的である。しかし、この温度範囲で溶体化処理を行うと、結晶粒径が１０μｍを超える。本発明者は、２〜１０μｍの結晶粒径を安定して得るための溶体化処理温度範囲を実験で求めた。すなわち、溶体化処理温度Ｔ（℃）が、Ｔ＞〔６５８０／｛７．３５−ｌｎ［Ｔｉ］｝〕−２７３（ここでｘはＴｉ含有量を表す）の条件では結晶粒径が１０μｍを超えてしまい、７５０ＭＰａ以上の０．２％耐力を得ることが難しくなる。また、溶体化処理温度Ｔが、Ｔ＜〔６５８０／｛７．３５−ｌｎ［Ｔｉ］｝〕−３３３の条件では、結晶粒径が２μｍ未満になり、材料の曲げ加工性が劣化する。溶体化処理温度Ｔを、〔６５８０／｛７．３５−ｌｎ［Ｔｉ］｝〕−３３３≦Ｔ≦〔６５８０／｛７．３５−ｌｎ［Ｔｉ］｝〕−２７３とすることで、２〜１０μｍの結晶粒径が得られる。さらに、溶体化処理での加熱温度から２５℃までの材料の平均冷却速度が３００℃／ｓ未満では、直径が２．０μｍを超えるＣｕ−Ｔｉ金属間化合物相が、材料冷却中に結晶粒界に析出するため、材料に曲げ応力を加えたときに、粒界で割れが生じやすくなる。そこで、溶体化処理での平均冷却速度は３００℃／ｓ以上とする。なお、このときの冷却方法は特に限定されないが、一般的には水冷されることが多い。
【００２５】
溶体化処理後の冷間圧延加工度
溶体化処理後の冷間圧延加工度が１０％未満では、加工硬化による高強度化が望めず、７５０ＭＰａ以上の０．２％耐力を得ることが難しいばかりでなく、圧延で導入される歪が少ないため、次工程の時効処理でＣｕ−Ｔｉ金属間化合物相の析出速度が遅く、１７％ＩＡＣＳ以上の導電率を得ることが難しい。また加工度が７０％を超えると、延性が低下することで著しく曲げ加工性が劣化するため、本発明で規定する０．２％耐力と曲げ加工性の関係を得ることが困難になる。そこで、溶体化処理後の冷間圧延加工度は１０〜７０％とする。より良好な０．２%耐力と曲げ加工性の関係を得るためには、溶体化処理後の冷間圧延加工度は４０〜６５％とすることが好ましい。
【００２６】
時効処理
時効処理において、本発明で規定するＣｕ−Ｔｉ金属間化合物相を析出させるには、例えば時効条件を以下のように調整する。
【００２７】
（１）加熱温度
加熱温度が３５０℃未満では、Ｃｕ−Ｔｉ金属間化合物相の析出が十分でなく、７５０ＭＰａ以上の０．２％耐力、１７％ＩＡＣＳ以上の導電率を得ることができない。また、加熱温度が４５０℃を超えると、Ｃｕ−Ｔｉ金属間化合物相が粗大化するため、強度及び曲げ加工性が低下する。そこで、加熱温度を３５０〜４５０℃とする。ここで加熱温度とは、材料を加熱する炉の温度とする。
【００２８】
（２）加熱温度での保持時間
加熱温度での保持時間が５ｈ未満では、Ｃｕ−Ｔｉ金属間化合物相の析出が十分でなく、１７％ＩＡＣＳ以上の導電率を得ることが難しい。加熱温度での保持時間が２０ｈを超えると、Ｃｕ−Ｔｉ金属間化合物相が粗大化するため強度及び曲げ加工性が低下する。そこで、加熱温度での保持時間を５〜２０ｈとする。ここで保持時間とは、材料の温度が炉の温度に達してから、冷却を開始するまでの時間とする。
【００２９】
（３）平均冷却速度
時効処理において、加熱温度から２００℃までの平均冷却速度が５０℃／ｈより速いと、１７%ＩＡＣＳ以上の導電率を得るのに十分なＣｕ−Ｔｉ金属間化合物相の析出は起こらない。また、平均冷却速度が１０℃／ｈ未満ではＣｕ−Ｔｉ金属間化合物相の析出が著しく、直径が０．０２〜２．０μｍのＣｕ−Ｔｉ金属間化合物相の面積率が７．５％を超えるため、曲げ加工性が劣化する。そこで、時効処理での加熱温度から２００℃までの平均冷却速度を１０〜５０℃／ｈとする。
【実施例】
【００３０】
電気銅を原料として、高周波真空溶解炉にて表１に示す各種組成のインゴット（幅６０ｍｍ×厚さ３０ｍｍ）を溶解鋳造した後、９００℃で８ｍｍまで熱間圧延した。その後、溶体化処理前の冷間圧延、溶体化処理、溶体化処理後の冷間圧延及び時効処理を表１に示す条件で行い、平均結晶粒径、Ｃｕ−Ｔｉ金属間化合物相の大きさ及び面積率を変化させた。なお、溶体化処理では、供試材の温度が表１の温度に達してから１分間保持した後、冷却した。この冷却では、冷却速度を変化させるために、冷却方法を空冷、Ａｒガスの吹き付け、水の吹き付け、水槽への浸漬で行い、さらにＡｒガスおよび水の吹き付け量を変化させた。供試材に熱電対を溶接し、供試材の温度が２５℃（室温）となるまでの平均冷却速度を測定した。時効処理では、炉の温度をコントロールすることにより、冷却速度を変化させ、供試材の温度が加熱温度から２００℃となるまでの平均冷却速度を測定した。
【００３１】
このようにして得られた各合金について、０．２％耐力、導電率、曲げ加工性（ＭＢＲ／ｔ）、圧延方向に直角な断面の平均結晶粒径及びＣｕ−Ｔｉ金属間化合物相の大きさ、面積率を評価した。
【００３２】
０．２％耐力については、引張り試験機を用いてＪＩＳ  Ｚ２２４１に準拠して測定した。導電率については、ＪＩＳ  Ｈ０５０５に準拠し、４端子法で測定した。曲げ加工性の評価については、試料の長手方向が圧延方向と直交する方向（Ｂａｄ  ｗａｙ）に幅１０ｍｍ、長さ５０ｍｍの短冊形試料を採取し、Ｗ曲げ試験（ＪＩＳ  Ｈ３１３０）を各種曲げ半径で行い、曲げ部凸面外観を日本伸銅協会技術標準ＪＢＭＡ  Ｔ３０７：１９９９による評価基準と比較し、割れの生じない最小曲げ半径（ｍｍ）と板厚（ｍｍ）の比（ＭＢＲ／ｔ）を求めた。
【００３３】
平均結晶粒径（μｍ）の測定においては、圧延方向に直角な断面をエッチング（水（１００ｍｌ）−ＦｅＣｌ3（５ｇ）−ＨＣｌ（１０ｍｌ））し、結晶粒を現出させ、走査型電子顕微鏡により観察し、切断法（ＪＩＳ  Ｈ０５０１）で結晶粒径を算出した。
【００３４】
合金中に析出しているＣｕ−Ｔｉ金属間化合物相の観察については、ＦＥ−ＳＥＭ（日本エフイー・アイ株式会社製、ＸＬ３０ＳＦＥＧ）を用いて行った。材料の圧延方向に直角な断面を＃１５０の耐水研磨紙で研磨した後、粒径４０ｎｍのコロイダルシリカを混濁した仕上げ用研磨剤で鏡面研磨し、得られた試料をカーボン蒸着し、１万倍の倍率で１００μｍ2の視野の反射電子像を、各合金につき視野を変えて５箇所観察した。その後、画像解析装置を用いて観察視野におけるＣｕ−Ｔｉ金属間化合物相を含む最小円の直径及び面積率を求めた。Ｃｕ−Ｔｉ金属間化合物相の大きさの評価では、直径が２．０μｍを超えるものが存在する合金については評価×とし、直径が２．０μｍを超えるものが存在しない合金については評価○とした。また、面積率の評価においては、測定対象とするＣｕ−Ｔｉ金属間化合物相は直径が０．０２〜２．０μｍのものとし、Ｃｕ−Ｔｉ金属間化合物相の合計面積を観察視野の総面積で割った値をＣｕ−Ｔｉ金属間化合物相の面積率とした。
【００３５】
表２に各合金の評価結果を示す。発明例１〜１０は、いずれも本発明で規定するＴｉ含有量、結晶粒径、Ｃｕ−Ｔｉ金属間化合物相の大きさ及び面積率を満足するため、１７％ＩＡＣＳ以上の導電率、７５０ＭＰａ以上の０．２％耐力を示し、また、０．２％耐力（ＹＳ）とＭＢＲ／ｔの関係も、本発明の範囲を満足している。特に、Ｔｉ含有量が１．５〜２．０ｍａｓｓ％の範囲にあり、Ｃｕ−Ｔｉ金属間化合物相の面積率Ｓが８．１×［Ｔｉ］−１１．５≦Ｓ≦７．５を満足する発明例２、４、７および１０は導電率が２０％ＩＡＣＳを超えている。また、Ｔｉ含有量が１．６〜２．０ｍａｓｓ％の範囲にあり、かつ溶体化処理後の圧延加工度が４０〜６５％の範囲にある発明例２および５は、他の実施例に比べ、０．２％耐力が同等の場合には良好な曲げ加工性（ＭＢＲ／ｔ）を示し、また曲げ加工性が同等の場合には高い０．２％耐力を示している。
【００３６】
一方、比較例１１はＴｉ濃度が低すぎるため、７５０ＭＰａ以上の０．２％耐力を得ることができない。
【００３７】
比較例１２はＴｉ濃度が高すぎるため、２．０μｍ以上の大きさの粗大なＣｕ−Ｔｉ金属間化合物相が析出し、また、Ｃｕ−Ｔｉ金属間化合物相の面積率が本発明の範囲を超えるため、本発明の曲げ加工性を得ることができない。
【００３８】
比較例１３は溶体化処理前の加工度が低いため、溶体化処理後の平均結晶粒径が１０μｍを超え、０．２％耐力が７５０ＭＰａに満たない。
【００３９】
比較例１４は溶体化処理温度が本発明の範囲よりも低く未再結晶部が残留し、さらにＣｕ−Ｔｉ金属間化合物相の大きさ、面積率とも本発明の範囲を超えるため、本発明で規定する曲げ加工性を得ることができない。
【００４０】
比較例１５は溶体化処理温度が本発明の範囲よりも高いため、平均結晶粒径が１０μｍを超え、１７％ＩＡＣＳ以上の導電率が得られる条件で時効処理した場合には７５０ＭＰａ以上の０．２％耐力を得ることができない。
【００４１】
比較例１６は溶体化後の平均冷却速度が遅く２．０μｍ以上の大きさの粗大なＣｕ−Ｔｉ金属間化合物相が析出したため、本発明で規定する曲げ加工性を得ることができない。
【００４２】
比較例１７は溶体化処理後の圧延加工度が低すぎるため、７５０ＭＰａ以上の０．２％耐力が得られておらず、また、時効でのＴｉの析出速度が遅くＣｕ−Ｔｉ金属間化合物相の面積率が本発明の範囲を下回るため、１７％ＩＡＣＳ以上の導電率が得られていない。
【００４３】
比較例１８は溶体化処理後の圧延加工度が高すぎるため、本発明で規定する曲げ加工性を得ることができない。
【００４４】
比較例１９は時効処理での加熱温度が低すぎるため、時効不足により７５０ＭＰａ以上の０．２％耐力が得られておらず、また、Ｃｕ−Ｔｉ金属間化合物相の面積率が本発明の範囲を下回るため、１７％ＩＡＣＳ以上の導電率が得られていない。
【００４５】
比較例２０は時効処理での加熱温度が高すぎるため、過時効によりＣｕ−Ｔｉ金属間化合物相の粗大化が起こり、本発明で規定する０．２％耐力と曲げ加工性の関係を満足していない。
【００４６】
比較例２１は時効処理での加熱保持時間が短く、Ｃｕ−Ｔｉ金属間化合物相の面積率が本発明の範囲を下回るため、１７％ＩＡＣＳ以上の導電率が得られていない。
【００４７】
比較例２２は時効処理での加熱保持時間が長すぎるため、過時効によりＣｕ−Ｔｉ金属間化合物相の粗大化が起こり、本発明で規定する０．２％耐力と曲げ加工性の関係を満足していない。
【００４８】
比較例２３は時効処理での平均冷却速度が速く、Ｃｕ−Ｔｉ金属間化合物相の面積率が本発明の範囲を下回るため、１７％ＩＡＣＳ以上の導電率が得られていない。
【００４９】
比較例２４は時効処理での平均冷却速度が遅く、Ｃｕ−Ｔｉ金属間化合物相の面積率が本発明の範囲を超えるため、本発明で規定する曲げ加工性を得ることができない。
【００５０】
【表１】
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【００５１】
【表２】
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