CN112553497A

CN112553497A - 均温板用钛铜合金板及均温板

Info

Publication number: CN112553497A
Application number: CN202011021136.2A
Authority: CN
Inventors: 柿谷明宏
Original assignee: JX Nippon Mining and Metals Corp
Current assignee: JX Nippon Mining and Metals Corp
Priority date: 2019-09-25
Filing date: 2020-09-25
Publication date: 2021-03-26
Anticipated expiration: 2040-09-25
Also published as: KR20210036289A; JP2021050392A; CN112553497B; KR102423266B1; TW202113092A; TWI740610B; JP6907282B2

Abstract

本发明涉及均温板用钛铜合金板及均温板。本发明的均温板用钛铜合金板含有2.0～5.0质量％的Ti、合计小于0.05质量％的选自由Fe、Co、Mg、Si、Ni、Cr、Zr、Mo、V、Nb、Mn、B、P及Al所组成的群中的1种以上元素，剩余部分由铜及不可避免的杂质构成。

Description

均温板用钛铜合金板及均温板

技术领域

本发明涉及一种均温板用钛铜合金板及均温板。

背景技术

在笔记本电脑、平板终端、智能手机等移动设备中，作为用来对CPU等所产生的热进行散热的零件，均温板备受关注。均温板也称为平板型热管，能够通过封入壳体的空腔内的工作液的蒸发、冷凝循环而使热转移。

均温板通常具备：由上板及底板构成的壳体、配置在壳体内的内部零件(例如，称为毛细结构芯的毛细管构造、或用来从内侧支撑壳体的支撑体等)、及封入壳体内的工作液。具有这种构造的均温板利用如下方式制造，即，通过钎焊或扩散接合等将构成壳体的上板与底板之间、及壳体与内部零件之间接合后，将壳体内除气而成为低真空，然后将工作液封入壳体的空腔内，通过压紧加工或焊接等将壳体密封。

作为构成均温板的壳体的上板及底板，已知使用铜板或铜合金板等各种金属板。例如，专利文献1中，为了抑制因通过钎焊或扩散接合等进行接合时的热处理导致壳体软化而变形，提出使用铜合金板，该铜合金板含有0.2～0.95质量％的Ni、0.05～0.8质量％的Fe、0.03～0.2质量％的P，剩余部分由铜及不可避免的杂质构成，Ni及Fe的合计含量为0.25～1.0质量％，P的含量相对于Ni及Fe的合计含量的比率为2～10。另外，专利文献2中，出于与上述相同的目的，提出使用含有0.05～0.5质量％的Mg、且剩余部分由铜及不可避免的杂质构成的铜合金板。

背景技术文献

专利文献

专利文献1：日本专利第6446007号公报；

专利文献2：日本专利第6446011号公报。

发明内容

[发明要解决的问题]

近年来，随着移动设备的小型化及轻量化发展，对移动设备中使用的均温板的薄型化的需求也增大。为了将均温板薄型化，考虑降低构成均温板的壳体的上板及底板的厚度，但若降低厚度，则无法充分确保强度。尤其，均温板的壳体是通过利用钎焊或扩散接合等将上板与底板之间接合而形成，因此强度容易因接合时的热处理而下降。关于专利文献1及2中记载的铜合金，虽有记载热处理后的强度良好，但该强度并不充分，特别是在降低厚度的情况下，不能说具有充分的强度。

本发明的实施方案是为了解决如上所述的问题而完成，目的在于提供一种均温板用钛铜合金板，其能够通过钎焊或扩散接合等接合，且即便进行接合时的热处理及厚度的降低，也具有良好的强度。

另外，本发明实施方案的目的在于提供一种能够确保强度并且可薄型化的均温板。

[解决问题的技术手段]

本发明人等为了解决上述问题而经过锐意研究，结果得出如下见解：若将均温板薄型化，则对壳体的热阻的贡献变小，因此提高壳体的热导率并不重要。基于该见解进行了材料的研究，结果发现，钛铜合金板具有适用于均温板的特性，从而达成本发明的实施方案。

即，本发明的实施方案涉及一种均温板用钛铜合金板，其含有2.0～5.0质量％的Ti、合计小于0.05质量％的选自由Fe、Co、Mg、Si、Ni、Cr、Zr、Mo、V、Nb、Mn、B、P及Al所组成的群中的1种以上元素，剩余部分由铜及不可避免的杂质构成。

另外，本发明的实施方案涉及一种均温板，其具备所述均温板用钛铜合金板。

进而，本发明的实施方案涉及一种均温板，其具备上板、底板、及封入形成于所述上板与底板之间的空腔内的工作液，所述上板及所述底板由所述均温板用钛铜合金板形成，所述上板的周缘部通过扩散接合或钎焊而与所述底板接合。

[发明的效果]

根据本发明的实施方案，可提供一种均温板用钛铜合金板，其能够通过钎焊或扩散接合等进行接合，且即便进行接合时的热处理及厚度的降低，也具有良好的强度。

另外，根据本发明的实施方案，可提供一种能够确保强度并且可薄型化的均温板。

附图说明

图1是本发明实施方案的均温板的剖面示意图。

图2A和图2B分别是实施例1的试验片在氢气氛围下进行热处理和在氮气氛围下进行热处理获得的试验片复合体的光学显微镜照片。

图3A和图3B分别是比较例1的试验片在氢气氛围下进行热处理和在氮气氛围下进行热处理获得的试验片复合体的光学显微镜照片。

图4A和图4B分别是比较例4的试验片在氢气氛围下进行热处理和在氮气氛围下进行热处理获得的试验片复合体的光学显微镜照片。

附图标记的说明：

1 均温板

2 上板

3 底板

4 工作液

5 毛细管构造

6 支撑体。

具体实施方式

以下，具体地对本发明的优选的实施方案进行说明，但本发明不应被限定于这些实施方案加以解释，只要不脱离本发明的主旨，则可基于本领域技术人员的知识进行各种变更、改良等。该实施方案中公开的多个构成要素可通过适当的组合形成各种发明。例如，可从该实施方案所示的所有构成要素中删除若干构成要素，也可适当组合不同实施方案的构成要素。

本发明实施方案的均温板用钛铜合金板(以下有时简称为“钛铜合金板”)具有如下合金组成：含有2.0～5.0质量％的Ti、合计小于0.05质量％的选自由Fe、Co、Mg、Si、Ni、Cr、Zr、Mo、V、Nb、Mn、B、P及Al所组成的群中的1种以上元素，剩余部分由铜及不可避免的杂质构成。

(1)合金组成

本发明实施方案的钛铜合金板含有2.0～5.0质量％的Ti。通过将Ti浓度控制在这种范围内，能够在固溶处理中使Ti固溶到Cu基质中，并在时效处理中使微细的析出物分散于合金中。尤其，若Ti浓度为2.0质量％以上，则促进析出物的析出，提高强度，因此即便对钛铜合金板进行接合时的热处理或厚度的降低，也能够确保高强度。另外，通过将Ti浓度设为5.0质量％以下，加工性提高，在热轧时材料不易破裂。考虑到强度及加工性的平衡，Ti浓度优选为2.5～4.5质量％，更优选为3.0～4.5质量％。

本发明实施方案的钛铜合金板含有合计小于0.05质量％的选自由Fe、Co、Mg、Si、Ni、Cr、Zr、Mo、V、Nb、Mn、B、P及Al所组成的群中的1种以上元素(以下称为“第三元素”)。通过将第三元素的合计浓度控制为小于0.05质量％，加工性的提高效果变大，在轧制时材料不易破裂。就充分地获得加工性的提高效果的观点来说，第三元素的合计浓度优选为小于0.03质量％，更优选为小于0.01质量％。

关于本发明实施方案的钛铜合金板，剩余部分由铜及不可避免的杂质构成。此处，本说明书中的“不可避免的杂质”是指H、O等不易去除的成分。不可避免的杂质于熔制原料的阶段中不可避免地混入。

(2)金属组织

本发明实施方案的钛铜合金板的金属组织无特别限定，在以800℃进行1小时热处理并进行空气冷却后，在与轧制方向平行的截面的组织观察中，平均结晶粒径优选为2000μm以下，更优选为1000μm以下。通过将平均结晶粒径控制在2000μm以下，能够均衡地提高强度、压紧加工或弯曲加工等要求的加工性等特性。例如，若平均结晶粒径超过2000μm，则在均温板的制造中进行压紧加工时存在产生破裂的情况。

此处，平均结晶粒径可依照基于JIS H0501：1986的切割法进行测定。

另外，以800℃进行1小时热处理并进行空气冷却的条件，假定为在均温板的制造中通过扩散接合或钎焊将钛铜合金接合时的条件。

(3)维氏硬度

本发明实施方案的钛铜合金板的维氏硬度无特别限定，以800℃进行1小时热处理并进行空气冷却后，与轧制方向平行的截面的维氏硬度优选为150以上，更优选为200以上。通过将维氏硬度控制在150以上，即便进行接合时的热处理或厚度的降低，也能够确保高强度。

维氏硬度可使用维氏硬度试验机进行测定。

(4)0.2％屈服强度

本发明实施方案的钛铜合金板的0.2％屈服强度无特别限定，以800℃进行1小时热处理并进行空气冷却后，与轧制方向平行的方向的0.2％屈服强度优选为400MPa以上，更优选为450～800MPa。通过将0.2％屈服强度控制在400MPa以上，即便进行接合时的热处理及厚度的降低，也能够确保高强度。但若0.2％屈服强度过高，则有时在压紧加工中产生破裂，因此较理想为控制在800MPa以下。

0.2％屈服强度可依照JIS Z2241：2011进行测定。

本发明实施方案的钛铜合金板优选以800℃进行1小时热处理并进行空气冷却后与轧制方向平行的方向的0.2％屈服强度相对于以800℃进行1小时热处理并进行空气冷却前与轧制方向平行的方向的0.2％屈服强度的比(以800℃进行1小时热处理并进行空气冷却后与轧制方向平行的方向的0.2％屈服强度/以800℃进行1小时热处理并进行空气冷却前与轧制方向平行的方向的0.2％屈服强度)为0.3以上，更优选为0.35～1.0。若为这种范围的比，则可视作以800℃进行1小时热处理并进行空气冷却前后的强度的降低相对较少。

(5)拉伸强度

本发明实施方案的钛铜合金板的拉伸强度无特别限定，以800℃进行1小时热处理并进行空气冷却后，与轧制方向平行的方向的拉伸强度优选为450MPa以上，更优选为500～800MPa。通过将拉伸强度控制在这种范围内，即便进行接合时的热处理及厚度的降低，也能够确保高强度。

(6)断裂伸长率

本发明实施方案的钛铜合金板的断裂伸长率无特别限定，与轧制方向平行的方向的断裂伸长率优选为1％以上，更优选为5～30％。通过将断裂伸长率控制在这种范围内，构成均温板的壳体的上板及底板的加工性提高。

另外，关于本发明实施方案的钛铜合金板，以800℃进行1小时热处理并进行空气冷却后，与轧制方向平行的方向的断裂伸长率优选为5％以上，更优选为7～30％。通过将断裂伸长率控制在这种范围内，压紧加工时的加工性变得良好。

(7)导电率

本发明实施方案的钛铜合金板的导电率无特别限定，可较低。尤其，若将均温板薄型化，则对壳体的热阻的贡献变小，因此，即便导电率较低，对均温板的散热特性的影响也小。

(8)厚度

本发明实施方案的钛铜合金板的厚度无特别限定，优选为0.01～0.5mm，更优选为0.05～0.4mm。通过将厚度控制在这种范围内，能够降低壳体中使用的钛铜合金的厚度，因此能够将均温板薄型化。

(9)制造方法

对本发明实施方案的钛铜合金板的优选制造例的每个步骤进行说明。

＜铸锭的制造＞

利用熔解及铸造进行的铸锭的制造基本是在真空中或非活性气体氛围中进行。若在熔解中存在添加元素的熔解残留物，则无法对强度的提高起到有效的作用。因此，为了消除熔解残留物，需要添加Fe或Cr等高熔点元素后充分地进行搅拌，然后保持一定时间。另一方面，Ti相对较容易熔解在Cu中，因此在除Ti以外的元素熔解后添加即可。因此，较理想为于Cu中，以含有合计0.05～0.5质量％的方式添加选自由Fe、Co、Mg、Si、Ni、Cr、Zr、Mo、V、Nb、Mn、B、P及Al所组成的群中的1种以上元素后，以含有2.0～5.0质量％的方式添加Ti，来制造铸锭。

＜均质化退火及热轧＞

制造铸锭时产生的凝固偏析或结晶物较粗大，因此较理想为通过均质化退火尽可能使其固溶于母相而变小，并尽可能消除。其原因在于，在防止弯曲破裂上具有效果。具体来说，优选在铸锭的制造步骤后，加热至900～970℃，进行3～24小时的均质化退火，继而实施热轧。为了防止液体金属脆性，优选将热轧前及热轧中的温度设为960℃以下，且将从原厚度到整体的轧缩率为90％的行程中的温度设为900℃以上。

优选在热轧后再次实施均质化退火。其原因在于，使在热轧中析出的第二相粒子再次固溶。关于其条件，加热至900～970℃，进行3～24小时的均质化退火，继而进行水冷即可。在不实施该步骤的情况下，即便适当实施固溶处理及其后的步骤，也难以获得期望的特性。

＜第一固溶处理＞

其后，优选在适当反复进行冷轧与退火后进行第一固溶处理。此处，预先进行固溶的理由是为了减轻最终的固溶处理中的负担。即，在最终的固溶处理中，由于并非是用来使第二相粒子固溶的热处理，而是已经固溶，所以只要一面维持该状态一面仅引起再结晶即可，因此进行轻度的热处理即可。具体来说，第一固溶处理只要将加热温度设为850～900℃，且进行2～10分钟即可。优选此时的升温速度及冷却速度尽可能快，此处是使第二相粒子不析出。此外，也可不进行第一固溶处理。

＜中间轧制＞

最终的固溶处理前的中间轧制中的轧缩率越高，则越能够将最终的固溶处理中的再结晶粒控制得均匀且微细。因此，中间轧制的轧缩率优选为70～99％。轧缩率以{((轧制前的厚度－轧制后的厚度)/轧制前的厚度)×100％}定义。

＜最终的固溶处理＞

在最终的固溶处理中，较理想为使析出物完全固溶，但若高温加热至完全消失，则结晶粒容易粗大化，因此将加热温度设为第二相粒子组成的固溶极限附近的温度(在Ti的添加量为2.0～5.0质量％的范围内，Ti的固溶极限与添加量相等的温度为730～850℃左右，例如Ti的添加量为3.0质量％时为800℃左右)。并且，若快速加热至该温度，并通过水冷等也加快冷却速度，则粗大的第二相粒子的产生得以抑制。因此，典型来说，加热至相对于730～850℃的Ti的固溶极限与添加量相同的温度－20℃～+50℃的温度，更典型来说，加热至比730～850℃的Ti的固溶极限与添加量相同的温度高0～30℃的温度、优选高0～20℃的温度。

另外，最终的固溶处理中的加热时间越短，则越能够抑制结晶粒的粗大化。加热时间例如能够设为30秒～10分钟，典型来说可设为1分钟～8分钟。若即便在该时点产生第二相粒子，也会微细且均匀地分散，则对强度与弯曲加工性几乎无害。但粗大的结晶粒在最终的时效处理中有进一步生长的倾向，因此，即便在该时点产生第二相粒子，也必须尽可能减少、减小。

＜时效处理＞

继最终的固溶处理之后，进行时效处理。此处的时效处理较理想为在比一般的时效处理更低温更短时间内实施。具体来说，优选按照式(1)的材料温度及加热时间的关系进行时效处理，更优选按照式(2)的材料温度及加热时间的关系进行时效处理，进而更优选按照式(3)的材料温度及加热时间的关系进行时效处理。

式(1)：-13x+6500≤y≤-13x+8900

式(2)：-13x+6700≤y≤-13x+8700

式(3)：-13x+6900≤y≤-13x+8500

(式中，x表示材料温度(℃)，y表示加热时间(秒)，350≤x≤650，1≤y≤3600)

为了抑制氧化膜的产生，时效处理优选在Ar、N₂、H₂等非活性氛围下进行。若材料温度超过650℃，或时效处理时间超过3600秒，则时效处理的第二相粒子析出于材料表面而难以获得期望的特性。

＜最终的冷轧＞

在所述时效处理后进行最终的冷轧。通过最终的冷加工能够提高钛铜合金板的强度，但为了获得高强度与弯曲加工性的均衡，优选将轧缩率设为5～50％，更优选设为20～40％。

＜最终的时效处理＞

继最终的冷轧之后，进行最终的时效处理。此处的时效处理也较理想为在比一般的时效处理更低温更短时间内实施。具体来说，优选按照式(1)材料温度及加热时间的关系进行时效处理，更优选按照式(2)的材料温度及加热时间的关系进行时效处理，进而更优选按照式(3)的材料温度及加热时间的关系进行时效处理。

式(1)：-13x+6500≤y≤-13x+8900

式(2)：-13x+6700≤y≤-13x+8700

式(3)：-13x+6900≤y≤-13x+8500

为了抑制氧化膜的产生，时效处理优选在Ar、N₂、H₂等非活性氛围下进行。若材料温度超过650℃，或时效处理时间超过3600秒，则时效处理的第二相粒子于材料表面析出而难以获得期望的特性。

此外，在所述各步骤之间，可适当进行用来去除表面的氧化皮的研削、研磨、喷丸酸洗等步骤。

以上述方式制造的本发明实施方案的钛铜合金板能够通过钎焊或扩散接合等进行接合，且即便进行接合时的热处理及厚度的降低，也具有良好的强度，因此能够用作均温板的构成部件(特别是构成壳体的上板及底板)。

其次，对本发明实施方案的均温板进行说明。

图1是本发明实施方案的均温板的剖面示意图。

图1中，均温板1具备上板2、底板3、及封入形成于上板2与底板3之间的空腔内的工作液4。另外，在空腔内设置有称为毛细结构芯的毛细管构造5、用来从内侧支撑由上板2及底板3构成的壳体的支撑体6。

构成壳体的上板2及底板3由所述钛铜合金板形成。另外，上板2的周缘部通过扩散接合或钎焊而与底板3接合，上板2及底板3以在它们之间形成空腔的方式被预先加工。

所述钛铜合金板在均温板1的制造中，能够通过钎焊或扩散接合等进行接合，且即便进行接合时的热处理及厚度的降低，也具有良好的强度，因此，能够确保均温板1的强度并且可薄型化。

作为工作液4、毛细管构造5及支撑体6，无特别限定，可使用该技术领域中所公知的。

具有如上所述的构造的均温板1可以如下方式制造。首先，通过钎焊或扩散接合等将构成壳体的上板2与底板3之间、或壳体与毛细管构造5及支撑体6之间接合。此时，设置用来将壳体内除气的除气口及用来将工作液4封入壳体的空腔内的封入口。其次，通过真空泵从除气口将壳体内除气而成为低真空，将工作液4从封入口封入壳体的空腔内。其后，通过压紧加工或焊接等堵住除气口及封入口，由此密封壳体即可。

均温板1能够用于散热器的基底部分、或散热板等设置困难的薄空间的散热。

在将均温板1用于散热器的基底部分的情况下，例如，在上板2侧配置散热器，在底板3侧配置CPU等热源。在均温板1中，若工作液4受到热源加热，则工作液4吸收潜热而蒸发。蒸气扩散至密闭空间内，若到达与散热器相接的上板2侧的面，则受到冷却，释放潜热并返回到液体。返回到液体的工作液4由于毛细管现象而经由毛细管构造5移动。毛细管构造5具有将工作液4向热源方向引导般的形状，再次重复工作液4进行吸热而蒸发这一循环。由此，能够高效率地将从热源产生的热向散热器散热。

[实施例]

以下，通过实施例更具体地对本发明的实施方案进行说明，但本发明不受这些实施例任何限定。

(实施例1：钛铜合金板)

首先，利用真空熔解炉熔解电解铜2.5kg，添加3.2质量％的Ti。在也充分地考虑添加后的保持时间以不产生添加元素的熔解残留物后，将这些在Ar氛围下注入到铸模，制造约2kg的铸锭。

其次，对所述铸锭进行以950℃加热3小时的均质化退火后，以900～950℃进行热轧，继而实施以950℃加热3小时的均质化退火及水冷，获得板厚15mm的热轧板。通过端面切削进行除锈后，进行冷轧而形成条材的板厚(2mm)，对条材进行第一固溶处理。第一固溶处理的条件设为以850℃加热10分钟，其后进行水冷。继而，根据最终冷轧中的轧缩率及成品板厚的条件调整轧缩率，进行中间冷轧后，插入能够快速加热的退火炉，进行最终的固溶处理，其后，进行水冷。此时的加热条件设为以800℃加热10分钟。继而，在Ar氛围中以400℃进行3小时的时效处理。通过酸洗进行除锈后，以轧缩率25％进行最终冷轧而形成0.1mm的板厚，最后以300℃进行3小时的时效处理，获得试验片(3.2Ti)。

(实施例2：钛铜合金板)

首先，利用真空熔解炉熔解电解铜2.5kg，添加3.2质量％的Ti及0.02质量％的Al。在也充分地考虑添加后的保持时间以不产生添加元素的熔解残留物后，将这些在Ar氛围下注入到铸模，制造约2kg的铸锭。

其次，对所述铸锭进行以950℃加热3小时的均质化退火后，以900～950℃进行热轧，继而实施以950℃加热3小时的均质化退火及水冷，获得板厚15mm的热轧板。通过端面切削进行除锈后，进行冷轧而形成条材的板厚(2mm)，对条材进行第一固溶处理。第一固溶处理的条件设为以850℃加热10分钟，其后进行水冷。继而，根据最终冷轧中的轧缩率及成品板厚的条件调整轧缩率，进行中间冷轧后，插入能够快速加热的退火炉中，进行最终的固溶处理，其后，进行水冷。此时的加热条件设为以800℃加热10分钟。继而，在Ar氛围中以420℃进行60分钟的时效处理。通过酸洗进行除锈后，以轧缩率25％进行最终冷轧而形成0.15mm的板厚，最后以400℃进行30秒的时效处理，获得试验片(3.2Ti-0.02Al)。

(实施例3：钛铜合金板)

利用真空熔解炉熔解电解铜2.5kg，添加2.1质量％的Ti，制造铸锭，除此以外，以与实施例2相同的条件获得试验片(2.1Ti)。

(实施例4：钛铜合金板)

利用真空熔解炉熔解电解铜2.5kg，添加4.8质量％的Ti及0.04质量％的B，制造铸锭，除此以外，以与实施例1相同的条件获得试验片(4.8Ti-0.04B)。

(实施例5：钛铜合金板)

利用真空熔解炉熔解电解铜2.5kg，添加3.2质量％的Ti及0.04质量％的Fe，制造铸锭，除此以外，以与实施例2相同的条件获得试验片(3.2Ti-0.04Fe)。

(实施例6：钛铜合金板)

利用真空熔解炉熔解电解铜2.5kg，添加3.2质量％的Ti、0.002质量％的Co、0.002质量％的Mg、0.01质量％的Si、0.005质量％的Ni、0.004质量％的Cr、0.002质量％的Zr、0.005质量％的Mo、0.001质量％的V、0.0004质量％的Nb、0.005质量％的Mn及0.001质量％的P，制造铸锭，除此以外，以与实施例2相同的条件获得试验片(3.2Ti-0.002Co-0.002Mg-0.01Si-0.005Ni-0.004Cr-0.002Zr-0.005Mo-0.001V-0.0004Nb-0.005Mn-0.001P)。

(比较例1：科森合金板)

首先，利用高频熔解炉熔解电解铜2.5kg，添加1.9质量％的Co、0.44质量％的Si。在也充分地考虑添加后的保持时间以不产生添加元素的熔解残留物后，将这些在Ar氛围下注入到铸模，制造约2kg的铸锭。

其次，对所述铸锭以950℃加热3小时，热轧至规定的厚度，并立即进行水冷。利用研磨机去除因热轧而生成的氧化皮。研削量设为每单面0.5mm。接下来，以总加工度(R)95％、每1行程的加工度(r_ave)20％进行冷轧。接下来，将试样插入调整至920℃的电炉中，保持60秒后，放入水槽进行冷却。接下来，以加工度70％进行冷轧至0.25mm的厚度。将试样插入调整至900℃的电炉并保持10秒，进行以上固溶处理后，将试样放入水槽进行冷却。接下来，使用电炉进行在Ar氛围中以450℃加热5小时的时效处理。接下来，从0.25mm以加工度20％进行冷轧至0.20mm。接下来，将试样插入调整至400℃的电炉中，保持10秒后，将试样放置在大气中进行冷却，获得试验片(1.9Co-0.44Si)。

(比较例2：韧铜板)

将JIS H3100：2012中规定的韧铜板(板厚0.1mm)用作试验片。

(比较例3：科森合金板)

首先，利用高频熔解炉熔解电解铜2.5kg，添加3.8质量％的Ni、0.8质量％的Si、0.13质量％的Mn、0.1质量％的Mg。在也充分地考虑添加后的保持时间以不产生添加元素的熔解残留物后，将这些在Ar氛围下注入到铸模，制造约2kg的铸锭。

其次，对所述铸锭以950℃加热3小时，热轧至规定的厚度，并立即进行水冷。利用研磨机去除因热轧而生成的氧化皮。研削量设为每单面0.5mm。接下来，以总加工度(R)80％、每1行程的加工度(r_ave)20％进行冷轧。接下来，将试样插入调整至750℃的电炉，保持90秒后，放入水槽进行冷却。接下来，以加工度75％进行冷轧至0.25mm的厚度。将试样插入调整至880℃的电炉并保持10秒，进行以上固溶处理后，将试样放入水槽进行冷却。接下来，使用电炉进行在Ar氛围中以450℃加热5小时的时效处理。接下来，从0.25mm以加工度20％进行冷轧至0.20mm。接下来，将试样插入调整至400℃的电炉，保持10秒后，将试样放置在大气中进行冷却，获得试验片(3.8Ni-0.8Si-0.13Mn-0.1Mg)。

(比较例4：科森合金板)

首先，利用高频熔解炉熔解电解铜2.5kg，添加1.95质量％的Ni、1.1质量％的Co、0.67质量％的Si、0.11质量％的Cr。在也充分地考虑添加后的保持时间以不产生添加元素的熔解残留物后，将这些在Ar氛围下注入到铸模，制造约2kg的铸锭。

其次，对所述铸锭以950℃加热3小时，热轧至规定的厚度，并立即进行水冷。利用研磨机去除因热轧而生成的氧化皮。研削量设为每单面0.5mm。接下来，以总加工度(R)75％、每1行程的加工度(r_ave)15％进行冷轧。接下来，将试样插入调整至900℃的电炉，保持60秒后，放入水槽进行冷却。接下来，以加工度85％进行冷轧至0.25mm的厚度。将试样插入调整至800℃的电炉并保持10秒，进行以上固溶处理后，将试样放入水槽中进行冷却。接下来，使用电炉进行在Ar氛围中以450℃加热5小时的时效处理。接下来，从0.25mm以加工度20％进行冷轧至0.20mm。接下来，将试样插入调整至400℃的电炉中，保持10秒后，将试样放置在大气中进行冷却，获得试验片(1.95Ni-1.1Co-0.67Si-0.11Cr)。

(比较例5：科森合金板)

首先，利用高频熔解炉熔解电解铜2.5kg，添加1.5质量％的Ni、1.1质量％的Co、0.67质量％的Si、0.05质量％的Mg。在也充分地考虑添加后的保持时间以不产生添加元素的熔解残留物后，将这些在Ar氛围下注入到铸模，制造约2kg的铸锭。

其次，对所述铸锭以950℃加热3小时，热轧至规定的厚度，并立即进行水冷。利用研磨机去除因热轧而生成的氧化皮。研削量设为每单面0.5mm。接下来，以总加工度(R)75％、每1行程的加工度(r_ave)20％进行冷轧。接下来，将试样插入调整至800℃的电炉，保持120秒后，放入水槽进行冷却。接下来，以加工度70％进行冷轧至0.25mm的厚度。将试样插入调整至800℃的电炉并保持10秒，进行以上固溶处理后，将试样放入水槽进行冷却。接下来，使用电炉进行在Ar氛围中以450℃加热5小时的时效处理。接下来，从0.25mm以加工度20％进行冷轧至0.20mm。接下来，将试样插入调整至400℃的电炉中，保持10秒后，将试样放置在大气中进行冷却，获得试验片(1.5Ni-1.1Co-0.67Si-0.05Mg)。

(比较例6：钛铜合金板)

利用真空熔解炉熔解电解铜2.5kg，添加1.8质量％的Ti，而制造铸锭，除此以外，以与实施例2相同的条件获得试验片(1.8Ti：剩余部分为铜及不可避免的杂质)。

(比较例7：钛铜合金板)

利用真空熔解炉熔解电解铜2.5kg，添加5.2质量％的Ti，而制造铸锭，除此以外，以与实施例2相同的条件获得试验片(5.2Ti：剩余部分为铜及不可避免的杂质)。

对以上制作的试验片进行如下评估。

(1)接合性的评估

将以上制作的试验片切割成15mm×15mm。将经切割的3个试验片3块重叠，夹在治具中而固定，在以0.9MPa的应力紧固的状态下放入至管状炉。然后，分别在氢气氛围下及氮气氛围下以800℃进行1小时的热处理后，进行空气冷却，由此实施模仿扩散接合的热处理(退火)，获得试验片复合体。

接下来，对以上获得的试验片复合体进行自由落体试验及光学显微镜观察(1000倍)。关于自由落体试验，是在不指定角度地使试验片复合体从30cm的高度自由落体到沥青上100次的情况下，评估试验片是否剥离。另外，关于光学显微镜观察，则是利用光学显微镜(1000倍)对试验片间进行截面观察，由此评估是否已扩散接合。这些评估基准设为如下。

A：在自由落体试验中，试验片未剥离，并且在光学显微镜观察中，试验片间未产生间隙，认为扩散接合良好。

B：在自由落体试验中，试验片未剥离，但在光学显微镜观察中，试验片间产生间隙，认为扩散接合不充分。

C：即便进行所述热处理，试验片彼此也不接合，或在自由落体试验中，试验片剥离。

另外，将此评估中拍摄的显微镜照片的代表例表示于图2A～图4B。图2A和图2B分别是评估结果为A的实施例1的试验片在氢气氛围下进行热处理和在氮气氛围下进行热处理获得的试验片复合体的光学显微镜照片，图3A和图3B分别是评估结果为C的比较例1的试验片在氢气氛围下进行热处理和在氮气氛围下进行热处理获得的试验片复合体的光学显微镜照片，图4A和图4B分别是评估结果为B的比较例4的试验片在氢气氛围下进行热处理和在氮气氛围下进行热处理获得的试验片复合体的光学显微镜照片。

(2)平均结晶粒径

将以上制作的试验片在氢气氛围下以800℃进行1小时的热处理后，进行空气冷却，由此实施模仿扩散接合的热处理(退火)。针对该试验片，对平均结晶粒径进行评估。平均结晶粒径是通过对与轧制方向平行的截面进行研磨后进行蚀刻，利用光学显微镜观察其表面，以JIS H0501：1986的切割法来测定100个以上结晶粒的粒径而求出。此外，对在氮气氛围下进行热处理后的试验片也进行了相同的评估，但平均结晶粒径的值与在氢气氛围下进行热处理后的试验片相同程度。

(3)维氏硬度(HV)

将以上制作的试验片在氢气氛围下以800℃进行1小时的热处理后，进行空气冷却，由此实施模仿扩散接合的热处理(退火)。针对该试验片，使用维氏硬度试验机对维氏硬度进行了测定。此外，对在氮气氛围下进行热处理后的试验片也进行了相同的评估，但维氏硬度的值与在氢气氛围下进行热处理后的试验片相同程度。

(4)0.2％屈服强度(YS)、断裂伸长率(EL)及拉伸强度(TS)

将以上制作的试验片在氢气氛围下以800℃进行1小时的热处理后，进行空气冷却，由此实施模仿扩散接合的热处理(退火)。针对该热处理前后的试验片，制作JIS13B号试验片，依照JIS Z2241：2011，使用拉伸试验机对与轧制方向平行的方向的0.2％屈服强度、断裂伸长率及拉伸强度进行了测定。此外，关于拉伸强度(TS)，仅对热处理后的试验片进行了测定。此外，对在氮气氛围下进行热处理后的试验片也进行了相同的评估，但0.2％屈服强度、断裂伸长率及拉伸强度的值与在氢气氛围下进行热处理后的试验片相同程度。

(5)导电率(EC)

将以上制作的试验片在氢气氛围下以800℃进行1小时的热处理后，进行空气冷却，由此实施模仿扩散接合的热处理(退火)。针对该试验片，依照JIS H0505：1975，通过使用双电桥的四端子法测定导电率。此外，对在氮气氛围下进行热处理后的试验片也进行了相同的评估，但导电率的值与在氢气氛围下进行热处理后的试验片相同程度。

将所述各评估结果表示于表1。

如表1所示，实施例1～6的钛铜合金板的接合性良好，与比较例1～5的各金属板相比，热处理后的维氏硬度、0.2％屈服强度及拉伸强度较高。另一方面，比较例6的钛铜合金板由于Ti的含量过少，因此热处理后的维氏硬度、0.2％屈服强度及拉伸强度变低。另外，比较例7的钛铜合金板由于Ti的含量过多，所以在热轧中产生了破裂。

由以上结果可知，根据本发明的实施方案，可提供一种均温板用钛铜合金板，其能够通过钎焊或扩散接合等进行接合，且即便进行接合时的热处理及厚度的降低，也具有良好的强度。另外，根据本发明的实施方案，可提供一种能够确保强度并且可薄型化的均温板。

Claims

1.一种均温板用钛铜合金板，其含有2.0～5.0质量％的Ti、合计小于0.05质量％的选自由Fe、Co、Mg、Si、Ni、Cr、Zr、Mo、V、Nb、Mn、B、P及Al所组成的群中的1种以上元素，剩余部分由铜及不可避免的杂质构成。

2.根据权利要求1所述的均温板用钛铜合金板，其在以800℃进行1小时热处理并进行空气冷却后，与轧制方向平行的截面的维氏硬度为150以上。

3.根据权利要求1或2所述的均温板用钛铜合金板，其在以800℃进行1小时热处理并进行空气冷却后，与轧制方向平行的方向的0.2％屈服强度为400MPa以上。

4.根据权利要求1或2所述的均温板用钛铜合金板，其在以800℃进行1小时热处理并进行空气冷却后与轧制方向平行的方向的0.2％屈服强度，相对于以800℃进行1小时热处理并进行空气冷却前与轧制方向平行的方向的0.2％屈服强度的比为0.3以上。

5.根据权利要求1或2所述的均温板用钛铜合金板，其以800℃进行1小时热处理并进行空气冷却后，在与轧制方向平行的截面的组织观察中，平均结晶粒径为2000μm以下。

6.根据权利要求1或2所述的均温板用钛铜合金板，其厚度为0.01～0.5mm。

7.一种均温板，其具备根据权利要求1至5中任一项所述的均温板用钛铜合金板。

8.一种均温板，其具备上板、底板、及封入形成于所述上板与底板之间的空腔内的工作液，

所述上板及所述底板由根据权利要求1至5中任一项所述的均温板用钛铜合金板形成，

所述上板的周缘部通过扩散接合或钎焊而与所述底板接合。