TWI842854B - 延壓銅材及散熱構件 - Google Patents

Abstract

本發明係一種延壓銅材及散熱構件，其中提供：在加熱後，亦可抑制結晶粒的粗大化及不均一化之銅材，及由此銅材所成之散熱構件。做成Ca的含有量為3massppm以上400massppm以下之範圍內，殘留部則作為Cu及不可避不純物之組成，將Ca的含有量作為X(massppm)、將作為前述不可避不純物而含有之O，S，Se，Te的合計含有量作為Y(massppm)時，作為X/Y>2，而在以800℃進行保持1小時之熱處理之後，平均結晶粒徑則作為200μm以下之同時，粒徑50μm以上300μm以下之範圍的結晶粒之面積率則作為60%以上者。

Description

延壓銅材及散熱構件

本發明係適合於散熱板或厚銅電路等之電性．電子零件的銅材及散熱構件，特別是有關抑制在加熱時之結晶粒的粗大化的銅材及散熱構件。

本申請係依據申請於2019年3月29日之申請於日本之日本特願2019-068349號而主張優先權，而將此內容援用於此。

以往，對於散熱板或厚銅電路等之電性．電子零件係使用導電性高的銅或銅合金。

最近係伴隨著電子機器或電性機器等的大電流化，為了擴散經由電流密度的降低及焦耳發熱的熱的擴散，謀求使用於此等電子機器或電性機器等之電性．電子零件的大型化，增厚化。

在此，在半導體裝置中，例如，使用接合銅材於陶瓷基板，再構成上述之散熱板或厚銅電路的絕緣電路基板等。

對於在接合陶瓷基板與銅板時，係將接合溫度作為800℃以上為多，而在接合時有著構成散熱板或厚銅電路 的銅材之結晶粒產生粗大化之虞。特別是在對於導電性及散熱性特別優越之純銅所成的銅材中，有著結晶粒容易產生粗大化的傾向。

對於在接合後之散熱板或厚銅電路中，結晶粒產生粗大化的情況，係由結晶粒產生粗大化者，有著外觀上成為問題之虞。

因此，例如，對於專利文獻1係提案有：將抑制在加熱為高溫時之結晶粒的成長作為目的之銅材。

在此專利文獻1中，記載有：經由含有0.0006~0.0015wt%的S之時，及使由再結晶溫度以上進行熱處理，亦可調整為一定尺寸的結晶粒。

[先前技術文獻] [專利文獻]

[專利文獻1]日本特開平06-002058號公報

但在專利文獻1中，係由規定S的含有量者，抑制結晶粒的粗大化，但單純規定S的含有量，亦無法得到充分之結晶粒粗大化抑制效果。另外，在加熱後，結晶粒則局部性產生粗大化，而結晶組織則成為不均一之情況。

更且，對於為了抑制結晶粒的粗大化，而使S的含有量增加之情況，熱加工性則大幅度降低，而有銅材之製造產率大幅度降低之問題。

此發明係有鑑於上述之情事所作為之構成，其目的為提供：即使在加熱後，亦可抑制結晶粒的粗大化及不均一化的銅材，及由此銅材所成之散熱構件。

為了解決此課題，本發明者們進行銳意檢討之結果，得到以下的見解。 當在將銅材進行塑性加工之後進行加熱時，經由在低溫側而引起之一次再結晶而解放形變成為均一的組織，而在高溫側(例如，800℃以上)而引起之二次再結晶而一部分的結晶粒產生粗大化，成為不均一的組織。因此，經由抑制在高溫側之二次再結晶之時，成為可抑制結晶粒的粗大化及不均一化者。 並且，在適量添加Ca之銅材中，經由Ca與作為不可避不純物而含有之S，Se，Te各生成化合物(以下，稱為Ca系化合物)，而此Ca系化合物的一部分則在800℃以上之溫度進行分解，Ca與S，Se，Te則固溶成母相之時，成為可經由此等Ca及S，Se，Te而抑制結晶粒的成長。

本發明係依據上述之見解所作為之構成，其特徵為本發明之銅材係做成Ca的含有量為3massppm以上400massppm以下之範圍內，殘留部則作為Cu及不可避不純物之組成，將Ca的含有量作為X(massppm)、將作為前述不可避不純物而含有之O，S，Se，Te的合計含有量作為Y(massppm)時，作為X/Y＞2，而在以800℃進行保持1小時之熱處理之後，平均結晶粒徑A則作為200μm以下之同時，粒徑50μm以上300μm以下之範圍的結晶粒之面積率則作為60%以上者。

如根據此構成的銅材，因Ca的含有量作為3massppm以上400massppm以下之範圍內之故，在鑄造時，Ca與作為不可避不純物而含有之S，Se，Te產生反應而生成Ca系化合物。當此Ca系化合物係以高溫進行加熱時，分解於Ca與S，Se，Te而固溶成母相，經由所固溶之Ca與S，Se，Te而成為阻礙結晶粒的成長。因而，可充分抑制在高溫側(例如800℃以上)而引起之二次再結晶，在加熱後亦可抑制結晶粒的粗大化及不均一化。 另外，因將Ca的含有量作為X(massppm)、將作為前述不可避不純物而含有之O，S，Se，Te的合計含有量作為Y(massppm)時，作為X/Y＞2之故，Ca則即使優先氧化而被消耗，亦可確保與S，Se，Te反應的Ca，可充分生成Ca系化合物。 並且，因以800℃進行保持1小時之熱處理中，平均結晶粒徑A則作為200μm以下之同時，粒徑50μm以上300μm以下之範圍的結晶粒之面積率則作為60%以上之故，在加熱為800℃以上之情況，確實亦可抑制結晶粒的粗大化及不均一化。

在此，在本發明之銅材中，對於將以800℃進行保持1小時之熱處理後之平均結晶粒徑作為A，而將以1000℃進行保持1小時之熱處理後之平均結晶粒徑作為B之情況，B/A≦2為佳。 此情況，將以1000℃進行保持1小時之熱處理之後的平均結晶粒徑B，和將以800℃進行保持1小時之熱處理後之平均結晶粒徑A的差為小，即使作為加熱為高溫，亦可充分抑制結晶粒的粗大化及不均一化。

另外，在本發明之銅材中，除了上述之O，S，Se，Te之上述的不可避不純物係在總量為0.1mass%以下者為佳。

本發明之散熱構件係其特徵為由上述之銅材所成。 如根據此構成之散熱構件，因由上述之銅材所構成之故，在接合時即使加熱為800℃以上之高溫的情況，亦可抑制結晶粒的粗大化及不均一化。

如根據本發明，可提供：在加熱後，亦可抑制結晶粒的粗大化及不均一化之銅材，即由此銅材所成之散熱構件。

以下，對於本發明之一實施形態的銅材，進行說明。 在本實施形態的銅材係作為散熱板或厚銅電路等之電性･電子零件的素材所使用之構成，而在將前述電性･電子零件成形時，例如接合於陶瓷基板所使用之構成。

本實施形態的銅材係做成Ca的含有量為3massppm以上400massppm以下之範圍內，殘留部則作為Cu及不可避不純物之組成，將Ca的含有量作為X(massppm)、將作為不可避不純物而含有之O，S，Se，Te的合計含有量作為Y(massppm)時，作為滿足X/Y＞2之關係者。

並且，在本實施形態的銅材中，在以800℃進行保持1小時之熱處理之後，平均結晶粒徑A則作為200μm以下之同時，粒徑50μm以上300μm以下之範圍的結晶粒之面積率則作為60%以上。 更且，在本實施形態之銅材中，對於將以800℃進行保持1小時之熱處理後之平均結晶粒徑作為A，而將以1000℃進行保持1小時之熱處理後之平均結晶粒徑作為B之情況，B/A≦2為佳。 另外，在本實施形態的銅材中，除了O，S，Se，Te之不可避不純物係在總量作為0.1mass%以下。

在此，在本實施形態之銅材中，如上述，對於規定成分組成，熱處理後之結晶粒徑的理由，於以下進行說明。

(Ca的含有量：3massppm以上400massppm以下) Ca係生成作為不可避不純物而含有之S，Se，Te與Ca系化合物。此化合物之一部分則由高溫而分解，而Ca與S，Se，Te則成為固溶之故，經由所固溶之Ca及S，Se，Te，成為可抑制結晶粒的成長。 在此，在Ca的含有量不足3massppm中，有著成為無法充分生成Ca系化合物之虞。另一方面，在Ca的含有量超過400massppm之情況，生成有粗大的Ca系化合物，而有加工性大幅度降低之虞。 因此，在本實施形態中，將作為Ca的含有量3massppm以上400massppm以下之範圍內。 然而，Ca的含有量之下限係作為3.5massppm以上者為佳，而作為4massppm以上者為更佳。Ca的含有量之上限係作為350massppm以下者為佳，而300massppm以下者為更佳。更理想係100massppm以下。

(Ca的含有量X與O，S，Se，Te之合計含有量Y的比：X/Y＞2) 上述之Ca係較S，Se，Te，與O的反應性為高，而優先氧化而成為消耗Ca。 因此，經由將Ca的含有量X與作為不可避不純物而含有之O，S，Se，Te之合計含有量Y的比X/Y作為較2為大之時，充分確保經由氧化而消耗Ca之後的殘存Ca量，再經由S，Se，Te與殘存Ca產生反應之時，成為可充分生成Ca系化合物。 然而，Ca的含有量X與O，S，Se，Te之合計含有量Y的比X/Y係2.2以上者為佳，而為2.5以上者為更佳。對於X/Y的上限未特別限制，但實質上係成為50以下。

(其他的不可避不純物) 作為上述之元素以外之其他的不可避的不純物係可舉出：Ag，B，Bi，Sc，稀土類元素(但除了Sc，Y以外)，V，Nb，Ta，Cr，Mg，Sr，Ba，Ti，Zr，Hf，Y，Mo，W，Mn，Re，Fe，Ru，Os，Co，Rh，Ir，Ni，Pb，Pd，Pt，Au，Zn，Cd，Hg，Al，Ga，In，Ge，Sn，As，Sb，Tl，Be，N，C，Si，Li，H等。此等不可避不純物係從有使熱傳導性降低之虞的情況，在總量作為0.1mass%以下為佳。

(以800℃進行保持1小時之熱處理後的平均結晶粒徑A：200μm以下) 在本實施形態之銅材中，對於以800℃進行保持1小時之熱處理後的平均結晶粒徑為200μm以下之情況，即使加熱成800℃以上之情況，亦可確實抑制結晶粒產生粗大化。 然而，以800℃進行保持1小時之熱處理後的平均結晶粒徑係180μm以下為佳，而150μm以下為更佳。另外，對於以800℃進行保持1小時之熱處理後的平均結晶粒徑之下限，未特別限制，但實質上係成為50μm以上。

(以800℃進行保持1小時之熱處理後的粒徑50μm以上300μm以下之範圍的結晶粒之面積率：60%以上) 在本實施形態之銅材中，對於在以800℃進行保持1小時之熱處理後，粒徑50μm以上300μm以下之範圍的結晶粒之面積率為60%以上之情況，在即使加熱成800℃以上之情況，亦可確實抑制結晶粒產生不均一化。 另外，收在以800℃進行保持1小時之熱處理後之結晶的面積率之60%以上的粒徑之範圍的最小粒徑係75μm以上為佳，而100μm以上為更佳。

(以800℃進行保持1小時之熱處理後的平均結晶粒徑A，和以1000℃進行保持1小時之熱處理後的平均結晶粒徑B的比：B/A≦2) 在本實施形態之銅材中，對於以800℃進行保持1小時之熱處理後的平均結晶粒徑A，和以1000℃進行保持1小時之熱處理後的平均結晶粒徑B的比B/A為2以下的情況，以1000℃進行保持1小時之熱處理後的平均結晶粒徑B，和以800℃進行保持1小時之熱處理後的平均結晶粒徑A的差為小，即使加熱成高溫，亦可充分抑制結晶粒的粗大化及不均一化。 然而，以800℃進行保持1小時之熱處理後的平均結晶粒徑A與以1000℃進行保持1小時之熱處理後的平均結晶粒徑B的比B/A係1.9以下為佳，而1.5以下為更佳。另外，對於B/A之下限未特別限制，但實質上成為0.8以上。

接著，對於作為如此構成之本實施形態的銅材之製造方法，參照圖1所示之流程圖而進行說明。

(熔解･鑄造工程S01) 首先，熔解銅原料，製出銅熔化液。然而，作為銅原料係例如，使用純度為99.99mass%以上之無氧銅，純度為99.999mass%以上之無氧銅。 接著，對於所得到之銅熔化液，呈成為特定的濃度而添加Ca，進行成分調製。然而，對於在添加Ca時，可使用Ca單體或Cu-Ca母合金等。另外，對於在製造Cu-Ca母合金時，使用純度為99.99mass%以上之無氧銅，純度為99.999mass%以上之無氧銅為佳。 並且，將成分調整之銅熔化液注入至鑄模而製出鑄塊。然而，對於考慮量產的情況，係使用連續鑄造法或半連續鑄造法者為佳。 在此熔解･鑄造工程S01之過程中，所添加的Ca之一部分與作為不可避不純物而含有之S，Se，Te則產生反應，而生成Ca系化合物。

(熱加工工程S02) 接著，為了組織之均一化，實施熱加工。在此熱加工工程之加熱時係在非氧化性或還原性環境中而實施為佳。 對於熱加工溫度係未特別限制，但作為500℃以上1000℃以下之範圍內為佳。在之後的工程，為了均一使Ca系化合物生成之熱加工開始溫度係亦考慮加工發熱，而作為成為700℃以上之溫度為佳。更理想係750℃以上。 另外，熱加工的總加工率係作為40%以上為佳，而作為60%以上為更佳，70%以上為又更佳。 熱加工結束溫度係作為不足700℃為佳。更理想係650℃以下。 更且，對於熱加工後之冷卻方法係未特別限制，但進行空冷或水冷為佳。 另外，對於在熱加工工程S02之加工方法，未特別限定，而例如，可採用延壓，押出，溝延壓，鍛造，沖壓等。對於最終形狀為板，條之情況，係採用延壓為佳，而對於最終形狀為線，棒之情況，係採用押出或溝延壓為佳，最終形狀為塊材之情況，係採用鍛造或沖壓為佳。

(冷加工工程S03) 接著，對於熱加工工程S02後之銅素材而言，實施冷加工而加工成特定的形狀。然而，在此冷加工工程S03之溫度條件係未特別限定，但以-200℃以上200℃以下之範圍而進行者為佳。另外，在此冷加工工程S03之加工率係成為呈近似於最終形狀而作適宜選擇，但對於為了使生產性提升，係作為30%以上者為佳。 另外，對於在冷加工工程S03之加工方法，未特別限定，而例如，可採用延壓，押出，溝延壓，鍛造，衝壓等。對於最終形狀為板，條之情況，係採用延壓為佳，而對於最終形狀為線，棒之情況，係採用押出或溝延壓為佳，最終形狀為塊材之情況，係採用鍛造或沖壓為佳。

(再結晶熱處理工程S04) 接著，對於冷加工工程S03後之銅素材，進行將再結晶作為目的之熱處理。在此，當再結晶熱處理工程S04後之再結晶粒為微細時，之後在加熱為800℃以上時，有著促進結晶粒的成長，組織之不均一化之虞。因此，將再結晶熱處理工程S04後之再結晶粒的平均結晶粒徑作為10μm以上為佳。更理想作為15μm以上、又更理想作為20μm以上為佳。再結晶時之粒徑的上限係未特別訂定，但實質上係200μm以下。 再結晶熱處理工程S04之熱處理條件係未特別限定，但以200℃以上850℃以下之範圍的熱處理溫度，在1秒以上24小時以下的範圍進行保持者為佳。此情況，再結晶後之粒徑則呈在上述的範圍，在高溫中作為短時間之熱處理，而在低溫中作為長時間的熱處理者為佳。冷卻速度係未特別訂定，但在800℃以上之溫度進行熱處理之情況係如以500℃以上，不足800℃之溫度，作為10℃/秒以下之冷卻速度即可，另外，理想係如作為5℃/秒以下、而更理想係作為1℃/秒以下即可。 另外，為了再結晶組織的均一化，亦可重複2次以上進行冷加工工程S03與再結晶熱處理工程S04。

(調質加工工程S05) 接著，為了調整材料強度，而對於再結晶熱處理工程S04後之銅素材進行調質加工亦可。然而，無須提高材料強度之情況係未進行調質加工亦可。 調質加工之加工率係未特別限定，但為了調整材料強度，而在超過0%，50%以下的範圍內實施者為佳。另外，因應必要，為了除去殘留形變，在調質加工後進行熱處理亦可。

由如此作為，成為製出本實施形態的銅材。

作為如以上之構成的本實施形態之銅材，因Ca的含有量作為3massppm以上400massppm以下之範圍內之故，在鑄造或熱加工及再結晶熱處理時，Ca與作為不可避不純物而含有之S，Se，Te產生反應而生成Ca系化合物。當此Ca系化合物係當加熱為800℃以上時，分解於Ca與S，Se，Te而固溶，經由所固溶之Ca與S，Se，Te而成為阻礙結晶粒的成長。因而，在將此銅材，例如加熱為800℃以上之情況，亦可充分抑制二次再結晶，在加熱後亦可抑制結晶粒的粗大化及不均一化。

另外，在本實施形態之銅材中，因Ca之含有量X(massppm)與作為不可避不純物而含有之O，S，Se，Te的合計含有量Y(massppm)的比X/Y則設定為較2為大之故，即使Ca則優先與氧產生反應而被消耗，亦可確保與S，Se，Te產生反應之殘存Ca量，而可充分生成Ca系化合物。

更且，在本實施形態之銅材中，在以800℃進行保持1小時之熱處理之後，因平均結晶粒經A則作為200μm以下之故，而即使將銅材加熱為800℃以上之情況，亦可確實抑制結晶粒的粗大化。 另外，在本實施形態之銅材中，對於在以800℃進行保持1小時之熱處理後，因粒徑50μm以上300μm以下之範圍的結晶粒之面積率作為60%以上之故，在即使將銅材加熱成800℃以上之情況，亦可確實抑制結晶粒的不均一化。

更且，在本實施形態之銅材中，對於以800℃進行保持1小時之熱處理後的平均結晶粒徑A，和以1000℃進行保持1小時之熱處理後的平均結晶粒徑B的比B/A為2以下的情況，以1000℃進行保持1小時之熱處理後的平均結晶粒徑B，和以800℃進行保持1小時之熱處理後的平均結晶粒徑A的差為小，即使加熱成1000℃以上之高溫，亦可充分抑制結晶粒的粗大化及不均一化。

以上，對於本發明之實施形態之銅材已做過說明，但本發明係未限定於此等，而在不脫離其發明之技術思想範圍，可作適宜變更。 例如，在上述之實施形態中，對於銅材之製造方法的一例已作過說明，但銅材的製造方法係未限定於記載於實施形態的構成，而亦可適宜選擇既有的製造方法而製造。 [實施例]

於以下，對於欲確認本發明之效果而進行之確認實驗之結果進行說明。 將純度為99.99mass%以上之無氧銅所成之銅原料，裝入至高純度石墨坩堝內，在作為Ar氣體環境的環境爐內，進行高頻熔解。對於所得到之銅熔化液，投入Cu-1mass%Ca母合金，調製成表1所示之成分組成。 將所得到之銅熔化液，注入至鑄模而製出鑄塊。然而鑄塊的尺寸係作成厚度約25mm×寬度約70mm×長度約160~190mm。

對於所得到的鑄塊，在Ar氣體環境中，以800℃進行1小時之加熱，再實施熱延壓，作成厚度15mm。 切斷熱延壓後之銅素材之同時，為了除去表面的氧化被膜，而實施表面研削。此時，考慮之後的冷延壓，調質延壓的延壓率，最終厚度則呈成為0.8mm而調整提供冷延壓之銅素材的厚度。

對於如上述，調整厚度的銅素材而言，以加工率90%之條件而進行冷延壓。 接著，對於冷延壓後之銅素材而言，經由以600~850℃保持5秒之條件而實施再結晶熱處理。 並且，對於再結晶熱處理後之銅素材而言，以加工率5~50%的條件進行調質延壓，而製造厚度0.8mm、寬度60mm之銅材。

並且，對於以下的項目，實施評估。將評估結果示於表2。

(銅材之組成分析) 從所得到的銅材，採取測定試料，經由ICP-MS分析裝置(AGILENT公司製 7500CX)而進行組成分析。其結果，確認表1所示之組成。

(以800℃，1小時之熱處理後的平均結晶粒徑A) 對於所得到之銅材，以800℃實施保持1小時之熱處理。自此試驗片，切出50mm×50mm之樣本，使用耐水研膜紙，金剛鑽磨粒進行機械研磨之後，使用膠質氧化矽溶液進行精拋研磨。 使用EBSD測定裝置(FEI公司製 QUANTA 450 EFG，EDAX/TSL公司製AMETEK9424)，和解析軟體(TSL公司製 OIM Analysis7×64)，以測定間隔5μm間距，在1000μm² 之測定面積中，將鄰接之測定點間之方位差成為15°以上之測定點間，作為晶粒界面，作成晶粒界面標記。對於在作成晶粒界面標記時，CI值則成為0.1以下的測定點係除外。 依照JIS H 0501之切斷法，對於上述之晶粒界面標記，對於縱，橫拉出各5條之特定長度的線段，計數以線段完全切斷之結晶粒的數，將其切斷長度的平均值作成平均結晶粒徑。

(以800℃，1小時之熱處理後的粒徑50μm以上300μm以下之結晶粒的面積率) 自上述之結晶粒徑A之測定時所作成之晶粒界面標記，使用解析軟體(TSL公司製 OIM Analysis7×64)，求取各結晶粒的結晶粒徑，從此AreaFraction，自所有的結晶粒的全面積，計算成為粒徑50μm以上300μm以下之結晶粒的面積比例。

(以1000℃，1小時之熱處理後的平均結晶粒徑B) 從所得到之銅材採取試驗片，以1000℃實施保持1小時之熱處理。自此試驗片，切出50mm×50mm之樣本，經由與上述之「以800℃，1小時之熱處理後的平均結晶粒徑A」同樣的步驟，算出以1000℃，1h之熱處理後的平均結晶粒徑B。

在比較例1中，未添加Ca，而以800℃，1小時之熱處理後的平均結晶粒徑A成為215μm、以1000℃，1小時之熱處理後的平均結晶粒徑B成為478μm，而在熱處理後，結晶粒產生粗大化。另外，以800℃，1小時之熱處理後的粒徑50μm以上300μm以下之結晶的面積率為低的55%，而熱處理後之結晶粒為不均一。

在比較例2中，Ca之含有量X(massppm)與作為不可避不純物而含有O，S，Se，Te之合計含有量Y(massppm)的比則作為0.2，以800℃，1小時之熱處理後的平均結晶粒徑A成為204μm、以1000℃，1小時之熱處理後的平均結晶粒徑B成為506μm，而在熱處理後，結晶粒產生粗大化。另外，以800℃，1小時之熱處理後的粒徑50μm以上300μm以下之結晶的面積率為低的49%，而熱處理後之結晶粒為不均一。

在比較例3中，Ca之含有量X(massppm)與作為不可避不純物而含有O，S，Se，Te之合計含有量Y(massppm)的比則作為1.5，以800℃，1小時之熱處理後的平均結晶粒徑A成為233μm、以1000℃，1小時之熱處理後的平均結晶粒徑B成為557μm，而在熱處理後，結晶粒產生粗大化。另外，以800℃，1小時之熱處理後的粒徑50μm以上300μm以下之範圍的結晶的面積率為低的51%，而熱處理後之結晶粒為不均一。

在比較例4中，Ca之含有量則作為543massppm，而在加工時產生斷裂。因此，中止之後的評估。推測在鑄造時，生成有粗大的Ca系化合物之故。

對此，在Ca之含有量為3massppm以上400massppm以下之範圍內，殘留部則為Cu及作為不可避不純物之組成，Ca之含有量X(massppm)，和作為不可避不純物而含有O，S，Se，Te之合計含有量Y(massppm)的比X/Y則較2為大之本發明例1-15中，以800℃，1小時之熱處理後的平均結晶粒徑A成為155μm以下、以1000℃，1小時之熱處理後的平均結晶粒徑B成為183μm以下，而抑制在熱處理後之結晶粒的粗大化。另外，以800℃，1小時之熱處理後的粒徑50μm以上300μm以下之結晶的面積率為低的60%以上，而熱處理後之結晶粒為均一。

從以上情況，如根據本發明例，確認到可提供：即使在加熱後，亦可抑制結晶粒的粗大化及不均一化之銅材。 [產業上之利用可能性]

本發明之銅材及散熱構件係可適當利用於抑制結晶粒的粗大化，防止外觀的變化為佳的構件，例如，具備散熱板或厚銅電路等之電性･電子零件者。

[圖1]係本實施形態之銅材的製造方法之流程圖。

Claims (4)

1. 一種延壓銅材，其中作為Ca的含有量為3mass ppm以上400massppm以下之範圍內，殘留部則作為Cu及不可避不純物之組成，將Ca的含有量作為X(massppm)、將作為前述不可避不純物而含有之O，S，Se，Te的合計含有量作為Y(massppm)時，作為X/Y>2，在進行以800℃保持1小時之熱處理之後，平均結晶粒徑則作為200μm以下之同時，粒徑50μm以上300μm以下之範圍的結晶粒之面積率則作為60%以上。
2. 如請求項1之延壓銅材，其中於將進行以800℃保持1小時之熱處理之平均結晶粒徑作為A，而將進行以1000℃保持1小時之熱處理後之平均結晶粒徑作為B之情況，為B/A≦2。
3. 如請求項1之延壓銅材，其中除了前述O，S，Se，Te以外之前述不可避不純物係以總量計為0.1mass%以下者。
4. 一種散熱構件，其中由如請求項1至請求項3任一項記載之延壓銅材所成。

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