JP2017119909A - 放熱部品用銅合金板 - Google Patents

Abstract

【課題】放熱部品を製造するプロセスの一部に６５０℃以上の温度に加熱するプロセスが含まれる場合に、製造後の放熱部品に十分な強度と放熱性能を持たせることができる銅合金板の提供
【解決手段】Ｎｉ：０．２〜０．９５質量％及びＦｅ：０．０５〜０．８質量％と、Ｐ：０．０３〜０．２質量％を含有し、Ｎｉ及びＦｅの合計含有量を［Ｎｉ＋Ｆｅ］とし、Ｐの含有量を［Ｐ］としたとき、［Ｎｉ＋Ｆｅ］が０．２５〜１．０質量％、かつ［Ｎｉ＋Ｆｅ］／［Ｐ］が２〜１０であり、残部がＣｕ及び不可避不純物からなる銅合金板。この銅合金板は、０．２％耐力が１００ＭＰａ以上で優れた曲げ加工性を有し、８５０℃で３０分加熱後水冷し、次いで５００℃で２時間加熱する時効処理をした後の０．２％耐力が１２０ＭＰａ以上、導電率が４０％ＩＡＣＳ以上である。
【選択図】なし

Description

本発明は、コンピューターのＣＰＵ、ＬＥＤランプ等から発生する熱を処理する放熱板、ヒートシンク、ヒートパイプ等に用いる放熱部品用銅合金板に関する。特に、放熱部品の製造プロセスの一部として、ろう付け、拡散接合、脱気等、高温に加熱するプロセスが含まれる場合に用いられる放熱部品用銅合金板に関する。

デスク型ＰＣ、ノート型ＰＣ等に搭載されるＣＰＵの動作速度の高速化や高密度化が急速に進展し、これらのＣＰＵからの発熱量が一段と増大している。ＣＰＵの温度が一定以上の温度に上昇すると、誤作動、熱暴走などの原因となるため、ＣＰＵ等の半導体装置からの効果的な放熱は切実な問題となっている。
半導体装置の熱を吸収し、大気中に放散させる放熱部品してヒートシンクが使われている。ヒートシンクには高熱伝導性が求められることから、素材として熱伝導率の大きい銅、アルミニウムなどが用いられる。しかし、対流熱抵抗が、ヒートシンクの性能を制限しており、発熱量が増大する高機能電子部品の放熱要求を満たすことが難しくなってきている。

このため、より高い放熱性を有する放熱部品として、高い熱伝導性及び熱輸送能力を備える管状ヒートパイプや平面状ヒートパイプ（ベーパーチャンバ）が提案されている。ヒートパイプは、内部に封入した冷媒の蒸発（ＣＰＵからの吸熱）と凝縮（吸収した熱の放出）が循環的に行われることにより、ヒートシンクに比べて高い放熱特性を発揮する。また、ヒートパイプをヒートシンクやファンといった放熱部品と組合せることにより、半導体装置の発熱問題を解決することが提案されている。

放熱板、ヒートシンク、ヒートパイプ等に用いられる放熱部品の素材として、導電率及び耐食性に優れる純銅製（無酸素銅：Ｃ１０２０）の板又は管が多用されている。成形加工性を確保するため、素材として軟質の焼鈍材（Ｏ材）や１／４Ｈ調質材が用いられるが、後述する放熱部品の製造工程において、変形や疵が発生しやすい、打抜き加工時にバリが出やすい、打抜き金型が磨耗しやすい等の問題がある。一方、特許文献１，２には、放熱部品の素材としてＦｅ−Ｐ系の銅合金板が記載されている。

放熱板やヒートシンクは、純銅板をプレス成形、打抜き加工、切削、穴開け加工、エッチングなどにより所定形状に加工後、必要に応じてＮｉめっき、Ｓｎめっきを行ってからはんだ、ろう、接着剤等でＣＰＵ等の半導体装置と接合する。
管状ヒートパイプ（特許文献３参照）は、銅粉末を管内に焼結してウィックを形成し、加熱脱ガス処理後、一端をろう付け封止し、真空又は減圧下で管内に冷媒を入れてからもう一方の端部をろう付け封止して製造する。

平面状ヒートパイプ（特許文献４，５参照）は、管状ヒートパイプの放熱性能を更に向上させたものである。平面状ヒートパイプとして、冷媒の凝縮と蒸発を効率的に行うために、管状ヒートパイプと同様に、内面に粗面化加工、溝加工等を行ったものが提案されている。プレス成形、打抜き加工、切削、エッチングなどの加工を行った上下２枚の純銅板を、ろう付け、拡散接合、溶接等の方法により接合し、内部に冷媒を入れた後、ろう付け等の方法により封止する。接合工程で脱ガス処理が行われることがある。

また、平面状ヒートパイプとして、外面部材と、外面部材の内部に収容される内部部材とより構成されたものが提案されている。内部部材は、冷媒の凝縮、蒸発、輸送を促進するために、外面部材の内部に一又は複数配置されるもので、種々の形状のフィン、突起、穴、スリット等が加工されている。この形式の平面状ヒートパイプにおいても、内部部材を外面部材の内部に配置した後、ろう付け、拡散接合等の方法により外面部材と内部部材を接合一体化し、冷媒を入れた後、ろう付け等の方法により封止する。

特開２００３−２７７８５３号公報 特開２０１４−１８９８１６号公報 特開２００８−２３２５６３号公報 特開２００７−３１５７４５号公報 特開２０１４−１３４３４７号公報

これらの放熱部品の製造工程において、放熱板、ヒートシンクは、はんだ付け、ろう付けの工程で２００〜７００℃程度に加熱される。管状ヒートパイプ、平面状ヒートパイプは、焼結、脱ガス、りん銅ロウ（ＢＣｕＰ−２等）を用いたろう付け、拡散接合、溶接などの工程で８００〜１０００℃程度に加熱される。
例えば、ヒートパイプの素材として純銅板を用いた場合、６５０℃以上の温度で加熱をしたときの軟化が激しい。また、急激な結晶粒の粗大化が生じる。このため、ヒートシンク、半導体装置への取付け、又はＰＣ筐体への組込み等の際に、製造したヒートパイプが変形しやすく、ヒートパイプ内部の構造が変化してしまい、また表面の凹凸が大きくなり、所期の放熱性能を発揮できなくなってしまう問題がある。また、このような変形を避けるには純銅板の厚さを厚くすればよいが、そうするとヒートパイプの質量、及び厚さが増大する。厚さが増大した場合、ＰＣ筐体内部の隙間が小さくなり、対流伝熱性能が低下する問題がある。

また、特許文献１，２に記載された銅合金板（Ｆｅ−Ｐ系）も、６５０℃以上の温度で加熱をすると軟化し、さらに純銅に比べて導電率が大きく低下する。このため、焼結、脱ガス、ろう付け、拡散接合、溶接等の工程を経て例えば平面状ヒートパイプを製造した場合、同ヒートパイプの搬送及びハンドリング、基盤への組込み工程等で容易に変形する。また、導電率が低下することで、ヒートパイプとしての所期の性能が出なくなる。

本発明は、純銅又は銅合金板から放熱部品を製造するプロセスの一部に６５０℃以上の温度に加熱するプロセスが含まれる場合の上記問題点に鑑みてなされたもので、６５０℃以上の温度に加熱するプロセスを経て製造された放熱部品に、十分な強度と放熱性能を持たせることができる銅合金板を提供することを目的とする。

析出硬化型銅合金は、溶体化処理後、時効処理を行うことで、強度及び導電率が向上する。しかし、析出硬化型銅合金は、溶体化処理後、冷間で塑性加工を加えて析出サイトとなる塑性歪みを合金中に導入した後、時効処理を行うのでなければ、時効処理による強度及び導電率の向上効果が低い場合がある。
ろう付け、拡散接合、溶接等の加熱工程を経て製作されたベーパチャンバ等の放熱部品の場合、前記加熱工程後に塑性加工が加えられることはない。従って、前記放熱部品を析出強化型銅合金の板材から製作した場合に、溶体化処理に相当する上記加熱工程後、時効処理を施しても、強度及び導電率が十分向上しない場合がある。
一方、本発明者らは、析出硬化型銅合金のうちＣｕ−（Ｎｉ，Ｆｅ）−Ｐ系合金において、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｐの組成範囲及び［Ｎｉ＋Ｆｅ］／Ｐ比を限定することにより、上記加熱工程後、塑性加工を加えることなく時効処理した場合でも、放熱部品の強度及び導電率が大きく向上することを見出し、本発明に到達した。

本発明に係る放熱部品用銅合金板は、放熱部品を製造するプロセスの一部として、６５０℃以上に加熱するプロセスと時効処理が含まれる場合に用いられ、Ｎｉ：０．２〜０．９５質量％及びＦｅ：０．０５〜０．８質量％と、Ｐ：０．０３〜０．２質量％、残部がＣｕ及び不可避不純物からなり、Ｎｉ及びＦｅの合計含有量を［Ｎｉ＋Ｆｅ］とし、Ｐの含有量を［Ｐ］としたとき、［Ｎｉ＋Ｆｅ］が０．２５〜１．０質量％、かつ［Ｎｉ＋Ｆｅ］／［Ｐ］が２〜１０であり、０．２％耐力が１００ＭＰａ以上で優れた曲げ加工性を有し、８５０℃で３０分加熱後水冷し、次いで５００℃で２時間加熱する時効処理をした後の０．２％耐力が１２０ＭＰａ以上、導電率が４０％ＩＡＣＳ以上である。

本発明に係る放熱部品用銅合金板は、必要に応じて、合金元素としてさらに、Ｃｏを０．０５質量％未満の範囲で含有することができる。また、本発明に係る放熱部品用銅合金板は、必要に応じて、合金元素としてさらに、ＳｎとＭｇの１種又は２種をＳｎ：０．００５〜１．０質量％、Ｍｇ：０．００５〜０．２質量％の範囲で含有し、又は／及びＺｎを１．０質量％以下の範囲で含有することができる。また、本発明に係る放熱部品用銅合金板は、必要に応じて、合金元素としてさらに、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ａｇのうち１種又は２種以上を合計で０．００５〜０．５質量％含有することができる。

本発明に係る銅合金板は、放熱部品を製造するプロセスの一部として、６５０℃以上に加熱するプロセスと時効処理が含まれる場合に使用される。つまり、本発明に係る銅合金板を用いて製造した放熱部品は、６５０℃以上に高温加熱後時効処理され、強度が向上している。
本発明に係る銅合金板は、０．２％耐力が１００ＭＰａ以上であり、優れた曲げ加工性を有する。そして、本発明に係る銅合金板は、８５０℃に３０分加熱し、次いで５００℃で２時間加熱する時効処理を行ったとき、０．２％耐力が１２０ＭＰａ以上、導電率が４０％ＩＡＣＳ以上である。本発明に係る銅合金板は、時効処理後の強度が高いため、この銅合金板を用いて製造したヒートパイプ等の放熱部品を、ヒートシンク、半導体装置へ取り付け、又はＰＣ筐体等に組み込む際に、該放熱部品が変形しにくい。また、本発明に係る銅合金板は、導電率が純銅板より低いが、時効処理後の強度が高いため薄肉化でき、放熱性能の点で導電率の低下分を補うことができる。

以下、本発明に係る放熱部品用銅合金板について、より詳細に説明する。
本発明に係る銅合金板は、プレス成形、打抜き加工、切削、エッチングなどにより所定形状に加工され、高温加熱（脱ガス、接合（ろう付け、拡散接合、溶接（ＴＩＧ、ＭＩＧ、レーザー等）、焼結等のための加熱）を経て、放熱部品に仕上げられる。放熱部品の種類や製造方法により前記高温加熱の加熱条件が異なるが、本発明では、前記高温加熱を６５０℃〜１０５０℃程度で行う場合を想定している。本発明に係る銅合金板は後述する組成の（Ｎｉ，Ｆｅ）−Ｐ系銅合金からなり、前記温度範囲内に加熱すると、母材に析出していた（Ｎｉ，Ｆｅ）−Ｐ化合物の少なくとも一部が固溶し、結晶粒が成長し、軟化及び導電率の低下が生じる。

本発明に係る銅合金板は、８５０℃で３０分加熱後水冷し、次いで５００℃で２時間加熱する時効処理をした後の強度（０．２％耐力）が１２０ＭＰａ以上、導電率が４０％ＩＡＣＳ以上である。８５０℃で３０分の加熱は、放熱部品の製造における前記高温加熱のプロセスを想定した加熱条件である。本発明に係る銅合金板をこの条件で高温加熱すると、加熱前に析出していた（Ｎｉ，Ｆｅ）−Ｐ化合物が固溶し、結晶粒が成長し、軟化、及び導電率の低下が生じる。次いで前記銅合金板を時効処理すると、微細な（Ｎｉ，Ｆｅ）−Ｐ化合物が析出する。これにより、前記高温加熱により低下した強度及び導電率が顕著に改善する。

前記時効処理は、（ａ）高温加熱後の冷却工程中に析出温度範囲に一定時間保持する、（ｂ）高温加熱後室温まで冷却し、その後析出温度範囲に再加熱して一定時間保持する、（ｃ）前記（ａ）の工程後、析出温度範囲に再加熱して一定時間保持する、等の方法で実施することができる。
具体的な時効処理条件として、３００〜６００℃の温度範囲で５分〜１０時間保持する条件が挙げられる。強度の向上を優先するときは微細な（Ｎｉ，Ｆｅ）−Ｐ化合物が生成する温度−時間条件を、導電率の向上を優先するときは固溶するＮｉ、Ｆｅ、Ｐが減少する過時効気味の温度−時間条件を、適宜選定すればよい。

時効処理後の銅合金板は、高温加熱後の純銅板に比べて導電率は低いが、強度は純銅板に比べて顕著に高くなる。この効果を得るため、本発明に係る銅合金板を用いて製造したヒートパイプ等の放熱部品は、高温加熱後時効処理される。時効処理条件は、前記のとおりである。時効処理後の放熱部品（銅合金板）は強度が高く、ヒートシンク、半導体装置へ取り付け、又はＰＣ筐体等に組み込む際に、該放熱部品の変形を防止できる。また、本発明に係る銅合金板（時効処理後）は、純銅板に比べて強度が高いため、薄肉化（０．１〜１．０ｍｍ厚）することができ、そのことにより放熱部品の放熱性能を高め、純銅板と比べた場合の導電率の低下分を補うことができる。
なお、本発明に係る銅合金板は、高温加熱の温度が８５０℃未満（６５０℃以上）又は８５０℃超（１０５０℃以下）であっても、時効処理後に、１２０ＭＰａ以上の０．２％耐力、及び４０％ＩＡＣＳ以上の導電率を達成できる。

本発明に係る銅合金板は、６５０℃以上の温度に高温加熱される前に、プレス成形、打抜き加工、切削、エッチングなどにより、放熱部品に加工される。銅合金板は、前記加工に際しての搬送及びハンドリングにおいて容易に変形しない強度を有し、前記加工が支障なく実行できる機械的特性を有することが好ましい。より具体的には、本発明に係る銅合金板は、０．２％耐力が１００ＭＰａ以上、及び優れた曲げ加工性を有することが好ましい。以上の特性を満たしていれば、銅合金板の調質は問題にならない。例えば溶体化処理材、時効処理上がり、時効処理上り材を冷間圧延したものなど、いずれも使用可能である。

曲げ加工においては、曲げ部で割れが発生しないことが求められる。さらに、曲げ線及びその近傍において、肌荒れが発生しないことが好ましい。同一材質の銅合金板であっても、曲げによる割れや肌荒れの発生しやすさは、曲げ半径Ｒと板厚ｔの比率Ｒ／ｔに依存する。銅合金板を用いてベーパーチャンバー等の放熱部品を製造する場合、銅合金板の曲げ加工性として、通常、圧延平行方向、直角方向共にＲ／ｔ≦２の曲げを行った場合に割れが発生しないことが求められる。銅合金板の曲げ加工性として、Ｒ／ｔ≦１．５の曲げで割れが発生しないことが好ましく、Ｒ／ｔ≦１．０の曲げで割れが発生しないことがより好ましい。銅合金板の曲げ加工性は、一般に板幅１０ｍｍの試験片で試験される（後述する実施例の曲げ加工性試験を参照）。銅合金板材を曲げ加工する場合、曲げ幅が大きいほど割れが発生しやすくなることから、放熱部品として特に曲げ幅が大きい場合には、Ｒ／ｔ＝１．０の曲げで割れが発生しないことが好ましく、さらにＲ／ｔ＝０．５の曲げで割れが発生しないことが好ましい。また、曲げ線及びその近傍で肌荒れを発生させないためには、銅合金板の表面において板幅方向に測定した平均結晶粒径（切断法）が２０μｍ以下であることが好ましく、１５μｍ以下であることがより好ましい。

先に述べたとおり、本発明に係る銅合金板を加工して製造した放熱部品は、６５０℃以上の温度に高温加熱すると軟化する。高温加熱後の放熱部品は、さらに時効処理を施す際の搬送及びハンドリングにおいて容易に変形しない強度を有することが好ましい。そのためには、８５０℃で３０分加熱後水冷した段階で、５０ＭＰａ以上の０．２％耐力を有することが好ましい。

本発明に係る銅合金板を用いて製造された放熱部品は、時効処理を受けた後、必要に応じて、耐食性及びはんだ付け性の向上を主目的として、少なくとも外表面の一部にＳｎ被覆層が形成される。Ｓｎ被覆層には、電気めっき、無電解めっき、あるいはこれらのめっき後、Ｓｎの融点以下又は融点以上に加熱して形成されたものが含まれる。Ｓｎ被覆層には、Ｓｎ金属とＳｎ合金が含まれ、Ｓｎ合金としては、Ｓｎ以外に合金元素としてＢｉ，Ａｇ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｉｎ，Ｚｎのうち１種以上を合計で５質量％以下含むものが挙げられる。

Ｓｎ被覆層の下に、Ｎｉ，Ｃｏ，Ｆｅ等の下地めっきを形成することができる。これらの下地めっきは、母材からのＣｕや合金元素の拡散を防止するバリアとしての機能、及び放熱部品の表面硬さを大きくすることによる傷つき防止の機能を有する。前記下地めっきの上にＣｕをめっきし、さらにＳｎをめっき後、Ｓｎの融点以下又は融点以上に加熱する熱処理を行ってＣｕ−Ｓｎ合金層を形成し、下地めっき、Ｃｕ−Ｓｎ合金層及びＳｎ被覆層の３層構成とすることもできる。Ｃｕ−Ｓｎ合金層は、母材からのＣｕや合金元素の拡散を防止するバリアとしての機能、及び放熱部品の表面硬さを大きくすることによる傷つき防止の機能を有する。

また、本発明に係る銅合金板を用いて製造された放熱部品は、時効処理を受けた後、必要に応じて、少なくとも外表面の一部にＮｉ被覆層が形成される。Ｎｉ被覆層は、母材からのＣｕや合金元素の拡散を防止するバリア、放熱部品の表面硬さを大きくすることによる傷つき防止、及び耐食性を向上させる機能を有する。

次に本発明に係る銅合金板の組成について説明する。
本発明に係る銅合金は、Ｎｉ：０．２〜０．９５質量％及びＦｅ：０．０５〜０．８質量％と、Ｐ：０．０３〜０．２質量％を含有する。Ｎｉ、Ｆｅの合計含有量［Ｎｉ＋Ｆｅ］は０．２５〜１．０質量％の範囲内とされる。
Ｎｉ、Ｆｅは、Ｐとの間にＰ化合物を生成し、銅合金板の強度や耐応力緩和特性を向上させる。なお、このＰ化合物は、Ｎｉ−Ｐ化合物、Ｆｅ−Ｐ化合物、及びＮｉの一部がＦｅで置換されたＮｉ−Ｆｅ−Ｐ化合物の１種又は２種以上からなる。本発明ではこのＰ化物を（Ｎｉ，Ｆｅ）−Ｐ化合物と表記している。Ｐ化合物は固溶温度が高く、銅合金板が６５０℃以上の高温（例えば８５０℃）に加熱されても一部は比較的安定に存在し、結晶粒径の粗大化が防止される。一方、銅合金板の加熱温度が高いほど、水冷後の凍結空孔濃度が高くなり、析出物の核生成サイトが増えるため、続いて行われる時効処理により球状の析出物の数密度を増やすことができ、これは時効処理後の強度の向上に寄与する。

Ｎｉ、Ｆｅの合計含有量［Ｎｉ＋Ｆｅ］が０．２５質量％未満、又はＰ含有量が０．０３質量％未満では、Ｐ化合物の析出量が少なく、銅合金板の強度や耐応力緩和特性を向上させる効果が少ない。一方、［Ｎｉ＋Ｆｅ］が１．０質量％を超え又はＰ含有量［Ｐ］が０．２質量％を超えると、粗大な酸化物、晶出物、析出物などが生成して熱間加工性が低下し、かつ銅合金板の強度、耐応力緩和特性、曲げ加工性が低下する。また、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｐの固溶量が増え、銅合金板の導電率が低下する。従って、［Ｎｉ＋Ｆｅ］は０．２５〜１．０質量％、Ｐ含有量は０．０３〜０．２質量％とする。
また、Ｎｉ、Ｆｅの個々の含有量が、それぞれ０．２質量％未満、０．０５質量％未満の場合、銅合金板の強度や耐応力緩和特性を向上させる効果が少ない。従って、Ｎｉ、Ｆｅの含有量の下限値は、それぞれ０．２質量％、０．０５質量％とする。
Ｎｉ及びＦｅの合計含有量［Ｎｉ＋Ｆｅ］とＰ含有量［Ｐ］の含有量比［Ｎｉ＋Ｆｅ］／［Ｐ］が、２未満又は１０を超える場合、過剰となったＮｉ、Ｆｅ又はＰが固溶して、導電率が低下する。従って、含有量比［Ｎｉ＋Ｆｅ］／［Ｐ］は２〜１０とする。［Ｎｉ＋Ｆｅ］／［Ｐ］の下限値は好ましくは２．２、上限値は好ましくは９．５である。

ＣｏはＣｕマトリックス中にＣｏ単独で析出して銅合金の耐熱性を向上させるため、必要に応じて添加される。また、Ｃｏは（Ｎｉ，Ｆｅ）−Ｐ化合物のＮｉ又はＦｅの一部を置換し、銅合金板の強度や耐応力緩和特性を向上させる。しかし、Ｃｏは高価であるので、Ｃｏ含有量は０．０５質量％未満とする。

Ｓｎは銅合金母相に固溶して銅合金の強度を向上させる作用を有するため、必要に応じて添加される。また、Ｓｎの添加は耐応力緩和特性の向上にも有効である。放熱部品の使用環境が８０℃又はそれ以上となると、クリ−プ変形が生じてＣＰＵ等の熱源との接触面が小さくなり、放熱性が低下するが、耐応力緩和特性を向上させることで、この現象を抑制できる。強度及び耐応力緩和特性の向上の効果を得るため、Ｓｎ含有量は０．００５質量％以上とし、好ましくは０．０１質量％以上、より好ましくは０．０２質量％以上とする。一方、Ｓｎ含有量が１．０質量％を超えると、銅合金板の曲げ加工性を低下させ、かつ時効処理後の導電率を低下させる。従って、Ｓｎ含有量は１．０質量％以下とし、好ましくは０．６質量％以下、より好ましくは０．３質量％以下とする。

Ｍｇは、Ｓｎと同様に、銅合金母相に固溶して銅合金の強度及び耐応力緩和特性を向上させる作用を有するため、必要に応じて添加される。強度及び耐応力緩和特性の向上の効果を得るため、Ｍｇ含有量は０．００５質量％以上とする。一方、Ｍｇ含有量が０．２質量％を超えると、銅合金板の曲げ加工性を低下させ、かつ時効処理後の導電率を低下させる。従って、Ｍｇ含有量は０．２質量％以下とし、好ましくは０．１５質量％以下、より好ましくは０．０５質量％以下とする。

Ｚｎは、銅合金板のはんだの耐熱剥離性及びＳｎめっきの耐熱剥離性を改善する作用を有するため、必要に応じて添加される。放熱部品を半導体装置へ組み込むとき、はんだ付けが必要な場合があり、また、放熱部品を製造後、耐食性改善のためＳｎめっきを行う場合がある。このような放熱部品の製造に、Ｚｎを含有する銅合金板が好適に用いられる。しかし、Ｚｎの含有量が１．０質量％を越えると、はんだ濡れ性が低下するため、Ｚｎの含有量は１．０質量％以下とする。Ｚｎの含有量は好ましくは０．７質量％以下、より好ましくは０．５質量％以下とする。一方、Ｚｎ含有量が０．０１質量％未満では、耐熱剥離性の改善には不十分であり、Ｚｎの含有量は０．０１質量％以上であることが好ましい。Ｚｎ含有量は０．０５質量％以上がより好ましく、０．１質量％以上がさらに好ましい。
なお、本発明の銅合金板がＺｎを含む場合、５００℃以上の温度で加熱すると、加熱雰囲気によってはＺｎが気化し、銅合金板の表面性状を低下させたり、加熱炉を汚染することがある。Ｚｎの気化を防止するとの観点からは、Ｚｎの含有量は好ましくは０．５質量％以下とし、より好ましくは０．３質量％以下、さらに好ましくは０．２質量％以下とする。

Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ａｇは、銅合金の強度及び耐熱性を向上させる作用を有するため、これらの１種又は２種以上が必要に応じて添加される。これらの元素が添加される場合、含有量が多いと銅合金の導電率が低下するため、これらの元素の１種又は２種以上の合計含有量は０．５質量％以下に制限される。一方、上記作用を得るため、これらの元素の合計含有量の下限値は０．００５質量以上とする。下限値は、より好ましくは０．０１質量％、さらに好ましくは０．０２質量％である。
このうちＳｉ、Ａｌ、Ｍｎは、少量含有させても銅合金の導電率を低下させることから、それぞれ上限値を、Ｓｉ：０．２質量％、Ａｌ：０．２質量％、Ｍｎ：０．１質量％とすることが好ましい。一方、上記作用を得るため、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎは、それぞれ下限値を、Ｓｉ：０．０１質量％、Ａｌ：０．０１質量％、Ｍｎ：０．０１質量とすることが好ましい。Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒは、数μｍ〜数１０μｍ程度の酸化物系、硫化物系などの介在物を形成しやすく、冷間圧延により前記介在物と母材の間に隙間ができ、前記介在物が表面に存在したとき銅合金の耐食性を低下させる。従って、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒの上限値は、Ｃｒ：０．２質量％、Ｔｉ：０．１質量％、Ｚｒ：０．０５質量％とすることが好ましい。一方、上記作用を得るため、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒは、それぞれ下限値を、Ｃｒ：０．００５質量％、Ｔｉ：０．０１質量％、Ｚｒ：０．００５質量％とすることが好ましい。Ａｇの上限値は０．５質量％とし、上記作用を得るため、下限値を０．０１質量％とすることが好ましい。

不可避不純物であるＨ、Ｏ、Ｓ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｂ、Ｓｅ、Ａｓは、銅合金板が６５０℃以上の温度に長時間加熱されると粒界に集まり、加熱中及び加熱後の粒界割れ並びに粒界脆化等を引起す可能性があるため、これらの元素の含有量は低減することが好ましい。Ｈは、加熱中に粒界や介在物と母材との界面に集まり、膨れを発生させることから、好ましくは１．５ｐｐｍ（質量ｐｐｍ、以下同じ）未満とし、より好ましくは１ｐｐｍ未満とする。Ｏは、好ましくは２０ｐｐｍ未満、より好ましくは１５ｐｐｍ未満とする。Ｓ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｂ、Ｓｅ、Ａｓは、好ましくは合計で３０ｐｐｍ未満、より好ましくは２０ｐｐｍ未満とする。特にＢｉ、Ｓｂ、Ｓｅ、Ａｓについては、好ましくはこれらの元素の合計含有量を１０ｐｐｍ未満、より好ましくは５ｐｐｍ未満とする。

本発明に係る銅合金板は、前記組成を有する鋳塊を均熱処理後、（１）熱間圧延−冷間圧延−焼鈍、（２）熱間圧延−冷間圧延−焼鈍−冷間圧延、（３）熱間圧延−冷間圧延−焼鈍−冷間圧延−低温焼鈍、等の工程で製造できる。上記（１）〜（３）において、冷間圧延−焼鈍の工程を複数回行ってもよい。
前記焼鈍には、軟化焼鈍、再結晶焼鈍又は析出焼鈍（時効処理）が含まれる。軟化焼鈍又は再結晶焼鈍の場合は、加熱温度を６００〜９５０℃の範囲から、加熱時間を５秒〜１時間の範囲から選定するとよい。軟化焼鈍又は再結晶焼鈍が溶体化処理を兼ねる場合は、６５０〜９５０℃で５秒〜３分加熱する連続焼鈍を行うとよい。析出焼鈍の場合、前述したとおり、３００〜６００℃程度の温度範囲に０．５〜１０時間保持する条件で行うとよい。軟化焼鈍又は再結晶焼鈍が溶体化処理を兼ねる場合、後工程で析出焼鈍を行うことができる。
最終冷間圧延は、目標とする０．２％耐力と曲げ加工性に合わせて、加工率５〜８０％の範囲から選定するとよい。
低温焼鈍は、銅合金板の延性の回復のため、銅合金板を再結晶させることなく軟化させるもので、連続焼鈍による場合は３００〜６５０℃の雰囲気に１秒〜５分程度保持されるように定めるとよい。また、バッチ式焼鈍の場合は、銅合金板の実体温度が２５０℃〜４００℃に５分〜１時間程度保持されるように定めるとよい。
以上の製造方法により、０．２％耐力が１００ＭＰａ以上で、優れた曲げ加工性を有する銅合金板を製造することができる。また、この銅合金板は、８５０℃で３０分加熱し、次いで５００℃で２時間加熱する時効処理をしたとき、１２０ＭＰａ以上の０．２％耐力、４０％ＩＡＣＳ以上の導電率を有する。

本発明に係る銅合金板は、好ましくは、鋳塊を均熱処理し、熱間圧延した後、冷間圧延、溶体化を伴う再結晶処理、冷間圧延、時効処理の工程で製造される。溶体化を伴う再結晶処理後、冷間圧延を行うことなく時効処理を行い、続いて冷間圧延を行ってもよい。この製造方法の下で、前記組成の銅合金を用い、以下の条件で製造した銅合金板は、０．２％耐力が３００ＭＰａ以上で、優れた曲げ加工性を有する。
溶解、鋳造は、連続鋳造、半連続鋳造などの通常の方法によって行うことができる。なお、銅溶解原料として、Ｓ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｅ、Ａｓ含有量の少ないものを使用することが好ましい。また、銅合金溶湯に被覆する木炭の赤熱化（水分除去）、地金、スクラップ原料、樋、鋳型の乾燥、及び溶湯の脱酸等に注意し、Ｏ、Ｈを低減することが好ましい。

均質化処理は、鋳塊内部の温度が８００℃以上の温度に到達後、３０分以上保持することが好ましい。均質化処理の保持時間は１時間以上がより好ましく、２時間以上がさらに好ましい。
均質化処理後、熱間圧延を８００℃以上の温度で開始する。熱間圧延材に粗大な（Ｎｉ，Ｆｅ）−Ｐ析出物が形成されないように、熱間圧延は６００℃以上の温度で終了し、その温度から水冷等の方法により急冷することが好ましい。熱間圧延後の急冷開始温度が６００℃より低いと、粗大な（Ｎｉ，Ｆｅ）−Ｐ析出物が形成され、組織が不均一になりやすく、銅合金板（製品板）の強度が低下する。熱間圧延の終了温度は６５０℃以上の温度であることが好ましく、７００℃以上の温度であることがさらに好ましい。なお、熱間圧延後急冷した熱間圧延材の組織は再結晶組織となる。後述の溶体化を伴う再結晶処理は熱間圧延後の急冷を行うことで兼ねることができる。

熱間圧延後の冷間圧延により、銅合金板に一定の歪みを加えることで、続く再結晶処理後に、所望の再結晶組織（微細な再結晶組織）を有する銅合金板が得られる。
溶体化を伴う再結晶処理は、６５０〜９５０℃、好ましくは６７０〜９００℃で３分以下の保持の条件で行う。銅合金中のＮｉ、Ｆｅ、Ｐの含有量が少ない場合は，上記温度範囲内のより低温領域で、Ｎｉ、Ｆｅ，Ｐの含有量が多い場合は、上記温度範囲内のより高温領域で行うことが好ましい。この再結晶処理により、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｐを銅合金母材に固溶させると共に、曲げ加工性が良好となる再結晶組織（結晶粒径が１〜２０μｍ）を形成することができる。この再結晶処理の温度が６５０℃より低いと、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｐの固溶量が少なくなり、強度が低下する。一方、再結晶処理の温度が９５０℃を超え又は処理時間が３分を超えると、再結晶粒が粗大化する。

溶体化を伴う再結晶処理後は、（ａ）冷間圧延−時効処理、（ｂ）冷間圧延−時効処理−冷間圧延、（ｃ）冷間圧延−時効処理−冷間圧延−低温焼鈍、（ｄ）時効処理−冷間圧延、（ｅ）時効処理−冷間圧延−低温焼鈍、のいずれかの工程が選択できる。
時効処理（析出焼鈍）は、加熱温度３００〜６００℃程度で０．５〜１０時間保持する条件で行う。この加熱温度が３００℃未満では析出量が少なく、６００℃を超えると析出物が粗大化しやすい。加熱温度の下限は、好ましくは３５０℃とし、上限は好ましくは５８０℃、より好ましくは５６０℃とする。時効処理の保持時間は、加熱温度により適宜選択し、０．５〜１０時間の範囲内で行う。この保持時間が０．５時間以下では析出が不十分となり、１０時間を越えても析出量が飽和し、生産性が低下する。保持時間の下限は、好ましくは１時間、より好ましくは２時間とする。

表１，２に示す組成の銅合金を鋳造し、それぞれ厚さ４５ｍｍ、長さ８５ｍｍ、幅２００ｍｍの鋳塊を作製した。この銅合金において、不可避不純物であるＨは１ｐｐｍ未満、Ｏは１５ｐｐｍ未満、Ｓ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｂ、Ｓｅ、Ａｓは合計で２０ｐｐｍ未満であった。
各鋳塊に対し９６５℃で３時間の均熱処理を行い、続いて熱間圧延を行って板厚１５ｍｍの熱間圧延材とし、６５０℃以上の温度から焼き入れ（水冷）した。焼き入れ後の熱間圧延材の両面を１ｍｍずつ研磨（面削）した後、目標板厚０．６ｍｍまで冷間粗圧延し、６５０〜９５０℃で１０〜６０秒保持する再結晶処理（溶体化を伴う）を行った。次いで５００℃で２時間の時効処理（析出焼鈍）後、５０％の仕上げ冷間圧延を施し、板厚０．３ｍｍの銅合金板を製造した。
なお、表１，２に示す実施例４，７，１０と比較例１，５について、冷間粗圧延後の銅合金板（厚さ０．６ｍｍ）の一部（長さ２０００ｍｍ）を、後述する［実施例３］、［実施例４］に用いた。

得られた銅合金板を供試材として、下記要領で、導電率、機械的特性、曲げ加工性、はんだ濡れ性の各測定試験を行った。その結果を表３，４に示す。
また、得られた銅合金板を８５０℃で３０分間加熱後水冷したもの、さらに５００℃で２時間加熱する時効処理（析出処理）を行ったものを、それぞれ供試材として、導電率及び機械的特性の各測定試験を行った。その結果を表３，４に示す。

（導電率の測定）
導電率の測定は，ＪＩＳ−Ｈ０５０５に規定されている非鉄金属材料導電率測定法に準拠し，ダブルブリッジを用いた四端子法で行った。
（機械的特性）
供試材から、長手方向が圧延平行方向となるようにＪＩＳ５号引張り試験片を切り出し、ＪＩＳ−Ｚ２２４１に準拠して引張り試験を実施して、耐力と伸びを測定した。耐力は永久伸び０．２％に相当する引張強さである。

（曲げ加工性）
曲げ加工性の測定は、伸銅協会標準ＪＢＭＡ−Ｔ３０７に規定されるＷ曲げ試験方法に従い実施した。各供試材から幅１０ｍｍ、長さ３０ｍｍの試験片を切り出し、Ｒ／ｔ＝０．５となる冶具を用いて、Ｇ．Ｗ．（Ｇｏｏｄ Ｗａｙ（曲げ軸が圧延方向に垂直））及びＢ．Ｗ．（Ｂａｄ Ｗａｙ（曲げ軸が圧延方向に平行））の曲げを行った。次いで、曲げ部における割れの有無を１００倍の光学顕微鏡により目視観察し、Ｇ．Ｗ．及びＢ．Ｗ．の双方で割れの発生がないものを○（合格）、Ｇ．Ｗ．又はＢ．Ｗ．のいずれか一方又は双方で割れが発生したものを×（不合格）、と評価した。

（はんだ濡れ性）
各供試材から短冊状試験片を採取し、非活性フラックスを１秒間浸漬塗布した後、メニスコグラフ法にてはんだ濡れ時間を測定した。はんだは２６０±５℃に保持したＳｎ−３質量％Ａｇ−０．５質量％Ｃｕを用い、浸漬速度を２５ｍｍ／ｓｅｃ、浸漬深さを５ｍｍ、浸漬時間を５ｓｅｃの試験条件で実施した。はんだ濡れ時間が２秒以下のものをはんだ濡れ性が優れると評価した。なお、比較例６以外は、はんだ濡れ時間が２秒以下であった。

表１，３に示す実施例１〜２４の銅合金板は、合金組成が本発明の規定を満たし、８５０℃で３０分間加熱し、次いで時効処理した後の強度（０．２％耐力）が１２０ＭＰａ以上で、かつ導電率が４０％ＩＡＣＳ以上である。また、８５０℃で加熱する前の銅合金板の特性は、強度（０．２％耐力）が３００ＭＰａ以上であり、曲げ加工性やはんだ濡れ性も優れている。

これに対し、表２，４に示す比較例１〜１０の銅合金板は、以下に示すように、何らかの特性が劣る。
比較例１は、Ｎｉを含まず、かつＮｉ及びＦｅの合計含有量［Ｎｉ＋Ｆｅ］が少ないため、時効処理後の強度が低い。
比較例２は、Ｐ含有量が過剰なため、熱間圧延時に割れが生じて、熱間圧延後の工程に進むことができなかった。
比較例３は、Ｎｉ含有量が少なく、かつＮｉ及びＦｅの合計含有量［Ｎｉ＋Ｆｅ］が少なく、Ｐ含有量も少ないため、時効処理後の強度が低い。
比較例４、５は、それぞれＳｎ又はＭｇ含有量が過剰で、時効処理後の導電率が低い。
比較例６は、Ｚｎ含有量が過剰で、先に述べたようにはんだ濡れ性が劣っていた。
比較例７は、主要元素以外の元素（Ａｌ、Ｍｎ等）の合計が過剰で０．５質量％を超えたため、時効処理後の導電率が低い。
比較例８は、Ｆｅを含まず、かつＮｉ及びＦｅの合計含有量［Ｎｉ＋Ｆｅ］が少ないため、時効処理後の強度が低い。
比較例９は、Ｎｉ及びＦｅの合計含有量［Ｎｉ＋Ｆｅ］及びＰ含有量が過剰で、熱間圧延時に割れが生じて、熱間圧延後の工程に進むことができなかった。
比較例１０は、Ｎｉ含有量が少なく、時効処理後の耐力が低い。

［実施例１］で製造した銅合金板（板厚０．３ｍｍ）のうち代表的なもの（表１，２に示す実施例４，７，１０と比較例１，５）について、１０００℃で３０分間加熱後水冷し、さらに５００℃で２時間加熱（時効処理）し、当該銅合金板を供試材として、導電率及び機械的特性の各測定試験を、［実施例１］に記載した方法で行った。その結果を表５に示す。

表５に示すように、実施例４，７，１０は、１０００℃で３０分間加熱し、次いで時効処理した後の強度（０．２％耐力）が１２０ＭＰａ以上で、かつ導電率が４０％ＩＡＣＳ以上である。表５に示す数値（時効処理後の耐力と導電率）を、８５０℃で３０分間加熱し、次いで時効処理した後の測定結果（表３参照）と比較すると、数値に大きい違いはない。
一方、比較例１，５は、１０００℃で３０分間加熱し、次いで時効処理した後の強度又は導電率が基準（０．２％耐力が１２０ＭＰａ以上、導電率が４０％ＩＡＣＳ以上）に達していない。

表１，２に示す実施例４，７，１０と比較例１，５について、［実施例１］で製造した冷間粗圧延後の銅合金板（厚さ０．６ｍｍ）を用い、これにさらに５０％の冷間圧延を施し、板厚０．３ｍｍの銅合金板を製造した。次いで、この銅合金板に６５０〜８２５℃で１０〜６０秒保持する再結晶処理（溶体化を伴う）を行った。

得られた銅合金板を供試材として、前記［実施例１］に記載した方法で、導電率、機械的特性、曲げ加工性の各測定試験を行った。また、得られた銅合金板を８５０℃で３０分間加熱後水冷したもの、さらに５００℃で２時間加熱する時効処理（析出処理）を行ったものを、それぞれ供試材として、同様に導電率及び機械的特性の各測定試験を行った。その結果を表６に示す。表６において、実施例４Ａ，７Ａ，１０Ａの組成は、表１の実施例４，７，１０の組成と同じであり、比較例１Ａ，５Ａの組成は、表２の比較例１，５の組成と同じである。

表６に示す実施例４Ａ，７Ａ，１０Ａの銅合金板は、合金組成が本発明の規定を満たし、８５０℃で３０分間加熱し、次いで時効処理した後の強度（０．２％耐力）が１２０ＭＰａ以上で、かつ導電率が４０％ＩＡＣＳ以上である。また、８５０℃で加熱する前の銅合金板の特性は、強度（０．２％耐力）が１００ＭＰａ以上であり、曲げ加工性も優れている。
これに対し、比較例１Ａの銅合金板は時効処理後の強度が低く、比較例５Ａの銅合金は時効処理後の導電率が低い。

表１，２に示す実施例４，７，１０と比較例１，５について、［実施例１］で製造した冷間粗圧延後の銅合金板（厚さ０．６ｍｍ）を用い、これにさらに冷間圧延を施し、板厚０．３２ｍｍとした。次いで、６５０〜８２５℃で１０〜６０秒保持する再結晶処理（溶体化を伴う）を行った後、仕上げ冷間圧延を施し、板厚０．３ｍｍの銅合金板を製造した。

得られた銅合金板を供試材として、前記実施例１に記載した方法で、導電率、機械的特性、曲げ加工性の各測定試験を行った。また、得られた銅合金板を８５０℃で３０分間加熱後水冷したもの、さらに５００℃で２時間加熱する時効処理（析出処理）を行ったものを、それぞれ供試材として、同様に導電率及び機械的特性の各測定試験を行った。その結果を表７に示す。表７において、実施例４Ｂ，７Ｂ，１０Ｂの組成は、表１の実施例４，７，１０の組成と同じであり、比較例１Ｂ，５Ｂの組成は、表２の比較例１，５の組成と同じである。

表７に示す実施例４Ｂ，７Ｂ，１０Ｂの銅合金板は、合金組成が本発明の規定を満たし、８５０℃で３０分間加熱し、次いで時効処理した後の強度（０．２％耐力）が１２０ＭＰａ以上で、かつ導電率が４０％ＩＡＣＳ以上である。また、８５０℃で加熱する前の銅合金板の特性は、強度（０．２％耐力）が１００ＭＰａ以上であり、曲げ加工性も優れている。
これに対し、比較例１Ｂの銅合金板は時効処理後の強度が低く、比較例５Ｂの銅合金は時効処理後の導電率が低い。

Claims (15)

1. Ｎｉ：０．２〜０．９５質量％及びＦｅ：０．０５〜０．８質量％と、Ｐ：０．０３〜０．２質量％を含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物からなり、ＮｉとＦｅの合計含有量を［Ｎｉ＋Ｆｅ］とし、Ｐの含有量を［Ｐ］としたとき、［Ｎｉ＋Ｆｅ］が０．２５〜１．０質量％、［Ｎｉ＋Ｆｅ］／［Ｐ］が２〜１０であり、０．２％耐力が１００ＭＰａ以上で優れた曲げ加工性を有し、８５０℃で３０分加熱後水冷し、次いで５００℃で２時間加熱する時効処理をした後の０．２％耐力が１２０ＭＰａ以上、導電率が４０％ＩＡＣＳ以上であり、放熱部品を製造するプロセスの一部に６５０℃以上に加熱するプロセスと時効処理が含まれることを特徴とする放熱部品用銅合金板。
2. さらに、Ｃｏを０．０５質量％未満の範囲で含有することを特徴とする請求項１に記載された放熱部品用銅合金。
3. さらに、ＳｎとＭｇの１種又は２種を、Ｓｎ：０．００５〜１．０質量％、Ｍｇ：０．００５〜０．２質量％の範囲で含有することを特徴とする請求項１又は２に記載された放熱部品用銅合金板。
4. さらに、Ｚｎを１．０質量％以下含有することを特徴とする請求項〜３のいずれかに記載された放熱部品用銅合金板。
5. さらに、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ａｇのうち１種又は２種以上を合計で０．００５〜０．５質量％含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載された放熱部品用銅合金板。
6. Ｎｉ：０．２〜０．９５質量％及びＦｅ：０．０５〜０．８質量％と、Ｐ：０．０３〜０．２質量％を含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物からなり、ＮｉとＦｅの合計含有量を［Ｎｉ＋Ｆｅ］とし、Ｐの含有量を［Ｐ］としたとき、［Ｎｉ＋Ｆｅ］が０．２５〜１．０質量％、［Ｎｉ＋Ｆｅ］／［Ｐ］が２〜１０である銅合金板からなり、（Ｎｉ，Ｆｅ）−Ｐ化合物が析出していて、１２０ＭＰａ以上の０．２％耐力及び４０％ＩＡＣＳ以上の導電率を有することを特徴とする放熱部品。
7. 前記銅合金板が、さらにＣｏを０．０５質量％未満の範囲で含有することを特徴とする請求項６に記載された放熱部品。
8. 前記銅合金板が、さらにＳｎとＭｇの１種又は２種を、Ｓｎ：０．００５〜１．０質量％、Ｍｇ：０．００５〜０．２質量％の範囲で含有することを特徴とする請求項６又は７に記載された放熱部品。
9. 前記銅合金板が、さらにＺｎを１．０質量％以下含有することを特徴とする請求項６〜８のいずれかに記載された放熱部品。
10. 前記銅合金板が、さらにＳｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ａｇのうち１種又は２種以上を合計で０．００５〜０．５質量％含有することを特徴とする請求項６〜９のいずれかに記載された放熱部品。
11. 外表面の少なくとも一部にＳｎ被覆層が形成されていることを特徴とする請求項６〜１０のいずれかに記載された放熱部品。
12. 外表面の少なくとも一部にＮｉ被覆層が形成されていることを特徴とする請求項６〜１０のいずれかに記載された放熱部品。
13. 請求項１〜５のいずれかに記載された放熱部品用銅合金板を所定形状に加工した後、６５０℃以上に加熱するプロセスを施し、続いて時効処理を行い、１１０ＭＰａ以上の０．２％耐力及び４０％ＩＡＣＳ以上の導電率を有する放熱部品を得ることを特徴とする放熱部品の製造方法。
14. 時効処理後、放熱部品の外表面の少なくとも一部にＳｎ被覆層を形成することを特徴とする請求項１３に記載された放熱部品の製造方法。
15. 時効処理後、放熱部品の外表面の少なくとも一部にＮｉ被覆層を形成することを特徴とする請求項１３に記載された放熱部品の製造方法。