JP2018059198A - 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℃以上の高温度に加熱するプロセスが含まれる場合に、前記高温度における強度が大きく、かつ製造後の放熱部品に十分な高い強度と放熱性能を持たせることができる放熱部品用銅合金板を提供する。【解決手段】Ｆｅ，Ｎｉ，Ｃｏの１種以上を含むリン化物が析出し、１００ＭＰａ以上の耐力及び優れた曲げ加工性を有し、８５０℃での耐力が１０ＭＰａ以上であり、かつ８５０℃で３０分加熱後水冷し、次いで時効処理した後の耐力が１００ＭＰａ以上、導電率が５０％ＩＡＣＳ以上である用銅合金板。Ｎｉ，Ｃｏの１種以上を含む珪化物が析出し、２００ＭＰａ以上の耐力及び優れた曲げ加工性を有し、８５０℃で測定した耐力が１０ＭＰａ以上であり、かつ８５０℃で３０分加熱後水冷し、次いで時効処理した後の耐力が３００ＭＰａ以上、導電率が５０％ＩＡＣＳ以上である銅合金板。【選択図】図１

Description

本発明は、複数の部品を接合してベーパーチャンバー（平板状ヒートパイプ）等の放熱部品を製造する場合に用いられる放熱部品用銅合金板に関する。特に、拡散接合やろう付けなど、６５０℃以上の温度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、タブレット端末、スマートフォンに代表される携帯電話等に搭載される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からの単位面積当たり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と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。デスク型ＰＣにおいては、ＣＰＵの熱をヒートシンクに設置した放熱フィンなどに伝え、デスク型ＰＣ筐体内に設置した小型ファンで抜熱する方法が用いられている。

しかし、ファンを設置するスペースのないノート型ＰＣ、タブレット端末等においては、限られた面積でより高い熱輸送能力を持つ放熱部品として、ベーパーチャンバー（平板状ヒートパイプ）が用いられるようになってきた。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。

ベーパーチャンバーは、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（特許文献１〜４参照）。ベーパーチャンバーとして、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、粉末焼結による微細孔を形成したもの等が提案されている。
また、ベーパーチャンバーとして、外部部材（筐体）と、外部部材の内部に収容固定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、外部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。この形式のベーパーチャンバーは、内部部材を外部部材の内部に配置した後、拡散接合、ろう付け等の方法により外部部材同士及び外部部材と内部部材を接合一体化することにより製造される。ベーパーチャンバーは、内部に冷媒を入れた後、ろう付け等の方法により封止される。
電子部品の発熱がさらに大きくなり、ベーパーチャンバーの抜熱能力を超える場合、ベーパーチャンバーと同様な内部構造を有し、冷媒を外部から連続的に供給するタイプの放熱部品が用いられる（内部を低圧にする必要がない）。このタイプの放熱部品の筐体に用いられる部材、及び筐体の製造方法はベーパーチャンバーと同じである。

ベーパーチャンバーの素材としては、熱伝導率、耐食性、加工性及びエッチング性に優れる無酸素銅（ＯＦＣ）からなる、例えば板厚０．３〜１．０ｍｍ程度の軟質材（質別Ｏ）〜硬質材（質別Ｈ）の板材（条を含む）が多用されている。ＯＦＣ板材を用いたベーパーチャンバーの製作工程の一例を説明すると、次のようなものである。
まず、ＯＦＣ板材より切出した矩形の板部材の片面に、エッチング加工又は金型を用いたプレス加工により複数の溝、凹凸等のパターンを形成する。次に、前記パターンを形成した面を内側にして、２枚の板部材を上下に重ね合わせ、その状態で拡散接合する（図１Ｂ参照）。拡散接合は、１０^−２気圧より高真空雰囲気において、接合部位に２〜６ＭＰａ程度の応力（加圧力）を掛けた状態で、８００〜９００℃の高温に昇温し、所定温度到達後１０〜１２０分間程度、同温度に保持することで行われる。なお、上下の板部材の間にノズル（細径管）が嵌め込まれ、このノズルも接合される。
拡散接合後は、真空又は減圧雰囲気において、前記ノズルを通してベーパーチャンバーの内部に作動流体（水等）を入れ、次いで前記ノズルを封止する。

ベーパーチャンバーをろう付けにより製作する場合、上下に重ね合わせた板部材の間に、接合部の形状の銀銅ろう、りん銅ろう等の薄板又は箔を挟み、その状態で加熱炉に連続的に挿入して加熱し、ろう付け接合する。ろう付けの雰囲気は、１０^−１気圧程度の真空雰囲気、還元雰囲気、あるいは不活性ガス雰囲気であり、加熱温度は６５０〜９００℃である。また、ろう付け加熱工程において、振動などで接合部にずれが生じないよう、接合部位に２〜５ＭＰａ程度の応力（加圧力）を掛けた状態で、加熱、及びろう付けが行われる。

特開２００４−２３８６７２号公報 特開２００７−３１５７４５号公報 特開２０１４−１３４３４７号公報 特開２０１５−１２１３５５号公報

拡散接合又はろう付けにおける加圧力は、一般に、拡散接合又はろう付けの保持温度における材料の０．２％耐力（引張試験において永久伸びが０．２％に達したときの引張強さ）を超えない範囲でなるべく大きい値が選択される。この加圧力が大きいほど、前記保持温度における保持時間を短縮することでき、また、接合部の信頼性（リークが発生しない、未接合箇所がない等）を高めることができる。なお、拡散接合又はろう付けにおいて、０．２％耐力を超える加圧力を付加した場合、接合部の信頼性をより向上させ、保持時間をより短縮することができるが、加圧部に塑性変形が発生し、所期の形状（設計形状）を維持することができない。
ベーパーチャンバーの拡散接合又はろう付けにおいて、素材がＯＦＣ板材である場合にも、加圧力は保持温度におけるＯＦＣ板材の０．２％耐力を超えない範囲で決められ、０．２％耐力をσ_０．２としたとき、加圧力は通常（０．５〜０．８）×σ_０．２の範囲とされる。

７００〜９００℃で３０分間保持後、その温度で測定したＯＦＣ板の０．２％耐力は、７００℃で８ＭＰａ、８００℃で６ＭＰａ、９００℃で５ＭＰａと小さい。
板厚が０．４５ｍｍ、平面形状が６０ｍｍ×６０ｍｍのＯＦＣ板の片面を、周囲の枠部を残して一定の深さまでエッチングし、ベーパーチャンバーの筐体を模した板部材１（図１Ａ参照）を作成した。この板部材１は、枠部２の幅が７ｍｍ、エッチングされた薄肉部３の肉厚が０．２ｍｍである。続いて、２個の板部材１，１を、図１Ｂに示すように、エッチングされた面を内側にして重ね合せ、８５０℃に加熱し、枠部に３ＭＰａの加圧力（０．２％耐力の５０％以上）を掛けて３０分間保持し、拡散接合した。

拡散接合後の板部材１，１には、薄肉部３の中央部付近に凹みや膨らみが観察された。このような変形が発生した原因は、拡散接合において、板部材１が再結晶温度を超える高温に加熱され、材料のヤング率及び耐力（降伏応力）とも著しく低下し、このため薄肉部３の中央部付近に作用する重力により同薄肉部３にクリープ変形が生じたためと推測される。また、拡散接合時の加圧力により、枠部２が横方向へ変形し、これにより枠部２の内側（上下の薄肉部３）に内向きの応力が発生すると考えられるが、この応力も前記変形（凹みや膨らみ）が発生する原因の１つと推測される。

このような変形が発生したベーパーチャンバーにおいては、チャンバーの内部空間の形状及び容積が変化して、蒸発及び凝縮した冷媒の流れ方（流路）や流量が変化し、所期の熱的性能を発揮できなくなる。また、ベーパーチャンバーと発熱部（ＣＰＵなど）の間に隙間ができて熱伝達性能が低下する。
さらに、ＯＦＣ板は、６００℃以上の温度に加熱することにより二次再結晶が生じ、結晶粒が粗大化する。例えば８００℃に加熱すると、加熱時間が短くても平均結晶粒径が１００μｍ〜数１００μｍ程度に粗大化する。粗大化した結晶粒の粒界には、ガス、不純物元素、介在物の密度が高くなることから、粒界は粒内に比べて脆くなっている。

板厚０．３〜０．５ｍｍのＯＦＣ板を用いて製作したベーパーチャンバーでは、エッチングやプレス加工した部分の板厚は０．１〜０．３ｍｍ程度に薄くなる。平均結晶粒径が１００μｍ〜数１００μｍ程度に粗大化した場合、このような薄肉部には、結晶粒が肉厚方向に１個〜３個程度しか存在しない。ベーパーチャンバーでは、使用中に冷媒が蒸発と凝縮を繰り返すため、そのときの圧力変化により、薄肉部に引張及び圧縮応力が繰り返し作用する。平均結晶粒径が粗大であると、粒界を伝播する割れが発生しやすくなり、薄肉部を貫通する割れが発生する場合がある。そうなるとチャンバー内部の冷媒が粒界を通してリークし、ベーパーチャンバーとして使用できない。また、平均結晶粒径が粗大化すると、銅合金板（ベーパーチャンバー）の表面粗さが大きくなり、発熱部（ＣＰＵ等）との隙間が大きくなり、発熱部からベーパーチャンバーへの熱伝達性能が低下する。
以上説明した拡散接合の問題点（薄肉部の変形、結晶粒の粗大化等）は、ろう付けによりベーパーチャンバーを製造する場合にも生じる。

ベーパーチャンバーの素材として、高温における強度が大きい材料を用いた場合、拡散接合又はろう付け時の加圧力を大きくして保持時間を短縮し、接合部の信頼性を向上させ、さらに拡散接合又はろう付け時における板部材１の変形を防止することができると考えられる。また、高温における結晶粒の粗大化が抑えられる材料を用いた場合、板部材１の薄肉部にも結晶粒を肉厚方向に多数存在させ、ベーパーチャンバーの冷媒のリークを防止することができ、伝熱性能の低下を防止することができると考えられる。また、このような材料を用いた場合、製造プロセスの一部に高温加熱するプロセスが含まれる他の放熱部品においても、同様の効果が得られると考えられる。
従って、本発明は、ベーパーチャンバー等の放熱部品の素材として、高温における強度（０．２％耐力値）が大きい材料（銅合金板）を提供することを主たる目的とする。また、本発明は、ベーパーチャンバー等の放熱部品の素材として、高温における結晶粒の粗大化が抑えられる材料（銅合金板）を提供することを他の目的とする。

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、Ｆｅ，Ｎｉ，Ｃｏの１種又は２種以上を含むリン化物が析出し、１００ＭＰａ以上の０．２％耐力及び優れた曲げ加工性を有し、８５０℃で測定した０．２％耐力が１０ＭＰａ以上であり、かつ８５０℃で３０分加熱後水冷し、次いで時効処理した後の０．２％耐力が１００ＭＰａ以上、導電率が５０％ＩＡＣＳ以上であることを特徴とする。この銅合金板は、８５０℃で３０分加熱後の平均結晶粒径が１００μｍ以下であることが好ましい。なお、本発明でいう板は条を含む。
この銅合金板は、例えば、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉの１種又は２種以上とＰ：０．０１〜０．２質量％を含み、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉの合計含有量［Ｆｅ＋Ｃｏ＋Ｎｉ］が０．２〜２．３質量％であり、残部がＣｕ及び不可避不純物からなる。この銅合金は、必要に応じてさらにＭｇ，Ａｌ，Ｓｉ，Ｃｒ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ｍｎの１種又は２種以上を、合計で０．０１〜０．３質量％含む。

また、本発明に係る別の放熱部品用銅合金板は、Ｎｉ，Ｃｏの１種又は２種を含む珪化物が析出し、２００ＭＰａ以上の０．２％耐力及び優れた曲げ加工性を有し、８５０℃で測定した０．２％耐力が１０ＭＰａ以上であり、かつ８５０℃で３０分加熱後水冷し、次いで時効処理した後の０．２％耐力が３００ＭＰａ以上、導電率が５０％ＩＡＣＳ以上であることを特徴とする。この銅合金板は、８５０℃で３０分加熱後の平均結晶粒径が１００μｍ以下であることが好ましい。
この銅合金板は、例えば、ＮｉとＣｏの１種又は２種とＳｉを含み、ＮｉとＣｏの合計含有量［Ｎｉ＋Ｃｏ］が１．６〜３．５質量％であり、ＮｉとＣｏの合計含有量［Ｎｉ＋Ｃｏ］とＳｉ含有量［Ｓｉ］の比［Ｎｉ＋Ｃｏ］／［Ｓｉ］が３．５〜５．５であり、残部がＣｕ及び不可避不純物からなる。この銅合金は、必要に応じてさらにＭｇ，Ａｌ，Ｃｒ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ｍｎの１種又は２種以上を、合計で０．０１〜０．３質量％含む。

本発明に係る放熱部品用銅合金板は、リン化物又は珪化物を含む析出硬化型銅合金からなり、従来のＯＦＣに比べて高温での強度が高い。このため、拡散接合時の加圧力を大きくして保持時間を短縮し、接合部の信頼性を向上させることができ、かつ拡散接合時における板部材（例えばベーパーチャンバーの筐体部品）の変形を防止することができる。
また、高温における結晶粒の粗大化を抑えた場合、板部材（例えばベーパーチャンバーの筐体）の薄肉部にも結晶粒を肉厚方向に多数存在させ、内部からの冷媒のリークを防止することができる。
また、本発明に係る放熱部品用銅合金板は時効硬化型であり、高温加熱後時効処理することにより強度及び導電率が向上する。従って、６５０℃以上に加熱するプロセス（拡散接合、ろう付け、レーザー溶接等）の後、時効処理することで、高強度で放熱性能の優れた放熱部品を得ることができる。

ベーパーチャンバーの拡散接合を説明するもので、パターン形成した板部材の斜視図（１Ａ）、及び２枚の板部材（ベーパーチャンバーの筐体部品）を接合のため重ね合わせた状態の断面図（１Ｂ）である。 ８５０℃で行う引張試験に用いた試験片の形状と寸法を示す図である。

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。
［合金組成］
ベーパーチャンバーの筐体等の放熱部品に適用される析出硬化型銅合金として、それ自体公知のＣｕ−（Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ）−Ｐ系合金、及びＣｕ−（Ｎｉ，Ｃｏ）−Ｓｉ系合金が挙げられる。

（Ｃｕ−（Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ）−Ｐ系合金）
この系の銅合金は、Ｆｅ，Ｎｉ，Ｃｏの１種又は２種以上とＰを含有し、Ｆｅ，Ｎｉ，ＣｏとＰは化合物（リン化物）を形成する。
この銅合金は、好ましくはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉの合計含有量［Ｆｅ＋Ｃｏ＋Ｎｉ］が０．２〜２．３質量％、Ｐ含有量が０．０１〜０．２質量％であり、残部がＣｕ及び不可避不純物からなる。
この銅合金は、必要に応じてさらにＭｇ，Ａｌ，Ｓｉ，Ｃｒ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ｍｎの１種又は２種以上を合計で０．０１〜０．３質量％含む。

Ｆｅ、Ｃｏ及びＮｉはＰと化合物（リン化物）を形成し、時効処理後の銅合金板の強度及び導電率を向上させ、かつ高温加熱時の結晶粒の粗大化を抑制する作用を有する。リン化物を形成しないＦｅ、Ｃｏは単体で析出して上記リン化物と同様の作用を有し、一方、リン化物を形成しないＮｉはＣｕ中に固溶して、銅合金板の強度を向上させる。しかし、［Ｆｅ＋Ｃｏ＋Ｎｉ］が０．２質量％未満では、８５０℃における０．２％耐力が１０ＭＰａ未満となる。一方、［Ｆｅ＋Ｃｏ＋Ｎｉ］が２．３質量％を超えると、導電率が低下し、また、粗大な化合物が晶出して、曲げ加工性、スタンピング加工性及び耐食性が低下する。従って、［Ｆｅ＋Ｃｏ＋Ｎｉ］は０．２〜２．３質量％の範囲内が好ましい。なお、この銅合金において、Ｎｉは、含有量が０．１質量％未満では上記効果が十分でなく、一方、１質量％を超えると上記効果が飽和する。従って、Ｎｉを含む場合、Ｎｉ含有量は０．１〜１．０質量％の範囲内とする。
上記銅合金は、Ｆｅ、Ｃｏ、ＮｉのうちＦｅとＣｏの１種又は２種を含み、ＦｅとＣｏの合計含有量［Ｆｅ＋Ｃｏ］が０．２〜２．３質量％であることが好ましい。この場合、必要に応じて０．１〜１．０質量％のＮｉを含むことができる。この組成であれば、８５０℃×３０分加熱後の平均結晶粒径を１００μｍ以下に抑えることができる。

Ｐは、脱酸作用により銅合金に含まれる酸素量を低減し、放熱部品を水素を含む還元雰囲気で加熱したときの水素脆性を防止する作用を有する。水素脆化防止のために必要なＰ含有量は０．０１質量％以上である。また、固溶したＰは銅合金の導電率を低下させるが、析出温度に加熱することによりＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉとリン化物を形成し、これにより銅合金の強度、耐熱性、及び導電率が向上する。しかし、Ｐの含有量が０．２質量％を超えると固溶するＰの量が増加し、導電率が低下する。このため、Ｐの含有量は０．０１〜０．２質量％とする。主として上記リン化物の析出により強度、耐熱性及び導電率の向上を図る場合、［Ｆｅ＋Ｃｏ＋Ｎｉ］とＰ含有量［Ｐ］の比［Ｆｅ＋Ｃｏ＋Ｎｉ］／［Ｐ］は２〜５程度が好ましい。

Ｍｇ，Ａｌ，Ｓｉ，Ｃｒ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ｍｎ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。しかし、これらの元素の１種又は２種以上の合計含有量が０．０１質量％未満ではその効果が小さく、一方、０．３質量％を超えると導電率が低下する。従って、これらの元素の１種又は２種以上の合計含有量は、０．０１〜０．３質量％の範囲内とする。これらの元素の１種又は２種以上の合計含有量は、好ましくは下限値が０．０２質量％、上限値が０．２５質量％である。
このうちＳｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｔｉ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、各元素とも上限値を０．１質量％以下とすることが好ましい。Ｃｒ、Ｚｒは、銅に対する固溶量が少なく、比較的高温領域でも析出しているため、高温に加熱したときの結晶粒の粗大化抑制効果が大きい元素である。このため、銅合金板の結晶粒を微細化したい場合は、ＣｒとＺｒを１種又は２種の合計で０．０３質量％以上、好ましくは０．０６質量％以上含有させるとよい。ＣｒとＺｒを１種又は２種の合計で０．０３質量％以上含有させた場合、［Ｆｅ＋Ｃｏ］が０．２質量％未満（ただし、［Ｆｅ＋Ｃｏ＋Ｎｉ］は０．２質量％以上）でも、８５０℃×３０分加熱後の平均結晶粒径を１００μｍ以下に抑えることができる。一方、ＣｒとＺｒは導電率を低下させるため、これらの元素の１種又は２種の合計含有量は０．２質量％以下であることが好ましい。

（Ｃｕ−（Ｎｉ，Ｃｏ）−Ｓｉ系合金）
この系の銅合金は、Ｎｉ，Ｃｏの１種又は２種とＳｉを含有し、Ｎｉ，ＣｏとＳｉは化合物（珪化物）を形成する。
この銅合金は、好ましくはＮｉとＣｏの合計含有量［Ｎｉ＋Ｃｏ］が１．６〜３．５質量％であり、ＮｉとＣｏの合計含有量［Ｎｉ＋Ｃｏ］とＳｉ含有量［Ｓｉ］の比［Ｎｉ＋Ｃｏ］／［Ｓｉ］が３．５〜５．５であり、残部がＣｕ及び不可避不純物からなる。
この銅合金は、必要に応じてさらにＭｇ，Ａｌ，Ｃｒ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ｍｎの１種又は２種以上を、合計で０．０１〜０．３質量％含む。

ＮｉとＣｏは、Ｓｉと化合物（珪化物）を形成し、時効処理後の銅合金の強度及び導電率を向上させ、かつ高温加熱時の結晶粒の粗大化を抑制する作用を有する。しかし、［Ｎｉ＋Ｃｏ］が１．６質量％未満では８５０℃における０．２％耐力が１０ＭＰａ未満となり、また、結晶粒の粗大化を抑制する作用が小さい。一方、［Ｎｉ＋Ｃｏ］が３．５質量％を超えると、導電率が低下し、粗大な化合物が晶出又は析出して熱間加工性が低下する。従って、［Ｎｉ＋Ｃｏ］は１．６〜３．５質量％の範囲内とする。
また、［Ｎｉ＋Ｃｏ］／［Ｓｉ］が３．５未満では、過剰となったＳｉが固溶し、５．５を超えると、過剰となったＮｉ又はＣｏが固溶して、導電率が低下する。従って、［Ｎｉ＋Ｃｏ］／［Ｓｉ］は３．５〜５．５の範囲内とする。
８５０℃×３０分加熱後の平均結晶粒径を１００μｍ以下に抑えるには、［Ｎｉ＋Ｃｏ］を２．４質量％以上とすることが好ましい。

Ｍｇ，Ａｌ，Ｃｒ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ｍｎは、銅合金の強度を高め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。しかし、これらの元素の１種又は２種以上の合計含有量が０．０１質量％未満では、その効果が小さく、一方、０．３質量％を超えると導電率が低下する。従って、これらの元素の１種又は２種以上の合計含有量は、０．０１〜０．３質量％の範囲内とする。これらの元素の１種又は２種以上の合計含有量は、好ましくは下限値が０．０２質量％、上限値が０．２５質量％である。
このうちＡｌ、Ｍｎ、Ｔｉ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、０．１質量％とすることが好ましい。Ｃｒ、Ｚｒは、高温に加熱したときの結晶粒の粗大化抑制効果が大きい元素であり、結晶粒を微細化したい場合は、ＣｒとＺｒの１種又は２種の合計で０．０３％以上、好ましくは０．０６質量％以上含有させるとよい。ＣｒとＺｒの１種又は２種を合計で０．０３％以上含有させた場合、［Ｎｉ＋Ｃｏ］が２．４質量％未満（１．６質量％以上）でも、８５０℃×３０分加熱後の平均結晶粒径を１００μｍ以下に抑えることができる。しかし、ＣｒとＺｒは導電率を低下させるため、これらの元素の１種又は２種の合計の含有量は０．２質量％以下であることが好ましい。

［銅合金板の製造方法］
本発明に係る銅合金板は、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、３５０〜６００℃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。

Ｃｕ−（Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ）−Ｐ系合金の場合、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。この銅合金板は、８５０℃で測定した（８５０℃に３０分保持後測定）した０．２％耐力が１０ＭＰａ以上であり、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とき、１００ＭＰａ以上の０．２％耐力、５０％ＩＡＣＳ以上の導電率を有する。
Ｃｕ−（Ｎｉ，Ｃｏ）−Ｓｉ系合金の場合、以上の製造方法により、０．２％耐力が２００ＭＰａ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。この銅合金板は、８５０℃で測定（８５０℃に３０分保持後測定）した０．２％耐力が１０ＭＰａ以上であり、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とき、３００ＭＰａ以上の０．２％耐力、５０％ＩＡＣＳ以上の導電率を有する。

前記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、特に曲げ幅が大きい場合には、板幅１０ｍｍの試験片で試験したとき、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。

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。本発明に係る銅合金板は、上記特性を有することにより、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せず、かつ前記加工を実施する上で支障が生じない。また、高温（８５０℃）で測定される０．２％耐力が１０ＭＰａ以上であり、拡散接合時又はろう付け時の加圧力を大きくして保持時間を短縮し、接合部の信頼性を向上させ、さらに拡散接合時又はろう付け時における銅合金板の変形を防止することができる。さらに、６５０℃以上に加熱するプロセスの後、時効処理を行うことにより、高い０．２％耐力及び導電率を有する放熱部品を得ることができる。

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。
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（Ｆｅ，Ｎｉ，Ｃｏ）−Ｐ析出物、または（Ｎｉ，Ｃｏ）−Ｓｉ析出物が形成されないように、熱間圧延は６５０℃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６５０℃より低いと、粗大な（Ｆｅ，Ｎｉ，Ｃｏ）−Ｐ析出物、または（Ｎｉ，Ｃｏ）−Ｓｉ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（急冷開始温度）は７００℃以上の温度であることが好ましく、７５０℃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。銅合金中の合金元素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再結晶処理を行い、前記元素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再結晶処理を行うことが好ましい。この再結晶処理により、合金元素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、Ｃｏ、Ｐ又はＮｉ、Ｃｏ、Ｓｉ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。

Ｃｕ−（Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ）−Ｐ系合金の場合、以上の好ましい工程及び条件で製造した銅合金板は、０．２％耐力が３００ＭＰａ以上で、かつ優れた曲げ加工性を有する。
Ｃｕ−（Ｎｉ，Ｃｏ）−Ｓｉ系合金の場合も、以上の好ましい工程及び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。

［放熱部品の製造方法］
本発明に係る銅合金板は、例えばベーパーチャンバーの筐体の素材として用いられる。ベーパーチャンバーの製作工程は、従来材のＯＦＣ板材を用いたものと同じであり、溝や凹凸等のパターンが形成された２枚の板部材が、拡散接合又はろう付けにより接合され、ベーパーチャンバーの筐体となる。銅合金板はこの接合工程において６５０℃以上に高温加熱される。

本発明に係る銅合金板は、８５０℃においても１０ＭＰａ以上の０．２％耐力を有するため、拡散接合時又はろう付け時の加圧力を従来材であるＯＦＣ板材を素材とした場合に比べて大きくすることができる。このため拡散接合部又はろう付け部の信頼性を向上させ、かつ拡散接合又はろう付けの保持時間を短縮できる。また、高温時の０．２％耐力が大きいことにより、例えば拡散接合時又はろう付け時の加熱過程において、板部材に凹みや膨らみ等の変形が生じるのを防止できる。８５０℃における０．２％耐力は好ましくは１２ＭＰａ以上であり、この値は本発明に係る銅合金板において達成できる。

本発明に係る銅合金板において、高温加熱（８５０℃×３０分）後の平均結晶粒径が１００μｍ以下に抑えられた場合、ベーパーチャンバー等の放熱部品の薄肉部を貫通する割れの発生及び冷媒のリーク、を防止することができる。また、放熱部品の表面粗さが大きくなるのを防止して、発熱部（ＣＰＵ等）との間の隙間の増大、及びこれに伴う熱伝達性能の低下を防止できる。

高温加熱（６５０℃以上の加熱）後の放熱部品は軟化しているが、本発明に係る銅合金は析出硬化型であるので、続いて先に示した条件（３００〜６００℃×０．５〜１０時間）で時効処理を行うことにより、強度を向上させることができる。また、この時効処理により、高温加熱により低下していた導電率が回復する。なお、本発明に係る銅合金板に対し、８５０℃×３０分加熱（拡散接合条件に相当）後、前記条件で時効処理を行った場合、Ｃｕ−（Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ）−Ｐ系合金では１００ＭＰａ以上、Ｃｕ−（Ｎｉ，Ｃｏ）−Ｓｉ系合金では３００ＭＰａ以上の０．２％耐力を示す。また、この時効処理により、本発明に係る銅合金板の導電率は、どちらの合金系でも５０％ＩＡＣＳ以上となる。本発明に係る銅合金板は、時効処理後の導電率がＯＦＣより低いが、強度が高いためＯＦＣより薄肉化することができ、それにより比較的低い導電率を補うことができる。

高温加熱後（接合工程後）の時効処理は、例えば次のように行うことができる。
（１）高温加熱後の放熱部品が冷却した後、前記温度範囲に再加熱し、同範囲内に一定時間保持し、析出硬化させる。この場合、高温加熱後の放熱部品がまだ高温である間に水冷等で急冷し、あるいは高温加熱後の放熱部品を溶体化温度に再加熱後急冷して、銅合金を予め溶体化しておくことが好ましい。
（２）高温加熱後の放熱部品を、高温からの冷却途中で前記温度範囲内に一定時間保持し、析出硬化させる。放熱部品は、前記析出温度範囲内の一定温度に保持しても、前記析出温度範囲内で冷却を続けてもよい。
（３）上記（２）の工程後、さらに上記（１）の再加熱を行い、析出硬化型銅合金を析出硬化させる。

表１，２に示す組成の銅合金を、木炭被覆雰囲気（Ｎｏ．１〜１６，１８〜２９）又は真空雰囲気（Ｎｏ．１７）で溶解し、溶湯温度１２００℃で黒鉛製のブックモールドに鋳造して、厚さ５０ｍｍ、幅２００ｍｍ、長さ７０ｍｍの鋳塊を製作した。各鋳塊を９５０℃（Ｎｏ．１〜１６，１８〜２９）又は８００℃（Ｎｏ．１７）に加熱し、１時間保持後、厚さ１６ｍｍまで熱間圧延し、熱間圧延終了後直ちに水冷し、厚さ１６ｍｍ、幅２００ｍｍ、長さ２１５ｍｍの熱間圧延材を得た。Ｎｏ．１〜１６，１８〜２９の熱間圧延材については、さらに８５０℃に加熱し、８５０℃到達後３０分間保持した後、水焼き入れした。
表１のＮｏ．１〜１６はＣｕ−（Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ）−Ｐ系、Ｎｏ．１７はＯＦＣ、表２のＮｏ．１８〜２９はＣｕ−（Ｎｉ，Ｃｏ）−Ｓｉ系の銅合金である。

Ｎｏ．１〜１６，１８〜２９の熱間圧延材は、両面を各１ｍｍ面削し、厚さ１．２５ｍｍ（幅２００ｍｍ、長さ２４００ｍｍ）まで冷間圧延し、これを長さ１９００ｍｍのＡ材と長さ５００ｍｍのＢ材に切り分けた。
上記Ａ材については、厚さ０．７５ｍｍまで冷間圧延し、５００℃で２時間加熱する時効処理を施し、さらに厚さ０．３ｍｍまで冷間圧延した後（加工率：６０％）、硝石炉において３５０℃で３０秒間加熱する歪み取り焼鈍を行った。得られた銅合金板を供試材として、室温（２０℃）における０．２％耐力と伸び、及び曲げ加工性を測定した。また、各供試材を用い、８５０℃×３０分加熱後の平均結晶粒径、及びさらに時効処理した後の０．２％耐力及び導電率を、下記要領で測定した。その結果を表３，４に示す。
上記Ｂ材については、５００℃で２時間加熱する時効処理を施した後、厚さ０．５ｍｍまで冷間圧延し（加工率：６０％）、硝石炉において３５０℃で３０秒間加熱する歪み取り焼鈍を行った。得られた銅合金板を供試材として、８５０℃における０．２％耐力を、下記要領で測定した。その結果を表３，４に示す。

Ｎｏ．１７の熱間圧延材は、両面を各１ｍｍ面削し、厚さ０．７１ｍｍ（幅２００ｍｍ、長さ４２００ｍｍ）まで冷間圧延し、これを長さ３７００ｍｍのＣ材と長さ５００ｍｍのＤ材に切り分けた。
上記Ｃ材については、厚さ０．４３ｍｍまで冷間圧延し、３５０℃で２時間加熱する焼鈍を行い、さらに厚さ０．３ｍｍまで冷間圧延した後（加工率：３０％）、硝石炉において３５０℃で３０秒間加熱する歪み取り焼鈍を行った。得られた銅板を供試材として、室温（２０℃）における０．２％耐力と伸び、及び曲げ加工性を測定した。また、各供試材を用い、８５０℃×３０分加熱後の平均結晶粒径、及びさらに時効処理した後の０．２％耐力及び導電率を、下記要領で測定した。その結果を表３に示す。
上記Ｄ材については、３５０℃で２時間加熱する焼鈍を行った後、厚さ０．５ｍｍまで冷間圧延し（加工率：３０％）、硝石炉において３５０℃で３０秒間加熱する歪み取り焼鈍を行った。得られた銅板を供試材として、８５０℃における０．２％耐力を、下記要領で測定した。その結果を表３に示す。

（０．２％耐力と伸び（室温））
各供試材（Ａ材とＣ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、耐力と延びを測定した。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（室温））
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（Ａ材とＣ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．又は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。

（平均結晶粒径（８５０℃×３０分加熱後））
各供試材（Ａ材とＣ材）から、長手方向が圧延平行方向となるように、３個ずつの試験片（幅１０ｍｍ、長さ２５０ｍｍ）を切り出した。各試験片を真空炉に入れ、室温からの平均昇温速度を約９０℃／分として８５０℃に加熱し、８５０℃到達後、同温度に３０分間保持した。次いで、試験片を炉から取り出し、水冷した。各試験片から長さ２０ｍｍの試料を３個ずつ採取し、各試料の圧延方向に平行な断面において切断法により平均結晶粒径を測定した（測定方向は圧延平行方向）。各供試材について９個（３×３）の試料のデータの平均値を平均結晶粒径とした。

（０．２％耐力及び導電率（８５０℃×３０分加熱及び時効処理後））
各供試材（Ａ材とＣ材）から、長手方向が圧延平行方向となるようにＪＩＳ５号引張試験片、及び導電率試験片（幅１０ｍｍ、長さ２５０ｍｍ）を切り出した。各試験片を真空炉に入れ、室温からの平均昇温速度を約９０℃／分として８５０℃に加熱し、８５０℃到達後、同温度に３０分間保持した。次いで、試験片を炉から取り出し、水冷した。続いて各試験片を５００℃に加熱し、同温度に２時間保持した後、室温まで９０分掛けて冷却した。
引張試験片を用い、ＪＩＳ−Ｚ２２４１に準拠して引張り試験を実施して、０．２％耐力と延びを測定した。
導電率試験片を用い、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導電率を測定した。

（０．２％耐力（８５０℃））
各供試材（Ｂ材とＤ材）から、図２に示す形状及び寸法（単位：ｍｍ）の引張試験片を３個ずつ製作した。引張試験片はＪＩＳＺ２２４１（２０１１）に規定された１３Ｂ試験片を基本形状とし、標点距離の両端に相当する箇所に伸び計装着用の突起（高さ１．２ｍｍ）を形成した。引張試験片は平面視で２軸対称形状で、標点距離（突起の頂点間距離）が５０ｍｍ、平行部の長さが７０ｍｍ、平行部の突起間の幅が１２．５ｍｍ、平行部の突起の両側の幅が１２．８ｍｍで、突起の頂点が半径０．１ｍｍに仕上げられている。試験片の長手方向は圧延方向に平行とした。
精密万能試験機（株式会社島津製作所製、ＡＧ１００ｋＮＧ／ＸＲ型）を用い、Ａｒ雰囲気下で各試験片を８５０℃に加熱し、８５０℃に到達後３０分間保持してから、引張試験を行った。試験片の昇温速度は実体温度で３０℃／分、引張速度は０．２％耐力測定まで１．０ｍｍ／分、それ以降は５．０ｍｍ／分とした。各供試材について各３個の試験片による０．２％耐力の測定値のうち最小値を、各供試材の０．２％耐力とした。
８５０℃における引張試験は、試験可能な最小板厚が０．５ｍｍ程度である。Ａ材とＢ材は時効処理前（Ｃ材とＤ材は焼鈍前）の冷間圧延の加工率が少し異なるが、その後の時効処理（Ｃ材とＤ材は焼鈍）の条件、冷間圧延の加工率及び歪み取り焼鈍の条件が同じであるから、Ａ材とＢ材（Ｃ材とＤ材）の特性はほぼ同じと考えられる。しかも、８５０℃で３０分加熱することにより、それまでの加工履歴の影響がほぼ解消される。従って、８５０℃におけるＡ材とＢ材（Ｃ材とＤ材）の０．２％耐力はほぼ同じと考えられるから、この実施例では、８５０℃における０．２％耐力の測定を厚さ０．５ｍｍのＢ材及びＤ材で行った。

表１〜４をみると、従来例のＯＦＣであるＮｏ．１７は、ベーパーチャンバーの接合工程の加熱温度に相当する８５０℃での０．２％耐力が５．４ＭＰａしかない。また、８５０℃で３０分加熱後の平均結晶粒径が１２５μｍと、結晶粒が粗大化しており、板厚を貫通する粒界ができている可能性が推測できる。さらに、８５０℃×３０分加熱及び５００℃×２時間加熱後の耐力は４０ＭＰａと低い。

これに対し、Ｎｏ．１〜１２，１８〜２６は、室温での０．２％耐力が３００ＭＰａ以上で、曲げ加工性に優れ、８５０℃での０．２％耐力が１０ＭＰａ以上である。
８５０℃×３０分加熱及び５００℃×２時間時効処理後の耐力は、Ｎｏ．１〜１２が１００ＭＰａ以上、Ｎｏ．１８〜２６が３００ＭＰａ以上であり、どちらも導電率が５０％ＩＡＣＳ以上である。
Ｎｏ．１〜１２のうち、ＦｅとＣｏの合計含有量［Ｆｅ＋Ｃｏ］が０．２〜２．３質量％のＮｏ．１，３〜９，１１，１２及びＣｒとＺｒを合計で０．０９質量％含むＮｏ．１０は、８５０℃で３０分加熱後の平均結晶粒径が１００μｍ以下である。また、Ｎｏ．１８〜２６のうち、ＮｉとＣｏの合計含有量［Ｎｉ＋Ｃｏ］が２．４〜３．５質量％のＮｏ．１９〜２２，２４、ＣｒとＺｒを合計で０．０４質量％含むＮｏ．２３、及びＴｉを０．０７質量％含むＮｏ．２６は、８５０℃で３０分加熱後の平均結晶粒径が１００μｍ以下である。

一方、Ｎｏ．１３，１４は［Ｆｅ＋Ｃｏ＋Ｎｉ］が不足し、Ｎｏ．２７は［Ｎｉ＋Ｃｏ］が不足するため、８５０℃での０．２％耐力が１０ＭＰａ未満である。また、Ｎｏ．１５は［Ｆｅ＋Ｃｏ＋Ｎｉ］が過剰で、Ｎｏ．２８は［Ｎｉ＋Ｃｏ］が過剰で、Ｎｏ．１６，２９はその他元素が過剰であるため、８５０℃×３０分加熱及び５００℃×２時間時効処理後の導電率が５０％ＩＡＣＳ未満である。

１ 板部材

Claims (8)

1. Ｆｅ，Ｎｉ，Ｃｏの１種又は２種以上を含むリン化物が析出し、１００ＭＰａ以上の０．２％耐力及び優れた曲げ加工性を有し、８５０℃で測定した０．２％耐力が１０ＭＰａ以上であり、８５０℃で３０分加熱後水冷し、次いで５００℃で２時間の時効処理をした後の０．２％耐力が１００ＭＰａ以上、導電率が５０％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ことを特徴とする放熱部品用銅合金板。
2. Ｎｉ，Ｃｏの１種又は２種を含む珪化物が析出し、２００ＭＰａ以上の０．２％耐力及び優れた曲げ加工性を有し、８５０℃で測定した０．２％耐力が１０ＭＰａ以上であり、８５０℃で３０分加熱後水冷し、次いで５００℃で２時間の時効処理をした後の０．２％耐力が３００ＭＰａ以上、導電率が５０％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。
3. ＦｅとＣｏの１種又は２種とＰ：０．０１〜０．２質量％を含み、ＦｅとＣｏの合計含有量［Ｆｅ＋Ｃｏ］が０．２〜２．３質量％であり、残部がＣｕ及び不可避不純物からな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板。
4. さらにＮｉ：０．１〜１．０質量％を含み、ＦｅとＣｏ及びＮｉの含有量［Ｆｅ＋Ｃｏ＋Ｎｉ］が０．２〜２．３質量％であることを特徴とする請求項３に記載された放熱部品用銅合金板。
5. Ｍｇ，Ａｌ，Ｓｉ，Ｃｒ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ｍｎの１種又は２種以上を合計で０．０１〜０．３質量％含むことを特徴とする請求項３又は４に記載された放熱部品用銅合金板。
6. ＮｉとＣｏの１種又は２種とＳｉを含み、ＮｉとＣｏの合計含有量［Ｎｉ＋Ｃｏ］が１．６〜３．５質量％であり、ＮｉとＣｏの合計含有量［Ｎｉ＋Ｃｏ］とＳｉ含有量［Ｓｉ］の比［Ｎｉ＋Ｃｏ］／［Ｓｉ］が３．５〜５．５であり、残部がＣｕ及び不可避不純物からなることを特徴とする請求項２に記載された放熱部品用銅合金板。
7. Ｍｇ，Ａｌ，Ｃｒ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ｍｎの１種又は２種以上を合計で０．０１〜０．３質量％含むことを特徴とする請求項６に記載された放熱部品用銅合金板。
8. ８５０℃で３０分加熱後の平均結晶粒径が１００μｍ以下であることを特徴とする請求項３〜７のいずれかに記載された放熱部品用銅合金板。

Images