WO2016158390A1 - 放熱部品用銅合金板及び放熱部品 - Google Patents

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WO2016158390A1
WO2016158390A1 PCT/JP2016/058177 JP2016058177W WO2016158390A1 WO 2016158390 A1 WO2016158390 A1 WO 2016158390A1 JP 2016058177 W JP2016058177 W JP 2016058177W WO 2016158390 A1 WO2016158390 A1 WO 2016158390A1
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mass
copper alloy
heat dissipation
heat
alloy plate
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PCT/JP2016/058177
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大輔 橋本
昌泰 西村
Original Assignee
株式会社神戸製鋼所
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    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C22C9/02—Alloys based on copper with tin as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C22C9/00—Alloys based on copper
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    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/08—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of copper or alloys based thereon

Definitions

  • the present invention relates to a copper alloy plate for a heat dissipation component and a heat dissipation component.
  • tubular heat pipes and flat heat pipes (vapor chambers) having high heat conductivity and heat transport capability have been proposed as heat dissipating parts having higher heat dissipating properties.
  • the heat pipe exhibits higher heat dissipation characteristics than the heat sink by cyclically performing evaporation (heat absorption from the CPU) and condensation (release of absorbed heat) of the refrigerant sealed inside.
  • evaporation heat absorption from the CPU
  • condensation release of absorbed heat
  • Patent Documents 1 and 2 describe an Fe—P-based copper alloy plate as a material for a heat dissipation component.
  • a tubular heat pipe (see Patent Document 3) is formed by sintering copper powder in a tube to form a wick, heat-degassing treatment, brazing and sealing one end, and putting a refrigerant in the tube under vacuum or reduced pressure. And the other end is brazed and sealed.
  • the planar heat pipe (see Patent Documents 4 and 5) is a further improvement of the heat dissipation performance of the tubular heat pipe.
  • a pipe having a roughened surface or a groove formed on the inner surface has been proposed in the same manner as the tubular heat pipe.
  • a method of brazing, etc. after joining two upper and lower pure copper plates that have undergone processing such as press molding, punching, cutting or etching, by brazing, diffusion bonding or welding, etc. Seal with.
  • a degassing process may be performed in a joining process.
  • planar heat pipe one constituted by an outer member and an inner member accommodated in the outer member has been proposed.
  • One or more internal members are arranged inside the outer surface member in order to promote the condensation, evaporation and transport of the refrigerant, and fins, protrusions, holes or slits of various shapes are processed.
  • the inner member is arranged inside the outer surface member, the outer surface member and the inner member are joined and integrated by a method such as brazing or diffusion joining, brazing, etc. It seals by the method of.
  • the heat radiating plate and the heat sink are heated to about 200 to 700 ° C. in the soldering or brazing process.
  • Tubular heat pipes and planar heat pipes are heated to about 800 to 1000 ° C. by processes such as sintering, degassing, brazing using phosphorous copper brazing (BCuP-2 or the like), diffusion bonding or welding.
  • BCuP-2 or the like phosphorous copper brazing
  • the softening is severe when heated at a temperature of 650 ° C. or higher.
  • the heat pipe produced easily deforms when attached to a heat sink or a semiconductor device, or incorporated into a PC housing, and the structure inside the heat pipe changes, thereby exhibiting the desired heat dissipation performance.
  • transformation what is necessary is just to thicken the thickness of a pure copper plate, but if it does so, the mass and thickness of a heat pipe will increase. When the thickness increases, there is a problem that the gap inside the PC casing is reduced and the convective heat transfer performance is lowered.
  • the copper alloy plates (Fe—P type) described in Patent Documents 1 and 2 are softened when heated at a temperature of 650 ° C. or higher, and the conductivity is greatly reduced as compared with pure copper. For this reason, when a flat heat pipe, for example, is manufactured through processes such as sintering, degassing, brazing, diffusion bonding, or welding, it is easily deformed in the process of transporting and handling the heat pipe or incorporating it into the substrate. . Moreover, the expected performance as a heat pipe cannot be obtained due to the decrease in conductivity.
  • the present invention has been made in view of the above problems when a process of heating to a temperature of 650 ° C. or higher is included in a part of the process of manufacturing a heat dissipation component from pure copper or a copper alloy plate.
  • An object of the present invention is to provide a copper alloy plate capable of giving sufficient heat resistance and heat dissipation performance to a heat dissipation component manufactured through a heating process.
  • the copper alloy plate for heat radiating component according to the present invention is used when a process of heating to 650 ° C. or higher and an aging treatment are included as part of the process of manufacturing the heat radiating component.
  • 1.0 to 4.0% by mass that is, 1.0 or 4.0% by mass in total of one or two of Ni and Co
  • Si 0.2 to 1.2% by mass of Si.
  • the total content (mass%) of Ni and Co is [Ni + Co]
  • the Si content (mass%) is [Si]
  • the content ratio [Ni + Co] / [Si] is 3.5 to 5
  • the balance is made of Cu and inevitable impurities, and after heating at 850 ° C. for 30 minutes and then water cooling, the 0.2% proof stress after aging treatment is 300 MPa or more, and the conductivity is 25% IACS or more.
  • the copper alloy plate for heat-dissipating parts according to the present invention may further contain Sn: 0.005 to 1.0 mass%, Mg: 0.005 to 0.2 mass%, and Zn: 2.
  • Sn 0.005 to 1.0 mass%
  • Mg 0.005 to 0.2 mass%
  • Zn 2.
  • One type or two or more types of 0% by mass or less (not including 0% by mass) can be contained.
  • the copper alloy plate for heat radiating components according to the present invention may further contain one or more of Al, Cr, Ti, Zr, Fe, P, and Ag as alloy elements in a total of 0.5 as necessary. It can be contained by mass% or less (excluding 0 mass%).
  • the copper alloy plate according to the present invention is used when a process of heating to 650 ° C. or more and an aging treatment are included as part of the process of manufacturing a heat dissipation component. That is, the heat radiating component manufactured using the copper alloy plate according to the present invention is subjected to aging treatment after high-temperature heating to 650 ° C. or higher, and the strength is improved.
  • the 0.2% proof stress is 300 MPa or more and the conductivity is 25% IACS or more.
  • the copper alloy plate according to the present invention has high strength after aging treatment, when a heat-radiating component such as a heat pipe manufactured using this copper alloy plate is attached to a heat sink or a semiconductor device, or incorporated into a PC housing or the like. In addition, the heat radiating component is not easily deformed.
  • the copper alloy plate according to the present invention has a conductivity lower than that of a pure copper plate, but since the strength after the aging treatment is high, the copper alloy plate can be thinned and can compensate for a decrease in conductivity in terms of heat dissipation performance.
  • the copper alloy sheet according to the present invention is processed into a predetermined shape by press molding, punching, cutting or etching, and heated for high temperature heating (degassing, bonding (brazing, diffusion bonding or welding) or sintering). ) To finish heat dissipation parts.
  • high temperature heating degassing, bonding (brazing, diffusion bonding or welding) or sintering.
  • the heating conditions for the high-temperature heating vary depending on the type of heat-radiating component or the manufacturing method, the present invention assumes that the high-temperature heating is performed at about 650 ° C. to 1050 ° C. (the actual temperature of the material to be heated is 650 to 1000 ° C).
  • the copper alloy sheet according to the present invention is made of a (Ni, Co) -Si based copper alloy having the composition described later, and when heated within the temperature range, at least the (Ni, Co) -Si compound precipitated in the base material. A part is dissolved, crystal grains grow, and softening and decrease in conductivity occur.
  • the copper alloy sheet according to the present invention has a strength (0.2% yield strength) of 300 MPa or more and an electrical conductivity of 25% IACS or more after being heated for 30 minutes after reaching 850 ° C. and then water-cooled and then aging treatment. Heating at 850 ° C. for 30 minutes is a heating condition that assumes the above-described high-temperature heating process in the manufacture of a heat dissipation component.
  • the copper alloy plate according to the present invention is heated at a high temperature under these conditions, the (Ni, Co) -Si compound precipitated before heating is dissolved, crystal grains grow, softening, and a decrease in conductivity occurs. .
  • a fine (Ni, Co) -Si compound is precipitated. Thereby, the intensity
  • the aging treatment is (a) maintained for a certain time in the precipitation temperature range during the cooling step after high-temperature heating, (b) cooled to room temperature after high-temperature heating, and then reheated to the precipitation temperature range and maintained for a certain time. (C) After the step (a), it can be carried out by a method such as reheating to the precipitation temperature range and holding for a certain period of time.
  • Specific aging treatment conditions include a condition of holding at a temperature range of 300 to 600 ° C. for 5 minutes to 10 hours.
  • the temperature-time condition in which a fine (Ni, Co) -Si compound is produced and when priority is given to improving the electrical conductivity, Ni, Co, and Si, which are dissolved, decrease over time.
  • the temperature-time conditions for the above may be selected as appropriate.
  • the copper alloy plate after the aging treatment has a lower electrical conductivity than the pure copper plate after high-temperature heating, but the strength is significantly higher than that of the pure copper plate.
  • heat dissipation parts such as a heat pipe manufactured using the copper alloy board concerning the present invention, are subjected to aging treatment after high temperature heating.
  • the aging treatment conditions are as described above.
  • the heat-dissipating component (copper alloy plate) after the aging treatment has high strength and can prevent deformation of the heat-dissipating component when it is attached to a heat sink or a semiconductor device or incorporated in a PC housing or the like.
  • the copper alloy plate according to the present invention (after aging treatment) has a higher strength than that of a pure copper plate, and therefore can be thinned (0.1 to 1.0 mm thick). The performance can be enhanced and the decrease in conductivity when compared with a pure copper plate can be compensated.
  • the copper alloy plate according to the present invention has a 0.2% proof stress of 300 MPa or more after aging treatment even when the temperature of the high-temperature heating is less than 850 ° C. (650 ° C. or more) or more than 850 ° C. (1050 ° C. or less). And conductivity of 25% IACS or higher can be achieved.
  • the copper alloy plate according to the present invention is processed into a member constituting a heat radiation component by press molding, punching, cutting, etching, or the like before being heated at a high temperature of 650 ° C. or higher. It is preferable that the copper alloy plate has a strength that does not easily deform during conveyance and handling during the processing, and has mechanical characteristics that allow the processing to be performed without hindrance. More specifically, the copper alloy plate according to the present invention preferably has a 0.2% proof stress of 300 MPa or more and excellent bending workability (see Examples described later). If the above characteristics are satisfied, the tempering of the copper alloy sheet is not a problem. For example, any of a solution-treated material, an aging-treated upstream material, or a cold-rolled aging-treated upstream material can be used.
  • the heat dissipation component manufactured by processing the copper alloy plate according to the present invention softens when heated to a temperature of 650 ° C. or higher. It is preferable that the heat dissipating component after high-temperature heating has a strength that does not easily deform during conveyance and handling when performing an aging treatment. For that purpose, it is preferable to have a 0.2% yield strength of 50 MPa or more at the stage of heating at 850 ° C. for 30 minutes and then water cooling.
  • the heat-radiating component manufactured using the copper alloy plate according to the present invention is subjected to aging treatment, and if necessary, at least a part of the outer surface is coated with Sn for the purpose of improving corrosion resistance and solderability.
  • a layer is formed.
  • the Sn coating layer includes electroplating or electroless plating, or those formed by heating to a melting point of Sn or lower or higher than the melting point of Sn.
  • the Sn coating layer includes Sn metal and an Sn alloy, and the Sn alloy includes one or more of Bi, Ag, Cu, Ni, In, and Zn as alloy elements in addition to Sn in a total amount of 5% by mass or less. Things.
  • a base plating such as Ni, Co or Fe can be formed under the Sn coating layer. These undercoats have a function as a barrier for preventing the diffusion of Cu or alloy elements from the base material and a function for preventing damage by increasing the surface hardness of the heat dissipation component.
  • a Cu-Sn alloy layer is formed by plating Cu on the base plating, further plating Sn, and then performing a heat treatment to heat to a temperature lower than or higher than the melting point of Sn to form a Cu-Sn alloy layer and Sn A three-layer structure of the coating layer can also be used.
  • the Cu—Sn alloy layer has a function as a barrier for preventing diffusion of Cu or an alloy element from the base material and a function for preventing damage by increasing the surface hardness of the heat dissipation component.
  • a Ni coating layer is formed on at least a part of the outer surface as necessary.
  • the Ni coating layer has a function as a barrier for preventing the diffusion of Cu or an alloy element from the base material, a function for preventing damage by increasing the surface hardness of the heat dissipation component, and a function for improving corrosion resistance.
  • Ni and Si generate Ni 2 Si precipitates and improve the strength of the copper alloy.
  • the Ni content is less than 1.0 mass% or the Si content is less than 0.2 mass%, the effect is small.
  • Ni content exceeds 4.0 mass% or Si content exceeds 1.2 mass% Ni or Si crystallizes or precipitates at the time of casting, and hot workability falls. Therefore, the Ni content is 1.0 to 4.0 mass%, and the Si content is 0.2 to 1.2 mass%.
  • the lower limit of the Ni content is preferably 1.1% by mass, and the upper limit is preferably 3.9% by mass.
  • the Ni content (% by mass) is [Ni] and the Si content (% by mass) is [Si]
  • the content ratio [Ni] / [Si] is set to 3.5 to 5.
  • part or all of Ni can be replaced with Co.
  • the total content [Ni + Co] of Ni and Co is in the range of 1.0 to 4.0% by mass, and the content ratio [Ni + Co] / [Si] is 3.5 to 5.
  • Sn has a function of improving the strength of the copper alloy by dissolving in the copper alloy matrix, it is added as necessary. Further, the addition of Sn is also effective in improving the stress relaxation resistance. If the usage environment of the heat dissipating parts is 80 ° C or higher, creep deformation will occur and the contact surface with the heat source such as CPU will become smaller and heat dissipation will be reduced, but by improving the stress relaxation resistance, This phenomenon can be suppressed.
  • the Sn content is set to 0.005% by mass or more, preferably 0.01% by mass or more, more preferably 0.02% by mass or more.
  • the Sn content exceeds 1.0 mass%, the bending workability of a copper alloy plate will be reduced and the electrical conductivity after an aging treatment will be reduced. Therefore, the Sn content is 1.0% by mass or less, preferably 0.6% by mass or less, more preferably 0.3% by mass or less.
  • Mg like Sn, has a function of being dissolved in a copper alloy matrix and improving the strength and stress relaxation resistance of the copper alloy, and is added as necessary.
  • the Mg content is set to 0.005 mass% or more.
  • the Mg content exceeds 0.2% by mass, the bending workability of the copper alloy plate is lowered and the electrical conductivity after the aging treatment is lowered. Therefore, the Mg content is 0.2% by mass or less, preferably 0.15% by mass or less, more preferably 0.05% by mass or less.
  • Zn has the effect of improving the heat-resistant peelability of the solder of the copper alloy plate and the heat-resistant peelability of Sn plating, and therefore is added as necessary.
  • soldering may be required, and after manufacturing the heat dissipation component, Sn plating may be performed to improve corrosion resistance.
  • a copper alloy plate containing Zn is suitably used for manufacturing such a heat dissipation component.
  • the Zn content exceeds 2.0 mass%, the solder wettability decreases, so the Zn content is set to 2.0 mass% or less.
  • the upper limit of the Zn content is preferably 0.7% by mass or less, and more preferably 0.5% by mass or less.
  • the Zn content is less than 0.01% by mass, it is insufficient for improving the heat-resistant peelability, and the Zn content is preferably 0.01% by mass or more.
  • the lower limit of the Zn content is more preferably 0.05% by mass and even more preferably 0.1% by mass.
  • the Zn content is preferably 0.5% by mass or less, more preferably 0.3% by mass or less, and further preferably 0.2% by mass or less.
  • the lower limit of the total content of one or more of these elements is preferably 0.01% by mass, more preferably 0.02%, and even more preferably 0.03%.
  • H is preferably less than 1.5 ppm (mass ppm, the same applies hereinafter), more preferably less than 1 ppm, because it collects at the grain boundaries and the interface between inclusions and the base material during heating and generates swelling.
  • O is preferably less than 20 ppm, more preferably less than 15 ppm.
  • S, Pb, Bi, Sb, Se and As are preferably less than 30 ppm in total and more preferably less than 20 ppm.
  • the total content of these elements is preferably less than 10 ppm, more preferably less than 5 ppm.
  • the copper alloy plate according to the present invention is subjected to soaking treatment of the ingot and hot rolling, followed by cold rolling, recrystallization treatment with solution treatment, cold rolling and aging treatment.
  • a copper alloy sheet manufactured using the copper alloy having the above composition under the following conditions has a 0.2% proof stress of 300 MPa or more and excellent bending workability. Further, after heating at 850 ° C. for 30 minutes and then aging treatment, it has a 0.2% proof stress of 300 MPa or more and a conductivity of 25% IACS or more.
  • Melting and casting can be performed by a normal method such as continuous casting or semi-continuous casting.
  • the homogenization treatment is preferably held for 30 minutes or more after the temperature inside the ingot reaches 800 ° C.
  • the holding time of the homogenization treatment is more preferably 1 hour or more, and further preferably 2 hours or more.
  • hot rolling is started at a temperature of 800 ° C. or higher.
  • the hot-rolling is preferably finished at a temperature of 600 ° C. or higher and then rapidly cooled by a method such as water cooling.
  • a copper alloy sheet having a desired recrystallized structure (fine recrystallized structure) is obtained after the subsequent recrystallization process.
  • the processing rate of this cold rolling is preferably 5 to 35%.
  • the recrystallization treatment with solution treatment is performed at a temperature of 650 to 950 ° C., preferably 670 to 900 ° C. for 3 minutes or less.
  • the temperature is lower than the above temperature range, and when the content of Ni, Co and Si is high, the temperature is higher within the temperature range. It is preferable.
  • Ni, Co, and Si can be dissolved in the copper alloy base material, and a recrystallized structure (average crystal grain size of 1 to 20 ⁇ m) can be formed with good bending workability.
  • the temperature of this recrystallization process is lower than 600 ° C., the amount of Ni, Co, and Si dissolved decreases, and the strength decreases.
  • the temperature of the recrystallization treatment exceeds 950 ° C. or the treatment time exceeds 3 minutes, the recrystallized grains become coarse.
  • the holding time for the aging treatment is appropriately selected depending on the heating temperature, and is carried out within the range of 0.5 to 10 hours.
  • the holding time is 0.5 hours or less, the precipitation is insufficient, and even if the holding time exceeds 10 hours, the amount of precipitation is saturated and the productivity is lowered.
  • the lower limit of the holding time is preferably 1 hour, more preferably 2 hours.
  • Copper alloys having the compositions shown in Table 1 were cast to produce ingots each having a thickness of 45 mm.
  • H which is an inevitable impurity, was less than 1 ppm
  • O was less than 20 ppm
  • S, Pb, Bi, Sb, Se, and As were less than 20 ppm in total.
  • Each ingot was subjected to a soaking treatment at 965 ° C. for 3 hours, followed by hot rolling to obtain a hot-rolled material having a plate thickness of 15 mm, and quenching (water cooling) from a temperature of 600 ° C. or higher.
  • each measurement test of conductivity, mechanical properties, bending workability, and solder wettability was performed in the following manner.
  • the obtained copper alloy plate was evacuated at room temperature, heated with Ar gas substitution, heated for 30 minutes after the plate temperature reached 850 ° C., and further cooled with water at 500 ° C.
  • Conductivity and mechanical properties were measured using samples heated for 2 hours (aging treatment) as test materials. Table 2 shows the test results.
  • the conductivity was measured by a four-terminal method using a double bridge in accordance with the nonferrous metal material conductivity measurement method specified in JIS-H0505.
  • the dimensions of the test piece are 15 mm wide and 300 mm long.
  • a JIS No. 5 tensile test piece was cut out from the specimen so that the longitudinal direction was parallel to the rolling direction, and a tensile test was performed in accordance with JIS-Z2241, thereby measuring the yield strength and elongation.
  • the yield strength is a tensile strength corresponding to a permanent elongation of 0.2%.
  • solder wettability A strip-shaped test piece was collected from each test material, and the inactive flux was dip coated for 1 second, and then the solder wetting time was measured by the menisograph method.
  • the solder used was Sn-3 mass% Ag-0.5 mass% Cu maintained at 260 ⁇ 5 ° C., and the test was performed under the test conditions of an immersion speed of 25 mm / sec, an immersion depth of 5 mm, and an immersion time of 5 sec.
  • a solder wetting time of 2 seconds or less was evaluated as having excellent solder wettability. Except for Comparative Example 7, the solder wetting time was 2 seconds or less.
  • the copper alloy plates of Examples 1 to 18 shown in Table 2 have an alloy composition that satisfies the provisions of the present invention, and are heated at 850 ° C. for 30 minutes and then subjected to aging treatment (0.2% proof stress) of 300 MPa or more. And the conductivity is 25% IACS or more.
  • the copper alloy sheet before heating at 850 ° C. has a strength (0.2% yield strength) of 300 MPa or more, and is excellent in bending workability and solder wettability. Even after heating at 850 ° C., it has a strength of 50 MPa or more (0.2% yield strength).
  • the copper alloy sheets of Comparative Examples 1 to 7 are inferior in some characteristics as shown below. Since the comparative example 1 has little Ni content, the intensity
  • Comparative Examples 5 and 6 the Sn or Mg content was excessive, the bending workability of the copper alloy plate was inferior, and the conductivity after the aging treatment was lowered.
  • Comparative Example 7 the Zn content was excessive and the solder wettability was poor as described above.
  • Example 1 Of the copper alloy plates shown in Table 1, typical ones (Examples 2 and 6 and Comparative Examples 1 and 7) were heated at 1000 ° C. for 30 minutes, then water-cooled, and further heated at 500 ° C. for 2 hours (aging treatment). Using the copper alloy plate as a test material, each measurement test for electrical conductivity and mechanical properties was performed by the method described in Example 1. The results are shown in Table 3.
  • Example 2 As shown in Table 3, in Examples 2 and 6, the strength (0.2% yield strength) after heating at 1000 ° C. for 30 minutes and then aging treatment was 300 MPa or more, and the conductivity was 25% IACS or more. is there. On the other hand, Comparative Example 1 is inferior in strength after heating at 1000 ° C. for 30 minutes and then aging treatment. In all of Examples 2 and 6 and Comparative Examples 1 and 7, the strength and conductivity values after heating at 1000 ° C. for 30 minutes and then aging treatment were heated at 850 ° C. for 30 minutes and then aging treatment. There was no significant difference between the strength and conductivity values after the test.
  • Aspect 1 One or two of Ni and Co are contained in an amount of 1.0 to 4.0% by mass, Si is contained in an amount of 0.2 to 1.2% by mass, the total content of Ni and Co [Ni + Co], and the content of Si
  • the ratio [Ni + Co] / [Si] of the amount [Si] is 3.5 to 5, the balance is made of Cu and inevitable impurities, 0.2 minutes after heating at 850 ° C. for 30 minutes, water cooling, and then aging treatment.
  • Copper alloy plate for heat dissipation components characterized in that the% proof stress is 300 MPa or more, the electrical conductivity is 25% IACS or more, and part of the process of manufacturing the heat dissipation component includes a process of heating to 650 ° C or higher and an aging treatment .
  • Aspect 2 Further, in the aspect 1, wherein one or two of Sn and Mg are contained in a range of Sn: 0.005 to 1.0 mass% and Mg: 0.005 to 0.2 mass%. Copper alloy plate for heat dissipation parts.
  • Aspect 3 Furthermore, Zn is 2.0 mass% or less (excluding 0 mass%), Zn is contained, The copper alloy plate for heat radiating components described in the aspect 1 or 2 characterized by the above-mentioned.
  • Aspect 4 Furthermore, it contains 0.5% by mass or less (not including 0% by mass) of one or more of Al, Mn, Cr, Ti, Zr, Fe, P, and Ag in total.
  • Aspect 5 A heat dissipating part manufactured from the copper alloy plate for heat dissipating parts described in any one of aspects 1 to 4 and subjected to an aging treatment after a process of heating to 650 ° C. or higher.
  • Aspect 6 The heat radiating component according to aspect 5, wherein a Sn coating layer is formed on at least a part of the outer surface.
  • Aspect 7 The heat dissipating component according to aspect 5, wherein a Ni coating layer is formed on at least a part of the outer surface.

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Abstract

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を提供する。　ＮｉとＣｏの１種又は２種を１．０～４．０質量％、Ｓｉを０．２～１．２質量％を含有し、ＮｉとＣｏの合計含有量［Ｎｉ＋Ｃｏ］と、Ｓｉの含有量［Ｓｉ］の比［Ｎｉ＋Ｃｏ］／［Ｓｉ］が３．５～５であり、残部がＣｕ及び不可避不純物からなり、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２５％ＩＡＣＳ以上である放熱部品用銅合金板。この銅合金は、さらにＳｎ：０．００５～１．０質量％、Ｍｇ：０．００５～０．２質量％、Ｚｎ：２．０質量％以下（０質量％を含まず）の１種又は２種以上を含有できる。

Description

放熱部品用銅合金板及び放熱部品
　本発明は、放熱部品用銅合金板及び放熱部品に関する。
　デスク型ＰＣ又はノート型ＰＣ等に搭載されるＣＰＵの動作速度の高速化及び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、誤作動又は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又は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及び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又は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、ヒートシンク又は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）又は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、変形又は疵が発生しやすい、打抜き加工時にバリが出やすい又は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及び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。
　放熱板及びヒートシンクは、純銅板をプレス成形、打抜き加工、切削、穴開け加工及び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めっき又はＳｎめっきを行ってからはんだ、ろう又は接着剤等で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及び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、内面に粗面化加工又は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、切削又は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、拡散接合又は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、蒸発及び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、穴又は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、ろう付け又は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２００７－３１５７５４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、放熱板及びヒートシンクは、はんだ付け又はろう付けの工程で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、脱ガス又はりん銅ロウ（ＢＣｕＰ－２等）を用いたろう付け、拡散接合又は溶接などの工程で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。このため、ヒートシンク若しくは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、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及び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、拡散接合又は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又は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。
　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とＣｏの１種又は２種を１．０～４．０質量％（すなわち、Ｎｉ及びＣｏの１種又は２種を合計で１．０～４．０質量％）と、Ｓｉを０．２～１．２質量％含有し、ＮｉとＣｏの合計含有量（質量％）を［Ｎｉ＋Ｃｏ］とし、Ｓｉの含有量（質量％）を［Ｓｉ］としたとき、含有量比［Ｎｉ＋Ｃｏ］／［Ｓｉ］が３．５～５であり、残部がＣｕ及び不可避不純物からなり、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２５％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、Ｓｎ：０．００５～１．０質量％、Ｍｇ：０．００５～０．２質量％及びＺｎ：２．０質量％以下（０質量％を含まず）の１種又は２種以上を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Ａｌ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｆｅ、Ｐ及びＡｇのうち１種又は２種以上を合計で０．５質量％以下（０質量％を含まず）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、８５０℃に３０分加熱し、次いで時効処理を行ったとき、０．２％耐力が３００ＭＰａ以上、導電率が２５％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、ヒートシンク若しくは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、切削又は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、拡散接合又は溶接）又は焼結等のための加熱）を経て、放熱部品に仕上げられる。放熱部品の種類又は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（被加熱材の実体温度が６５０～１０００℃になる）。本発明に係る銅合金板は後述する組成の（Ｎｉ，Ｃｏ）－Ｓｉ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，Ｃｏ）－Ｓｉ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℃に到達後３０分加熱後水冷し、次いで時効処理した後の強度（０．２％耐力）が３００ＭＰａ以上、導電率が２５％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，Ｃｏ）－Ｓｉ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，Ｃｏ）－Ｓｉ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，Ｃｏ）－Ｓｉ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、Ｃｏ及びＳｉ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、ヒートシンク若しくは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、３００ＭＰａ以上の０．２％耐力、及び２５％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、切削又はエッチングなどにより、放熱部品を構成する部材に加工される。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３００ＭＰａ以上、及び優れた曲げ加工性（後述する実施例参照）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、時効処理上り材又は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。
　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、電気めっき又は無電解めっき、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及び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又は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又は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又は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又は合金元素の拡散を防止するバリアとしての機能、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、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。
　Ｎｉ及びＳｉは、Ｎｉ２ Ｓｉ析出物を生成し、銅合金の強度を向上させる。しかし、Ｎｉ含有量が１．０質量％未満又はＳｉ含有量が０．２質量％未満では、その効果が少ない。一方、Ｎｉ含有量が４．０質量％を超え又はＳｉ含有量が１．２質量％を超えると、鋳造時にＮｉ又はＳｉが晶出又は析出し、熱間加工性が低下する。従って、Ｎｉ含有量は１．０～４．０質量％、Ｓｉ含有量は０．２～１．２質量％とする。Ｎｉ含有量の下限値は、好ましくは１．１質量％、上限値は好ましくは３．９質量％である。
　Ｎｉ含有量（質量％）を［Ｎｉ］とし、Ｓｉ含有量（質量％）を［Ｓｉ］としたとき、その含有量比［Ｎｉ］／［Ｓｉ］が３．５未満又は５を超える場合、過剰となったＮｉ又はＳｉが固溶して、導電率が低下する。従って、前記含有量比［Ｎｉ］／［Ｓｉ］は３．５～５とする。
　なお、Ｎｉの一部又は全部をＣｏに代えることができる。この場合、ＮｉとＣｏの合計含有量［Ｎｉ＋Ｃｏ］を１．０～４．０質量％の範囲内とし、含有量比［Ｎｉ＋Ｃｏ］／［Ｓｉ］を３．５～５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２．０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２．０質量％以下とする。Ｚｎの含有量の上限値は０．７質量％以下が好ましく、０．５質量％以下がより好ましい。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含有量の下限値は０．０５質量％がより好ましく、０．１質量％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。
　Ａｌ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｆｅ、Ｐ及び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。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０．５質量％を超えると導電率が低下するため、当該合計含有量は０．５質量％以下（０質量％を含まず）とする。これらの元素の１種又は２種以上の合計含有量の下限値は、好ましくは０．０１質量％、より好ましくは０．０２％、さらに好ましくは０．０３％である。
　不可避不純物であるＨ、Ｏ、Ｓ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｂ、Ｓｅ及び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、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及び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及び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、標準的な製造方法として、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、冷間圧延及び時効処理の工程で製造される。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。また、８５０℃で３０分加熱し、次いで時効処理した後、３００ＭＰａ以上の０．２％耐力及び２５％ＩＡＣＳ以上の導電率を有する。
　溶解及び鋳造は、連続鋳造又は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及び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及び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℃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，Ｃｏ）－Ｓｉ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，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。この冷間圧延の加工率は、５～３５％とすることが好ましい。
　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、Ｃｏ及びＳｉ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、Ｃｏ及びＳｉ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、Ｃｏ及びＳｉ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（平均結晶粒径が１～２０μｍ）を形成することができる。この再結晶処理の温度が６００℃より低いと、Ｎｉ、Ｃｏ及び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）冷間圧延及び時効処理する、（ｂ）冷間圧延及び時効処理後、さらに製品厚さまで冷間圧延する、又は（ｃ）前記（ｂ）の後に低温焼鈍（延性の回復）を行う。
　時効処理は、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に示す組成の銅合金を鋳造し、それぞれ厚さ４５ｍｍ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２０ｐｐｍ未満、Ｓ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｂ、Ｓｅ及び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、６００℃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ずつ研磨した後、目標板厚０．４３ｍｍまで冷間粗圧延し、６５０～８５０℃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４５０℃で２時間の析出焼鈍後、３０％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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　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、曲げ加工性及びはんだ濡れ性の各測定試験を行った。
　また、得られた銅合金板を室温で真空引き後、Ａｒガス置換して加熱し、板材の温度が８５０℃に到達してから３０分間加熱後水冷したもの、前記水冷材をさらに５００℃で２時間加熱（時効処理）したものを、それぞれ供試材として、導電率及び機械的特性の各測定を行った。
　各試験結果を表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
（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。試験片の寸法は幅１５ｍｍ及び長さ３００ｍｍである。
（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．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。
（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及び浸漬時間を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７以外は、はんだ濡れ時間が２秒以下であった。
　表２に示す実施例１～１８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３００ＭＰａ以上で、かつ導電率が２５％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、曲げ加工性及びはんだ濡れ性も優れている。８５０℃で加熱後も、５０ＭＰａ以上の強度（０．２％耐力）を有する。
　これに対し、比較例１～７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含有量が少ないため、時効処理後の強度が低い。
　比較例２は、Ｎｉ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とＳｉの含有量比［Ｎｉ］／［Ｓｉ］が高すぎ、過剰となったＮｉが固溶して、時効処理後の導電率が低下した。
　比較例４は、ＮｉとＳｉの含有量比［Ｎｉ］／［Ｓｉ］が低すぎ、過剰となったＳｉが固溶して、時効処理後の導電率が低下した。
　比較例５及び６は、それぞれＳｎ又はＭｇ含有量が過剰で、銅合金板の曲げ加工性が劣り、時効処理後の導電率が低下した。
　比較例７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。
　表１に示す銅合金板のうち代表的なもの（実施例２及び６と比較例１及び７）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３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３に示すように、実施例２及び６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３００ＭＰａ以上で、かつ導電率が２５％ＩＡＣＳ以上である。
　一方、比較例１は、１０００℃で３０分間加熱し、次いで時効処理した後の強度が劣る。
　なお、実施例２及び６並びに比較例１及び７の全てにおいて、１０００℃で３０分間加熱し、次いで時効処理した後の強度と導電率の値は、８５０℃で３０分間加熱し、次いで時効処理した後の強度と導電率の値と大きい違いがなかった。
　本明細書の開示内容は、以下の態様を含む。
態様１：
　ＮｉとＣｏの１種又は２種を１．０～４．０質量％、Ｓｉを０．２～１．２質量％を含有し、ＮｉとＣｏの合計含有量［Ｎｉ＋Ｃｏ］と、Ｓｉの含有量［Ｓｉ］の比［Ｎｉ＋Ｃｏ］／［Ｓｉ］が３．５～５であり、残部がＣｕ及び不可避不純物からなり、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２５％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。

態様２：
　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態様１に記載された放熱部品用銅合金板。

態様３：
　さらに、Ｚｎを２．０質量％以下（０質量％を含まず）含有することを特徴とする態様１又は２に記載された放熱部品用銅合金板。

態様４：
　さらに、Ａｌ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｆｅ、Ｐ及びＡｇのうち１種又は２種以上を合計で０．５質量％以下（０質量％を含まず）含有することを特徴とする態様１～３のいずれかに記載された放熱部品用銅合金板。

態様５：
　態様１～４のいずれかに記載された放熱部品用銅合金板から製造され、６５０℃以上に加熱するプロセスの後、時効処理を受けたことを特徴とする放熱部品。

態様６：
　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態様５に記載された放熱部品。

態様７：
　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態様５に記載された放熱部品。
　本出願は、出願日が２０１５年３月２７日である日本国特許出願、特願第２０１５－０６６６７７号を基礎出願とする優先権主張を伴う。特願第２０１５－０６６６７７号は参照することにより本明細書に取り込まれる。

Claims (11)

  1. 　ＮｉとＣｏの１種又は２種を１．０～４．０質量％、Ｓｉを０．２～１．２質量％を含有し、ＮｉとＣｏの合計含有量［Ｎｉ＋Ｃｏ］と、Ｓｉの含有量［Ｓｉ］の比［Ｎｉ＋Ｃｏ］／［Ｓｉ］が３．５～５であり、残部がＣｕ及び不可避不純物からなり、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２５％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、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に記載された放熱部品用銅合金板。
  3. 　さらに、Ｚｎを２．０質量％以下（０質量％を含まず）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板。
  4. 　さらに、Ｚｎを２．０質量％以下（０質量％を含まず）含有す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。
  5. 　さらに、Ａｌ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｆｅ、Ｐ及びＡｇのうち１種又は２種以上を合計で０．５質量％以下（０質量％を含まず）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板。
  6. 　さらに、Ａｌ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｆｅ、Ｐ及びＡｇのうち１種又は２種以上を合計で０．５質量％以下（０質量％を含まず）含有す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. 　さらに、Ａｌ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｆｅ、Ｐ及びＡｇのうち１種又は２種以上を合計で０．５質量％以下（０質量％を含まず）含有す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。
  8. 　さらに、Ａｌ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｆｅ、Ｐ及びＡｇのうち１種又は２種以上を合計で０．５質量％以下（０質量％を含まず）含有することを特徴とする請求項４に記載された放熱部品用銅合金板。
  9. 　請求項１～８のいずれかに記載された放熱部品用銅合金板から製造され、６５０℃以上に加熱するプロセスの後、時効処理を受けたことを特徴とする放熱部品。
  10. 　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９に記載された放熱部品。
  11. 　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９に記載された放熱部品。
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