散热元件用铜合金板、散热元件及散热元件的制造方法与流程

本发明涉及接合多个元件而制造蒸汽腔(平板状热导管)等的散热元件时所用的散热元件用铜合金板。特别是涉及在包括扩散接合和硬钎焊等、加热到650℃以上的温度的过程时所用的散热元件用铜合金板。

背景技术：

台式pc、笔记本型pc、平板电脑终端、智能手机所代表的移动电话等所搭载的cpu的工作速度的高速化和高密度集成化急速进展，来自这些cpu的单位面积的发热量进一步增大。若cpu的温度上升至一定以上的温度，则成为误操作，热失控等的原因，因此，从cpu等的半导体装置有效地散热成为切实的问题。

作为吸收半导体装置的热，并使之放散到大气中的散热元件，可使用热沉。由于热沉要求有高导热性，所以作为原材，使用导热率大的铜、铝等。在台式pc中采用的是，将cpu的热传递给设置于热沉的散热片等，以设置在台式pc框体内的小型风扇进行排热的方法。

但是，在没有风扇的设置空间的笔记本型pc、平板电脑终端等之中，作为在有限的面积下拥有更高的热传输能力的散热元件，能够使用蒸汽腔(平板状热导管)。热导管通过封入到内部的制冷剂的蒸发(从cpu吸热)和冷凝(放出吸收的热)循环进行，而发挥着比热沉更高的散热性能。另外，还提出将热导管与热沉或风扇这样的散热元件加以组合，从而解决半导体装置的散热问题。

蒸汽腔使管状热导管的散热性能进一步提高(参照专利文献1～4)。作为蒸汽腔，提出有为了有效地进行制冷剂的冷凝和蒸发，与管状热导管同样，提出对内表面进行表面粗糙化加工、开槽加工、粉末烧结而形成微细孔等。

另外，作为蒸汽腔，提出由外部构件(框体)，和收容固定在外部构件的内部的内部构件构成。为了促进制冷剂的冷凝、蒸发、输送，在外部构件的内部，配置有一个或多个内部构件，并被加工出各种形状的翅片、突起、孔洞、狭缝等。这种形式的蒸汽腔，通过如下方式制造，即，将内部构件配置到外部构件的内部之后，由扩散接合、硬钎焊等的方法，使外部构件之间和外部构件与内部构件一体化接合。蒸汽腔在内部装入制冷剂之后，由硬钎焊等的方法进行密封。

电子元件的发热进一步变大，超出蒸汽腔的排热能力时，可使用与蒸汽腔具有同样的内部构造，从外部连续供给制冷剂的这种类型的散热元件(不需要使内部处于低压)。此类型的散热元件的框体所用的构件，以及框体的制造方法与蒸汽腔相同(参照专利文献5)。

作为蒸汽腔的原材，由导热率、耐腐蚀性、加工性和蚀刻性优异的无氧铜(ofc)构成，例如多用板厚0.3～1.0mm左右的软质材(状态代号o)～硬质材(状态代号h)的板材(含条)。若说明使用ofc板材的蒸汽腔的制作工序的一例，则如下。

首先，在从ofc板材上截取下的矩形的板构件的单侧面，通过蚀刻加工或使用了模具的冲压加工，形成多个凹槽、凹凸等的图案。其次，使形成有所述图案的这面处于内侧，将两片板构件上下重叠，以此状态进行扩散接合(参照图1b)。扩散接合以如下方式进行，在高于10^－2气压的真空气氛下，对接合部位施加2～6mpa左右的应力(加压力)，以此状态升温至800～900℃的高温，在到达指定温度后，同温度下保持10～120分钟左右。还有，在上下的板构件之间嵌入有喷管(细径管)，也接合该喷管。

扩散接合后，在真空或减压气氛下，通过所述喷管在蒸汽腔的内部注入工作流体(水等)，接着密封所述喷管。

通过硬钎焊制作蒸汽腔时，在上下重叠的板构件之间，夹隔接合部的形状的银铜钎料、磷铜钎料等的薄板或箔，在此状态连续地插入加热炉进行加热，进行硬钎焊接合。硬钎焊的气氛为10^－1气压左右的真空气氛、还原气氛、或不活泼气体气氛，加热温度为650～900℃。另外，在硬钎焊加热工序中，以不会因振动等使接合部发生偏移的方式，对接合部位施加2～5mpa左右的应力(加压力)，以此状态进行加热和硬钎焊。

【先行技术文献】

【专利文献】

【专利文献1】日本特开2004－238672号公报

【专利文献2】日本特开2007－315745号公报

【专利文献3】日本特开2014－134347号公报

【专利文献4】日本特开2015－121355号公报

【专利文献5】国际公开第2014/171276号

扩散接合或硬钎焊的加压力，一般来说，可选择扩散接合或硬钎焊的保持温度下不超过材料的0.2％屈服强度(在拉伸试验中永久延伸率达到0.2％时的抗拉强度)的范围内尽量大的值。该加压力越大，越能够缩短所述保持温度的保持时间，另外，越能够提高接合部的可靠性(没有泄漏发生，无未接合处等)。还有，在扩散接合或硬钎焊中，附加超过0.2％屈服强度的加压力时，能够进一步提高接合部的可靠性，进一步缩短保持时间，但加压部会发生塑性变形，不能维持预期的形状(设计形状)。

在蒸汽腔的扩散接合或硬钎焊中，即使原材是ofc板材时，加压力也在保持温度下的不超过ofc板材的0.2％屈服强度的范围内决定，设0.2％屈服强度为σ0.2时，加压力通常为(0.5～0.8)×σ0.2的范围。

以700～900℃保持30分钟后，在此温度下测量的ofc板的0.2％屈服强度小，700℃下为8mpa，800℃下为6mpa，900℃下为5mpa。

对于板厚为0.45mm、平面形状为60mm×60mm的ofc板的单侧面，保留周围的框架部而蚀刻至一定的深度，制作模拟蒸汽腔的框体的板构件1(参照图1a)。该板构件1中，框架部2的宽度为7mm，经蚀刻的薄壁部3的壁厚为0.2mm。接着，使两个板构件1,1，如图1b所示这样，将蚀刻的面朝向内侧而重叠，加热至850℃，对框架部施加3mpa的加压力(0.2％屈服强度的50％以上)而保持30分钟，进行扩散接合。

扩散接合后的板构件1,1中，在薄壁部3的中央部附近观察到轻微的凹陷和鼓起。这样的变形发生的原因，推测是由于在扩散接合中，板构件1被加热至高于再结晶温度的高温，材料的杨氏模量和屈服强度(屈服应力)一起显著降低，因此，由于作用于薄壁部3的中央部附近的重力导致在该薄壁部3上发生蠕变变形。另外认为，由于扩散接合时的加压力，导致框架部2向横向变形，由此，在框架部2的内侧(上下的薄壁部3)发生向内的应力，但该应力也只是推测为所述变形(凹陷和鼓起)发生的原因之一。

在这种变形发生的蒸汽腔中，腔室的内部空间的形状和容积发生变化，蒸发和冷凝的制冷剂的流向(流路)和流量发生变化，将不能发挥预期的热性能。另外，蒸汽腔与发热部(cpu等)之间形成间隙，传热性能降低。

此外，ofc板由于加热至600℃以上的温度而发生二次再结晶，晶粒粗大化。例如若加热到800℃，则即使加热时间短，平均晶粒直径也会粗大化至100μm～数100μm左右。在粗大化的晶粒的晶界，气体、杂质元素、夹杂物的密度变高，因此，晶界比晶内变脆。

在使用板厚0.3～0.5mm的ofc板制作的蒸汽腔中，蚀刻和冲压加工过的部分的板厚变薄至0.1～0.3mm左右。平均晶粒直径粗大化至100μm～数100μm左右时，在这样的薄壁部，晶粒在壁厚方向只存在1个～3个左右。在蒸汽腔中，因为使用中制冷剂反复蒸发和冷凝，所以这时的压力变化会导致拉伸和压缩应力反复作用于薄壁部。若平均晶粒直径粗大，则容易发生在晶界传播的裂纹，有贯通薄壁部的裂纹发生的情况。若是那样，则腔室内部的制冷剂通过晶界泄漏，不能作为蒸汽腔使用。另外，若平均晶粒直径粗大化，则铜合金板(蒸汽腔)的表面粗糙度变大，与发热部(cpu等)的间隙变大，从发热部向蒸汽腔的传热性能降低。

以上说明的扩散接合的问题点(薄壁部的变形、晶粒的粗大化等)，在由硬钎焊制造蒸汽腔时也会发生。

作为蒸汽腔的原材，如果使用高温下的强度大的材料，则认为能够增大扩散接合或硬钎焊时的加压力而缩短保持时间，使接合部的可靠性提高，此外还能够防止扩散接合或硬钎焊时的板构件1的变形。另外，如果使用可抑制高温下的晶粒粗大化的材料，则认为即使在板构件1的薄壁部，也能够使晶粒在壁厚方向大量存在，防止蒸汽腔的制冷剂的泄漏，能够防止传热性能的降低。另外，使用这样的材料时，即使在制造过程的一部分中包含高温加热的过程的其他的散热元件中，认为也能够得到同样的效果。

技术实现要素：

因此，本发明的实施方式，其主要目的在于，作为蒸汽腔等的散热元件的原材，提供一种高温下的强度(0.2％屈服强度值)大的材料(铜合金板)。另外，本发明的实施方式，其另一目的在于，作为蒸汽腔等的散热元件的原材，提供一种可抑制高温下的晶粒粗大化的材料(铜合金板)。

本发明的实施方式的散热元件用铜合金板，其特征在于，被用于如下情况，即作为制造散热元件的过程的一部分，包含加热至650℃以上的过程和时效处理的情况，含有fe、ni、co中的一种或两种以上的磷化物发生析出，具有100mpa以上的0.2％屈服强度和优异的弯曲加工性，在850℃下测量的0.2％屈服强度为10mpa以上，且以850℃加热30分钟后水冷，接着以500℃进行2小时的时效处理之后的0.2％屈服强度为100mpa以上，导电率为50％iacs以上。该铜合金板中，优选以850℃加热30分钟后的平均晶粒直径为100μm以下。还有，本发明的实施方式所说的板包含条。

该铜合金板中，例如，含有fe、co、ni中的一种或两种以上和p：0.01～0.2质量％，fe、co、ni的合计含量[fe+co+ni]为0.2～2.3质量％，余量由cu和不可避免的杂质构成。该铜合金中，根据需要，还含有mg、al、si、cr、ti、zr、zn、sn、mn中的一种或两种以上，合计为0.01～0.3质量％。

另外，本发明的实施方式的另一散热元件用铜合金板，其特征在于，含有ni、co中的一种或两种的硅化物发生析出，具有200mpa以上的0.2％屈服强度和优异的弯曲加工性，在850℃下测量的0.2％屈服强度为10mpa以上，且以850℃加热30分钟后水冷，接着以500℃进行小2时的时效处理之后的0.2％屈服强度为300mpa以上，导电率为50％iacs以上。优选该铜合金板以850℃加热30分钟后的平均晶粒直径为100μm以下。

该铜合金板中，例如，含ni和co中的一种或两种与si，ni和co的合计含量[ni+co]为1.6～3.5质量％，ni和co的合计含量[ni+co]与si含量[si]的比[ni+co]/[si]为3.5～5.5，余量由cu和不可避免的杂质构成。该铜合金中，根据需要还含有mg、al、cr、ti、zr、zn、sn、mn中的一种或两种以上，合计为0.01～0.3质量％。

本发明的实施方式的散热元件用铜合金板，由含磷化物或硅化物的析出硬化型铜合金构成，与现有的ofc相比，高温下的强度高。因此，能够增大扩散接合时的加压力而缩短保持时间，使接合部的可靠性提高，且能够防止扩散接合时的板构件(例如蒸汽腔的框体元件)的变形。

另外，抑制高温下的晶粒的粗大化时，即使在板构件(例如蒸汽腔的框体)的薄壁部，也能够使晶粒在壁厚方向大量存在，防止制冷剂从内部的泄漏。

另外，本发明的实施方式的散热元件用铜合金板是时效硬化型，通过高温加热后时效处理，强度和导电率提高。因此，在加热到650℃以上的过程(扩散接合、硬钎焊、激光焊接等)之后，进行时效处理，能够得到高强度、散热性能的优异的散热元件。

附图说明

图1a是说明蒸汽腔的扩散接合的、形成有图案的板构件的立体图。

图1b是说明蒸汽腔的扩散接合的、为了接合而使两张板构件(蒸汽腔的框体元件)重叠后的状态的剖面图。

图2是表示以850℃进行的拉伸试验中所用的试验片的形状和尺寸的图。

具体实施方式

以下，对于本发明的实施方式的散热元件用铜合金板，更详细地加以说明。

[合金组成]

作为适用于蒸汽腔的框体等的散热元件的析出硬化型铜合金，可列举本身公知的cu－(fe,co,ni)－p系合金，和cu－(ni，co)－si系合金。

(cu－(fe,co,ni)－p系合金)

该系的铜合金，含有fe、ni、co的一种或两种以上和p，并且fe、ni、co和p形成化合物(磷化物)。

该铜合金中，优选fe、co、ni的合计含量[fe+co+ni]为0.2～2.3质量％，p含量为0.01～0.2质量％，余量由cu和不可避免的杂质构成。

该铜合金中，根据需要还含有mg、al、si、cr、ti、zr、zn、sn、mn中的一种或两种以上，合计为0.01～0.3质量％。

fe、co和ni与p形成化合物(磷化物)，使时效处理后的铜合金板的强度和导电率提高，并且具有抑制高温加热时的晶粒粗大化的作用。没有形成磷化物的fe、co以单体析出，具有与上述磷化物同样的作用，另一方面，没有形成磷化物的ni在cu中固溶，使铜合金板的强度提高。但是，[fe+co+ni]低于0.2质量％时，850℃下的0.2％屈服强度低于10mpa。另一方面，若[fe+co+ni]高于2.3质量％，则导电率降低，另外，在合金的熔融铸造工序中粗大的化合物晶化，弯曲加工性、锻压加工性和耐腐蚀性降低。因此，[fe+co+ni]优选在0.2～2.3质量％的范围内。还有，在此铜合金中，ni的含量低于0.1质量％时，上述效果不充分，另一方面，若高于1质量％，则上述效果饱和。因此，含ni时，ni含量为0.1～1.0质量％的范围内。[fe+co+ni]的优选的下限值为0.25％，优选的上限值为2.1％，另外ni的优选的下限值为0.15％，优选的上限值为0.9％。

上述铜合金中，含fe、co、ni之中的fe和co的一种或两种，fe与co的合计含量[fe+co]优选为0.2～2.3质量％。这种情况下，能够根据需要含有0.1～1.0质量％的ni。根据这一组成，能够将850℃×加热30分钟后的平均晶粒直径抑制在100μm以下。

p具有的作用是，借助脱氧作用而减少铜合金中所含的氧量，防止在含氢的还原气氛中加热散热元件时的氢脆性。为了防止氢脆化所需要的にp含量为0.01质量％以上。另外，固溶的p使铜合金的导电率降低，但通过加热到析出温度而与fe、co、ni形成磷化物，由此，铜合金的强度、耐热性和导电率提高。但是，若p的含量高于0.2质量％，则固溶的p的量增加，导电率降低。因此，p的含量为0.01～0.2质量％。主要通过上述磷化物的析出而追求强度、耐热性和导电率的提高时，[fe+co+ni]与p含量[p]的比[fe+co+ni]/[p]优选为2～5左右。p的优选的下限值为0.013％，优选的上限值为0.17％，[fe+co+ni]/[p]的更优选的下限值为2.3，更优选的上限值为4.5。

mg、al、si、cr、ti、zr、zn、sn、mn，具有使铜合金的强度和耐热性提高的作用，因此可根据需要添加其一种或两种以上。但是，这些元素中的一种或两种以上的合计含量低于0.005质量％时，其效果小，另一方面，若高于0.3质量％，则导电率降低。因此，这些元素中的一种或两种以上的合计含量为0.005～0.3质量％的范围内。这些元素的一种或两种以上的合计含量，优选下限值为0.01，更优选下限值为0.02质量％，优选上限值为0.25质量％。

其中si、al、mn、ti即使少量使之含有，也会使铜合金的导电率降低，因此优选各元素均使上限值为0.1质量％。cr、zr对于铜的固溶量少，即使在比较高的温度区域也会析出，因此，是加热到高温时的晶粒粗大化抑制效果大的元素。因此，想要使铜合金板的晶粒微细化时，含有cr和zr中的一种或两种，合计0.03质量％以上即可，优选使之含有0.06质量％以上。使cr和zr含有一种或两种合计为0.03质量％以上时，即使[fe+co]低于0.2质量％(其中，[fe+co+ni]为0.2质量％以上)，也能够将850℃×加热30分钟后的平均晶粒直径抑制在100μm以下。另一方面，cr和zr使导电率降低，因此这些元素中的一种或两种的合计含量优选为0.2质量％以下。

除了强度和抗应力弛豫特性提高的效果以外，sn、mg还具有使抗应力弛豫特性提高的效果。若散热元件的温度或使用环境为80℃或在此以上，则发生蠕变变形，与cpu等的热源的接触面积变小，散热性降低，但使抗应力弛豫特性提高，能够抑制这一现象。为了得到该效果，优选sn含量为0.01质量％以上，mg含量为0.005质量％以上。另一方面，从防止铜合金板的导电率降低的观点出发，优选sn含量为0.2质量％以下，优选mg含量为0.2质量％以下。

zn改善焊料的耐热剥離性和镀sn的耐热剥离性。蒸汽腔软钎焊于作为发热部的电子元件上，另外，为了改善耐腐蚀性，有对于蒸汽腔进行镀sn的情况。这种情况下，作为蒸汽腔的框体的原材，适宜使用含有zn的铜合金板。zn即使少量的添加，也具有改善上述耐热剥离性的效果，但含有zn高于0.3质量％，其效果也是饱和，因此优选zn的含量为0.3％以下。zn含量的下限值更优选为0.005质量％，进一步优选为0.01质量％。

(cu－(ni，co)－si系合金)

该系的铜合金，含有ni、co中的一种或两种与si，并且ni、co与si形成化合物(硅化物)。

该铜合金中，优选ni和co的合计含量[ni+co]为1.6～3.5质量％，ni和co的合计含量[ni+co]与si含量[si]的比[ni+co]/[si]为3.5～5.5，余量由cu和不可避免的杂质构成。

该铜合金中，根据需要还含有mg、al、cr、ti、zr、zn、sn、mn中的一种或两种以上，合计为0.01～0.3质量％。

ni和co与si形成化合物(硅化物)，使时效处理后的铜合金的强度和导电率提高，且具有抑制高温加热时的晶粒的粗大化的作用。但是，[ni+co]低于1.6质量％时，850℃下的0.2％屈服强度低于10mpa，另外，抑制晶粒粗大化的作用小。另一方面，若[ni+co]高于3.5质量％，则导电率降低，粗大的化合物晶化或析出，热加工性降低。因此，[ni+co]为1.6～3.5质量％的范围内。

另外，[ni+co]/[si]低于3.5时，过剩的si固溶，若高于5.5，则过剩的ni或co固溶，导电率降低。因此，[ni+co]/[si]为3.5～5.5的范围内。

为了将850℃×加热30分钟后的平均晶粒直径抑制在100μm以下，优选使[ni+co]为2.4质量％以上。

mg、al、cr、ti、zr、zn、sn、mn，因为具有提高铜合金的强度的作用，所以可根据需要添加其一种或两种以上。但是，这些元素中的一种或两种以上的合计含量低于0.005质量％，其效果小，另一方面，若高于0.3质量％，则导电率降低。因此，这些元素中的一种或两种以上的合计含量为0.005～0.3质量％的范围内。这些元素中的一种或两种以上的合计含量，优选的下限值为0.01质量％，更优选的下限值为0.02质量％，优选的上限值为0.25质量％。

其中al、mn、ti即使少量含有，也会使铜合金的导电率降低，因此优选分别使上限值为0.1质量％。cr、zr是加热到高温时的晶粒粗大化抑制效果大的元素，想使晶粒微细化时，含有cr和zr中的一种或两种的合计0.03％以上即可，优选为0.06质量％以上。含有cr和zr中的一种或两种合计为0.03％以上时，即使[ni+co]低于2.4质量％(1.6质量％以上)，也能够将850℃×加热30分钟后的平均晶粒直径抑制在100μm以下。但是，cr和zr使导电率降低，因此这些元素中的一种或两种的合计的含量优选为0.2质量％以下。

除了强度和抗应力弛豫特性提高的效果以外，sn、mg还具有使抗应力弛豫特性提高的效果。若散热元件的温度或使用环境为80℃或在此以上，则发生蠕变变形，与cpu等的热源的接触面积变小，散热性降低，但使抗应力弛豫特性提高，能够抑制这一现象。为了得到该效果，优选sn含量为0.01质量％以上，mg含量为0.005质量％以上。另一方面，从防止铜合金板的导电率降低的观点出发，优选sn含量为0.2质量％以下，优选mg含量为0.2质量％以下。

zn改善焊料的耐热剥離性和镀sn的耐热剥离性。蒸汽腔软钎焊于作为发热部的电子元件上，另外，为了改善耐腐蚀性，有对于蒸汽腔进行镀sn的情况。这种情况下，作为蒸汽腔的框体的原材，适宜使用含有zn的铜合金板。zn即使少量的添加，也具有改善上述耐热剥离性的效果，但含有zn高于0.3质量％，其效果也是饱和，因此优选zn的含量为0.3％以下。zn含量的下限值更优选为0.005质量％，进一步优选为0.01质量％。

[铜合金板的制造方法]

本发明的实施方式的铜合金板，能够在对于铸块进行均热处理后，以如下等工序制造：(1)热轧－冷轧－退火；(2)热轧－冷轧－退火－冷轧；(3)热轧－冷轧－退火－冷轧－低温退火。在上述(1)～(3)中，冷轧－退火的工序也可以进行多次。

所述退火中，包括软化退火、再结晶退火或析出退火(时效处理)。软化退火或再结晶退火的情况下，从600～950℃的范围选定加热温度，从5秒～1小时的范围选定加热时间即可。软化退火或再结晶退火兼任固溶处理时，进行以650～950℃加热5秒～3分钟的连续退火即可。析出退火的情况下，以350～600℃左右的温度范围保持0.5～10小时的条件进行即可。软化退火或再结晶退火兼任固溶处理时，能够在后续工序中进行析出退火。

最终冷轧符合作为目标的0.2％屈服强度和弯曲加工性，从加工率5～80％的范围选定即可。

低温退火中，因为铜合金板的延展性的恢复，所以不会使铜合金板再结晶而使之软化，连续退火的情况下，其设定方式是在300～650℃的气氛中保持1秒～5分钟左右。另外，箱式退火的情况下，以在250℃～400℃保持5分钟～1小时左右的方式决定铜合金板的实体温度即可。

cu－(fe,co,ni)－p系合金的情况下，通过以上的制造方法，能够制造0.2％屈服强度为100mpa以上，具有优异的弯曲加工性的铜合金板。该铜合金板在850℃下测量的(在850℃保持30分钟后测量)0.2％屈服强度为10mpa以上，以850℃加热30分钟后水冷，接着进行以500℃加热2小时的时效处理，具有100mpa以上的0.2％屈服强度，50％iacs以上的导电率。

cu－(ni,co)－si系合金的情况下，通过以上的制造方法，能够制造0.2％屈服强度为200mpa以上，具有优异的弯曲加工性的铜合金板。该铜合金板在850℃下测量(在850℃保持30分钟后测量)的0.2％屈服强度为10mpa以上，以850℃加热30分钟后水冷，接着进行以500℃加热2小时的时效处理时，具有300mpa以上的0.2％屈服强度，50％iacs以上的导电率。

在所述弯曲加工中，要求在弯曲部不发生裂纹。此外，弯曲线及其邻域，优选不发生表面粗糙。即使是同一材质的铜合金板，弯曲造成的裂纹和表面粗糙的易发生程度，也会依存于弯曲半径r与板厚t的比率r/t。使用铜合金板制造蒸汽腔等的散热元件时，作为铜合金板的弯曲加工性，通常要求在轧制平行方向、直角方向进行r/t≤2的弯曲时均不会发生裂纹。作为铜合金板的弯曲加工性，优选在r/t≤1.5的弯曲中不发生裂纹，更优选在r/t≤1.0的弯曲中不会发生裂纹。铜合金板的弯曲加工性，一般以板宽10mm的试验片进行试验(参照后述的实施例的弯曲加工性试验)。对于铜合金板材进行弯曲加工时，弯曲宽度越大，裂纹越容易发生，因此，如果弯曲宽度特别大，以板宽10mm的试验片进行试验时，优选在r/t＝1.0的弯曲中不发生裂纹，此外优选在r/t＝0.5的弯曲中不发生裂纹。另外，为了在弯曲线及其邻域不发生表面粗糙，优选在铜合金板的表面沿板宽方向测量的平均晶粒直径(切断法)为20μm以下，更优选为15μm以下。

制造蒸汽腔等的散热元件时，铜合金板被高温加热至650℃以上的温度之前，通过冲压成形、冲孔加工、切削，蚀刻、弯曲加工等被加工成指定形状，经过高温加热(脱气，接合(硬钎焊、扩散接合、焊接(tig、mig、激光等)，用于烧结等的加热)，被加工成散热元件。本发明的实施方式的铜合金板，由于具有上述特性，在所述加工时的搬送和处理中不容易发生变形，且在实施所述加工上不会发生故障。另外，在高温(850℃)下测量的0.2％屈服强度为10mpa以上，能够增大扩散接合时或硬钎焊时的加压力而缩短保持时间，使接合部的可靠性提高，此外能够防止扩散接合时或硬钎焊时的铜合金板的变形。此外，在加热到650℃以上的过程之后，通过进行时效处理，能够得到具有高0.2％屈服强度和导电率的散热元件。

使用本发明的实施方式的铜合金板制造的散热元件，在加热到650℃以上的上述过程之后，根据需要，以提高耐腐蚀性和软钎焊性为主要目的，至少在外表面的一部分形成sn被覆层。在sn被覆层中包括经电镀、无电解镀形成的，或者在这些镀敷后，再加热至sn的熔点以下或熔点以上而形成的。sn被覆层中，包含sn金属和sn合金，作为sn合金，除了sn以外，作为合金元素，可列举bi、ag、cu、ni、in、zn之中一种以上，合计含有5质量％以下。

在sn被覆层之下，能够形成ni、co、fe等的衬底镀层。这些衬底镀层具有防止来自母材的cu和合金元素的扩散的作为屏障的功能，和防止因增大散热元件的表面硬度而造成刮伤的功能。在所述衬底镀层之上也能够镀cu，再镀sn之后，进行加热至sn的熔点以下或熔点以上的热处理而形成cu－sn合金层，从而成为衬底镀层、cu－sn合金层和sn被覆层这三层结构。cu－sn合金层，具有防止来自母材的cu和合金元素的扩散的作为屏障的功能，和防止因增大散热元件的表面硬度造成刮伤的功能。

另外，使用本发明的实施方式的铜合金板制造的散热元件，在加热到650℃以上的上述过程之后，根据需要，至少在外表面的一部分上形成ni被覆层。ni被覆层具有防止来自母材的cu和合金元素扩散的作为屏障的功能，防止因增大散热元件的表面硬度造成刮伤，和使耐腐蚀性提高的功能。

本发明的实施方式的铜合金板，优选对于铸块进行均热处理，热轧后，以冷轧、伴随固溶的再结晶处理、冷轧、时效处理的工序制造。伴随固溶的再结晶处理后，也可以不进行冷轧而进行时效处理，继而再进行冷轧。

熔炼、铸造能够通过连续铸造、半连续铸造等的通常的方法进行。还有，作为铜熔炼原料，优选使用s、pb、bi、se、as含量少的。另外，注意到被覆于铜合金熔液的木炭的红热化(除去水分)、基体金属、废料、铸造流槽、铸模的干燥、和熔液的脱氧等，优选减少o和h。

均质化处理，优选铸块内部的温度到达800℃以上的温度后，保持30分钟以上。均质化处理的保持时间更优选为1小时以上，进一步优选为2小时以上。

均质化处理后，在800℃以上的温度开始热轧。优选热轧在650℃以上的温度结束，从该温度起通过水冷等的方法急冷，以使热轧材中不会形成粗大的(fe，ni，co)－p析出物，或(ni，co)－si析出物。若热轧后的急冷开始温度低于650℃，则粗大的(fe，ni，co)－p析出物，或(ni、co)－si析出物形成，组织容易变得不均匀，铜合金板(制品板)的强度降低。热轧的结束温度(急冷开始温度)优选为700℃以上的温度，更优选为750℃以上的温度。还有，热轧后急冷的热轧材的组织为再结晶组织。伴随后述的固溶的再结晶处理能够通过进行热轧后的急冷兼顾。

通过热轧后的冷轧，对铜合金板施加一定的应变，接着在再结晶处理后，能够得到具有希望的再结晶组织(微细的再结晶组织)的铜合金板。

伴随固溶的再结晶处理以在650～950℃下保持3分钟以下的条件进行，优选以670～900℃保持3分钟以下。铜合金中的合金元素的含量少时，优选在上述温度范围内的较低温区域进行再结晶处理，所述元素的含量多时，优选在上述温度范围内的较高温区域进行再结晶处理。通过该再结晶处理，能够使合金元素在铜合金母材中固溶，并且能够形成弯曲加工性良好的再结晶组织(晶粒直径为1～20μm)。若该再结晶处理的温度低于650℃，则ni、fe、co、p或ni、co、si的固溶量少，强度降低。另一方面，若再结晶处理的温度高于950℃或处理时间超过3分钟，则再结晶晶粒粗大化。

伴随固溶的再结晶处理后，能够选择如下任意工序：(a)冷轧－时效处理；(b)冷轧－时效处理－冷轧；(c)冷轧－时效处理－冷轧－低温退火；(d)时效处理－冷轧；(e)时效处理－冷轧－低温退火。

时效处理(析出退火)以加热温度300～600℃左右，保持0.5～10小时的条件进行。该加热温度低于300℃时，析出量少，若高于600℃，则析出物容易粗大化。加热温度的下限优选为350℃，上限优选为580℃，更优选为560℃。时效处理的保持时间根据加热温度适宜选择，在0.5～10小时的范围内进行。如果该保持时间低于0.5小时，则析出不充分，超过10小时，析出量也是饱和，生产率降低。保持时间的下限优选为1小时，更优选为2小时。

cu－(fe，co，ni)－p系合金的情况下，由以上优选的工序和条件制造的铜合金板中，0.2％屈服强度为300mpa以上，且具有优异的弯曲加工性。

cu－(ni，co)－si系合金的情况下，由以上优选的工序和条件制造的铜合金板中，0.2％屈服强度也在300mpa以上，也具有优异的弯曲加工性。

另外，为了以650℃以上的温度，通过扩散接合、硬钎焊等的方法可以进行良好的接合(无接合不良，接合强度高等)，铜合金板(制品)的表面粗糙度，以算术平均粗糙度ra计为0.3μm以下，最大高度粗糙度rz计为1.5μm以下，内部氧化深度为0.5μm以下，优选为0.3μm以下。

为了使铜合金板(制品)的表面粗糙度为ra：0.3μm，rz：1.5μm以下，使最终冷轧所用的轧辊的辊轴方向的表面粗糙度例如为ra：0.15μm、rz：1.0μm以下，或对于最终冷轧后的铜合金板进行抛光、电解研磨等的研磨即可。另外，为了使铜合金板(制品)的内部氧化深度为0.5μm以下，通过使退火气氛为还原性，并且使露点为－5℃以下，或对于退火后的铜合金板进行机械研磨(抛光、刷光等)或电解研磨，从而除去生成的内部氧化层，或使之减薄即可。

[散热元件的制造方法]

本发明的实施方式的铜合金板，例如被作为蒸汽腔的框体的原材使用。蒸汽腔的制作工序，与使用现有材的ofc板材的工序相同，形成有凹槽和凹凸等的图案的两张板构件，经由扩散接合或硬钎焊被接合，成为蒸汽腔的框体。铜合金板在此接合工序中被高温加热至650℃以上。

本发明的实施方式的铜合金板，即使在850℃下仍具有10mpa以上的0.2％屈服强度，因此，与将现有材的ofc板材作为原材的情况相比，能够加大扩散接合时或硬钎焊时的加压力。因此，能够使扩散接合部或硬钎焊部的可靠性提高，且缩短扩散接合或硬钎焊的保持时间。另外，通过高温时的0.2％屈服强度增大，例如在扩散接合时或硬钎焊时的加热过程中，能够防止板构件发生凹陷和鼓起等的变形。850℃下的0.2％屈服强度优选为12mpa以上，该值在本发明的实施方式的铜合金板中能够达成。

在本发明的实施方式的铜合金板中，高温加热(850℃×30分钟)后的平均晶粒直径被抑制在100μm以下时，能够防止蒸汽腔等的散热元件的贯通薄壁部的裂纹的发生和制冷剂的泄漏。另外，能够防止散热元件的表面粗糙度变大，能够防止与发热部(cpu等)之间的间隙的增大，和随之而来的传热性能的降低。

高温加热(650℃以上的加热)后的散热元件虽然软化，但因为本发明的实施方式的铜合金是析出硬化型，所以，接着通过以先前所示的条件(300～600℃×0.5～10小时)进行时效处理，能够使强度提高。另外，通过该时效处理，因高温加热而降低的导电率复原。还有，对于本发明的实施方式的铜合金板，进行850℃×30分钟的加热(相当于扩散接合条件)后，以所述条件进行时效处理时，在cu－(fe，co，ni)－p系合金中显示出100mpa以上的0.2％屈服强度，在cu－(ni，co)－si系合金中显示出300mpa以上的0.2％屈服强度。另外，通过该时效处理，本发明的实施方式的铜合金板的导电率，无论哪种合金系均为50％iacs以上。本发明的实施方式的铜合金板，虽然时效处理后的导电率低于ofc，但因为强度高，所以能够比ofc更薄壁化，由此能够弥补较低的导电率。

高温加热后(接合工序后)，即，加热至650℃以上，接合后的时效处理，例如能够以如下方式进行。

(1)将高温加热后的散热元件冷却至300℃以下的温度后，再加热至所述温度范围，在同范围内保持一定时间，使之析出硬化。这种情况下，优选高温加热后的散热元件尚在高温期间便以水冷等急冷，或将高温加热后的散热元件再加热至固溶温度后急冷，预先使铜合金固溶。

(2)将高温加热后的散热元件在从高温冷却的途中，于所述温度范围内保持一定时间，使之析出硬化。散热元件可以在所述析出温度范围内的一定温度下保持，也可以在所述析出温度范围内持续冷却。

(3)在上述(2)的工序后，再进行上述(1)的再加热，使析出硬化型铜合金进行析出硬化。

在本发明的实施方式中，接合工序后，不施加塑性加工而进行时效处理。若对于高温加热后(接合工序后)的接合材，在时效处理前施加塑性加工，则散热元件的内部构造和尺寸发生变化，因此制冷剂流路的形状和尺寸无法如设计值那样，其结果是，作为散热元件不能发挥目标传热性能。

一般来说，在析出型合金中，进行塑性加工之后再进行时效处理的方面提高强度和导电率的程度大，但在本发明的实施方式的cufep系、和cunisi系合金中，即使不实施塑性加工而进行时效处理时，也可以达成与塑性加工的情况同程度的强度和导电率的提高。

【实施例1】

将表1、2所示的组成的铜合金，在木炭被覆气氛(no.1～16、18～29)或真空气氛(no.17)中熔化，以熔液温度1200℃在石墨制的铰接式铸型中进行铸造，制作厚50mm、宽200mm、长70mm的铸块。将各铸块加热至950℃(no.1～16，18～29)或800℃(no.17)，保持1小时后，热轧至厚度16mm，热轧结束后立即水冷，得到厚16mm、宽200mm、长215mm的热轧材。对于no.1～16、18～29的热轧材，再加热到850℃，到达850℃后保持30分钟，然后进行水淬火。还有，对板厚16mm的各热轧材分析的组成也与表1、2的值相同。另外，各热轧材其表面粗糙度均为ra：0.08～0.15μm，rz：0.8～1.2μm，研磨板厚截面，由扫描电子显微镜(观察倍率15000倍)测量的内部氧化深度均在0.1μm以下。

表1的no.1～16是cu－(fe，co，ni)－p系，no.17是ofc，表2的no.18～29是cu－(ni，co)－si系的铜合金。

【表1】

【表2】

no.1～16、18～29的热轧材，对两面各进行端面车削1mm，冷轧至厚度1.25mm(宽200mm，长2400mm)，将其分成为长度1900mm的a材和长度500mm的b材。

对于上述a材，冷轧至厚度0.75mm，实施以500℃加热2小时的时效处理，再冷轧至厚度0.3mm后(加工率：60％)，在硝石炉中进行以350℃加热30秒钟的去应力退火。以得到的铜合金板作为供试材，测量室温(20℃)下的0.2％屈服强度和延伸率、以及弯曲加工性。另外，使用各供试材，按下述要领，测量850℃×加热30分钟后的平均晶粒直径，以及进一步时效处理后的0.2％屈服强度和导电率。其结果显示在表3、4中。

对于上述b材，实施以500℃加热2小时的时效处理后，冷轧至厚度0.5mm(加工率：60％)，在硝石炉中进行以350℃加热30秒钟的去应力退火。将得到的铜合金板作为供试材，按下述要领测量850℃下的0.2％屈服强度。其结果显示在表3、4中。

no.17的热轧材，对两面各端面车削1mm，冷轧至厚度0.71mm(宽200mm，长4200mm)，将其切分成长3700mm的c材和长500mm的d材。

对于上述c，冷轧至厚度0.43mm，进行以350℃加热2小时的退火，再冷轧至厚度0.3mm后(加工率：30％)，在硝石炉中进行以350℃加热30秒钟的去应力退火。将得到的铜板作为供试材，测量室温(20℃)下的0.2％屈服强度和延伸率、以及弯曲加工性。另外，使用各供试材，按下述要领测量850℃×加热30分钟后的平均晶粒直径，以及再进行时效处理之后的0.2％屈服强度和导电率。其结果显示在表3中。

对于上述d材，进行以350℃加热2小时的退火后，冷轧至厚度0.5mm(加工率：30％)，在硝石炉中进行以350℃加热30秒钟的去应力退火。将得到的铜板作为供试材，按下述要领测量850℃下的0.2％屈服强度。其结果显示在表3中。

(0.2％屈服强度与延伸率(室温))

从各供试材(a材和c材)上，以纵长方向为轧制平行方向的方式截取jis5号拉伸试验片，依据jis－z2241实施拉伸试验，测量屈服强度和延伸率。屈服强度是相当于永久延伸率0.2％的抗拉强度。

(弯曲加工性(室温))

弯曲加工性的测量，遵循伸铜协会标准jbma－t307所规定的w弯曲试验方法实施。从各供试材(a材和c材)上截取宽10mm，长30mm的试验片，使用r/t＝0.5的夹具，进行g.w.(goodway(弯曲轴与轧制方向垂直))和b.w.(badway(弯曲轴与轧制方向平行)的弯曲。接着，利用100倍的光学显微镜，目视观察弯曲部有无裂纹，g.w.或b.w.的双方没有裂纹发生的评价为p(p：pass，合格)，g.w.或b.w.的任意一方或双方有裂纹发生的评价为f(f：fail，不合格)。

(平均晶粒直径(850℃×加热30分钟后))

从各供试材(a材和c材)上，以纵长方向为轧制平行方向的方式，截取各3个试验片(宽10mm，长250mm)。将各试验片放入真空炉，使从室温起的平均升温速度约90℃/分钟而加热到850℃，到达850℃后，在同温度下保持30分钟。接着，在维持真空气氛的状态下从炉中取出试验片，以240秒冷却至250℃后，从真空气氛中取出，进行水冷。从各试验片上各提取3个长20mm的试料，在平行于各试料的轧制方向的断面中，通过切断法测量平均晶粒直径(测量方向为轧制平行方向)。将各供试材中9个(3×3)试料的数据的平均值作为平均晶粒直径。

(0.2％屈服强度和导电率(850℃×30分钟加热和时效处理后))

从各供试材(a材和c材)上，以纵长方向为轧制平行方向的方式截取jis5号拉伸试验片，和导电率试验片(宽10mm，长250mm)。将各试验片放入真空炉，使从室温起的平均升温速度约90℃/分钟而加热到850℃，到达850℃后，在同温度下保持30分钟。接着，在维持真空气氛的状态下从炉中取出试验片，以240秒冷却到250℃后，从真空气氛中取出，进行水冷。接着将各试验片加热到500℃，在同温度下保持2小时后，用90钟冷却至室温。

使用拉伸试验片，依据jis－z2241实施拉伸试验，测量0.2％屈服强度和延伸率。

使用导电率试验片，依据jis－h0505所规定的有色金属材料导电率测量法，以使用了双电桥的四端子法测量导电率。

(0.2％屈服强度(850℃))

由各供试材(b材和d材)，制作图2所示的形状和尺寸(单位：mm)的拉伸试验片各3个。拉伸试验片以jisz2241(2011)所规定的13b试验片为基本形状，在相当于标距的两端位置形成伸长计装配用的突起(高度1.2mm)。拉伸试验片俯视下为双轴对称形状，加工成标距(突起的顶点间距离)为50mm，平行部的长度为70mm，平行部的突起间的宽度为12.5mm，平行部的突起的两侧的宽度为12.8mm，突起的顶点为半径0.1mm。试验片的纵长方向与轧制方向平行。

使用精密万能试验机(株式会社岛津制作所制，ag100kng/xr型)，在ar气氛下将各试验片加热至850℃，到达850℃后保持30分钟，之后进行拉伸试验。试验片的升温速度以实体温度计为30℃/分钟，拉伸速度截至0.2％屈服强度测量为1.0mm/分，在此之后为5.0mm/分钟。各供试材中各3个试验片的0.2％屈服强度的测量值之中最小值，作为各供试材的0.2％屈服强度。

850℃的拉伸试验中，可试验的最小板厚为0.5mm左右。a材和b材其时效处理前(c材和d材为退火前)的冷轧的加工率稍有不同，但其后的时效处理(c材和d材为退火)的条件，由于与冷轧的加工率和去应力退火的条件相同，所以认为a材和b材(c材和d材)的特性大体相同。而且，通过以850℃加热30分钟，至此为止的加工过程的影响大体上被消除。因此，850℃的a材和b材(c材和d材)的0.2％屈服强度被认为大致相同，因此在此实施例中，用厚度0.5mm的b材和d材进行850℃下的0.2％屈服强度的测量。

【表3】

【表4】

若观察表1～4，则作为现有例的ofc的no.17，相当于蒸汽腔的接合工序的加热温度的850℃下的0.2％屈服强度只有5.4mpa。另外，以850℃加热30分钟后的平均晶粒直径为125μm，晶粒粗大化，能够推测出有贯通板厚的晶界的可能性。此外，850℃×30分钟加热和350℃×2小时加热后的屈服强度低至40mpa。

相对于此，no.1～12、18～26，室温下的0.2％屈服强度为300mpa以上，弯曲加工性优异，850℃下的0.2％屈服强度为10mpa以上。

850℃×30分钟加热和500℃×2小时时效处理后的屈服强度，no.1～12为100mpa以上，no.18～26为300mpa以上，导电率均为50％iacs以上。

no.1～12之中，fe和co的合计含量[fe+co]为0.2～2.3质量％的no.1、3～9、11、12以及含有cr和zr合计为0.09质量％的no.10，以850℃加热30分钟后的平均晶粒直径为100μm以下。另外，no.18～26之中，ni和co的合计含量[ni+co]为2.4～3.5质量％的no.19～22、24，含有cr和zr合计为0.04质量％的no.23，以及含有ti为0.07质量％的no.26，以850℃加热30分钟后的平均晶粒直径为100μm以下。

另一方面，no.13、14中，[fe+co+ni]不足；no.27中，[ni+co]不足，因此850℃下的0.2％屈服强度低于10mpa。另外，no.15中，[fe+co+ni]过剩；no.28中，[ni+co]过剩；no.16、29中，其他元素过剩，因此850℃×30分加热和500℃×2小时时效处理后的屈服强度导电率低于50％iacs。

本说明书的公开内容包括以下方式。

方式1：

一种散热元件用铜合金板，其特征在于，有含fe、ni、co中的一种或两种以上的磷化物析出，具有100mpa以上的0.2％屈服强度和优异的弯曲加工性，在850℃下测量的0.2％屈服强度为10mpa以上，以850℃加热30分钟后水冷，接着以500℃进行2小时的时效处理后的0.2％屈服强度为100mpa以上，导电率为50％iacs以上，在制造散热元件的过程的一部分包括加热至650℃以上的过程和时效处理。

方式2：

一种散热元件用铜合金板，其特征在于，有含ni、co中的一种或两种的硅化物析出，具有200mpa以上的0.2％屈服强度和优异的弯曲加工性，在850℃下测量的0.2％屈服强度为10mpa以上，以850℃加热30分钟后水冷，接着进行以500℃进行2小时时效处理后的0.2％屈服强度为300mpa以上，导电率为50％iacs以上，在制造散热元件的过程的一部分包括加热到650℃以上的过程和时效处理。

方式3：

根据方式1所述的散热元件用铜合金板，其特征在于，含有fe和co中的一种或两种与p：0.01～0.2质量％，fe和co的合计含量[fe+co]为0.2～2.3质量％，余量由cu和不可避免的杂质构成。

方式4：

根据方式3所述的散热元件用铜合金板，其特征在于，还含有ni：0.1～1.0质量％，fe和co和ni的含量[fe+co+ni]为0.2～2.3质量％。

方式5：

根据方式3或4所述的散热元件用铜合金板，其特征在于，含有mg、al、si、cr、ti、zr、zn、sn、mn中的一种或两种以上，合计0.01～0.3质量％。

方式6：

根据方式2所述的散热元件用铜合金板，其特征在于，含有ni和co中的一种或两种与si，ni和co的合计含量[ni+co]为1.6～3.5质量％，ni和co的合计含量[ni+co]与si含量[si]的比[ni+co]/[si]为3.5～5.5，余量由cu和不可避免的杂质构成。

方式7：

根据方式6所述的散热元件用铜合金板，其特征在于，含有mg、al、cr、ti、zr、zn、sn、mn中的一种或两种以上，合计0.01～0.3质量％。

方式8：

根据方式1和3～5中任一项所述的散热元件用铜合金板，其特征在于，以850℃加热30分钟后的平均晶粒直径为100μm以下

方式9：

根据方式2、6和7中任一项所述的散热元件用铜合金板，其特征在于，以850℃加热30分钟后的平均晶粒直径为100μm以下。

方式10：

一种散热元件，其特征在于，由通过扩散接合或硬钎焊而相互接合而成的方式1、3～5和8中任一项所述的多个散热元件用铜合金板构成。

方式11：

一种散热元件，其特征在于，由通过扩散接合或硬钎焊而相互接合而成的方式2、6、7和9中任一项所述的多个散热元件用铜合金板构成。

方式12：

根据方式10或11所述的散热元件，其特征在于，在外表面的至少一部分上形成有sn被覆层。

方式13：

根据方式10或11所述的散热元件，其特征在于，在外表面的至少一部分上形成有ni被覆层。

方式14：

一种散热元件的制造方法，其特征在于，将方式1、3～5和8中任一项所述的散热元件用铜合金板加工成指定形状后，实施加热到650℃以上、以及加以接合的过程，接着不施加塑性加工而进行时效处理，得到具有100mpa以上的0.2％屈服强度和50％iacs以上的导电率的散热元件。

方式15：

一种散热元件的制造方法，其特征在于，将方式2、6、7和9中任一项所述的散热元件用铜合金板加工成指定形状后，实施加热到650℃以上、以及加以接合的过程，接着不施加塑性加工而进行时效处理，得到具有300mpa以上的0.2％屈服强度和50％iacs以上的导电率的散热元件。

方式16：

根据方式14或15所述的散热元件的制造方法，其特征在于，加热至650℃以上的过程之后，在散热元件的外表面的至少一部分上形成sn被覆层。

方式17：

根据方式14或15所述的散热元件的制造方法，其特征在于，加热到650℃以上的过程之后，在散热元件的外表面的至少一部分上形成ni被覆层。

本申请伴随以申请日为2016年10月5日的日本国专利申请，特愿第2016－196884号为基础申请的优先权主张。特愿第2016－196884号通过参照而编入本说明书。

【符号的说明】

1板构件