CN118256770A - 一种高导热高强度铜合金及其制备方法和应用 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种高导热高强度铜合金及其制备方法和应用，所述高导热高强度铜合金以以质量分数计，包括Fe：0.01～0.10wt％，Ni：0.01～0.10wt％，P：0.005～0.04wt％，Sr：0.001～0.05wt％，余量为Cu和不可避免的杂质，其中，所述高导热高强度铜合金中Fe与P的质量比为1～5:1，Ni与P的质量比为1～5:1。本发明通过控制添加的元素及其含量，制备得到了具有优异的导热性能，高的强度，良好的抗高温软化性和热负荷性能的铜合金，同时该铜合金还满足Goodway90°折弯R/t＝0不开裂，Badway90°折弯R/t≤0.5不开裂。本发明的铜合金既能满足功率模块组装阶段高温焊接所需的耐热性能和弯曲性能要求，也能够承载其功率数值增大带来的热流密度，实现散热元件散热快速且均温的目标。

Description

一种高导热高强度铜合金及其制备方法和应用

技术领域

本发明涉及铜合金技术领域，具体涉及一种高导热高强度铜合金及其制备方法和应用。

背景技术

随着电子科技和半导体芯片的快速发展，4C领域的电子产品设备因集成化、轻薄化和高性能化的设计理念对其散热模组的导热散热要求也越来越高。VC均热板由于其导热率高、均温性良好，成为了目前散热部件的焦点之一。想要实现VC均热板的快速导热散热功效，除毛细结构焊接、封装品质等管控外，均热板上、下铜片的选材更是重中之重。

均热板组装过程中需经过铜片精密冲压或蚀刻成型、毛细铜网焊接固定和上下铜片钎焊等一系列加工流程，整个加工工况中最高温度达700℃(软钎焊、硬钎焊工序加热温度在200～700℃范围)。对铜材而言，很容易出现在500℃以上的温度进行加热时的强度软化、晶粒急剧粗大问题，导致成型的散热元件容易变形，与散热源接触存在间隙，出现对流传热性能降低的情况。更严重的是在700℃的温度进行加热后散热元件的导电率也会有所损失，无法发挥预期的散热性能。因此要求均热板上、下铜片材料高导热、高强度、折弯性能和焊接性能的同时，还必须具备良好的热稳定性，既能满足抗高温软化要求，也可以保持高温加热后良好的导电、导热率，如此才能保证快速导热散热功效。

如普通的韧铜或无氧铜C10200，导电性能虽好，但热稳定性不足，高温条件下软化明显，无法满足功率模块组装阶段高温焊接所需的高强度要求，易导致散热基板软化、变形和翘曲等问题。而一些高性能铜合金材料，如铜铬合金、铜铁合金C19210等，虽然在一定程度上能满足均温板钎焊加工工况下的抗高温软化性能要求，但同时损失了部分的导电、导热性能。同时对于超薄均热板或高阶芯片散热模组用均温板，其导电、导热和热稳定性能还难以承载其功率数值增大带来的热流密度，高温条件下均温板导电率一旦出现下降，将无法实现芯片散热快速且均温的目标。

公告号为CN107429323B的专利文献公开了一种散热元件用铜合金板，其含有Fe：1.0～2.4wt％、P：0.005～0.1wt％，余量由Cu和不可避免的杂质构成，以850℃加热30分钟后水冷，接着经时效处理后的0.2％屈服强度为110MPa以上，导电率为50％IACS以上。该发明制备的铜合金板的强度和导电率均较低，因此，由其制备的散热元件的散热效果并不好。

综上，亟需寻找一种同时具备高导热、高强度以及良好的抗稳定性能的铜合金及其制备工艺，以满足4C领域电子产品散热元件的要求。

发明内容

为解决现有技术中存在的问题，本发明提供了一种高导热高强度铜合金，该铜合金具备高导热、高强度，同时具有良好的热稳定性，满足4C领域电子元部件大电流、高频化的结构设计要求。

一种高导热高强度铜合金，以质量分数计，包括Fe：0.01～0.10wt％，Ni：0.01～0.10wt％，P：0.005～0.04wt％，Sr：0.001～0.05wt％，余量为Cu和不可避免的杂质。

Fe能够提高基体强度，Fe和P通过固溶处理溶入铜基体中形成过饱和固溶体，然后通过时效处理，析出铁磷金属间化合物，析出的金属间化合物起到弥散强化的作用，铁磷金属间化合物的存在更进一步提高基体强度和硬度，同时对提高合金的耐高温软化性能起到重要的作用，但过多的Fe对合金导热、导电率影响很大。因此，本发明中Fe含量控制在0.01～0.10wt％。

Ni元素起到固溶强化和促进强化相析出的作用。Ni与Cu是无限互溶，Ni元素的添加量低则强化效果不明显，太高则会降低材料的导电性。同时Ni元素在铜合金中与P可以形成NiP化合物，如Ni₃P、Ni₅P₂、Ni₁₂P₅等，NiP化合物在进一步提升合金强度的同时可以最大程度减少对导电率的影响。此外，Ni元素的添加还可以增加合金的钎焊润湿性，提高焊接稳定性。当Ni含量在0.01wt％以下时，对合金强度、抗高温软化性能、耐应力松弛性和热负荷性能提升不明显；当Ni含量超过0.10wt％时，时效后析出的NiP化合物过多，基体中的残留Ni、P元素也增多，影响合金的导热、导电率，且对冲压、蚀刻加工性能不利，易出现应力翘曲。因此，本发明中Ni含量控制在0.01～0.10wt％。

P元素能够起到除气、脱氧的作用，降低铜熔体表面张力，提高熔体的流动性，净化合金基体。此外P与Cu、Fe、Ni还可以形成Cu₃P、铁磷金属间化合物、镍磷金属间化合物，该金属间化合物的存在能够提高基体的强度、硬度，同时提升合金的耐高温软化性能。但P元素的添加显著降低铜的导电率及导热率。若P含量过高，还会使基体合金产生脆性。当P元素含量小于0.005wt％时析出的含磷金属间化合物数量偏少，得不到理想的综合性能；当添加的磷含量超过0.04wt％时析出的含磷金属间化合物数量偏多，会使导热、导电率显著降低。因此，本发明中P含量控制在0.005～0.04wt％。

Sr元素添加对导热、导电率的影响小于Fe、Ni、P等元素，同时能够抑制Cu₃P、铁磷金属间化合物、镍磷金属间化合物等强化相的长大粗化，提高强化相的体积分数，还可以细化晶粒组织，有效提高材料的强度、抗高温软化性能和折弯性能等综合性能，改善Fe、Ni、P等合金化元素的均匀分布，促进合金组织均匀性和性能一致性。当Sr含量小于0.001wt％时难以发挥其改善效果；当添加的Sr含量超过0.05wt％时，不利于合金的导电、导热性能。因此，本发明中Sr含量控制在0.001～0.05wt％。

优选地，所述的高导热高强度铜合金中Fe与P的质量比为1～5:1。

添加适量的Fe和P对合金的性能具有良好的改善效果，而添加过量情况下Fe和P对合金的导热、导电性能影响十分明显。Fe、P在铜合金中析出Fe-P化合物，一方面提高了铜合金的再结晶温度，阻碍位错的迁移，材料获得强化，大大提升材料的强度、抗高温软化性能；另一方面Fe-P化合物的析出净化了基体，使材料的导电率也可得到提升。当Fe与P的质量比小于1时，合金中存在游离的P，严重降低材料导电性；当Fe与P的原子重量比大于5时，Fe单质析出过多，Fe单质在材料表面出现聚集，使析出相过于粗大，容易在拉伸过程中成为断裂起点，影响材料的折弯性能。因此，本发明的合金中Fe与P的质量比控制在1～5:1。

优选地，所述的高导热高强度铜合金中Ni与P的质量比为1～5:1。

Ni和P在铜基体中形成Ni₃P、Ni₅P₂、Ni₁₂P₅化合物并弥散析出，该析出相可显著提高合金的强度和抗高温软化性能。当Ni与P的质量比小于1时，Ni、P元素无法形成理想的NiP化合物组合，同时也无法实现完全时效析出，从而导致P元素过量分布在铜合金基体中，影响合金的导热、导电性能；当Ni与P的质量比大于5时，同样难以实现最大程度的Ni、P原子的脱溶，无法达到理想的综合性能，同时Ni元素过剩，对合金的导热、导电率存在风险。因此，本发明合金中Ni与P的质量比控制在1～5:1。

优选地，所述的高导热高强度铜合金的微观组织中含有铁磷金属间化合物和镍磷金属间化合物，所述的铁磷金属间化合物在微观组织中的体积百分比含量为0.005～0.02％，所述的镍磷金属间化合物在微观组织中的体积百分比含量为0.002～0.025％。

Fe、Ni、P这三种元素中的任一个元素都具有强化基体、提高合金强度的作用，但Fe、P含量对导电率影响较大。本发明中Fe、Ni、P同时存在，组合形成铁磷金属间化合物和镍磷金属间化合物，该化合物的析出有利于降低铜基体的晶格畸变，改善合金的导电率。同时，铁磷金属间化合物和镍磷金属间化合物作为高硬度、高耐磨、高熔点的化合物，对于提高合金硬度、提升合金耐高温软化性能有益。但铁磷金属间化合物和镍磷金属间化合物的含量较高时，合金的强度、硬度、耐高温软化性能虽然提高，但塑性、导电率和折弯性能下降很快，不利于后续冲压加工。因此，为了达到理想的效果，本发明铜合金的微观组织中，铁磷金属间化合物的体积百分比含量控制在0.005～0.02％，镍磷金属间化合物的体积百分比含量控制在0.002～0.025％。

优选地，所述的高导热高强度铜合金的微观组织的平均晶粒度为5～15μm，其中平均颗粒直径为1～30nm的化合物数量100～300个/μm²。

所述铜合金的微观组织中化合物主要为铁磷金属间化合物和镍磷金属间化合物，化合物的大小和数量分布直接影响了合金的强度、导电和导热性能，还有高温条件下导电、导热的稳定性。金属间化合物尺寸越小，数量越多，分布越均匀，起到阻止位错和晶界的移动作用越明显，产生的强化效果越佳。同时，金属间化合物作为析出相，其分布越细小弥散，对高温加热过程中的位错移动越具有阻碍作用，从而维持电子与原子之间的相互作用力，避免合金电阻上升、导电率下降，从而提高合金高温条件下导电性能的稳定性。

此外，平均颗粒直径为30nm或更小的化合物对铜合金导电率降低的影响效果，显著低于大尺寸化合物作用效果。当平均颗粒直径为1～30nm的化合物数量少于100个/μm²时，显示效果的化合物数量不够，强化效果不明显，很难得到140Hv以上、抗拉强度450MPa以上的高强度性能。同时不利于合金高温条件下导电性能的稳定性；当化合物的平均颗粒直径＞30nm且数量多于300个/μm²时时，化合物以大颗粒的形式分布存在铜基体上，虽有利于析出强化作用，但不利于合金的导电率和折弯性能，不能得到85％IACS及以上的导电率。因此，本发明控制铜合金的微观组织中，平均颗粒直径为1～30nm的化合物数量100～300个/μm²。

优选地，所述的高导热高强度铜合金中还包括0.001～0.01wt％的Zn元素。

Zn在铜合金中主要起固溶强化作用，固态下形成具有一定成分范围的α、β、γ、δ、ε、η六个相，可以进一步提升材料的力学性能。更重要的是，Zn具有使焊料的耐热剥离性提高的功效，起到提高焊料接合可靠性的作用，有利于均热板组装过程中焊接加工。此外，Zn还可以对铜熔体进行脱氧，如在P之前添加，还可以减少磷的烧损。当Zn含量添加小于0.001wt％时，无法起到明显的改善效果；当Zn含量添加超过0.01wt％，会使材料的导热、导电率有明显降低。因此，本发明中Zn含量添加为0.001～0.01wt％。

优选地，所述的高导热高强度铜合金中还包括总量为0.001～0.02wt％的La或Ce中的至少一种元素。

稀土元素La、Ce在铜合金中的固溶度极低，但对于提升铜合金的综合性能极为有利，能够显著提升其力学性能以及耐热性能，且对电导率的影响甚微。与此同时，La或Ce能够与铜合金中铅、铋等杂质元素形成高熔点化合物，以细小的球形质点形式均匀分布在晶粒内部，起到晶粒细化的作用，进一步提升了合金高温条件下导电性能的稳定性。因此，本发明中La或Ce总量为0.001～0.02％。

优选地，所述的高导热高强度铜合金中La的含量不高于0.01wt％。

优选地，所述的高导热高强度铜合金中Ce的含量不高于0.01wt％。

过高质量百分比的La或Ce可能会对铜合金的导电性能和导热性能产生负面影响，故控制其质量分数不高于0.01wt％。

优选地，所述的高导热高强度铜合金的硬度为HV140～HV180，抗拉强度为450～550MPa，屈服强度为400～500MPa，导电率≥88％IACS，导热率≥350W/(m·k)。

优选地，所述的高导热高强度铜合金于700℃下保持30min后，抗拉强度≥230MPa，导电率≥85％IACS。

优选地，所述的高导热高强度铜合金于850℃下保持30min后，抗拉强度≥200MPa，导电率≥80％IACS。

作为优选，所述的高导热高强度铜合金的Goodway90°折弯R/t＝0不开裂，Badway90°折弯R/t≤0.5不开裂。

本发明还提供了所述的高导热高强度铜合金的制备方法，包括以下步骤：配料→半连续铸造→热轧→粗轧→一次退火→中轧→二次退火→精轧→三次退火→成品精轧→时效处理；

其中所述的热轧初轧温度为700～850℃，终轧温度为500～650℃，热轧后喷水急冷进行固溶处理；所述热轧轧制道次为9～13道，每道次热轧时润滑冷却液的冷却速度为0.30～0.35℃/s。

热轧工序中的轧制温度、温降等直接影响热轧坯的组织大小和析出物形态分布，是实现最终产品性能的关键因素。热轧初轧温度低于700℃时，此时Fe、Ni、P等元素固溶不完全，未完全溶于铜基体中，剩余的析出物的粒子会影响变形均匀性，甚至会造成热轧开裂；热轧初轧温度高于850℃时，铸锭会出现过热或过烧现象，使铜合金的晶粒过分粗大，影响析出物的粒子分布，从而影响合金的耐热性能。此外，当终轧温度低于500℃时，易引起加工硬化，同时温度偏低条件下可能导致晶粒大小不均匀及性能不合，同时容易出现更多的晶界缺陷，导致合金热负荷性变差；当终轧温度高于650℃时，组织容易粗大，晶粒大小超过60μm，继续冷轧带材出现橘皮和麻点缺陷；因此，热轧初轧温度为700～850℃，终轧温度为500～650℃。

本发明的铜合金热轧结束后喷水急冷进行固溶处理，便于充分固溶Fe、Ni、P等元素。同时通过多道次的轧制工艺配合热轧自带的润滑冷却液冷却速度即可控制热轧过程中的温降，从而调控金属间化合物形态和大小，为后续的时效处理建立良好的析出物基础。当热轧少于9道次，道次少的情况下决定了单道次的大加工率轧制和冷却时间，此时强压延的作用不仅会影响铸锭热轧后的板型和公差，同时减少了散热和润滑冷却的作用时间，会降低固溶的效果，不利于后道加工退火的时效析出效果，从而影响合金的强度、耐热性和导电率；当热轧多于13道次时，不利于生产效率，同时长时间的空气散热和冷却液导致的温降过快容易引起热轧缺陷。

本发明中的润滑冷却液不仅起到润滑轧辊的作用，更为关键的是对热轧坯的冷却作用，从而控制热轧过程中的温降，达到逐步固溶的效果。若润滑冷却液的冷却速度小于0.3℃/s，难以起到快速冷却的作用，每道次热轧会有粗大的析出物粒子生成，不利于后续的退火时效析出，难以保证合金的强度和耐热性能；若润滑冷却液的冷却速度大于0.35℃/s，终轧温度过低，不利于固溶效果。因此，每道次热轧时润滑冷却液的冷却速度为0.30～0.35℃/s。

优选地，所述的热轧坯的组织平均晶粒度为30～45μm，组织中粒径1～30nm的析出物粒子个数≤5个/μm²，粒径超过100nm的析出物粒子个数≤1个/μm²。

热轧坯的组织、析出物的形态以及分布情况是影响铜合金强度、导电率和耐热性能的关键因素。本发明的热轧坯在经过反复冷轧、退火工序后，通过析出强化作用可以获得良好的强度、导电率和耐热性能的铜合金。当热轧坯的组织平均晶粒度过大时，造成后续成品组织晶粒度偏大，影响材料的塑性和冲压加工性能；当组织晶粒度偏小时，热轧坯的塑性降低，大大减少后面冷轧加工的塑性，难以实现大加工率破碎晶粒，同时不利于时效处理，影响成品厚度的导电性能。因此，热轧坯的组织平均晶粒度为30～45μm。同时，当组织中粒径1～30nm的析出物粒子个数高于5个/μm²时，化合物未完全固溶进去，不利于退火过程中的时效析出，合金的强度和导电率不能保证，同时也会影响合金的耐热性能；若粒径大于100nm的析化物粒子个数高于1个/μm²时，粗大的化合物不利于冷轧加工，严重时导致合金加工裂纹或断裂。

优选地，所述粗轧总加工率为75～90％，中轧总加工率为60～75％，精轧总加工率为40～55％，成品精轧总加工率为40～50％。

本发明的合金中铜含量高，且热轧坯的组织晶粒细小，化合物固溶完全，因此热轧坯具备大加工率冷轧加工的良好塑性条件。采用大加工率冷轧，既有利于组织晶粒破碎，又可以借助大量形成的位错，为下一道退火提供溶质原子扩散通道，保证时效析出效果。因此，粗轧总加工率为75～90％，中轧总加工率为60～75％，精轧总加工率为40～55％，成品精轧总加工率为40～50％。

作为优选，所述的一次退火采用钟罩炉退火，退火温度为300～600℃，保温时间为6～12h；二次退火和三次退火采用气垫炉退火，退火温度为600～800℃，带材通过气垫炉内加热区的时间为1～5s。

粗轧后进行退火处理，其作用是使得过饱和固溶中析出部分强化相粒子，在后续的冷轧过程中，这些粒子可形成大量的位错，为下一道退火提供溶质原子扩散通道。一次退火除了析出部分强化相粒子目的外，还为了保证退火前后的性能偏差小，以此来获得最终产品的良好强度和耐热性能。当钟罩炉退火温度低于300℃或保温时间低于6h时，退火过程提供的能量不足，难以析出一定数量的溶质原子，导电率提升不明显；当钟罩炉退火温度高于600℃或保温时间高于12h时，虽然析出充分，但同时导致晶粒粗大，同时析出相也会粗大化，不利于合金的耐热和折弯性能。

中轧后进行二次退火处理，铜基体中没有析出的溶质原子在二次退火过程中会随着位错形成的扩散通道进一步析出。在中间冷轧加工过程中，晶格缺陷增加，在经过二次退火时容易形成析出形核，有利于析出粒子的完全析出，从而大大提升合金的导电率、强度和耐热性能。而气垫炉退火可以很好的控制析出粒子的长大和粗大化，且析出更完全、更均匀，使得析出相粒子保持微细形态，有利于合金强度和折弯性能稳定性。当气垫炉退火温度低于600℃或加热时间低于1s时，会导致第二次析出不彻底，残留的溶质原子会影响最终产品的导电率和折弯性能；当气垫炉退火温度高于800℃或加热时间高于5s时，温度过高导致晶粒和析出相粒子粗大，影响合金的强度和耐热性能。

精轧后进行三次退火处理，与中轧后进行二次退火处理作用一致，促进溶质原子的析出，且直接影响合金的组织晶粒大小和化合物形态、数量。

作为优选，所述的时效处理的温度为200～500℃，保温时间为3～10h。

成品的时效处理，其作用是使得过饱和固溶中析出强化相粒子，当时效处理的温度低于200℃，会导致析出不彻底，残留的溶质原子会影响材料的导电性能；当时效处理温度高于500℃，虽然析出充分，但同时导致晶粒粗大，影响弥散强化效果，不利于合金的折弯性能。

本发明还提供了所述的高导热高强度铜合金在制备散热元件中的应用。本发明的铜合金具有优异的导热性能，高的强度，良好的抗高温软化性能和热负荷性能等，同时还具备良好的折弯性能，在散热元件中具有广阔的应用前景。

与现有技术相比，本发明具有以下有益效果：

(1)本发明通过控制添加的元素种类及各元素的添加量来调控合金的性能，通过添加Fe、Ni、P元素以生成铁磷金属间化合物和镍磷金属间化合物，并通过控制Fe、Ni、P元素的添加量来控制铁磷金属间化合物和镍磷金属间化合物在微观组织中的体积比，进而调控合金的强度、硬度、折弯性能以及热稳定性能，并减少高温条件下对导电率的影响，同时通过添加Sr元素抑制Cu₃P、铁磷金属间化合物、镍磷金属间化合物等强化相的长大粗化，细化晶粒组织，促进合金组织均匀性和性能一致性，进一步提高材料的综合性能。

(2)本发明通过控制热轧过程中的轧制温度、温降等条件调控热轧坯的组织大小和析出物的形态分布，从而保证热轧坯在后续经过反复冷轧、退火工序后，通过析出强化作用可以获得良好的强度、导电率和耐热性能的铜合金。

(3)本发明制备的铜合金具有优异的导热性能，高的强度，良好的抗高温软化性和热负荷性能，其在700℃下保持30min后，抗拉强度≥230MPa，导电率≥85％IACS，在850℃下保持30min后，抗拉强度≥200MPa，导电率≥80％IACS，同时本发明的铜合金Goodway90°折弯R/t＝0不开裂，Badway90°折弯R/t≤0.5不开裂，既能满足功率模块组装阶段高温焊接所需的耐热性能和弯曲性能要求，也能够承载其功率数值增大带来的热流密度，实现散热元件散热快速且均温的目标。

具体实施方式

下面将对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有作出创造性劳动的前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。需要说明的是，在不冲突的情况下，本发明中的实施例及实施例中的特征可以相互组合。下面结合具体实施例对本发明作进一步说明，但不作为本发明的限定。

本发明实施例1-14的铜合金成分如表1所示。本发明实施例1-14的铜合金带材的制备工艺流程如下：配料→半连续铸造→锯切→热轧→固溶→铣面→粗轧→剪边→钟罩炉退火→清洗→中轧→气垫炉退火→精轧→气垫炉退火→成品精轧→时效处理→清洗→成品矫直→剪切。具体步骤为：

1)配料：按照表1的成分进行配料；

2)半连续铸造：熔炼温度为1260℃，铸造温度为1210℃，铸锭规格为180×620mm；

3)锯切：锯切后获得180×620×7500mm规格铸锭；

4)热轧：热轧初轧温度为700～850℃，终轧温度为500～650℃，热轧后喷水急冷进行固溶处理；

5)铣面：上、下各铣面0.8mm，侧面各铣面1.0mm；

6)粗轧：采用四辊轧机轧制，总加工率为75～90％；

7)剪边：边部各厚剪6mm；

8)钟罩炉退火：退火温度为300～600℃，保温时间为6～12h；

9)清洗：清洗速度为80m/min，采用500～1000目数特殊研磨颗粒的不织布刷子进行研磨；

10)中轧：采用六辊轧机轧制，总加工率为60～75％；

11)气垫炉退火：中轧后进行二次退火，退火温度为600～800℃，通过气垫炉内加热区的时间为1～5s。同时采用2000～2500目数特殊研磨颗粒的不织布刷子进行研磨；

12)精轧：采用二十辊轧机轧制，总加工率为40～55％；

13)气垫炉退火：精轧后进行三次退火，退火温度为600～800℃，通过气垫炉内加热区的时间为1～5s。同时采用2000～2500目数特殊研磨颗粒的不织布刷子进行研磨；

14)成品精轧：采用二十辊轧机轧制，总加工率为40～50％；

15)时效退火：成品精轧后进行时效退火，退火温度为200～500℃，保温时间为3～10h；

16)成品清洗：清洗速度为70m/min，采用3000目数特殊研磨颗粒的不织布刷子进行研磨；

17)成品矫直：延伸率控制＜0.1％，拉矫后翘曲≤60mm/M；

18)剪切：剪切后100*100mm²范围内平整度小于＜0.1mm。

本发明对比例1-2的铜合金成分如表1所示。对比例1-2的铜合金带材的制备工艺流程如下：配料→半连续铸造→锯切→热轧→铣面→粗轧→剪边→钟罩炉退火→清洗→中轧→气垫炉退火→精轧→气垫炉退火→成品精轧清洗→成品矫直→剪切。本发明实施例和对比例制备铜合金带材的关键工艺参数如表2所示。

对实施例和对比例制得的铜合金带材测试，包括：微观组织中化合物的体积百分比含量、尺寸大小和分布数量、平均晶粒大小，硬度，室温抗拉强度、屈服强度、延伸率，导电率，导热率，折弯性能，热负荷性能检测。

抗拉强度、屈服强度和延伸率检测按照《GB/T 228.1-2010金属材料拉伸试验第1部分：室温试验方法》在电子万能力学性能试验机上进行，拉伸速度为5mm/min。

导电性能采用《GB/T 32791-2016铜及铜合金导电率涡流测试方法》测试实施例与对比例带材的导电率。

采用扫描电镜以及透射电镜下观察样品的组织，根据观察结果计算实施例和对比例的铜合金的微观组织中化合物的体积百分比含量、大小和个数。

采用《JCBA T307-2007 Test method of bend formability for sheetsandstrips of copper and copper alloys》检测实施例与对比例带材的折弯性能(以Badway90°R/t≤2.5折弯是否开裂进行评价)，测试带材的宽度为10mm。

另外，采用Ar气作为保护气氛进行合金加热，在温度分别到达700℃、850℃之后加热30分钟后水冷，分别将所得材料作为供试材，进行导电率和抗拉强度的试验。

实施例和对比例的铜合金带材的组织结构和性能测试结果分别如表3和表4所示。

与对比例1和对比例2相比，本发明实施例制备得到的铜合金带材的综合性能更优。本发明的铜合金通过控制添加的元素与其质量百分比，实现了HV140～HV180的硬度，450～550MPa抗拉强度，400～500MPa屈服强度，不低于88％IACS的导电率，以及不低于350W/(m·k)的导热率，具备高导热、高强度性能，此外，所述的高导热高强度铜合金于700℃下保持30min后，抗拉强度≥230MPa，导电率≥85％IACS；所述铜合金于850℃下保持30min后，所述铜合金的抗拉强度≥200MPa，导电率≥80％IACS，具有良好的抗高温软化性和热负荷性能的铜合金，同时还具备铜合金带材的Goodway90°折弯R/t＝0不开裂，Badway90°折弯R/t≤0.5不开裂的性能，既能满足功率模块组装阶段高温焊接所需的耐热性能要求，也能够承载其功率数值增大带来的热流密度，实现芯片散热快速且均温的目标。

以上所述仅为本发明较佳的实施例，并非因此限制本发明的实施方式及保护范围，对于本领域技术人员而言，应当能够意识到凡运用本发明说明书内容所作出的等同替换和显而易见的变化所得到的方案，均应当包含在本发明的保护范围内。

表1实施例和对比例的铜合金成分

表2实施例和对比例中的关键工艺参数

表3实施例和对比例的铜合金带材的组织结构

表4实施例和对比例中的铜合金带材的性能

Claims (10)

1.一种高导热高强度铜合金，其特征在于，以质量分数计，包括Fe：0.01～0.10wt％，Ni：0.01～0.10wt％，P：0.005～0.04wt％，Sr：0.001～0.05wt％，余量为Cu和不可避免的杂质，其中所述的高导热高强度铜合金中Fe与P的质量比为1～5:1，Ni与P的质量比为1～5:1。

2.根据权利要求1所述的高导热高强度铜合金，其特征在于，所述的高导热高强度铜合金的微观组织中含有铁磷金属间化合物和镍磷金属间化合物，所述的铁磷金属间化合物在微观组织中的体积百分比含量为0.005～0.02％，所述的镍磷金属间化合物在微观组织中的体积百分比含量为0.002～0.025％。

3.根据权利要求1或2所述的高导热高强度铜合金，其特征在于，所述的高导热高强度铜合金的微观组织的平均晶粒度为5～15μm，其中平均颗粒直径为1～30nm的化合物的数量为100～300个/μm²。

4.根据权利要求1或2所述的高导热高强度铜合金，其特征在于，所述的高导热高强度铜合金中还包括0.001～0.01wt％的Zn元素和/或总量为0.001～0.02wt％的La或Ce中的至少一种元素。

5.根据权利要求1或2所述的高导热高强度铜合金，其特征在于，所述的高导热高强度铜合金的硬度为HV140～HV180，抗拉强度为450～550MPa，导电率≥88％IACS，导热率≥350W/(m·k)。

6.根据权利要求5所述的高导热高强度铜合金，其特征在于，所述的高导热高强度铜合金于700℃下保持30min后，抗拉强度≥230MPa，导电率≥85％IACS；所述的高导热高强度铜合金于850℃下保持30min后，抗拉强度≥200MPa，导电率≥80％IACS。

7.根据权利要求1-6中任一项所述的高导热高强度铜合金的制备方法，其特征在于：包括以下步骤：配料→半连续铸造→热轧→粗轧→一次退火→中轧→二次退火→精轧→三次退火→成品精轧→时效处理；

其中，所述的热轧初轧温度为700～850℃，终轧温度为500～650℃，热轧后喷水急冷进行固溶处理；所述的热轧轧制道次为9～13道，每道次热轧时润滑冷却液的冷却速度为0.30～0.35℃/s。

8.根据权利要求7所述的制备方法，其特征在于，热轧工艺中，所制得热轧坯的组织平均晶粒度为30～45μm，组织中粒径1～30nm的析出物粒子个数≤5个/μm²，粒径超过100nm的析出物粒子个数≤1个/μm²。

9.根据权利要求7或8所述的制备方法，其特征在于，所述的一次退火采用钟罩炉退火，退火温度为300～600℃，保温时间为6～12h；二次退火和三次退火采用气垫炉退火，退火温度为600～800℃，带材通过气垫炉内加热区的时间为1～5s。

10.根据权利要求1-6中任一项所述的高导热高强度铜合金在制备散热元件中的应用。