TWI658146B - 蒸汽腔體之製造方法 - Google Patents

Abstract

本發明為經過由多個零件組裝成蒸汽腔體然後加熱至650℃以上之程序，將前述零件彼此接合，而製造出蒸汽腔體的方法，前述之中，構成蒸汽腔體的框體的零件(2、3)係由析出硬化型銅合金所構成，對於接合後的蒸汽腔體的框體不實施塑性加工，進行時效處理而使前述析出硬化型銅合金析出硬化。

Description

蒸汽腔體之製造方法

本發明的揭示，是關於一種將多個零件接合而製造出蒸汽腔體(平板狀熱導管)之方法。

搭載於桌上型PC、筆記型PC、平板電腦、以智慧型手機為代表的行動電話等的CPU的運作速度的高速化及高密度化在急速發展，這些CPU每單位面積的發熱量也更進一步增加。若CPU的溫度上昇至一定以上的溫度，則會導致故障、熱失控等，因此有效地由CPU等的半導體裝置散熱，正成為迫切的問題。

吸收半導體裝置的熱，並使其發散至大氣中的散熱零件，一直是使用散熱座。散熱座需要高導熱性，因此材料可使用導熱率大的銅、鋁等。在桌上型PC之中，使用了將CPU的熱傳導至設置於散熱座的散熱片等，並以設置於桌上型PC機殼內的小型風扇散熱的方法。

但是，在缺乏設置風扇的空間的筆記型PC、平板電腦等之中，在有限的面積下具有較高的熱輸送能力的散熱零件，逐漸使用了蒸汽腔體(平板狀熱導管)。熱導管可藉由使封入內部的冷媒循環進行蒸發(由CPU吸熱)與 凝結(將吸收的熱放出)而發揮出比散熱座還高的散熱特性。另外還有人提出藉由將熱導管與散熱座或風扇這些散熱零件組合來解決半導體裝置的發熱問題。

蒸汽腔體是進一步提升管狀熱導管的散熱性能的物品(參考專利文獻1~4)。為了使冷媒的凝結與蒸發有效率地進行，與管狀熱導管同樣地，有人提出對內面實施粗面化加工、溝加工或利用粉末燒結形成微細孔的蒸汽腔體。

另外還有人提出由外部構件(框體)與被收納固定於外部構件的內部的內部構件所構成的蒸汽腔體。內部構件是為了促進冷媒的凝結、蒸發及輸送，而在外部構件的內部配置一個或多個，且被加工成各種形狀的散熱片、突起、孔、狹縫等。此形式的蒸汽腔體，可藉由在將內部構件配置於外部構件的內部之後，藉由硬焊、擴散接合等的方法，將外部構件彼此及外部構件與內部構件接合而一體化來製造。在蒸汽腔體內部裝入冷媒之後，藉由硬焊等的方法來密封。

關於蒸汽腔體的製造方法，在矩形的上板構件與下板構件的單面形成多個溝、凹凸等的圖型，使前述圖型形成面在內側，將上板構件與下板構件接合，製造出蒸汽腔體，以此情況為例，參考圖1具體地說明。前述上板構件與下板構件為構成蒸汽腔體的框體的零件，在該蒸汽腔體中不含內部構件。

(1)蒸汽腔體的框體的材料，一般是使用無氧銅、磷 脫氧銅等的純銅系的條材。在由純銅系條材切出的矩形板材(上板構件與下板構件)的單面形成了多個溝、凹凸等的圖型。圖1A表示形成了圖型1(斜線部分)的上板構件2(或下板構件3)。

(2)形成圖型1的手段，是利用使用蝕刻加工或金屬模具的壓延加工。在進行蝕刻加工的情況，僅使上板構件2或/及下板構件3的單面的蝕刻預定部分露出，以含有氯化鐵(III)溶液的蝕刻液，使前述蝕刻預定部分的銅溶解，形成既定圖型。在進行壓延加工的情況，將金屬模具的表面性狀轉印至上板構件2或/及下板構件3的單面，而形成既定形狀圖型。

(3)以上板構件2或/及下板構件3的圖型形成面為內側，將上板構件2與下板構件3重疊(圖1B)，並在此狀態下接合。此接合可藉由擴散接合或硬焊來進行。此外，在上板構件2與下板構件3之間嵌入了管嘴(細徑管)4，該管嘴4亦被接合。

(4)在擴散接合的情況，如圖1C所示般，在上板構件2與下板構件3之間施加數N的荷重來加壓(參考中空箭號)，在真空或惰性氣體環境下，通常加熱至800℃以上的溫度，並在此溫度保持30分鐘以上。因此，因為材料的軟化、結晶粒的粗大化、加壓造成的蠕變等，尺寸會發生變化。必須預估此材料的強度降低及尺寸變化來設定擴散接合前的板厚(形成圖型1的部分及其他部分的兩者)。擴散接合時，各構件之間Cu原子相互固相擴散，而使各構件 (上板構件2、下板構件3及管嘴4)一體化。

(5)在利用硬焊來接合的情況，是在還原性氣體環境或非氧化性氣體環境下加熱，並使用銀焊料(BAg)、磷銅焊料(BCuP)等進行硬焊。通常硬焊之處，在使用銀焊料的情況，會被加熱至650℃以上，在使用磷銅焊料的情況，會被加熱至750℃以上。硬焊方法適合使用供料式硬焊(手工硬焊的一種)或預置式硬焊(爐中硬焊的一種)，然而在任一硬焊方法中，都必須控制硬焊氣體環境，以使蒸汽腔體的內部不發生氧化。此外，在手工硬焊的情況，在高溫下加熱的時間短，然而蒸汽腔體的質量小且導熱性良好，因此溫度上昇至硬焊溫度時全體會軟化。在爐中硬焊的情況，對於氣體環境的控制是有利的，然而蒸汽腔體被保持在高溫的時間變長，材料全體軟化的程度會比手工硬焊還高。

(6)蒸汽腔體製造後(接合後)，在真空或減壓氣體環境中，透過管嘴4在蒸汽腔體的內部裝入操作流體(水等)，並將管嘴4密封。

[先前技術文獻]

[專利文獻]

[專利文獻1]日本特開2004-238672號公報

[專利文獻2]日本特開2007-315745號公報

[專利文獻3]日本特開2014-134347號公報

[專利文獻4]日本特開2015-121355號公報

在蒸汽腔體的製造(接合)之中，構成蒸汽腔體的零件，至少會被加熱至650℃以上的溫度，因此由耐熱性低的純銅系的材料所構成的情況，容易軟化。若構成蒸汽腔體的框體的零件(在先前的例子中為上板構件2與下板構件3)軟化，則在輸送蒸汽腔體、操作、或安裝至半導體裝置時等容易變形。此情況下，因為形成於蒸汽腔體內部的圖型形狀及尺寸會發生變化，或蒸汽腔體的框體出現的凹陷等，與半導體裝置之間產生間隙，而無法發揮出所期望的導熱性能。

另外，在擴散接合步驟中，蒸汽腔體的框體會因為施加在接合部的加壓力而變形。具體而言，如圖2A、2B所示般，上板構件2與下板構件3的接合部會因為加壓力(參考中空箭號)而蠕變，厚度減少(t_s→t_f)。另外，上板構件2與下板構件3會因為加熱而膨脹，往左右方向伸長，另一方面，接合部會因為加壓力，左右方向的移動受到拘束，因此上板構件2與下板構件3厚度薄的部分會向內彎曲。其結果，蒸汽腔體的尺寸精密度也會降低，軟化所造成上述問題會變得更嚴重。

此外，純銅系的材料被加熱至650℃以上的溫度時，結晶粒容易粗大化，也會有結晶粒的粗大化發展到 貫通板厚(結晶粒徑大於板厚)的程度的情形。曾經有人指出在此情況下，焊料的潤濕擴散會受到阻礙，或因為在蒸汽腔體使用時，隨著反覆蒸發、凝結造成內壓變動(對框體施加應力)而發生的疲勞現象，導致粒界破裂發生，其結果，會發生洩漏，或粒界的耐蝕性降低。

本發明的揭示，主要目的為提供一種蒸汽腔體之製造方法，解決製造蒸汽腔體時的上述問題，即使經過接合步驟，框體的軟化或蠕變等造成的尺寸變化也不易發生，可具有足夠的強度與導熱性能。另外，其他目的為即使經過接合步驟，框體之中，也不會發生結晶粒的過度粗大化。

本發明之實施形態所關連的蒸汽腔體之製造方法，其特徵為：經過由多個零件組裝成蒸汽腔體然後加熱至650℃以上之程序將前述零件彼此接合，在製造出蒸汽腔體的方法之中，前述零件之中，構成蒸汽腔體的框體的零件是由析出硬化型銅合金所構成，對於接合後的蒸汽腔體的框體不實施塑性加工，進行時效處理而使前述析出硬化型銅合金析出硬化。此外，在本發明之實施形態中，會有前述零件僅由構成蒸汽腔體的框體的零件所構成的情形，以及進一步含有其他零件(前述內部構件)的情形。

析出硬化型銅合金，可列舉本身周知的Cu-Ni-Si系、Cu-Fe-P系、Cu-Fe-Ni-P系、Cu-Cr系及Cu-Cr-Zr系等的各 銅合金。

依據本發明之實施形態，藉由使用析出硬化型銅合金作為框體的材料，與使用純銅系材料的以往蒸汽腔體相比，即使不經過接合步驟，框體的軟化或蠕變等造成的尺寸變化也不易發生。另外，在接合步驟剛完成後，框體的強度及導電率會降低，然而接下來藉由進行時效處理(析出硬化處理)，框體的強度及導電率(導熱率)會恢復(提升)。因此，可製造出抑制導熱性能的降低，且具有較高強度的蒸汽腔體，還可使材料進一步薄化。

另外，依據本發明之實施形態，藉由使用析出硬化型銅合金作為框體的材料，與使用純銅系材料的以往蒸汽腔體相比，較能夠抑制框體的結晶粒的粗大化。因此可改善蒸汽腔體使用時的耐洩漏性或耐蝕性，還能夠改善焊料潤濕擴散性。

1‧‧‧圖型

2‧‧‧上板構件

3‧‧‧下板構件

4‧‧‧管嘴

圖1為說明蒸汽腔體的製造方法(接合方法)的圖，並且為形成了圖型的框體零件(上板構件或下板構件)的斜視圖(1A)、為了接合而重疊的上板構件與下板構件的剖面圖(1B)、及蒸汽腔體的擴散接合時的剖面圖(1C)。

圖2為說明蒸汽腔體的擴散接合時上板構件與下板構 件變形的情形之圖，並且為擴散接合的開始時的剖面圖(2A)、及結束時的剖面圖(2B)。

圖3表示代表性的析出硬化型銅合金的Fe、Sn含量的範圍之圖。

以下針對本發明之實施形態所關連的蒸汽腔體之製造方法進一步詳細說明。

適合使用於蒸汽腔體的框體的析出硬化型銅合金，可列舉本身周知的Cu-Fe-P系、Cu-(Ni,Co)-Si系、Cu-(Ni,Co)-P系、Cu-Cr系及Cu-Cr-Zr系的各銅合金。這些析出硬化型銅合金，在高溫加熱下(蒸汽腔體的接合步驟)，軟化的程度比以往材料的純銅還小，高溫加熱後的結晶粒的粗大化，也比以往材料的純銅更受到抑制。另外，這些析出硬化型銅合金，即使在高溫加熱後不實施塑性加工(不將成為析出部位的塑性形變導入材料中)而進行時效處理的情況，強度及導電率也會恢復(提升)。蒸汽腔體的框體，在接合步驟後不需實施塑性加工，藉由使用這些析出硬化型銅合金，即使在接合步驟後不實施塑性加工，時效處理後也會具有高強度(50MPa以上)及導電率(25%IACS以上)。

接合步驟後(高溫加熱後)的時效處理(析出硬化處理)可依照例如以下的方法來實施。關於時效處理的條件(析出溫度範圍、保持時間)，對於每個合金系在之後 作敘述。

(1)使接合後的蒸汽腔體冷卻之後，將蒸汽腔體全體再加熱至析出硬化型銅合金的析出溫度範圍，並在相同溫度範圍內保持一定時間，使其析出硬化。此情況下，宜在接合後的蒸汽腔體仍在高溫時，以水冷等方式急速冷卻，或將接合後的蒸汽腔體再加熱後急速冷卻至溶體化溫度，預先使析出硬化型銅合金溶體化。

(2)在使接合後的蒸汽腔體由高溫冷卻的途中，保持在析出溫度範圍一定時間，使析出硬化型銅合金析出硬化。蒸汽腔體可保持在前述析出溫度範圍內的一定溫度，或可在前述析出溫度範圍內繼續冷卻。

(3)上述步驟(2)之後，進一步進行上述(1)的再加熱，使析出硬化型銅合金析出硬化。

接下來針對各合金系作說明。

(Cu-Fe-P系)

(1)Cu-Fe-P系銅合金的例子，可列舉含有Fe：0.07~0.7質量%、P：0.2質量%以下的銅合金。此銅合金的基本組成為Fe及P，其餘是由Cu及無法避免的雜質所構成，並且依照必要含有後述合金元素。

此銅合金的情況，藉由在高溫加熱(蒸汽腔體的接合步驟)後進行時效處理，0.2%耐力值可達到100MPa以上，且導電率可達到50%IACS以上(合金元素含有Sn的情況為45%IACS以上)。另外，藉由將Fe含量定在0.25質量%以 上，可將高溫加熱(蒸汽腔體的接合步驟)後的平均結晶粒徑抑制在50μm以下。時效處理的條件，可列舉在350~600℃的溫度範圍保持5分鐘~10小時。

在此銅合金之中，Fe會以Fe單體或Fe-P化合物的形式析出，而具有提升時效處理後的銅合金板的強度及導電率的作用。並未以Fe-P化合物的形式析出的Fe，會以Fe單體的形式析出，尤其Fe含量為0.4質量%以上時，以Fe單體的形式析出的Fe量會增加。在Fe含量未滿0.07質量%的情況，不足高溫加熱及時效處理後的0.2%耐力，若Fe含量超過0.7質量%，則高溫加熱及時效處理後的導電率不會提升。所以，Fe含量定在0.07~0.7質量%。Fe含量的下限宜為0.15質量%，上限宜為0.65質量%。

P會藉由脫氧作用而減低銅合金所含的氧量，具有防止將蒸汽腔體在含氫的還原氣體環境下加熱時的氫脆性的作用。另外，固溶的P會藉由加熱至析出溫度而形成Fe-P化合物，而提升銅合金的強度、耐熱性、及導電率。為了使Fe-P化合物析出，P含量必須在0.005質量%以上。但是，若P的含量超過0.2質量%，則在將鑄塊熱壓延時破裂發生，後續的加工變得無法進行，因此P含量的上限值是定在0.2質量%。

為了產生上述作用，P的含量必須在某程度，而另一方面，對於Fe-P化合物的析出沒有幫助的P的含量，在可防止氫脆性的範圍以盡量少為佳。由此觀點看來，Fe的含量(質量%)與P的含量(質量%)之比[Fe]/[P]宜在2~5的範圍 內。[Fe]/[P]的下限值較佳為2.5，更佳為3.0，[Fe]/[P]的上限值較佳為4.5，更佳為4.0。

上述銅合金可依照必要，在不損及高溫加熱及時效處理後的導電率的範圍內，含有下述(a)~(c)所示的合金元素(或合金元素群)的1種或2種以上。(a)Sn：0.006~1.1質量%、(b)Zn：1.5質量%以下，(c)Mn：0.1質量%以下、Mg：0.2質量%以下、Si：0.2質量%以下、Al：0.2質量%以下、Cr：0.2質量%以下、Ti：0.1質量%以下、Zr：0.05質量%以下之中的1種或2種以上，合計在0.5質量%以下。

Sn具有提升銅合金的強度的作用。在上述銅合金含有Sn的情況，Fe、Sn含量，是定在圖3所示的A點(0.1,0.006)、B點(0.5,0.006)、C點(0.05,1.1)、D點(0.05,0.05)所圍住的範圍內(包括邊界線上)。此情況下，Fe含量的下限值宜為0.07質量%，較佳為0.15質量%。另外，Sn含量的下限值宜為0.01質量%，較佳為0.02質量%、上限值宜為0.5質量%，較佳為0.4質量%。

Zn具有改善銅合金的焊料耐熱剝離性及Sn鍍敷耐熱剝離性的作用。但是，若Zn的含量超過1.5質量%，則焊料潤濕性降低，導電率也會降低，因此Zn的含量定在1.5質量%以下。Zn的含量的上限值係以0.7質量%為佳，0.5質量%為較佳。另一方面，為了改善耐熱剝離性，Zn的含量的下限值係以0.01質量%為佳，0.05質量%為較佳，0.1質量%為更佳。

Mn、Mg、Si、Al、Cr、Ti、Zr具有提升銅合金的強度及耐熱性的作用。即使少量含有Mn、Mg、Si、Al，也會降低銅合金的導電率，因此分別將上限值定為Mn：0.1質量%、Mg：0.2質量%、Si：0.2質量%、Al：0.2質量%。Cr、Ti、Zr容易形成數μm~數10μm左右的氧化物系、硫化物系等的夾雜物，藉由冷壓延，前述夾雜物與母材之間會產生間隙，前述夾雜物存在於表面時，會降低銅合金的耐蝕性。所以，Cr、Ti、Zr的上限值是定為Cr：0.2質量%、Ti：0.1質量%、Zr：0.05質量%。另外，銅合金含有Mn、Mg、Si、Al、Cr、Ti、Zr之中的多種元素，若其合計含量超過0.5質量%，則銅合金的導電率會降低。所以，這些元素的合計含量定在0.5質量%以下。另一方面，這些元素的1種或2種以上的合計含量的下限值宜為0.01質量%，較佳為0.02質量%，更佳為0.03質量%。

上述組成的銅合金(條)，可藉由例如將鑄塊熱壓延之後，藉由冷壓延與熱處理(時效處理)1次或重覆2次以上來製造。依照以下的條件所製造出的銅合金，0.2%耐力為150MPa以上，伸度為5%以上，且具有優異的彎曲加工性。另外，在高溫加熱(850℃×30分鐘)後，會具有40MPa以上的0.2%耐力，接下來進行時效處理之後，會具有100MPa以上的0.2%耐力、50%IACS以上(含有Sn的情況為45%IACS以上)的導電率。此外，高溫加熱(850℃×30分鐘)造成的結晶粒的粗大化會受到抑制，高溫加熱後的平均結晶粒徑被抑制在50μm以下。

熔解、鑄造，可藉由連續鑄造、半連續鑄造等的通常的方法來進行。此外，銅溶解原料宜使用S、Pb、Bi、Se、As的含量少的物質。另外，宜注意被銅合金熔湯被覆的木炭的紅熱化(水分除去)、原料金屬、原料碎屑、褪、鑄型的乾燥及熔湯的脫氧等，減少O、H。宜對於鑄塊實施均質化處理，均質化處理宜為在鑄塊內部的溫度到達800℃後保持30分鐘以上。均質化處理的保持時間係以1小時以上為較佳，2小時以上為更佳。

均質化處理後，在800℃以上的溫度開始熱壓延。小心地使熱壓延材不形成粗大的Fe或Fe-P析出物，在600℃以上的溫度結束熱壓延，並且宜藉由水冷等的方法由此溫度急速冷卻。若熱壓延後的急速冷卻開始溫度低於600℃，則會形成粗大的Fe-P析出物，組織容易變得不均勻，銅合金板(製品板)的強度降低。

熱壓延後，(a)將熱壓延材冷壓延至製品厚度，進行時效處理、(b)將熱壓延材冷壓延及時效處理，進一步冷壓延至製品厚度、或(c)在前述(b)之後進行低溫退火(延性的恢復)。

時效處理(析出處理)，是在加熱溫度300~600℃左右保持0.5~10小時的條件下進行。在此加熱溫度未滿300℃的情況，析出量少，若超過600℃，則析出物容易粗大化。加熱溫度的下限宜定為350℃，上限宜定為580℃。時效處理的保持時間可依照加熱溫度適當地選擇，在0.5~10小時的範圍內進行。在該保持時間為0.5小時以下的情 況，析出不充分，若超過10小時，析出量已達飽和，生產性降低。保持時間的下限宜定為1小時，較佳為2小時。

(2)Cu-Fe-P系的另一個例子，可列舉含有Fe：1.0~2.4質量%、P：0.005~0.1質量%以下的銅合金。此銅合金的基本組成為Fe及P，其餘是由Cu及無法避免的雜質所構成，依照必要含有後述合金元素。

此銅合金的情況，藉由在高溫加熱(蒸汽腔體的接合步驟)後進行時效處理，0.2%耐力值可達到110MPa以上，並且導電率可達到50%IACS以上。另外，可將高溫加熱(蒸汽腔體的接合步驟)後的平均結晶粒徑抑制在50μm以下。時效處理的條件，可列舉350~600℃的溫度範圍保持5分鐘~10小時。

在此銅合金之中，Fe會以Fe單體或與P形成化合物的方式析出，而具有提升時效處理後的銅合金板的強度及導電率的作用。但是，在Fe含量未滿1.0質量%的情況，高溫加熱及時效處理後的0.2%耐力不足。另一方面，若Fe含量超過2.4質量%，則高溫加熱及時效處理後的強度的提升比例達飽和，另外，在溶解鑄造步驟中會形成粗大的Fe晶出物，並且難以藉由後續的加工步驟使其消滅。粗大的Fe晶出物會降低耐蝕性、彎曲加工性、鍍敷性等。所以，Fe含量定在1.0~2.4質量%。Fe含量的下限宜為1.2質量%，上限宜為2.2質量%。

P會藉由脫氧作用，減少銅合金所含的氧量，將散熱零件在含氫的還原氣體環境下加熱時，具有防止氫 脆性的作用。為了防止氫脆化所必要的P含量為0.005質量%以上。另外，固溶的P會降低銅合金的導電率，藉由加熱至析出溫度而形成Fe-P化合物，藉此，銅合金的強度、耐熱性、及導電率得以提升。但是，若P的含量超過0.1質量%，則固溶的P的量增加，導電率會降低。因此，P的含量定在0.005~0.1質量%。

上述銅合金可依照必要，在不損及高溫加熱及時效處理後的導電率的範圍內，含有下述(a)~(c)所示的合金元素(或合金元素群)的1種或2種以上。(a)Zn：2.0質量%以下，(b)Sn：0.005~0.5質量%、(c)Mn、Mg、Si、Al、Cr、Ti、Zr、Ni、Co之中1種或2種以上合計0.5質量%以下。

Zn，因為與前述(1)所記載的銅合金中的Zn相同的理由，可依照必要添加。Zn的含量的上限值係以0.7質量%為佳，0.5質量%為較佳。另一方面，Zn含量的下限值係以0.01質量%為佳，0.05質量%為較佳，0.1質量%為更佳。

Sn會固溶於銅合金母相，而具有提升銅合金的強度的作用。另外，Sn的添加對於耐應力緩和特性的提升也是有效的。若蒸汽腔體的使用環境為80℃或更高，則框體發生蠕變，與CPU等的熱源的接觸面會變小，散熱性降低，然而藉由提升耐應力緩和特性可抑制此現象。為了得到強度及耐應力緩和特性的提升的效果，Sn含量定為0.005質量%以上，宜為0.01質量%以上，較佳為0.02質量%以上，更佳為0.05質量%以上。另一方面，若Sn的含量超 過0.5質量%，則高溫加熱及時效處理後的銅合金板的導電率會降低。所以，Sn的含量定在0.5質量%以下。

Mn、Mg、Si、Al、Cr、Ti、Zr、Ni、Co具有提升銅合金的強度及耐熱性的作用，因此可依照必要添加該等的1種或2種以上。但是，若這些元素的1種或2種以上的合計含量超過0.5質量%，則導電率會降低。這些元素的1種或2種以上的合計含量的下限值宜為0.01質量%，較佳為0.02質量%、更佳為0.03質量%。

上述組成的銅合金(條)，可藉由例如與前述(1)的銅合金相同製造方法來製造。藉由此製造方法所製造出的銅合金，0.2%耐力為150MPa以上，伸度為5%以上，且具有優異的彎曲加工性。另外，在高溫加熱(850℃×30分鐘)後，會具有40MPa以上的0.2%耐力，接下來進行時效處理之後，會具有110MPa以上的0.2%耐力、50%IACS以上的導電率。另外，高溫加熱(850℃×30分鐘)造成的結晶粒的粗大化會受到抑制，高溫加熱後的平均結晶粒徑被抑制在50μm以下。

(Cu-(Ni,Co)-Si系)

Cu-(Ni,Co)-Si系銅合金的例子，可列舉含有Ni與Co的1種或2種1.0~4.0質量%、及Si 0.2~1.2質量%，Ni與Co的合計含量與Si的含量的比[Ni+Co]/[Si]在3.5~5的範圍的銅合金。此銅合金的基本組成為Ni或/及Co與Si，其餘是由Cu及無法避免的雜質所構成，依照必要含有後述合金元 素。

此銅合金的情況，藉由在高溫加熱(蒸汽腔體的接合步驟)後進行時效處理，0.2%耐力值可達到300MPa以上，並且導電率可達到25%IACS以上。時效處理的條件，可列舉在350~600℃的溫度範圍保持5分鐘~10小時。

在此銅合金之中，Ni及Si會產生Ni₂Si析出物，提升銅合金的強度。但是，在Ni含量未滿1.0質量%或Si含量未滿0.2質量%的情況，其效果小。另一方面，若Ni含量超過4.0質量%或Si含量超過1.2質量%，則鑄造時，Ni或Si晶出或析出，熱加工性會降低。所以，Ni含量定在1.0~4.0質量%，Si含量定在0.2~1.2質量%。Ni含量的下限值宜為1.1質量%，上限值宜為3.9質量%。

在此銅合金之中，可將Ni的一部分或全部改成Co。

無論怎樣，在Ni與Co的合計含量[Ni+Co]與Si含量[Si]的比[Ni+Co]/[Si]未滿3.5或超過5的情況，過剩的Ni(及/或Co)或Si會發生固溶，導電率降低。所以，前述含量比[Ni+Co]/[Si]定在3.5~5。

上述銅合金，可依照必要，在不損及高溫加熱及時效處理後的導電率的範圍內含有下述(a)~(c)所示的合金元素(或合金元素群)的1種或2種以上。(a)Sn：0.005~1.0質量%或/及Mg：0.005~0.2質量%、(b)Zn：2.0質量%、(c)Al、Mn、Cr、Ti、Zr、Fe、P、Ag之中1種或2種以上合計為0.5質量%以下。

Sn會固溶於銅合金母相，而具有提升銅合金的 強度的作用。另外，Sn的添加對於耐應力緩和特性的提升也是有效的。若蒸汽腔體的使用環境為80℃或更高，則框體發生蠕變，與CPU等的熱源的接觸面變小，散熱性降低，然而藉由提升耐應力緩和特性可抑制此現象。為了得到強度及耐應力緩和特性的提升的效果，Sn含量定為0.005質量%以上，宜為0.01質量%以上，較佳為0.02質量%以上。另一方面，若Sn含量超過1.0質量%，則會降低銅合金板的彎曲加工性，且降低時效處理後的導電率。所以，Sn含量定在1.0質量%以下，宜為0.6質量%以下，較佳為0.3質量%以下。

Mg，與Sn同樣地會固溶於銅合金母相，而具有提升銅合金的強度及耐應力緩和特性的作用。為了得到強度及耐應力緩和特性的提升的效果，Mg含量定在0.005質量%以上。另一方面，若Mg含量超過0.2質量%，則會降低銅合金的彎曲加工性，且降低時效處理後的導電率。所以，Mg含量定在0.2質量%以下，宜為0.15質量%以下，較佳為0.05質量%以下。

Zn具有改善銅合金的焊料耐熱剝離性及Sn鍍敷耐熱剝離性的作用。但是，若Zn的含量超過2.0質量%，則焊料潤濕性降低，因此Zn的含量定在2.0質量%以下。Zn的含量的上限值係以0.7質量%以下為佳，0.5質量%以下為較佳。另一方面，在Zn含量未滿0.01質量%的情況，耐熱剝離性的改善不足，Zn的含量係以0.01質量%以上為佳。Zn含量的下限值係以0.05質量%為較佳，0.1質量%為更 佳。

Al、Mn、Cr、Ti、Zr、Fe、P、Ag具有提升銅合金的強度及耐熱性的作用。但是，若這些元素的1種或2種以上的合計含量超過0.5質量%，則導電率降低。這些元素的1種或2種以上的合計含量的下限值宜為0.01質量%，較佳為0.02質量%，更佳為0.03質量%。

上述組成的銅合金(條)，可藉由標準的製造方法，將鑄塊均熱處理，熱壓延之後，進行冷壓延、伴隨著溶體化的再結晶處理、冷壓延、析出處理之步驟來製造。依照以下的條件所製造出的銅合金，0.2%耐力為300MPa以上，且具有優異的彎曲加工性。另外，藉由在高溫加熱(850℃×30分鐘)後進行時效處理，會具有300MPa以上的0.2%耐力、25%IACS以上的導電率。

熔解、鑄造及均質化處理，是以與Cu-Fe-P系銅合金同樣的方式來進行。

均質化處理後，在800℃以上的溫度開始熱壓延。小心地使熱壓延材不形成粗大的(Ni,Co)-Si析出物，在600℃以上的溫度結束熱壓延，並且宜藉由水冷等的方法由此溫度急速冷卻。若熱壓延後的急速冷卻開始溫度低於600℃，則會形成粗大的(Ni,Co)-Si析出物，組織容易變得不均勻，銅合金(製品條)的強度會降低。

藉由熱壓延後的冷壓延，使銅合金產生一定的形變，繼續進行再結晶處理後，可得到具有所希望的再結晶組織(微細的再結晶組織)的銅合金。此冷壓延的加工 率宜定在5~35%。

伴隨著溶體化的再結晶處理，是在650~950℃，宜為670~900℃下保持3分鐘以下的條件下進行。在銅合金中的Ni、Co、Si的含量少的情況，宜在上述溫度範圍內的較低溫區域進行，在Ni、Co、Si的含量多的情況，宜在上述溫度範圍內的較高溫區域進行。藉由該再結晶處理，可使Ni、Co、Si固溶於銅合金母材，而且可形成彎曲加工性良好的再結晶組織(結晶粒徑為1~20μm)。若此再結晶處理的溫度低於650℃，則Ni、Co、Si的固溶量變少，強度會降低。另一方面，或若處理再結晶處理的溫度超過950℃時間超過3分，則再結晶粒會粗大化。

在伴隨著溶體化的再結晶處理之後，進行(a)冷壓延及時效處理、(b)冷壓延及時效處理，然後進一步冷壓延至製品厚度、或(c)在前述(b)之後進行低溫退火(延性的恢復)。時效處理(析出處理)只要在與Cu-Fe-P系銅合金同樣的條件下進行即可。

(Cu-(Ni,Co)-P系)

Cu-(Ni,Co)-P系銅合金的例子，可列舉含有Ni：0.2~1.0質量%或/及Co：0.05~1.0質量%與P：0.03~0.2質量%的銅合金。此銅合金的基本組成為Ni或/及Co與P，其餘是由Cu及無法避免的雜質所構成，依照必要含有Fe及後述其他合金元素。在此銅合金之中，Ni、Co及Fe的合計含量[Ni+Co+Fe]在0.3~1.0質量%的範圍，Ni、Co及Fe的合計 含量與P的含量之比[Ni+Co+Fe]/[P]在2~10的範圍。

此銅合金的情況，藉由在高溫加熱(蒸汽腔體的接合步驟)後進行時效處理，0.2%耐力值可達到120MPa以上，導電率可達到40%IACS以上。時效處理的條件，可列舉在350~600℃的溫度範圍下保持5分鐘~10小時。

Ni、Co、Fe與P之間會產生P化合物((Ni、Co、Fe)-P化合物)，而提升銅合金的強度及耐應力緩和特性。此外，上述(Ni、Co、Fe)-P化合物，包括了Ni-P、Co-P、Fe-P、及含有Fe、Ni、Co之中2種以上的M-P化合物。

在Ni、Co、Fe的合計含量[Ni+Co+Fe]未滿0.3質量%、或P含量未滿0.03質量%的情況，P化合物的析出量少，提升銅合金的強度及耐應力緩和特性的效果小。另一方面，若[Ni+Co+Fe]超過1.0質量%或P含量[P]超過0.2質量%，則會產生粗大的氧化物、晶出物、析出物等，熱加工性降低，且銅合金的強度、耐應力緩和特性、彎曲加工性降低。

另外，Ni、Co、Fe、P的固溶量增加，銅合金的導電率降低。所以，[Ni+Co+Fe]定為0.3~1.0質量%，P含量定為0.03~0.2質量%。

另外，在Ni、Co、Fe的含量分別為未滿0.2質量%、未滿0.05質量%、未滿0.05質量%的情況，提升銅合金板的強度及耐應力緩和特性的效果小。所以，Ni、Co、Fe的含量的下限值，分別定為0.2質量%、0.05質量%、0.05質量%。

在Ni、Co及Fe的合計含量與P含量的比[Ni+Co+Fe]/[P]未滿2或超過10的情況，過剩的Ni、Co、Fe或P發生固溶，導電率會降低。所以，含量比[Ni+Co+Fe]/[P]定為2~10。[Ni+Co+Fe]/[P]的下限值宜為2.2，上限值宜為9.5。

上述銅合金，可依照必要，在不損及高溫加熱及時效處理後的導電率的範圍內，含有下述(a)~(c)所示的合金元素(或合金元素群)的1種或2種以上。(a)Sn：0.005~1.0質量%或/及Mg：0.005~0.2質量%、(b)Zn；1.0質量%以下，(c)Si、Al、Mn、Cr、Ti、Zr、Ag之中1種或2種以上合計為0.5質量%以下。

Sn會固溶於銅合金母相，而具有提升銅合金的強度的作用。另外，Sn的添加對於耐應力緩和特性的提升也是有效的。若蒸汽腔體的使用環境為80℃或更高，則框體發生蠕變，與CPU等的熱源的接觸面變小，散熱性降低，然而藉由提升耐應力緩和特性可抑制此現象。為了得到強度及耐應力緩和特性的提升的效果，Sn含量定在0.005質量%以上，宜為0.01質量%以上，較佳為0.02質量%以上。另一方面，若Sn含量超過1.0質量%，則會降低銅合金板的彎曲加工性，且降低時效處理後的導電率。所以，Sn含量定在1.0質量%以下，宜為0.6質量%以下，較佳為0.3質量%以下。

Mg，與Sn同樣地會固溶於銅合金母相，而具有提升銅合金的強度及耐應力緩和特性的作用。為了得到強度及耐應力緩和特性的提升的效果，Mg含量定在0.005 質量%以上。另一方面，若Mg含量超過0.2質量%，則會降低銅合金板的彎曲加工性，且降低時效處理後的導電率。所以，Mg含量定在0.2質量%以下，宜為0.15質量%以下，較佳為0.05質量%以下。

Zn具有改善銅合金的焊料耐熱剝離性及Sn鍍敷耐熱剝離性的作用。但是，若Zn的含量超過1.0質量%，則焊料潤濕性會降低，因此Zn的含量定在1.0質量%以下。Zn的含量係以0.7質量%以下為佳，0.5質量%以下為較佳。另一方面，在Zn含量未滿0.01質量%的情況，耐熱剝離性的改善不足，Zn的含量係以0.01質量%以上為佳。Zn含量係以0.05質量%以上為較佳，0.1質量%以上為更佳。

Si、Al、Mn、Cr、Ti、Zr、Ag具有提升銅合金的強度及耐熱性的作用。但是，若這些元素的含量高，則銅合金的導電率降低，因此這些元素的1種或2種以上的合計含量受限於0.5質量%以下。這些元素的1種或2種以上的合計含量的下限值宜為0.01質量%，較佳為0.02質量%，更佳為0.03質量%。

上述組成的銅合金(條)，可藉由標準的製造方法，將鑄塊均熱處理，熱壓延之後，進行冷壓延、伴隨著溶體化的再結晶處理、冷壓延、析出處理的步驟來製造。各步驟的條件，只要在與Cu-(Ni,Co)-Si系銅合金同樣的條件下進行即可。依照此條件所製造出的銅合金，0.2%耐力為300MPa以上，且具有優異的彎曲加工性。另外，藉由在高溫加熱(850℃×30分鐘)後進行時效處理，會具有 120MPa以上的0.2%耐力、40%IACS以上的導電率。

(Cu-Cr系)

Cu-Cr系銅合金的例子，可列舉含有Cr：0.15~0.6質量%、Si：0.005~0.15質量%與Ti：0.005~0.15質量%的1種或2種且其合計含量為0.01~0.3質量%的銅合金。此銅合金的基本組成為Cr與Si或/及Ti，其餘是由Cu及無法避免的雜質所構成，依照必要含有後述合金元素。

此銅合金，在高溫加熱(蒸汽腔體的接合步驟)後不進行塑性加工而進行時效處理的情況，可使強度與導電率恢復，然而其恢復量小於前述析出硬化型銅合金。即使如此，0.2%耐力值也可達到60MPa以上，並且導電率可達到45%IACS以上。另一方面，含有Cr、Si、Ti等的析出粒子在高溫加熱時會殘存，這會抑制2次再結晶造成結晶粒的粗大化，結晶粒的粗大化受到抑制。因此，此銅合金可將高溫加熱(蒸汽腔體的接合步驟)後的平均結晶粒徑抑制在50μm以下。此外，高溫加熱後宜進行急速冷卻(水冷等)。時效處理的條件，可列舉在350~550℃的溫度範圍保持5分鐘~10小時。

在此銅合金之中，Cr會在銅合金母相中以Cr、Cr-Si化合物或Cr-Ti-Si化合物的形式析出，而提升時效處理後的銅合金的強度與導電率。另外，Cr即使在700℃以上的溫度，在Cu中的固溶量也很小，在高溫加熱(蒸汽腔體的接合步驟)時，可防止結晶粒的粗大化。但是， 在Cr含量未滿0.15質量%的情況，前述效果不足。另一方面，若Cr含量超過0.6質量%，則會產生粗大的Cr及Cr化合物，降低銅合金的彎曲加工性。所以，Cr含量定在0.15~0.6質量%。Cr的下限值宜為0.2質量%，較佳為0.25質量%。另外，Cr的上限值宜為0.5%，較佳為0.45質量%。此外，為了有效防止在850℃以上的高溫下結晶粒的粗大化，Cr的含量宜為0.25質量%以上。

Si與Ti會在銅合金母相中以Cr-Si化合物或Cr-Ti-Si化合物的形式析出，而提升銅合金的強度與導電率。另外還可提升銅合金的耐熱性，防止高溫加熱(蒸汽腔體的接合步驟)時的結晶粒的粗大化。但是，在Si含量未滿0.005質量%、Ti含量未滿0.005質量%、或Si與Ti的合計含量未滿0.01質量%的情況，前述效果小。另一方面，若Si或Ti的含量超過0.15質量%，或Si與Ti的合計含量超過0.3質量%，則在銅合金母材中，粗大的Cr-Si化合物或Cr-Ti-Si化合物會增加，而降低彎曲加工性。所以，Si含量定為0.005~0.15質量%，Ti含量定為0.005~0.15質量%，Si與Ti的合計含量定在0.01~0.3質量%的範圍。Si含量與Ti含量的下限值分別宜為0.01%，上限值分別宜為0.1質量%。

上述銅合金可依照必要在0.01~0.3質量%的範圍含有Zn、Mg、Mn、Al、Ag、Ni、Fe、Co、P的1種或2種以上。這些元素可提升銅合金的強度，然而在合計含量未滿0.01質量%的情況，其效果不足，另外，若超過0.3質量%，則導電率會降低。所以，這些元素的1種或2種以 上的合計含量定在0.01~0.3質量%。

上述組成的銅合金(條)，可藉由將鑄塊均質化處理及熱壓延後，進行冷壓延，進一步進行時效處理來製造。依照以下的條件所製造出的銅合金，0.2%耐力為300MPa以上，伸度為5%以上，且具有優異的彎曲加工性。另外，在高溫加熱(850℃×30分鐘)後，具有40MPa以上的0.2%耐力，接下來進行時效處理之後，會具有60MPa以上的0.2%耐力、45%IACS以上的導電率。此外，高溫加熱(850℃×30分鐘)造成的結晶粒的粗大化會受到抑制，高溫加熱後的平均結晶粒徑被抑制在50μm以下。

均質化處理是在800~1000℃的溫度保持1~10小時的條件下進行。

均質化處理後，在800℃以上的溫度開始熱壓延，加工率定在50~90%左右，藉由水冷等的方法由700℃以上急速冷卻。

熱壓延後的冷壓延是以加工率50~99%來進行。

時效處理是在350~550℃的溫度保持30分鐘~10小時的條件下進行。

時效處理後，亦可依照必要進行加工率5~30%的冷壓延、接下來進行矯直退火。

另外，上述步驟中，在熱壓延後的冷壓延與時效處理之間可依照必要包含溶體化處理與冷壓延。此情況下，熱壓延後的冷壓延宜以加工率50~95%來進行，溶體化處理宜在700~900℃的溫度保持5秒鐘~3分鐘的條件下進行， 接下來宜以加工率50~95%進行冷壓延。

(Cu-Cr-Zr系)

Cu-Cr-Zr系銅合金的例子，可列舉含有Cr：0.15~0.6質量%及Zr：0.005~0.15質量%的銅合金。此銅合金的基本組成為Cr與Zr，其餘是由Cu及無法避免的雜質所構成，依照必要含有後述合金元素。

此銅合金，與先前列舉的Cu-Cr系的銅合金同樣地，在高溫加熱(蒸汽腔體的接合步驟)後不進行塑性加工而進行時效處理的情況，可使強度與導電率恢復，然而其恢復量小於前述其他析出硬化型銅合金。即使如此，0.2%耐力值也可達到60MPa以上，並且導電率可達到45%IACS以上。另一方面，含有Cr、Zr等的析出粒子在高溫加熱時會殘存，這會抑制2次再結晶造成結晶粒的粗大化，結晶粒的粗大化受到抑制。因此，此銅合金可將高溫加熱(蒸汽腔體的接合步驟)後的平均結晶粒徑抑制在50μm以下。此外，高溫加熱後宜急速冷卻(水冷等)。時效處理的條件，可列舉在350~550℃的溫度範圍保持5分鐘~10小時。

在此銅合金之中，Cr的添加理由，與先前列舉的Cu-Cr系銅合金相同。

Zr會在銅合金母相中以Zr-Cu化合物的形式析出，而提升銅合金的強度與導電率。另外，Zr在Cu中的固溶量非常小，因此可防止高溫加熱(蒸汽腔體的接合步驟)時的結晶粒的粗大化。但是，在Zr含量未滿0.005質量%的情況， 前述效果小。另一方面，若Zr的含量超過0.15質量%，則產生粗大的Zr化合物，降低彎曲加工性。所以，Zr的含量定在0.005~0.15質量%。Zr的下限值宜為0.01質量%，較佳為0.015質量%。Zr的上限值宜為0.1質量%，較佳為0.08質量%。此外，為了有效防止在850℃以上的溫度下結晶粒的粗大化，希望將Zr的含量定在0.015質量%以上。

上述銅合金可依照必要，在不損及高溫加熱及時效處理後的導電率的範圍內，含有下述(a)、(b)所示的合金元素(或合金元素群)的1種或2種以上。(a)Si：0.005~0.15質量%與Ti：0.005~0.15質量%的1種或2種，合計0.01~0.3質量%、(b)選自Zn、Mg、Mn、Al、Ag、Ni、Fe、Co、Si、P的1種或2種以上的元素，合計0.01~0.3質量%。

上述組成的銅合金(條)，可依照與先前列舉的Cu-Cr系的銅合金同樣的步驟及條件來製造，0.2%耐力為300MPa以上，伸度為5%以上，且具有優異的彎曲加工性。另外，在高溫加熱(850℃×30分鐘)後，具有40MPa以上的0.2%耐力，接下來進行時效處理之後，會具有60MPa以上的0.2%耐力、45%IACS以上的導電率。此外，高溫加熱(850℃×30分鐘)造成的結晶粒的粗大化會受到抑制，高溫加熱後的平均結晶粒徑被抑制在50μm以下。

[實施例1]

鑄造出表1所示的銅合金，分別依照先前說明 的製造方法，製造出厚度0.40mm的銅合金條。在表1之中，No.1、2為Cu-Fe-P系、No.3~5為Cu-(Ni,Co)-Si系、No.6為Cu-(Ni,Co)-P系、No.7為Cu-Cr系、No.8為Cu-Cr-Zr系、No.9為傳統例子的OFC(Oxygen-Free Copper)。

以所製造出的各銅合金條作為供試材，依照下述要領測定0.2%耐力、伸度及導電率。

對於從所製造出的各銅合金條採取到的板，在相當於蒸汽腔體的接合步驟中的加熱的850℃×30分鐘的加熱後，進行水冷。以水冷後的板作為供試材，依照相同要領測定0.2%耐力及導電率。

另外，對於從所製造出的各銅合金條採取到的板，在相當於蒸汽腔體的接合步驟中的加熱的850℃×30分鐘的加熱後，進行水冷，接下來實施500℃×2小時的時效處理(析出硬化處理)。以時效處理後的板作為供試材，依照相同要領測定0.2%耐力及導電率，另外，依照下述要領測定平均結晶粒徑。

將以上的結果揭示於表2。

(0.2%耐力、伸度的測定)

以長邊方向為壓延平行方向的方式，由各供試材切出JIS 5號拉伸測試片，依據JIS-Z2241實施拉伸測試，測定耐力與伸度。耐力為相當於永久伸度0.2%的拉伸強度。

(導電率的測定)

導電率的測定，是依據JIS-H0505所規定的非鐵金屬材料導電率測定法，藉由使用雙比電橋的四端子法來進行。

(平均結晶粒徑的測定)

觀察供試材的板表面，以光學顯微鏡取得組織照片。平均結晶粒徑的測定，是使用截線法，將線段的方向定為與壓延方向的平行的方向，在組織照片上劃出4根每根長度250μm的線段，將對於各線段求得的結晶粒度的算數平均定為平均結晶粒徑。

由表1、2看來，傳統例子的OFC的No.9，在相當於蒸汽腔體的接合步驟的850℃×30分鐘的加熱後，0.2%耐力為38MPa，軟化嚴重。另外，在相當於時效處理的500℃×2小時的加熱後，0.2%耐力仍為38MPa，0.2%耐力並未恢復。此外還可推測出會有結晶粒粗大化，貫通板厚的粒界存在的可能性。

相對於此，No.1~8為析出硬化型銅合金，會因為850℃×30分鐘的加熱而軟化，然而即使如此，任一者的0.2%耐力皆超過50MPa。另外，藉由500℃×2小時的加熱，0.2%耐力及導電率會恢復，尤其0.2%耐力表現出No.9的2倍以上的值。結晶粒的粗大化也受到抑制，任一者的平均結晶粒徑皆小於No.9，尤其No.1、2、7、8的平均結晶粒徑明顯較小。

[實施例2]

鑄造出表1的No.1、3、6、9所示的組成的銅 合金，分別依照先前說明的製造方法製造出厚度1.0mm的銅合金條。以所製造出的銅合金條作為供試材，依照下述要領測定高溫時的0.2%耐力。將其結果揭示於表3。此外，表3的No.1A、3A、6A、9A，意指板厚1.0mm且合金組成分別與表1的No.1、3、6、9的組成一致的銅合金條。

(高溫時的0.2%耐力的測定)

以長邊方向為壓延平行方向，由供試材切出JIS 5號拉伸測試片，保持在表3所示的各溫度30分鐘後，在同溫度下，依據JIS Z2241的規定進行拉伸測試，測定0.2%耐力。測試氣體環境是在Ar氣流中，以防止測試片的氧化。

由表3看來，可知傳統例子的No.9A的0.2%耐力非常低，為700℃以上。相對於此，析出硬化型銅合金的No.1A、3A、6A的0.2%耐力，在700℃下為No.9的5倍以上，在800℃下為No.9的2倍以上，即使在900℃下也大於No.9，在高溫下的強度較高，不易因為蒸汽腔體的接合步驟中的加熱而變形。

本申請是以申請日為2016年3月23日的日本專 利申請、日本特願第2016-059253號為基礎申請而主張優先權。日本特願第2016-059253號，因為參考而被收錄在本說明書中。

Claims (1)

1. 一種蒸汽腔體之製造方法，其係經過由多個零件組裝成蒸汽腔體然後加熱至650℃以上之程序，將前述零件彼此接合，而製造出蒸汽腔體的方法，其特徵為：前述零件之中，構成蒸汽腔體的框體之零件係由析出硬化型銅合金所構成，對於接合後的蒸汽腔體的框體不實施塑性加工，進行時效處理而使前述析出硬化型銅合金析出硬化。